JPH0534423B2 - - Google Patents
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- JPH0534423B2 JPH0534423B2 JP1254283A JP1254283A JPH0534423B2 JP H0534423 B2 JPH0534423 B2 JP H0534423B2 JP 1254283 A JP1254283 A JP 1254283A JP 1254283 A JP1254283 A JP 1254283A JP H0534423 B2 JPH0534423 B2 JP H0534423B2
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Landscapes
- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
Description
本発明は超塑性アルミニウム合金板の製造法に
関するものである。外部から材料に機械的力を加
えると、材料に局部的変形(くびれ)が発生する
ことなく、数百%から千%ないしはそれ以上にも
達する異常な伸びが得られる金属や合金は超塑性
金属または超塑性合金として知られている。アル
ウミニウムをベースとする超塑性合金には、再結
晶微細粒超塑性合金と共晶微細組織超塑性合金の
2種類が知られていいる。本発明者は共晶微細組
織超塑性合金について検討した結果、直接鋳造圧
延法により微細な共晶化合物を多量に生成させ、
これを熱間圧延せずに大きな圧延率で冷間圧延す
ることにより、著しく超塑性能の大きい合金板を
製造し得ることを見出し、本発明を完成した。 すなわち本発明は、凝固過程において共晶を生
成する組成のアルミニウム合金溶湯を、連続的に
鋳造圧延して厚さ3〜20mmの帯状板とし、これを
熱間圧延することなく圧延率が70%以上に達する
まで冷間圧延することからなり、存在する共晶化
合物の大きさが実質的に5μ以下であり、かつそ
の面積率が18%以上であることを特徴とする超塑
性アルミニウム合金板の製造法を要旨とするもの
である。 本発明について詳細に説明すると、本発明では
先ず共晶組成ないしはその近傍の組成のアルミニ
ウム合金溶湯、すなわち、アルミニウムが50%以
上を占める溶湯を、連続的に鋳造圧延して、厚さ
3〜20mm、好ましくは4〜15mmの帯状板を製造す
る。連続鋳造圧延法は公知であり、ハンター法、
3C法などいくつかの方法が知られている。その
代表的な方法によれば、2個の回転する鋳造用ロ
ールで構成される鋳型間にノズルを配置し、この
ノズルを経て合金溶湯を鋳型内に導入し、鋳型で
冷却しながら同時に圧延することにより帯状板が
製造される。鋳造用ロールの内部には冷却水が流
通しているので、この方法では通常、100℃/秒
以上の冷却速度で急冷されるため、微細な共晶化
合物が生成する。 本発明では、得られる超塑性合金板において共
晶化合物の占める面積率が18%以上となるような
組成のアルミニウム合金溶湯を連続鋳造圧延に供
することが必要である。共晶化合物の面積率が18
%未満の合金板では、本発明方法によつても著し
い超塑性能は発現しない。 18%以上の面積率を与える共晶組成としては、
例えばAl−33%Cu、Al−6%Ni、Al−33%Mg、
Al−13%Mg2Si(Al−8.25%Mg−4.75%Si)、Al
−27%Cu−5%Si、Al−12%Si−5%Cu、Al−
14%Cu−5%Ni、Al−11%Si−5%Ni、Al−33
%Cu−7%Mg等があげられる。鋳造に供する合
金溶湯はこの共晶組成に等しいことが好ましい
が、これから若干ずれていてもよい。しかし過共
晶側に大きくずれると粗大化した初晶が生じ易く
なり、優れた鋳塑性能を発揮する合金板を製造す
ることは困難となる。 一方、共晶組成よりも亜共晶側の合金溶湯の場
合にはこのような困難はない。従つて、本発明に
おいては、共晶組成を中心として亜共晶から僅か
に過共晶、通常は共晶組成よりも共晶元素が3%
過剰の程度まで、の範囲で、かつ共晶化合物の面
積率18%以上を与える組成の合金溶湯を連続鋳造
圧延に供するのが好ましい。また、合金溶湯中に
