JPH04318145A - 強度かつ耐食性に優れるＡｌ−Ｍｇ系超塑性アルミニウム合金板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は結晶粒を微細にした材料
で発現する微細結晶粒超塑性アルミニウム合金板及びそ
の製造方法に係り、更に詳しくは、強度及び耐食性に優
れるＡｌ−Ｍｇ系超塑性アルミニウム合金板及びその製
造方法に関する。

【０００２】なお、本発明において、超塑性とは、ある
加工条件の下で材料がくびれ（ネッキング）なしに数１
００〜１０００％もの巨大な伸びを生じる現象を言う。 本発明はである。

【０００３】

【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】通常の
Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金材は、軟質化材であって
も、伸びはたかだか３０％程度で、より成形の難しい加
工品には超塑性材の開発が望まれており、種々の方法に
よって結晶粒を微細化し、５００〜５５０℃程度の温度
での変形で超塑性を得る試みが、

【表１】 に示すように行われている。

【０００４】ところで、従来は、超塑性化のポイントと
なる結晶粒の微細化に開発の重点が置かれていたが、実
用化を迎えつつある現在は、下記のような相反する問題
が顕在化してきた。

【０００５】すなわち、■Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合
金材では材料の強度（耐力、σｙ）は、所謂、ホール＝
ペッチの式（１）

【数１】 で表わされる。

【０００６】この式（１）において、σｙは材料の摩擦
力で、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金の場合は、主とし
てＭｇとＡｌ原子との原子半径の差（約１０％）に基づ
く固溶体強化によるもので、大きさはＭｇの含有量に比
例する。ｄは結晶粒径である。ＫｙはＭｇと転位との固
着の強さ等に比例する定数で、具体的には強度（耐力）
の結晶粒径依存性を示し、したがって、式（１）は結晶
粒径が小さいほど、材料の強度は大きくなることを示す
。

【０００７】ところで、超塑性材では、結晶粒径（ｄ）
は、通常の軟質材の場合が３０〜４０μｍ（

【数２】 ）であるのに対し、１０〜２０μｍ（

【数３】 ）と

【数４】 が大きくなり、材料は結晶粒が小さくなることにより、
固着強化される。したがって、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウ
ム合金超塑性材料は、『Ｍｇによる固溶体強化＋結晶粒
微細化による固着強化』の二重の強化機構により強化さ
れていることになる。

【０００８】■Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金材では、
Ｍｇ量が多くなると、使用環境により固溶していた結晶
粒界上にβ′−Ｍｇ２Ａｌ３が析出してきて、応力腐食
割れ（ＳＣＣ）が発生し易くなり、ＳＣＣの恐れのある
構造材では、通常はＭｇ量は４％以下に規制されている
。

【０００９】したがって、上記の■の材料強度と、■の
耐食性については、お互いに矛盾する材料設計が要求さ
れていた。

【００１０】本発明は、かゝる要請に応えるべくなされ
たものであって、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金材料に
おいて、強度と耐食性に優れたＡｌ−Ｍｇ系超塑性アル
ミニウム合金板を提供し、並びにその製造方法を提供す
ることを目的とするものである。

【００１１】

【課題を解決するための手段】上記課題を解決するため
に、本発明者は、次の２点につき、鋭意研究開発に努め
た。 （１）まず、耐食性を向上させるには、Ｍｇ量を制限し
、代わりに、従来のジュラルミン系のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ
系合金で良く知られる、Ｓ．Ｓ．（固溶体）→Ｇ．Ｐ．
Ｂゾーン（Ｔ４状態）→Ｓ′−ＣｕＭｇＡｌ２（Ｔ６状
態）の析出強化機構を利用検討する。 （２）応力腐食割れは、結晶粒界と結晶粒内との腐食電
位の差により、電位的に卑な結晶粒界が優先的に腐食す
るものであるから、粒内に析出し易い粒子を検討し、粒
界と粒内の電位差を少なくし、応力腐食割れ感受性を低
下させる。

