JPH0472030A - ダイアフラム成形用ａ１合金板およびその製造方法 - Google Patents
ダイアフラム成形用ａ１合金板およびその製造方法Info
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- JPH0472030A JPH0472030A JP14672390A JP14672390A JPH0472030A JP H0472030 A JPH0472030 A JP H0472030A JP 14672390 A JP14672390 A JP 14672390A JP 14672390 A JP14672390 A JP 14672390A JP H0472030 A JPH0472030 A JP H0472030A
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- C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
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- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
- C22F1/047—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with magnesium as the next major constituent
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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。
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Description
本発明は、熱可塑樹脂系複合材のダイアフラム成形用ア
ルミニウム合金、すなわち、３００〜４５０℃で熱可塑
樹脂系複合材のダイアフラム成形加工を行なうためのア
ルミニウム合金に関するものである。
ルミニウム合金、すなわち、３００〜４５０℃で熱可塑
樹脂系複合材のダイアフラム成形加工を行なうためのア
ルミニウム合金に関するものである。
近年、主に航空機の分野で、高強度、高弾性率を有する
ＦＲＰ （繊維強化複合材）の需要が高まっている。 当初はカーボン等の繊維にエポキシ系の熱硬化樹脂を含
浸させた複合材が開発されたが、これらのＦＲＰは耐熱
性、耐衝撃性が劣る欠点がある。 最近、熱硬化樹脂に変わって、繊維に熱可塑樹脂を含浸
させた繊維強化複合材が開発され航空宇宙関係の複合材
製品に飛躍的に進出しつつある。熱可塑樹脂にはＰＥＥ
Ｋ （ポリエーテルエーテルケトン）やＰＡＫ （ポリ
アリレンケトン）等が用いられることが多いが、いずれ
も室温では硬化した状態であるのでプレス等の室温成形
はできない。 従って、これらのＦＲＰは加熱軟化状態で成形し、常温
に冷却し硬化させるプロセスが必要となる。 より具体的にはアルミニウム等の温間成形性に優れる材
料で繊維に含浸させた熱可塑樹脂を挟み、温間ブレス、
あるいはダイアフラム成形（圧空成形）されるのが−船
釣である。
ＦＲＰ （繊維強化複合材）の需要が高まっている。 当初はカーボン等の繊維にエポキシ系の熱硬化樹脂を含
浸させた複合材が開発されたが、これらのＦＲＰは耐熱
性、耐衝撃性が劣る欠点がある。 最近、熱硬化樹脂に変わって、繊維に熱可塑樹脂を含浸
させた繊維強化複合材が開発され航空宇宙関係の複合材
製品に飛躍的に進出しつつある。熱可塑樹脂にはＰＥＥ
Ｋ （ポリエーテルエーテルケトン）やＰＡＫ （ポリ
アリレンケトン）等が用いられることが多いが、いずれ
も室温では硬化した状態であるのでプレス等の室温成形
はできない。 従って、これらのＦＲＰは加熱軟化状態で成形し、常温
に冷却し硬化させるプロセスが必要となる。 より具体的にはアルミニウム等の温間成形性に優れる材
料で繊維に含浸させた熱可塑樹脂を挟み、温間ブレス、
あるいはダイアフラム成形（圧空成形）されるのが−船
釣である。
近年、４００℃以上の高温で３００％以上の伸びを示す
超塑性アルミニウム合金材料に関して種々の研究が為さ
れている。アルミニウムＭｉ塑性合金としては、Ａ Ｉ
−７８％Ｚｎ、Ａｌ−３３％Ｃｕ。 Ａｌ−６％Ｃｕ −０，４％Ｚｒ （ＳＵＰＲＡＬ）、
Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ合金（７４７５，７０７５）。 Ａｌ−２，５〜６％Ｍｇ−０，０５〜０．６％Ｚｒ合金
等が知られている。 しかし、５ＵＰＲＡＬを除くこれ′らのｆｆｌ塑性合金
は低い温度での伸びは低く、充分な伸びを得るためには
０．８ＴＭ（ＴＮ： 融点”Ｋ）程度の加熱が必要であ
ることが経験的に知られており、これはＰＥＥＫ等の樹
脂の成形温度よりはるかに高い温度である。 実際、超塑性アルミニウム合金を熱可塑樹脂系複合材の