は、共晶を構成する元素以外の元素が少量含有さ
れていてもよい。このような元素としてはMn、
Cr、Zr、V、Nb、Ti等の遷移元素があげられ
る。これらの元素の含有量は鋳造時にほぼ固溶す
る範囲にあるのが好ましく、例えばMnならば1
%以下、Zrならば0.5%以下とする(但し、Al−
Mg2Si共晶を生成する溶湯中にMnおよびCrを含
有させる場合は本発明の範囲から除くものとす
る。特願昭56−180247参照)。 連続鋳造圧延により得られた厚さ3〜20mmの帯
状板は、次いで熱間圧延することなく冷間圧延す
る。熱間圧延を行なうと、共晶化合物が粗大化し
て、超塑性能が低下する。なお、冷間圧延の前に
帯状板を焼きなまして共晶化合物を少くとも部分
的に球状化させたのち冷間圧延を行なうと、超塑
性能を向上させることができる。焼きなましは共
晶化合物の生成する温度より100〜150℃低い温度
で行なうのが好ましい。焼きなまし温度が高過ぎ
ると、共晶化合物が粗大化して超塑性能が低下す
るし、低過ぎると焼きなましの効果は生じない。
焼きなまし時間は6〜24時間が適当である。温度
が低い場合には時間を長くし、温度が高い場合に
は時間を短くすることは、一般の熱処理と同様で
ある。 冷間圧延は圧延率が70%以上、好ましくは80%
以上に達するまで行なうことが必要であり、これ
により優れた超塑性能を示す合金板を製造するこ
とができる。 なお、冷間圧延と共に加工硬化も進行するの
で、圧延率が高くなると共に圧延が漸次困難にな
る。この困難は冷間圧延の途中で中間焼鈍を行な
うことにより解消される。中間焼鈍は急激に軟化
の生ずる温度から微細組織が粗大化するまでの温
度範囲で行なうのが好ましく、一般に250〜400℃
で行なわれる。すなわち、一般に200〜250℃で軟
化が著しくなり、300℃で軟化はほぼ飽和に達す
る。そしてこれ以上の温度に加熱しても軟化度の
向上は比較的小さく、逆に高温になるにつれて微
細組織が粗大化する弊害が目立つようになる。焼
鈍時間は1〜4時間が好ましく、常法通り温度が
高いほど時間を短かくする。 中間焼鈍は通常は1回であるが、圧延率が大き
い場合には2回以上行なつてもよい。中間焼鈍を
行なつた場合には、最終の中間焼鈍後の圧延率が
60%以上に達するまで冷間圧延することが必要で
あり、全圧延率がいくら大きくても中間焼鈍後の
冷間圧延率がこれよりも小さいと優れた超塑性能
を示す合金板を得るのが困難である。中間焼鈍後
の冷間圧延は圧延率が65%以上に達するまで行な
うのが好ましく、一般に圧延率が高いほど優れた
超塑性能を示す合金板が得られる。 このようにして得られる超塑性能に優れた合金
板は、共晶化合物の面積率が18%以上であり、か
つ共晶化合物の粒径(=長径と短径との算術平均
値)が実質的に5μ以下である。共晶化合物の面
積率は鋳造時に決定され後続する熱処理および圧
延においては変化しないと考えられる。また共晶
化合物の粒径は、焼きなましや中間焼鈍の温度に
よつては粗大化することはあつても、圧延によつ
ては殆んど破砕されないと考えられ、従つて鋳造
時にできるだけ急冷して微細な共晶を生成させる
ことが重要である。 本発明方法により製造されるアルミニウム合金
板は300℃以上、特に400℃以上で優れた超塑性特
性を示す。従つてこの特性を利用して一般の超塑
性材料に適用される各種の加工法により成形加工
することができる。加工時のひずみ速度は通常1
×10-3〜1×10-1/秒の範囲で、また単軸延びは
300%以上で行なうのが好ましい。 以下に実施例により本発明をさらに詳細に説明
するが、本発明は以下の実施例に限定されるもの
ではない。 実施例 1〜3 第1表に示す組成のアルミニウム合金溶湯を、
700〜730℃で十分に脱ガスした。直径30cmの2個
の水冷ロールで構成された駆動鋳型を用い、上記
の溶湯を鋳込温度約700℃で100cm/分の鋳造速度
で連続的に鋳造圧延して厚さ6.0mmの帯状板を製
造した。 この帯状板を470〜480℃で12時間焼きなました
のち、冷間圧延して厚さ1.0mmまで圧延した(圧
延率83%)。 比較例 1〜3 実施例1〜3で脱ガス処理したアルミニウム合
金溶湯を、通常の堅型鋳造法により10cm/分の速
度で鋳造して、200mm×100mmのスラブを鋳造し