【００１２】その結果、Ａｌ−Ｍｇ系合金に上記２点の
効果を付与し、強度かつ耐食性に優れたＡｌ−Ｍｇ系超
塑性アルミニウム合金を製造できる冶金的手段及び製造
方法を見い出し、ここに本発明をなしたものである。

【００１３】すなわち、本発明は、Ｍｇ：２〜５％及び
Ｃｕ：０．０４〜０．１０％を含有し、遷移元素のＣｒ
：０．１０〜０．２５％、Ｚｒ：０．０５〜０．１５％
及びＭｎ：０．１０〜０．２０％からなる群より選んだ
少なくとも１種以上を含有し、残部がＡｌ及び不純物で
、かつ、不純物のうちＳｉ：０．１０％以下、Ｆｅ：０
．１５％以下に規制したアルミニウム合金において、結
晶粒径を２０μｍ以下に制御し、かつ遷移元素系金属間
化合物の平均直径を３００〜２０００Å、その体積分率
を０．０５〜０．１％に制御してなることを特徴とする
強度かつ耐食性に優れるＡｌ−Ｍｇ系超塑性アルミニウ
ム合金板を要旨とするものである。

【００１４】また、その製造方法は、上記の化学成分を
有するアルミニウム合金鋳塊に４５０〜５５０℃で均質
化熱処理を施し、２５０〜５５０℃の温度で熱間圧延し
、必要に応じて中間圧延を施した後、１２０〜２３０℃
の温度で０．５〜３０時間保持する熱処理を施し、５０
％以上の冷間加工率で仕上圧延を行った後、５００℃／
ｍｉｎ以上の昇温速度で４００〜５５０℃の温度に加熱
して再結晶処理することにより、結晶粒径を２０μｍ以
下に制御し、かつ遷移元素系金属間化合物の平均直径を
３００〜２０００Å、その体積分率を０．０５〜０．１
％に制御することを特徴とするものである。

【００１５】以下に本発明を詳細に説明する。

【００１６】

【作用】まず、本発明における合金の化学成分の限定理
由について説明する。

【００１７】Ｍｇ：Ｍｇはそれ自体の固溶体強化、及び
後述のＣｕと結合した時効析出物（Ｇ．Ｐ．Ｂゾーン或
いはＳ′−ＣｕＭｇＡｌ２）との析出硬化により強度を
付与すると同時に、電位的卑なＳ′−ＣｕＭｇＡｌ２が
結晶粒内に析出し、粒界と粒内の電位差を小さくし、応
力腐食割れ感受性を低下させる作用がある。しかし、２
％未満では十分な強度が得られず、また５％を超えると
、応力腐食割れ感受性が大きくなり、実用に供し得ない
。よって、Ｍｇ含有量は２〜５％の範囲とする。

【００１８】Ｃｕ：Ｃｕは時効析出物（Ｇ．Ｐ．Ｂ．ゾ
ーン或いはＳ′−ＣｕＭｇＡｌ２）により強度の付与と
応力腐食割れ感受性を低減させる作用がある。しかし、
０．０４％未満では十分な強度と耐食性の改善が得られ
ず、また０．１０％を超えると溶体化処理後に過剰のＳ
′−ＣｕＭｇＡｌ２が結晶粒内に析出し、一般耐食性を
損ねたり、鋳造時にＣｕ２ＦｅＡｌ７が晶出し、伸び、
成形性が大きく低下する。よって、Ｃｕ含有量は０．０
４〜０．１０％の範囲とする。