ダイアフラム成形に用いようとしたが次のような問題が
あることが確認された。すなわち、超塑性アルミニウム
合金は一般に４５０℃を超える高温での成形性は優れて
いるが、３００〜４５０℃にまたがる熱可塑樹脂系複合
材のダイアプラム成形の温度域では成形能が劣り、かつ
、最適条件下での歪速度が遅いため、工場規模での生産
の場合 成形に時間がかかり、生産性が悪い。 また、熱可塑樹脂系複合材のダイアフラム成形加工を行
なうためのアルミニウム合金として唯一使用された実績
があるのは、Ａｌ−６％Ｃｕ −０，４％Ｚ ｒ （Ｓ
ＵＰＲＡＬ）であるが、製法が複雑なので生産性が悪く
コストが高くつき、さらに高濃度のＣｕを含むので使い
捨ての用途であるにも拘らずリサイクルしにくい。 本願発明は以上の事情を背景として生まれたもので、熱
可塑樹脂系複合材の温間ダイアフラム成形加工時の成形
性、すなわち３００℃〜４６０℃の温度域でのより一層
の成形性（特に伸び）の優れたアルミニウム合金を簡単
な製法で提供することを目的とするものである。
超塑性アルミニウム合金材料に関して種々の研究が為さ
れている。アルミニウムＭｉ塑性合金としては、Ａ Ｉ
−７８％Ｚｎ、Ａｌ−３３％Ｃｕ。 Ａｌ−６％Ｃｕ −０，４％Ｚｒ （ＳＵＰＲＡＬ）、
Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ合金（７４７５，７０７５）。 Ａｌ−２，５〜６％Ｍｇ−０，０５〜０．６％Ｚｒ合金
等が知られている。 しかし、５ＵＰＲＡＬを除くこれ′らのｆｆｌ塑性合金
は低い温度での伸びは低く、充分な伸びを得るためには
０．８ＴＭ（ＴＮ： 融点”Ｋ）程度の加熱が必要であ
ることが経験的に知られており、これはＰＥＥＫ等の樹
脂の成形温度よりはるかに高い温度である。 実際、超塑性アルミニウム合金を熱可塑樹脂系複合材の
ダイアフラム成形に用いようとしたが次のような問題が
あることが確認された。すなわち、超塑性アルミニウム
合金は一般に４５０℃を超える高温での成形性は優れて
いるが、３００〜４５０℃にまたがる熱可塑樹脂系複合
材のダイアプラム成形の温度域では成形能が劣り、かつ
、最適条件下での歪速度が遅いため、工場規模での生産
の場合 成形に時間がかかり、生産性が悪い。 また、熱可塑樹脂系複合材のダイアフラム成形加工を行
なうためのアルミニウム合金として唯一使用された実績
があるのは、Ａｌ−６％Ｃｕ −０，４％Ｚ ｒ （Ｓ
ＵＰＲＡＬ）であるが、製法が複雑なので生産性が悪く
コストが高くつき、さらに高濃度のＣｕを含むので使い
捨ての用途であるにも拘らずリサイクルしにくい。 本願発明は以上の事情を背景として生まれたもので、熱
可塑樹脂系複合材の温間ダイアフラム成形加工時の成形
性、すなわち３００℃〜４６０℃の温度域でのより一層
の成形性（特に伸び）の優れたアルミニウム合金を簡単
な製法で提供することを目的とするものである。
前述のような問題点を解決するた゛め本発明者らが鋭意
研究の結果、アルミニウム合金の成分量特に主要添加成
分のＭｇと不純物元素の量・最終焼鈍後の金属間化合物
の粒径・ダイアフラム成形時の再結晶粒形状を適切に調
整する事によって熱可塑樹脂系複合材のダイアフラム成
形に適したＡｌ合金を得られることを見いだし、この発
明をなすに至った。 すなわち、請求項１は、 Ｍ ｇ ：２．０〜６．０％（重量で、以下同じ）Ｂｅ
：０．０００１％〜０．０１％を含み、結晶粒微細化の
ため Ｔｉ：０．００１％〜０．１５％を単独でもしくはＢ：
０．０００１％〜０．０５％と同時に含み、不純物とし
ての Ｆ ｅ ：０．２％以下、Ｓ ｉ ：０．２％以下、Ｍ
ｎ：０゜０５％以下、Ｃｒ ：０．０５％以下、Ｚ ｒ
：０．０５％以下、Ｖ ：０．０５％以下であり、残
部その他の不可避不純物およびアルミニウムからなり、 ダイアフラム成形加工時の不純物に基づく金属間化合物
粒子の粒径が最大１０μｍ以下であり、さらに、ダイア
フラム成形加工時の再結晶粒が、圧延方向に平行な断面
において（圧延方向の結晶粒径の平均／板厚方向の結晶
粒径の平均）≦１．５ であることを特徴とする熱可塑
樹脂系複合材のダイアフラム成形用Ａｌ合金板。 請求項２は 添加成分として更に、 Ｃｕ： ０．０５〜２．０％ Ｚ ｎ： ０．２〜２．５％ の一種または二種を含有することを特徴とする請求項１
に記載のダイアプラム成形用Ａｌ合金板。 請求項３は 請求項１または２記載の化学組成を有する合金の半連続
鋳塊を４５０℃〜５８０℃で０．５〜４８時間加熱した
後、開始温度４００℃〜５３０℃で熱間圧延し、必要に
応じ中間焼鈍工程をはさんで冷間圧延し、最終再結晶処
理の前に少なくとも１５％以上冷閏圧延を施すことを特
徴とする熱可塑樹脂系複合材のダイアフラム成形用Ａｌ
合金板の製造方法。 請求項４は 請求項１または２記載の化学組成を有する合金の連続鋳
造板を、必要に応じ中間焼鈍 工程をはさんで冷間圧延し、最終再結晶処理の前に少な
くとも１６％以上冷閏圧延を施すことを特徴とする熱可
塑樹脂系複合材のダイアフラム成形用Ａｌ合金板の製造
方法、 である。