た。これを約500℃で熱間圧延して厚さ6.0mmの圧
延板とし、さらに冷間圧延により1.0mmまで圧延
した。 比較例 4 第1表に示すAl−1%Co合金溶湯を700〜730
℃で十分に脱ガスしたのち、実施例1〜3と全く
同様にして鋳造−焼きなまし−冷間圧延の各工程
を経て厚さ1.0mmの圧延板を得た。 試験例 上記の実施例および比較例で製造した圧延板か
ら150×150mmの大きさの試験片を切り出し、バル
ヂ成形を行なつた。成形は先ず約0.5Kg/cm2Gの
圧空を導入してふくらませ、次いで破断が生ずる
まで逐時圧力を上昇させた。試験用の金型の形状
は第1図の通りで、これを用いて、試験片を直径
100mmの半球状にふくらませ、破断が生じた時点
のバルヂ高さを測定した。 結果を第2表に示す。
関するものである。外部から材料に機械的力を加
えると、材料に局部的変形(くびれ)が発生する
ことなく、数百%から千%ないしはそれ以上にも
達する異常な伸びが得られる金属や合金は超塑性
金属または超塑性合金として知られている。アル
ウミニウムをベースとする超塑性合金には、再結
晶微細粒超塑性合金と共晶微細組織超塑性合金の
2種類が知られていいる。本発明者は共晶微細組
織超塑性合金について検討した結果、直接鋳造圧
延法により微細な共晶化合物を多量に生成させ、
これを熱間圧延せずに大きな圧延率で冷間圧延す
ることにより、著しく超塑性能の大きい合金板を
製造し得ることを見出し、本発明を完成した。 すなわち本発明は、凝固過程において共晶を生
成する組成のアルミニウム合金溶湯を、連続的に
鋳造圧延して厚さ3〜20mmの帯状板とし、これを
熱間圧延することなく圧延率が70%以上に達する
まで冷間圧延することからなり、存在する共晶化
合物の大きさが実質的に5μ以下であり、かつそ
の面積率が18%以上であることを特徴とする超塑
性アルミニウム合金板の製造法を要旨とするもの
である。 本発明について詳細に説明すると、本発明では
先ず共晶組成ないしはその近傍の組成のアルミニ
ウム合金溶湯、すなわち、アルミニウムが50%以
上を占める溶湯を、連続的に鋳造圧延して、厚さ
3〜20mm、好ましくは4〜15mmの帯状板を製造す
る。連続鋳造圧延法は公知であり、ハンター法、
3C法などいくつかの方法が知られている。その
代表的な方法によれば、2個の回転する鋳造用ロ
ールで構成される鋳型間にノズルを配置し、この
ノズルを経て合金溶湯を鋳型内に導入し、鋳型で
冷却しながら同時に圧延することにより帯状板が
製造される。鋳造用ロールの内部には冷却水が流
通しているので、この方法では通常、100℃/秒
以上の冷却速度で急冷されるため、微細な共晶化
合物が生成する。 本発明では、得られる超塑性合金板において共
晶化合物の占める面積率が18%以上となるような
組成のアルミニウム合金溶湯を連続鋳造圧延に供
することが必要である。共晶化合物の面積率が18
%未満の合金板では、本発明方法によつても著し
い超塑性能は発現しない。 18%以上の面積率を与える共晶組成としては、
例えばAl−33%Cu、Al−6%Ni、Al−33%Mg、
Al−13%Mg2Si(Al−8.25%Mg−4.75%Si)、Al
−27%Cu−5%Si、Al−12%Si−5%Cu、Al−
14%Cu−5%Ni、Al−11%Si−5%Ni、Al−33
%Cu−7%Mg等があげられる。鋳造に供する合
金溶湯はこの共晶組成に等しいことが好ましい
が、これから若干ずれていてもよい。しかし過共
晶側に大きくずれると粗大化した初晶が生じ易く
なり、優れた鋳塑性能を発揮する合金板を製造す
ることは困難となる。 一方、共晶組成よりも亜共晶側の合金溶湯の場
合にはこのような困難はない。従つて、本発明に
おいては、共晶組成を中心として亜共晶から僅か
に過共晶、通常は共晶組成よりも共晶元素が3%
過剰の程度まで、の範囲で、かつ共晶化合物の面
積率18%以上を与える組成の合金溶湯を連続鋳造
圧延に供するのが好ましい。また、合金溶湯中に
は、共晶を構成する元素以外の元素が少量含有さ
れていてもよい。このような元素としてはMn、
Cr、Zr、V、Nb、Ti等の遷移元素があげられ
る。これらの元素の含有量は鋳造時にほぼ固溶す
る範囲にあるのが好ましく、例えばMnならば1