【００１９】遷移元素Ｃｒ、Ｚｒ、Ｍｎ：Ｃｒ、Ｚｒ、
Ｍｎは鋳造後の均質化熱処理時にＡｌと金属間化合物（
ｄｉｓｐｅｒｓｏｉｄｓ）ＺｒＡｌ３、Ｃｒ２Ｍｇ３Ａ
ｌ１８、ＭｎＡｌ６を生成することにより、超塑性材に
必要な２０μｍ以下の微細な結晶粒を付与し、また、材
料が約５００℃位の高温での超塑性変形中に結晶粒が粗
大化して、超塑性変形態が低下するのをこれらの金属間
化合物がその粗大化を阻止し、所望の超塑性変形を維持
させる重要な効果を有している。 しかし、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｍｎが各々０．１０％、０．０５
％、０．１０％より少ないと上記の効果が十分に得られ
ず、また各々０．２５％、０．１５％、０．２０％を超
えると粗大な金属間化合物が生成し、超塑性変形態を大
きく低下させる。よって、Ｃｒ含有量は０．１０〜０．
２５％、Ｚｒ含有量は０．０５〜０．１５％、Ｍｎ含有
量は０．１０〜０．２０％の範囲とする。

【００２０】不純物Ｓｉ、Ｆｅ：Ｓｉ、Ｆｅは元来不純
物としてＡｌ地金に含有されるものであるが、Ｓｉ量が
０．１０％、Ｆｅ量が０．１５％を各々超えて含有する
と、Ｍｇ２ＳｉやＣｕ２ＦｅＡｌ７が鋳造時に晶出し（
晶出物の生成）、超塑性変形中にボイドの起点となり、
超塑性変形能を大きく低下させる。よって、不純物のう
ちＳｉ量は０．１０％以下、Ｆｅ量は０．１５％以下に
規制する。なお、Ｔｉは、鋳塊の組織を微細化する効果
があるため、０．００５〜０．０５％の範囲で添加する
ことができる。

【００２１】次に、製造方法について説明する。上記の
化学成分を有するアルミニウム合金を鋳造して得られた
鋳塊について、内部に不均質に分布している主要元素の
均質化、及び遷移元素とＡｌとの金属間化合物、すなわ
ち“ｄｉｓｐｅｒｓｏｉｄｓ”と呼ばれる平均直径が３
００〜２０００ÅのＣｒ２Ｍｇ３Ａｌ１８、ＺｒＡｌ３
、ＭｎＡｌ６Åの体積分率を０．０５〜０．１％に制御
するために、４５０〜５５０℃の温度で均質化熱処理を
施す。なお、均質化熱処理時間は特に制限されないが、
例えば、４５０℃の低温度側では８〜１２時間、高温度
側の５５０℃では４〜８時間でよい。金属間化合物の大
きさは、低温・短時間程小さく、逆に高温・長時間程大
きく、且つ遷移元素の種類によってＡｌ合金中の拡散係
数や結晶構造が異なるが、一般にはＺｒＡｌ３＜Ｃｒ２
Ｍｇ３Ａｌ１８＜ＭｎＡｌ６の順になり、ＺｒＡｌ３で
約３００〜５００Å、ＭｎＡｌ６で約１０００〜２００
０Åとなる。また、体積分率が０．０５％未満では、超
塑性変形中の微細粒維持効果が小さくなり、０．１％を
超えると、逆に応力集中源となり、超塑性変形能を損ね
る。よって、金属間化合物の体積分率は０．０５〜０．
１％の範囲に制御する。

【００２２】均質化熱処理後、５５０〜２５０℃の温度
で熱間圧延を行い、粗い鋳塊組織を展伸材組織に加工す
る。この際、上記の金属間化合物（ｄｉｓｐｅｒｓｏｉ
ｄｓ）が結晶粒の粗大化を阻止し、未再結晶粒組織或い
は細かい再結晶粒組織を付与する。次いで、必要に応じ
て、仕上圧延時の冷間圧延率を調整するために、中間圧
延（冷間圧延）を行い、所望の板厚に加工する。