研究の結果、アルミニウム合金の成分量特に主要添加成
分のＭｇと不純物元素の量・最終焼鈍後の金属間化合物
の粒径・ダイアフラム成形時の再結晶粒形状を適切に調
整する事によって熱可塑樹脂系複合材のダイアフラム成
形に適したＡｌ合金を得られることを見いだし、この発
明をなすに至った。 すなわち、請求項１は、 Ｍ ｇ ：２．０〜６．０％（重量で、以下同じ）Ｂｅ
：０．０００１％〜０．０１％を含み、結晶粒微細化の
ため Ｔｉ：０．００１％〜０．１５％を単独でもしくはＢ：
０．０００１％〜０．０５％と同時に含み、不純物とし
ての Ｆ ｅ ：０．２％以下、Ｓ ｉ ：０．２％以下、Ｍ
ｎ：０゜０５％以下、Ｃｒ ：０．０５％以下、Ｚ ｒ
：０．０５％以下、Ｖ ：０．０５％以下であり、残
部その他の不可避不純物およびアルミニウムからなり、 ダイアフラム成形加工時の不純物に基づく金属間化合物
粒子の粒径が最大１０μｍ以下であり、さらに、ダイア
フラム成形加工時の再結晶粒が、圧延方向に平行な断面
において（圧延方向の結晶粒径の平均／板厚方向の結晶
粒径の平均）≦１．５ であることを特徴とする熱可塑
樹脂系複合材のダイアフラム成形用Ａｌ合金板。 請求項２は 添加成分として更に、 Ｃｕ： ０．０５〜２．０％ Ｚ ｎ： ０．２〜２．５％ の一種または二種を含有することを特徴とする請求項１
に記載のダイアプラム成形用Ａｌ合金板。 請求項３は 請求項１または２記載の化学組成を有する合金の半連続
鋳塊を４５０℃〜５８０℃で０．５〜４８時間加熱した
後、開始温度４００℃〜５３０℃で熱間圧延し、必要に
応じ中間焼鈍工程をはさんで冷間圧延し、最終再結晶処
理の前に少なくとも１５％以上冷閏圧延を施すことを特
徴とする熱可塑樹脂系複合材のダイアフラム成形用Ａｌ
合金板の製造方法。 請求項４は 請求項１または２記載の化学組成を有する合金の連続鋳
造板を、必要に応じ中間焼鈍 工程をはさんで冷間圧延し、最終再結晶処理の前に少な
くとも１６％以上冷閏圧延を施すことを特徴とする熱可
塑樹脂系複合材のダイアフラム成形用Ａｌ合金板の製造
方法、 である。
まず本発明の成分組成の限定理由を以下に示す。
Ｍｇ：
Ｍｇは、温間加工時に、加工軟化もしくは、動的再結晶
を促進させることにより、湿田加工性を向上させる。 ２％未満では強度が不足し、温間加工性が不十分であり
、６％を超えると熱間圧延性・冷間圧延性が悪くなり、
製造が困難となる。したがってＭｇ量は２〜６％とする
。 Ｂｅ； 溶解時のＭｇ酸化防止、ダイアフラム成形時の型かじり
防止のためＢｅを添加する。 Ｂｅが０．０００１％未満ではこの効果がなく、Ｂｅが
０．０１％を超えると効果が飽和する。 Ｔｊ、Ｂ； 鋳塊結晶粒微細化のためＴＩを単独でもしくはＢと同時
に添加する。但し、Ｔｉが０．００１％未満ではこの効
果がなく、０，１５％を超えると初晶Ｔ ｉ Ａ Ｉ
ｇ粒子が晶出してしまう。 また、Ｂも添加する場合にはＢが０．０００１％未満で
は効果がなく、０．０５％を超えるとＴｉＢ２粒子が生
成してしまう。 Ｃｕ 、Ｚ ｎ； Ｃｕ 、Ｚ ｎは強度を向上させるとともに、積層欠陥
エネルギーを増加させ、加工時の転位セル構造を強化す
る。 Ｃｕ、Ｚｎが各々０．０５％、０．２％未満ではこの効
果が不十分であり、またＣｕ、Ｚｎが各々２．０％、２
，５％を超えると耐食性′が低下するとともにＣｕ、Ｚ
ｎが粒界析出し温間伸びが低下する。 不純物 Ｆｅ、 Ｓｔ、 Ｍｎ、 Ｃｒ、 Ｚ
ｒ、 Ｖ、 その他； Ｆｅ、 Ｓｉ、 Ｍｎ、 Ｃｒ、 Ｚｒ、
Ｖ＋ その他の不純物が多く含有されると、鋳造時に
粗大な金属間化合物が生成されやすく、−度形成された
これらの金属間化合物はその後の加工熱処理で除去する
ことはできない、これらの金属間化合物は１０μｍ以上
になるとダイアフラム成形時に破断の起点になり、ダイ
アプラム成形性を著しく低下させる。そこでＦｅは０．
２％以下、Ｓｌは０．２％以下、Ｍｎは０．０５％以下
、Ｃｒは０．０５％以下Ｚｒは０．０５％以下、■は０
．０５％以下とする。 なおその他の不純物は合計で０．１％以下とする。 次に、金属組織の限定理由を以下に示す。 不純物に基づく金属間化合物粒子の粒径；これらの金属
間化合物は１０μｍ以上になるとダイアフラム成形時に
破断の起点になり、ダイアフラム成形性を著しく低下さ
せる。よフてダイアフラム成形加工時における金属間化
合物は最大１０μｍ以下であることが必要である。 ダイアフラム成形加工時の再結晶粒形状；３００〜４５
０℃にまたがる熱可塑樹脂系複合材のダイアフラム成形
の温度域では、 １粒内変形」と「（動的及び静的）再
結晶の繰り返し」によって変形する。ダイアフラム成形
加工時の再結晶粒形状が偏平だと、 １粒内変形」にお
いて局部応力集中して破断を招き易く、 「（動的及び
静的）再結晶」においても不均一再結晶を生じるため局
部応力集中して破断を招き易い。 よって本願発明においてはダイアフラム成形加工時の再
結晶粒形状の偏平度の尺度として、圧延方向に平行な断
面において （圧延方向の結晶粒径の平均／板厚方向の