%以下、Zrならば0.5%以下とする(但し、Al−
Mg2Si共晶を生成する溶湯中にMnおよびCrを含
有させる場合は本発明の範囲から除くものとす
る。特願昭56−180247参照)。 連続鋳造圧延により得られた厚さ3〜20mmの帯
状板は、次いで熱間圧延することなく冷間圧延す
る。熱間圧延を行なうと、共晶化合物が粗大化し
て、超塑性能が低下する。なお、冷間圧延の前に
帯状板を焼きなまして共晶化合物を少くとも部分
的に球状化させたのち冷間圧延を行なうと、超塑
性能を向上させることができる。焼きなましは共
晶化合物の生成する温度より100〜150℃低い温度
で行なうのが好ましい。焼きなまし温度が高過ぎ
ると、共晶化合物が粗大化して超塑性能が低下す
るし、低過ぎると焼きなましの効果は生じない。
焼きなまし時間は6〜24時間が適当である。温度
が低い場合には時間を長くし、温度が高い場合に
は時間を短くすることは、一般の熱処理と同様で
ある。 冷間圧延は圧延率が70%以上、好ましくは80%
以上に達するまで行なうことが必要であり、これ
により優れた超塑性能を示す合金板を製造するこ
とができる。 なお、冷間圧延と共に加工硬化も進行するの
で、圧延率が高くなると共に圧延が漸次困難にな
る。この困難は冷間圧延の途中で中間焼鈍を行な
うことにより解消される。中間焼鈍は急激に軟化
の生ずる温度から微細組織が粗大化するまでの温
度範囲で行なうのが好ましく、一般に250〜400℃
で行なわれる。すなわち、一般に200〜250℃で軟
化が著しくなり、300℃で軟化はほぼ飽和に達す
る。そしてこれ以上の温度に加熱しても軟化度の
向上は比較的小さく、逆に高温になるにつれて微
細組織が粗大化する弊害が目立つようになる。焼
鈍時間は1〜4時間が好ましく、常法通り温度が
高いほど時間を短かくする。 中間焼鈍は通常は1回であるが、圧延率が大き
い場合には2回以上行なつてもよい。中間焼鈍を
行なつた場合には、最終の中間焼鈍後の圧延率が
60%以上に達するまで冷間圧延することが必要で
あり、全圧延率がいくら大きくても中間焼鈍後の
冷間圧延率がこれよりも小さいと優れた超塑性能
を示す合金板を得るのが困難である。中間焼鈍後
の冷間圧延は圧延率が65%以上に達するまで行な
うのが好ましく、一般に圧延率が高いほど優れた
超塑性能を示す合金板が得られる。 このようにして得られる超塑性能に優れた合金
板は、共晶化合物の面積率が18%以上であり、か
つ共晶化合物の粒径(=長径と短径との算術平均
値)が実質的に5μ以下である。共晶化合物の面
積率は鋳造時に決定され後続する熱処理および圧
延においては変化しないと考えられる。また共晶
化合物の粒径は、焼きなましや中間焼鈍の温度に
よつては粗大化することはあつても、圧延によつ
ては殆んど破砕されないと考えられ、従つて鋳造
時にできるだけ急冷して微細な共晶を生成させる
ことが重要である。 本発明方法により製造されるアルミニウム合金
板は300℃以上、特に400℃以上で優れた超塑性特
性を示す。従つてこの特性を利用して一般の超塑
性材料に適用される各種の加工法により成形加工
することができる。加工時のひずみ速度は通常1
×10-3〜1×10-1/秒の範囲で、また単軸延びは
300%以上で行なうのが好ましい。 以下に実施例により本発明をさらに詳細に説明
するが、本発明は以下の実施例に限定されるもの
ではない。 実施例 1〜3 第1表に示す組成のアルミニウム合金溶湯を、
700〜730℃で十分に脱ガスした。直径30cmの2個
の水冷ロールで構成された駆動鋳型を用い、上記
の溶湯を鋳込温度約700℃で100cm/分の鋳造速度
で連続的に鋳造圧延して厚さ6.0mmの帯状板を製
造した。 この帯状板を470〜480℃で12時間焼きなました
のち、冷間圧延して厚さ1.0mmまで圧延した(圧
延率83%)。 比較例 1〜3 実施例1〜3で脱ガス処理したアルミニウム合
金溶湯を、通常の堅型鋳造法により10cm/分の速
度で鋳造して、200mm×100mmのスラブを鋳造し
た。これを約500℃で熱間圧延して厚さ6.0mmの圧
延板とし、さらに冷間圧延により1.0mmまで圧延
した。 比較例 4 第1表に示すAl−1%Co合金溶湯を700〜730
℃で十分に脱ガスしたのち、実施例1〜3と全く