【００２３】次いで、１２０〜２３０℃の温度で０．５
〜３０時間保持の熱処理を施す。この熱処理により、β
′−Ｍｇ２Ａｌ３やＳ′−ＣｕＭｇＡｌ２が焼鈍中に析
出し、次の冷間圧延中にこれらの析出物回りに高密度の
転位が生成され、微細結晶粒の核となる。１２０℃より
低い温度や２３０℃より高い温度では、これらの析出物
が生成されにくいので、熱処理温度は１２０〜２３０℃
の温度域が好ましい。また、熱処理時間は、熱処理温度
により異なり、例えば２００℃以上の温度域では０．５
時間で十分であり、１２０℃の温度域では３０時間が必
要となるので、０．５〜３０時間の範囲とする。

【００２４】次に、５０％以上の冷間加工率で仕上圧延
を実施する。この時、上記のように先の熱処理により生
成した析出物の回りに高密度の転位が生成されるのであ
る。しかし、５０％未満の冷間加工率では十分な転位密
度が得られず、所望の微細結晶粒が得られない。したが
って、仕上圧延時の冷間加工率は５０％以上とする。

【００２５】最後に、５００℃／ｍｉｎ以上の昇温速度
で４００〜５５０℃の温度域に加熱し、２０μｍ以下の
微細結晶粒を再結晶させる。この時の昇温速度が５００
℃／ｍｉｎ未満では再結晶の核生成頻度が減少し、所望
の微細結晶粒が得られない。また、４００℃未満の温度
域では再結晶が工業的に短時間で完了せず、５５０℃を
超える温度域ではバーニングの危険性が大きくなる。し
たがって、再結晶処理は５００℃／ｍｉｎ以上の昇温速
度で、４００〜５５０℃の温度域に加熱して実施する。

【００２６】このようにして得られた超塑性材において
は、約５００℃の温度での加工中に上記の均質化熱処理
工程で生成されたＣｒ２Ｍｇ３Ａｌ１８、ＺｒＡｌ３、
ＭｎＡｌ６等の金属間化合物（ｄｉｓｐｅｒｓｏｉｄｓ
）が高温時の結晶粒の粗大化を抑制し、加工中に微細結
晶粒組織を維持し、所望の超塑性が得られるのである。

【００２７】次に本発明の実施例を示す。

【００２８】

【実施例１】

【表２】 に示す化学成分を有するアルミニウム合金鋳塊に４６０
℃×１２時間の均質化熱処理を施し、４５０〜３００℃
の温度の熱間圧延により３．３ｍｍ厚の板材にした。次
に１６０℃×８時間の熱処理を施し、仕上圧延により１
．５ｍｍ厚の板材にした（冷間加工率５５％）。最後に
昇温速度５００℃／ｍｉｎで５００℃に加熱し、０．１
時間保持の再結晶処理を施した。

【００２９】得られた材料のＬ（圧延方向）−ＳＴ（圧
延方向に直角方向）面を研磨した後、２００倍の光学顕
微鏡で撮影し、Ｌ方向（圧延方向）の結晶粒径を切断法
で求めた。また、透過電子顕微鏡観察により、試料厚さ
が２０００Åの部位で観察を行い、写真から金属間化合
物（ｄｉｓｐｅｒｓｏｉｄｓ）の体積分率を求めた。更
に、圧延方向にＪＩＳ５号引張試験片を切り出して機械
的性質を求めた。更にまた、材料から曲げ半径１５ｍｍ
のＵ字曲げ試験片を作製し、３．５％ＮａＣｌ水溶液中
の通電法により１０００分間の試験を行い、耐応力腐食
割れ性を評価した。最後に、ゲージ部の幅８ｍｍ×長さ
１５ｍｍの超塑性試験片を作製し、５００℃に加熱後、
初期変形速度１×１０−４／ｓｅｃで超塑性変形能（伸
び）を調査した。その結果を

【表３】 に示す。

【００３０】表３より明らかなように、本発明例Ｎｏ．
１〜Ｎｏ．５は金属間化合物（ｄｉｓｐｅｒｓｏｉｄｓ
）の平均直径が３５０〜１２００Å、その体積分率が０
．０５〜０．０９％、かつ結晶粒径が１２〜１９μｍに
制御されており、３６０〜４８０％の良好な超塑性変形
能を示している。