結晶粒径の平均）をとり、この値が １．５以下である
ことを必要とする。 最後に製造方法について説明する。 鋳造： 鋳造方法としては、半連続鋳造（ＤＣ鋳造）が
−船釣である。 鋳塊加熱： 鋳塊を４５０℃〜５８０℃で０．５〜４８時間加熱する
。 この加熱は１段で行っても均熱処理等と組み合わせて多
段で行ってもよい、多段で行う場合、そのなかでの最高
温度での条件がこの熱処理条件を満たせばよい。 この条件未満の加熱では熱間圧延の開始温度かを４００
℃にすることが困難となり、均質化の効果も−無い。 この条件を超える加熱では金属間化合物の粗大化を招き
ダイアフラム成形性を妨げ、また共晶融解を生じる恐れ
もある。 じなかったり不均一再結晶になったりして、ダイアフラ
ム成形性を低下させる。 よって１５％以上とする。 なお、バッチ焼鈍の場合２５０℃〜４５０℃で０．５〜
２４時間、連続焼鈍の場合３００℃〜５８０℃で保持無
しか５分以下の条件であれば、熱間圧延と冷間圧延の間
および／または冷間圧延の途中に、適宜中間焼鈍を施し
てもなんら本発明の効果を損なうものではない。 必要なのは、最終再結晶処理前の冷間圧下率を１５％以
上とすることである。 熱間圧延開始温度； ４００℃未満では熱間圧延性が低下し、５３０℃を超え
るとＭｇの高温脆化により熱間圧延時に耳割れが発生し
やすくなる。 よって４００〜５３０℃とする。 最終再結晶処理前の冷間圧下率； １５％未満だと最終再結晶処理時に再結晶が生最終再結
晶処理； 一般に最終焼鈍をほどこし、再結晶組織とする。 但し、ダイアフラム成形は、熱可塑樹脂の軟化温度、す
なわち、３００℃から４５０℃で行なわれるため、熱可
塑樹脂をアルミニウム材で挟んだ材料は、加熱された成
形機内にセットされ材料が所定の温度になるまで保持す
ることによって再結晶する。あるいは別の予熱炉を用い
ることによって、予熱され、この予熱の温度が、２５０
℃以上で、予熱中に再結晶が生じる場合には、板製造工
程における最終焼鈍により再結晶組織にしておく必要は
ない。 条件は再結晶する温度・保持時閉であれば良く、焼鈍に
よる場合には連続焼鈍によってもバッチ焼鈍によっても
かまわない。 バッチ焼鈍の場合、２５０℃〜４００℃で０．５時間以
上が一般的であり、連続焼鈍の場合、３５０℃〜５５０
℃で保持は無しか多くても１８０秒以内とする。 以上、鋳造法は半連続鋳造（ＤＣ鋳造）を用いた例で説
明してきたが、連続鋳造（ＣＣ鋳造）でもかまわない、
この場合、熱間圧延が不要なのて鋳塊加熱に替わる連鋳
板の加熱も不要である。 以上をまとめると、本発明のアルミニウム合金板の製法
は、次に示すようなバリエーションを有する。但し、括
弧内は必須ではない工程である。 半連続鋳造→鋳塊加熱→熱間圧延→（中間焼鈍）→冷閏
圧延→（中間焼鈍）→冷開圧延→（最終焼鈍） 連続鋳造→（連鋳板加熱）→冷間圧延→（中間焼鈍）→
冷間圧延→（最終焼鈍）
を促進させることにより、湿田加工性を向上させる。 ２％未満では強度が不足し、温間加工性が不十分であり
、６％を超えると熱間圧延性・冷間圧延性が悪くなり、
製造が困難となる。したがってＭｇ量は２〜６％とする
。 Ｂｅ； 溶解時のＭｇ酸化防止、ダイアフラム成形時の型かじり
防止のためＢｅを添加する。 Ｂｅが０．０００１％未満ではこの効果がなく、Ｂｅが
０．０１％を超えると効果が飽和する。 Ｔｊ、Ｂ； 鋳塊結晶粒微細化のためＴＩを単独でもしくはＢと同時
に添加する。但し、Ｔｉが０．００１％未満ではこの効
果がなく、０，１５％を超えると初晶Ｔ ｉ Ａ Ｉ
ｇ粒子が晶出してしまう。 また、Ｂも添加する場合にはＢが０．０００１％未満で
は効果がなく、０．０５％を超えるとＴｉＢ２粒子が生
成してしまう。 Ｃｕ 、Ｚ ｎ； Ｃｕ 、Ｚ ｎは強度を向上させるとともに、積層欠陥
エネルギーを増加させ、加工時の転位セル構造を強化す
る。 Ｃｕ、Ｚｎが各々０．０５％、０．２％未満ではこの効
果が不十分であり、またＣｕ、Ｚｎが各々２．０％、２
，５％を超えると耐食性′が低下するとともにＣｕ、Ｚ
ｎが粒界析出し温間伸びが低下する。 不純物 Ｆｅ、 Ｓｔ、 Ｍｎ、 Ｃｒ、 Ｚ
ｒ、 Ｖ、 その他； Ｆｅ、 Ｓｉ、 Ｍｎ、 Ｃｒ、 Ｚｒ、
Ｖ＋ その他の不純物が多く含有されると、鋳造時に
粗大な金属間化合物が生成されやすく、−度形成された
これらの金属間化合物はその後の加工熱処理で除去する
ことはできない、これらの金属間化合物は１０μｍ以上
になるとダイアフラム成形時に破断の起点になり、ダイ
アプラム成形性を著しく低下させる。そこでＦｅは０．
２％以下、Ｓｌは０．２％以下、Ｍｎは０．０５％以下
、Ｃｒは０．０５％以下Ｚｒは０．０５％以下、■は０
．０５％以下とする。 なおその他の不純物は合計で０．１％以下とする。 次に、金属組織の限定理由を以下に示す。 不純物に基づく金属間化合物粒子の粒径；これらの金属
間化合物は１０μｍ以上になるとダイアフラム成形時に
破断の起点になり、ダイアフラム成形性を著しく低下さ
せる。よフてダイアフラム成形加工時における金属間化