同様にして鋳造−焼きなまし−冷間圧延の各工程
を経て厚さ1.0mmの圧延板を得た。 試験例 上記の実施例および比較例で製造した圧延板か
ら150×150mmの大きさの試験片を切り出し、バル
ヂ成形を行なつた。成形は先ず約0.5Kg/cm2Gの
圧空を導入してふくらませ、次いで破断が生ずる
まで逐時圧力を上昇させた。試験用の金型の形状
は第1図の通りで、これを用いて、試験片を直径
100mmの半球状にふくらませ、破断が生じた時点
のバルヂ高さを測定した。 結果を第2表に示す。
【表】
第1図は試験例で用いたバルヂ試験用金型の模
式的断面図である。Aは試験片を金型に取付けた
状態を示し、Bは試験片が圧空によりふくれた状
態を示す。 1:下金型、2:上金型、3:試験片、4:圧
空導入管、l:バルヂ高さ。
式的断面図である。Aは試験片を金型に取付けた
状態を示し、Bは試験片が圧空によりふくれた状
態を示す。 1:下金型、2:上金型、3:試験片、4:圧
空導入管、l:バルヂ高さ。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 凝固過程において共晶を生成する組成のアル
ミニウム合金溶湯を、連続的に鋳造圧延して厚さ
3〜20mmの帯状板とし、これを熱間圧延すること
なく圧延率が70%以上に達するまで冷間圧延する
ことからなり、存在する共晶化合物の大きさが実
質的に5μ以下であり、かつその面積率が18%以
上であることを特徴とする超塑性アルミニウム合
金板の製造法。 2 鋳造圧延して得られた帯状板を焼きなまし
て、共晶化合物を少くとも部分的に球状化させた
のち、冷間圧延を行なうことを特徴とする特許請
求の範囲第1項記載の方法。 3 冷間圧延を中間焼鈍せずに行なうことを特徴
とする特許請求の範囲第1項または第2項記載の
方法。 4 冷間圧延の途中で中間焼鈍を行ない、かつ最
終の中間焼鈍後の圧延率が60%以上に達するまで
冷間圧延を行なうことを特徴とする特許請求の範
囲第1項または第2項記載の方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1254283A JPS59140356A (ja) | 1983-01-28 | 1983-01-28 | 超塑性アルミニウム合金板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1254283A JPS59140356A (ja) | 1983-01-28 | 1983-01-28 | 超塑性アルミニウム合金板の製造法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS59140356A JPS59140356A (ja) | 1984-08-11 |
JPH0534423B2 true JPH0534423B2 (ja) | 1993-05-24 |
Family
ID=11808218
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1254283A Granted JPS59140356A (ja) | 1983-01-28 | 1983-01-28 | 超塑性アルミニウム合金板の製造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS59140356A (ja) |
Families Citing this family (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2798842B2 (ja) * | 1992-02-28 | 1998-09-17 | ワイケイケイ株式会社 | 高強度アルミニウム合金圧延板の製造方法 |
-
1983
- 1983-01-28 JP JP1254283A patent/JPS59140356A/ja active Granted
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS59140356A (ja) | 1984-08-11 |
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