【００３１】本発明例Ｎｏ．１と比較例Ｎｏ．７、及び
本発明例Ｎｏ．２と比較例Ｎｏ．９の比較からわかるよ
うに、同一のＭｇ量の材料において、本発明例は、比較
例よりも強度（耐力）が２０〜３０Ｎ／ｍｍ２（約２０
％）向上しており、また、いずれも良好な耐食性を示し
ている。また、比較例Ｎｏ．６は強度及び超塑性伸びが
低く、比較例Ｎｏ．８は耐応力腐食割れが劣り、Ｎｏ．
１０は一般耐食性が劣り、比較例Ｎｏ．１１〜Ｎｏ．１
８は超塑性伸びがいずれも３００％未満であって、いず
れの比較例も、良好な強度、耐食性及び超塑性変形能を
合わせ持つ材料とは言えない。

【００３２】

【実施例２】表２に示したＮｏ．１〜Ｎｏ．３と同一の
化学成分を有するアルミニウム合金鋳塊を用い、

【表４
】 に示す製造条件で１．５ｍｍ厚の板材を得た。次いで、
実施例１と同様の試験法で各種性能を調査した。その結
果を

【表５】 に示す。

【００３３】表５より明らかなように、本発明例Ｎｏ．
１〜Ｎｏ．５は、金属間化合物（ｄｉｓｐｅｒｓｏｉｄ
ｓ）の平均直径が３５０〜４００Å、その体積分率が０
．０５〜０．０６％、かつ結晶粒径が１１〜１９μｍに
制御されており、４２０〜４７０％の良好な超塑性変形
能を示している。 また、いずれも耐力が１１３Ｎ／ｍｍ２以上と高い。更
にいずれも良好な耐食性を示している。

【００３４】一方、比較例Ｎｏ．７〜Ｎｏ．１５は、い
ずれも、超塑性伸びが２５０％未満であり、その耐力も
本発明例より低く、良好な強度及び超塑性変形能を合わ
せ持つ材料とは言えない。

【００３５】

【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
強度と耐食性に優れたＡｌ−Ｍｇ系超塑性アルミニウム
合金板を提供することができる。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】　　重量で（以下、同じ）、Ｍｇ：２〜５
   ％及びＣｕ：０．０４〜０．１０％を含有し、遷移元素
   のＣｒ：０．１０〜０．２５％、Ｚｒ：０．０５〜０．
   １５％及びＭｎ：０．１０〜０．２０％からなる群より
   選んだ少なくとも１種以上を含有し、残部がＡｌ及び不
   純物で、かつ、不純物のうちＳｉ：０．１０％以下、Ｆ
   ｅ：０．１５％以下に規制したアルミニウム合金におい
   て、結晶粒径を２０μｍ以下に制御し、かつ遷移元素系
   金属間化合物の平均直径を３００〜２０００Å、その体
   積分率を０．０５〜０．１％に制御してなることを特徴
   とする強度かつ耐食性に優れるＡｌ−Ｍｇ系超塑性アル
   ミニウム合金板。
2. 【請求項２】　　請求項１に記載の化学成分を有するア
   ルミニウム合金鋳塊に４５０〜５５０℃で均質化熱処理
   を施し、２５０〜５５０℃の温度で熱間圧延し、必要に
   応じて中間圧延を施した後、１２０〜２３０℃の温度で
   ０．５〜３０時間保持する熱処理を施し、５０％以上の
   冷間加工率で仕上圧延を行った後、５００℃／ｍｉｎ以
   上の昇温速度で４００〜５５０℃の温度に加熱して再結
   晶処理することにより、結晶粒径を２０μｍ以下に制御
   し、かつ遷移元素系金属間化合物の平均直径を３００〜
   ２０００Å、その体積分率を０．０５〜０．１％に制御
   することを特徴とする強度かつ耐食性に優れるＡｌ−Ｍ
   ｇ系超塑性アルミニウム合金板の製造方法。