合物は最大１０μｍ以下であることが必要である。 ダイアフラム成形加工時の再結晶粒形状；３００〜４５
０℃にまたがる熱可塑樹脂系複合材のダイアフラム成形
の温度域では、 １粒内変形」と「（動的及び静的）再
結晶の繰り返し」によって変形する。ダイアフラム成形
加工時の再結晶粒形状が偏平だと、 １粒内変形」にお
いて局部応力集中して破断を招き易く、 「（動的及び
静的）再結晶」においても不均一再結晶を生じるため局
部応力集中して破断を招き易い。 よって本願発明においてはダイアフラム成形加工時の再
結晶粒形状の偏平度の尺度として、圧延方向に平行な断
面において （圧延方向の結晶粒径の平均／板厚方向の
結晶粒径の平均）をとり、この値が １．５以下である
ことを必要とする。 最後に製造方法について説明する。 鋳造： 鋳造方法としては、半連続鋳造（ＤＣ鋳造）が
−船釣である。 鋳塊加熱： 鋳塊を４５０℃〜５８０℃で０．５〜４８時間加熱する
。 この加熱は１段で行っても均熱処理等と組み合わせて多
段で行ってもよい、多段で行う場合、そのなかでの最高
温度での条件がこの熱処理条件を満たせばよい。 この条件未満の加熱では熱間圧延の開始温度かを４００
℃にすることが困難となり、均質化の効果も−無い。 この条件を超える加熱では金属間化合物の粗大化を招き
ダイアフラム成形性を妨げ、また共晶融解を生じる恐れ
もある。 じなかったり不均一再結晶になったりして、ダイアフラ
ム成形性を低下させる。 よって１５％以上とする。 なお、バッチ焼鈍の場合２５０℃〜４５０℃で０．５〜
２４時間、連続焼鈍の場合３００℃〜５８０℃で保持無
しか５分以下の条件であれば、熱間圧延と冷間圧延の間
および／または冷間圧延の途中に、適宜中間焼鈍を施し
てもなんら本発明の効果を損なうものではない。 必要なのは、最終再結晶処理前の冷間圧下率を１５％以
上とすることである。 熱間圧延開始温度； ４００℃未満では熱間圧延性が低下し、５３０℃を超え
るとＭｇの高温脆化により熱間圧延時に耳割れが発生し
やすくなる。 よって４００〜５３０℃とする。 最終再結晶処理前の冷間圧下率； １５％未満だと最終再結晶処理時に再結晶が生最終再結
晶処理； 一般に最終焼鈍をほどこし、再結晶組織とする。 但し、ダイアフラム成形は、熱可塑樹脂の軟化温度、す
なわち、３００℃から４５０℃で行なわれるため、熱可
塑樹脂をアルミニウム材で挟んだ材料は、加熱された成
形機内にセットされ材料が所定の温度になるまで保持す
ることによって再結晶する。あるいは別の予熱炉を用い
ることによって、予熱され、この予熱の温度が、２５０
℃以上で、予熱中に再結晶が生じる場合には、板製造工
程における最終焼鈍により再結晶組織にしておく必要は
ない。 条件は再結晶する温度・保持時閉であれば良く、焼鈍に
よる場合には連続焼鈍によってもバッチ焼鈍によっても
かまわない。 バッチ焼鈍の場合、２５０℃〜４００℃で０．５時間以
上が一般的であり、連続焼鈍の場合、３５０℃〜５５０
℃で保持は無しか多くても１８０秒以内とする。 以上、鋳造法は半連続鋳造（ＤＣ鋳造）を用いた例で説
明してきたが、連続鋳造（ＣＣ鋳造）でもかまわない、
この場合、熱間圧延が不要なのて鋳塊加熱に替わる連鋳
板の加熱も不要である。 以上をまとめると、本発明のアルミニウム合金板の製法
は、次に示すようなバリエーションを有する。但し、括
弧内は必須ではない工程である。 半連続鋳造→鋳塊加熱→熱間圧延→（中間焼鈍）→冷閏
圧延→（中間焼鈍）→冷開圧延→（最終焼鈍） 連続鋳造→（連鋳板加熱）→冷間圧延→（中間焼鈍）→
冷間圧延→（最終焼鈍）
第１表に示す成分組成の合金を断Ｎ １０００ ｍｍＸ
４００ｍｍのサイズにＤＣ鋳造し、その鋳塊にたいし５
３０℃×１０時間の均質化処理を施し、５００℃×３時
閏の加熱を行い４５０℃で熱間圧延を開始し板厚を４ｍ
ｍに仕上げた。この熱延板を冷間圧延で板厚１ｍｍにし
た（冷間圧延率７５％）後、３５０℃×２時閏の最終焼
鈍を施した。 また、合金１と合金３とほぼ同じ成分組成の合金を厚さ
３ 、 Ｏｍ ｍ Ｘ幅４００ｍｍのサイズにＣＣ鋳造
し、冷間圧延で板厚１ｍｍにした（冷間圧延率６６．６
％）後、３５０℃×２時間の最終焼鈍な施した板も用意
しそれぞれ合金１′ ３′とした。 この最終焼鈍後の材料を圧延面に平行に研磨し、第４表
ダイアフラム成形による成形高さ第５表 ４００℃で
５０％温間引張り後の常温強度備考：従来合金は４００
℃での５０％温間引張りはしていない。 Ｌ →圧延方向の結晶粒径の平均 画像解析装置を用いて金属間化合物粒子の最大サイズを
測定した。結果を第２表に示す１発明合金の金属間化合
物粒子のサイズは比較合金にくらべて小さくなっている
。 次に、熱可塑樹脂系複合材のダイアフラム成形性を比較
するため４００℃での温間引張り試験での伸びを測定し
た。結果を第３表に示す０発明合金の温間伸びは比較合
金にくらべて大きくなっており特に歪速度が大きくなる
にしたがってこの差が大きくなる。 さらに上記の冷開圧延で板厚１ｍｍにした板を３５０℃
×２時間の最終焼鈍を施した材料、および一部板製造工
程のこの段階で最終焼鈍を施さないが次のバルジ成形機
中で昇温保持をうけ再結晶する材料で、炭素繊維を含浸
させた厚さ０．１ｍｍのＰＥＥＫ樹脂を８枚重ねたもの
を挟み、温度４００℃で５分保持した後、直径１００ｍ
ｍのバルジ成形をすることによるダイアフラム成形を行
い、バルジ成形高さ、と成形後の結晶粒サイズを測定し
圧延方向・板厚方向の比（圧延方向の結晶粒径の平均／
板厚方向の結晶粒径の平均）をとった。結果を第４表に
示す。 発明合金の結晶粒形状は比較合金にくらべて偏平でなく
（圧延方向の結晶粒径の平均／板厚方向の結晶粒径の平
均）が１．５以下になっており、発明合金の成形高さは
比較合金にくらべて短時間でしかも大きくなっている。 次に、参考までに超塑性、温間成形後の常温強度を構造
用材料として代表的なＡｌ−Ｍｇ系の従来合金と比較す
る。４００℃で５０％温間引張りを行なった材料から、
ＪＩＳ５号試験−片を切出し、常温で引張り試験を行
なった。結果を第６表にしめす。 発明合金は温間成形後も同レベルのＭｇ量で比較した場
合、温間引張りを行わなかった従来合金と同等以上の強
度を有し、超塑性成形材料としても使用可能であ名。
４００ｍｍのサイズにＤＣ鋳造し、その鋳塊にたいし５
３０℃×１０時間の均質化処理を施し、５００℃×３時
閏の加熱を行い４５０℃で熱間圧延を開始し板厚を４ｍ
ｍに仕上げた。この熱延板を冷間圧延で板厚１ｍｍにし
た（冷間圧延率７５％）後、３５０℃×２時閏の最終焼
鈍を施した。 また、合金１と合金３とほぼ同じ成分組成の合金を厚さ
３ 、 Ｏｍ ｍ Ｘ幅４００ｍｍのサイズにＣＣ鋳造
し、冷間圧延で板厚１ｍｍにした（冷間圧延率６６．６
％）後、３５０℃×２時間の最終焼鈍な施した板も用意
しそれぞれ合金１′ ３′とした。 この最終焼鈍後の材料を圧延面に平行に研磨し、第４表
ダイアフラム成形による成形高さ第５表 ４００℃で
５０％温間引張り後の常温強度備考：従来合金は４００
℃での５０％温間引張りはしていない。 Ｌ →圧延方向の結晶粒径の平均 画像解析装置を用いて金属間化合物粒子の最大サイズを
測定した。結果を第２表に示す１発明合金の金属間化合
物粒子のサイズは比較合金にくらべて小さくなっている
。 次に、熱可塑樹脂系複合材のダイアフラム成形性を比較
するため４００℃での温間引張り試験での伸びを測定し
た。結果を第３表に示す０発明合金の温間伸びは比較合
金にくらべて大きくなっており特に歪速度が大きくなる
にしたがってこの差が大きくなる。 さらに上記の冷開圧延で板厚１ｍｍにした板を３５０℃
×２時間の最終焼鈍を施した材料、および一部板製造工
程のこの段階で最終焼鈍を施さないが次のバルジ成形機
中で昇温保持をうけ再結晶する材料で、炭素繊維を含浸
させた厚さ０．１ｍｍのＰＥＥＫ樹脂を８枚重ねたもの
を挟み、温度４００℃で５分保持した後、直径１００ｍ
ｍのバルジ成形をすることによるダイアフラム成形を行
い、バルジ成形高さ、と成形後の結晶粒サイズを測定し
圧延方向・板厚方向の比（圧延方向の結晶粒径の平均／
板厚方向の結晶粒径の平均）をとった。結果を第４表に
示す。 発明合金の結晶粒形状は比較合金にくらべて偏平でなく
（圧延方向の結晶粒径の平均／板厚方向の結晶粒径の平
均）が１．５以下になっており、発明合金の成形高さは
比較合金にくらべて短時間でしかも大きくなっている。 次に、参考までに超塑性、温間成形後の常温強度を構造
用材料として代表的なＡｌ−Ｍｇ系の従来合金と比較す
る。４００℃で５０％温間引張りを行なった材料から、
ＪＩＳ５号試験−片を切出し、常温で引張り試験を行
なった。結果を第６表にしめす。 発明合金は温間成形後も同レベルのＭｇ量で比較した場
合、温間引張りを行わなかった従来合金と同等以上の強
度を有し、超塑性成形材料としても使用可能であ名。
以上の結果より、本発明によれば、従来にない優れた熱
可塑樹脂系複合材のダイアフラム成形性を有する材料を
得ることができ、熱可塑樹脂系複合材の生産性を計りし
れず向上させることが可能となる。 また、本発明の材料は単にダイアフラム成形だけでなく
、そのまま超盟性的な成形や温間成形的な成形に供する
こともでき、複雑形状の器物の他、電気制御記筐体、計
倒記筐体、ＶＴＲその他の弱電機器のシャーシ等および
自動車車体、ガソリンタンク、オイルパン等の部品の用
途に好適である。 以上 特許出願人 スカイアルミニウム株式会社手続補正書（
自重
可塑樹脂系複合材のダイアフラム成形性を有する材料を
得ることができ、熱可塑樹脂系複合材の生産性を計りし
れず向上させることが可能となる。 また、本発明の材料は単にダイアフラム成形だけでなく
、そのまま超盟性的な成形や温間成形的な成形に供する
こともでき、複雑形状の器物の他、電気制御記筐体、計
倒記筐体、ＶＴＲその他の弱電機器のシャーシ等および
自動車車体、ガソリンタンク、オイルパン等の部品の用
途に好適である。 以上 特許出願人 スカイアルミニウム株式会社手続補正書（
自重
Claims (4)
- （１）Ｍｇ：２．０〜６．０％（重量で、以下同じ）Ｂ
ｅ：０．０００１％〜０．０１％を含み、結晶粒微細化
のため Ｔｉ：０．００１％〜０．１５％を単独でもしくはＢ：
０．０００１％〜０．０５％と同時に含み、不純物とし
ての Ｆｅ：０．２％以下、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ：０．
０５％以下、Ｃｒ：０．０５％以下、Ｚｒ：０．０５％
以下、Ｖ：０．０５％以下であり、 残部その他の不可避不純物およびアルミニウムからなり
、 ダイアフラム成形加工時の不純物に基づく金属間化合物
粒子の粒径が最大１０μｍ以下であり、さらに、ダイア
フラム成形加工時の再結晶粒が、圧延方向に平行な断面
において（圧延方向の結晶粒径の平均／板厚方向の結晶
粒径の平均）≦１．５であることを特徴とする熱可塑樹
脂系複合材のダイアフラム成形用Ａｌ合金板。 - （２）添加成分として更に、 Ｃｕ：０．０５〜２．０％ Ｚｎ：０．２〜２．５％ の一種または二種を含有することを特徴とする請求項１
に記載のダイアフラム成形用Ａｌ合金板。 - （３）請求項１または２記載の化学組成を有する合金の
半連続鋳塊を４５０℃〜５８０℃で０．５〜４８時間加
熱した後、開始温度４００℃〜５３０℃で熱間圧延し、
必要に応じ中間焼鈍工程をはさんで冷間圧延し、最終再
結晶処理の前に少なくとも１５％以上冷間圧延を施すこ
とを特徴とする熱可塑樹脂系複合材のダイアフラム成形
用Ａｌ合金板の製造方法。 - （４）請求項１または２の化学組成を有する合金の連続
鋳造板を、必要に応じ中間焼鈍 工程をはさんで冷間圧延し、最終再結晶処理の前に少な
くとも１５％以上冷間圧延を施すことを特徴とする熱可
塑樹脂系複合材のダイアフラム成形用Ａｌ合金板の製造
方法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14672390A JP2517445B2 (ja) | 1990-06-05 | 1990-06-05 | ダイアフラム成形用ａ１合金板およびその製造方法 |
| GB9111623A GB2245591B (en) | 1990-06-05 | 1991-05-30 | Diaphragm molding aluminum alloy plates and their preparation |
| CA 2043852 CA2043852A1 (en) | 1990-06-05 | 1991-06-04 | Diaphragm molding aluminum alloy plates and their preparation |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14672390A JP2517445B2 (ja) | 1990-06-05 | 1990-06-05 | ダイアフラム成形用ａ１合金板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0472030A true JPH0472030A (ja) | 1992-03-06 |
| JP2517445B2 JP2517445B2 (ja) | 1996-07-24 |
Family
ID=15414107
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14672390A Expired - Lifetime JP2517445B2 (ja) | 1990-06-05 | 1990-06-05 | ダイアフラム成形用ａ１合金板およびその製造方法 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2517445B2 (ja) |
| CA (1) | CA2043852A1 (ja) |
| GB (1) | GB2245591B (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0959736A (ja) * | 1995-08-23 | 1997-03-04 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 高速超塑性成形に優れたアルミニウム合金板およびその成形方法 |
| CN104451283A (zh) * | 2014-12-12 | 2015-03-25 | 西南铝业（集团）有限责任公司 | 一种5a06铝合金铸锭的生产方法 |
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|---|---|---|---|---|
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| EP0594509B1 (en) * | 1992-10-23 | 1996-08-14 | The Furukawa Electric Co., Ltd. | Process for manufacturing Al-Mg alloy sheets for press forming |
| CA2102951A1 (en) * | 1992-11-13 | 1994-05-14 | Yoichiro Bekki | Aluminum alloy sheet suitable for high-speed forming and process for manufacturing the same |
| US5518558A (en) * | 1992-11-17 | 1996-05-21 | The Furukawa Electric Co., Ltd. | Aluminum alloy sheets excellent in strength and deep drawing formability and process for manufacturing same |
| US5354195A (en) * | 1992-12-23 | 1994-10-11 | United Technologies Corporation | Composite molding apparatus for high pressure co-cure molding of lightweight honeycomb core composite articles having ramped surfaces utilizing low density, stabilized ramped honeycomb cores |
| DE69716949T2 (de) * | 1996-12-04 | 2003-07-17 | Alcan International Ltd., Montreal | Al-legierung und verfahren |
| FR2854021B1 (fr) * | 2003-04-16 | 2006-03-31 | Focal Jmlab | Transducteur acoustiques en beryllium pur a radiation directe, a membrane de forme concave, pour applications audio notamment pour enceintes acoustiques |
| JP7196181B2 (ja) * | 2017-12-28 | 2022-12-26 | フェールマン アロイズ ゲーエムベーハー ウント コー． カーゲー | アルミニウム含有合金の付加製造における使用 |
| CN114250391A (zh) * | 2021-12-28 | 2022-03-29 | 大力神铝业股份有限公司 | 一种可阳极氧化高镁铝合金材料及其制备方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US2628899A (en) * | 1950-12-12 | 1953-02-17 | William F Jobbins Inc | Aluminum-magnesium casting alloys |
| GB966505A (en) * | 1962-02-15 | 1964-08-12 | P D Sage Company Ltd | Aluminium alloys |
-
1990
- 1990-06-05 JP JP14672390A patent/JP2517445B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
1991
- 1991-05-30 GB GB9111623A patent/GB2245591B/en not_active Expired - Fee Related
- 1991-06-04 CA CA 2043852 patent/CA2043852A1/en not_active Abandoned
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| JPH0959736A (ja) * | 1995-08-23 | 1997-03-04 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 高速超塑性成形に優れたアルミニウム合金板およびその成形方法 |
| CN104451283A (zh) * | 2014-12-12 | 2015-03-25 | 西南铝业（集团）有限责任公司 | 一种5a06铝合金铸锭的生产方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| GB2245591B (en) | 1994-04-20 |
| GB9111623D0 (en) | 1991-07-24 |
| CA2043852A1 (en) | 1991-12-06 |
| JP2517445B2 (ja) | 1996-07-24 |
| GB2245591A (en) | 1992-01-08 |
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