JPH07305131A - 冷間予成形可能な超塑性成形用アルミニウム合金板及びその製造方法 - Google Patents
冷間予成形可能な超塑性成形用アルミニウム合金板及びその製造方法Info
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- JPH07305131A JPH07305131A JP6097613A JP9761394A JPH07305131A JP H07305131 A JPH07305131 A JP H07305131A JP 6097613 A JP6097613 A JP 6097613A JP 9761394 A JP9761394 A JP 9761394A JP H07305131 A JPH07305131 A JP H07305131A
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- 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
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、例えば３５０〜５６０℃の温度域
で超塑性成形加工が施される超塑性成形用アルミニウム
合金板及びその製造方法に関する。 【構成】 Ｍｇ２．０〜８．０％、Ｂｅ０．０００１〜
０．０１％を含有し、かつＭｎ０．３〜２．５％、Ｃｒ
０．１〜０．５％、Ｚｒ０．１〜０．５％、Ｖ０．１〜
０．５％のうちの１種或いは２種以上を含有し、Ｆｅ
量、Ｓｉ量を各０．２％以下に、Ｎａを３ppm以下、Ｃ
ａを５ppm以下に規制し、残部がＡｌ及び不可避的不純
物からなる合金を鋳造し、最終板厚まで圧延するにあた
って最終の冷間圧延率を５０％以上とし、更に最終板厚
の圧延板に対し、所定の条件で最終焼鈍を施し、結晶組
織が未再結晶組織で、９０度限界曲げ半径が板厚の７．
５倍以下で、最終焼鈍の前後の耐力比が７０％以上の超
塑性成形用アルミニウム合金板を得る。
で超塑性成形加工が施される超塑性成形用アルミニウム
合金板及びその製造方法に関する。 【構成】 Ｍｇ２．０〜８．０％、Ｂｅ０．０００１〜
０．０１％を含有し、かつＭｎ０．３〜２．５％、Ｃｒ
０．１〜０．５％、Ｚｒ０．１〜０．５％、Ｖ０．１〜
０．５％のうちの１種或いは２種以上を含有し、Ｆｅ
量、Ｓｉ量を各０．２％以下に、Ｎａを３ppm以下、Ｃ
ａを５ppm以下に規制し、残部がＡｌ及び不可避的不純
物からなる合金を鋳造し、最終板厚まで圧延するにあた
って最終の冷間圧延率を５０％以上とし、更に最終板厚
の圧延板に対し、所定の条件で最終焼鈍を施し、結晶組
織が未再結晶組織で、９０度限界曲げ半径が板厚の７．
５倍以下で、最終焼鈍の前後の耐力比が７０％以上の超
塑性成形用アルミニウム合金板を得る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、例えば３５０〜５６０
℃の温度域で超塑性成形加工が施される超塑性成形用ア
ルミニウム合金板及びその製造方法に関する。
℃の温度域で超塑性成形加工が施される超塑性成形用ア
ルミニウム合金板及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、超塑性材料は、所定の温度域に昇
温して引張りを与えた際に、ネッキング等の局部的変形
を起こさず、著しく大きく伸びるような材料として種々
開発されるようになっているが、近年ではアルミニウム
合金についても例えば３５０℃以上の高温で１５０％以
上の伸びを示す超塑性材料が研究されている。
温して引張りを与えた際に、ネッキング等の局部的変形
を起こさず、著しく大きく伸びるような材料として種々
開発されるようになっているが、近年ではアルミニウム
合金についても例えば３５０℃以上の高温で１５０％以
上の伸びを示す超塑性材料が研究されている。
【０００３】そして、従来のアルミニウム系超塑性材料
としては、例えばＡｌ−78%Ｚｎ合金、Ａｌ−33%Ｃｕ合
金、Ａｌ−6%Ｃｕ−0.4%Ｚｒ合金（“ＳＵＰＲＡＬ
Ｌ”）、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ合金（ＡＡ規格の７４
７５合金、７０７５合金等）、Ａｌ−2.5〜6.0%Ｍｇ−
0.05〜0.6%Ｚｒ合金等が知られており、このような超塑
性材料によって複雑な形状の成形加工を容易に行うこと
が出来る。
としては、例えばＡｌ−78%Ｚｎ合金、Ａｌ−33%Ｃｕ合
金、Ａｌ−6%Ｃｕ−0.4%Ｚｒ合金（“ＳＵＰＲＡＬ
Ｌ”）、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ合金（ＡＡ規格の７４
７５合金、７０７５合金等）、Ａｌ−2.5〜6.0%Ｍｇ−
0.05〜0.6%Ｚｒ合金等が知られており、このような超塑
性材料によって複雑な形状の成形加工を容易に行うこと
が出来る。
【０００４】また、Ａｌ−Ｍｇ系合金のようなＪＩＳ５
０００番系の合金に関しては、上述のようなＡｌ−2.5
〜6.0%Ｍｇ−0.05〜0.6%Ｚｒ合金のみならず、それ以外
の合金でも、成分組成を適切に調整するとともに製造プ
ロセスを適切に制御して超塑性成形時の再結晶粒径を著
しく微細になるように調整することで、いわゆる静的再
結晶タイプの超塑性成形材料として用い得ることが本発
明者等によって確認されているところであり、これらに
ついては特願平５−４７４３１号等によって既に出願が
なされている。
０００番系の合金に関しては、上述のようなＡｌ−2.5
〜6.0%Ｍｇ−0.05〜0.6%Ｚｒ合金のみならず、それ以外
の合金でも、成分組成を適切に調整するとともに製造プ
ロセスを適切に制御して超塑性成形時の再結晶粒径を著
しく微細になるように調整することで、いわゆる静的再
結晶タイプの超塑性成形材料として用い得ることが本発
明者等によって確認されているところであり、これらに
ついては特願平５−４７４３１号等によって既に出願が
なされている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】ところで、超塑性材料
は、所定温度で優れた成形性が得られることから、種々
の分野への適用が考えられており、アルミニウム系の超
塑性材料についても、例えば自動車や電車等の車両、そ
の他各種構造材料として複雑な成形を要する分野に適用
することが考えられる。そして、このように構造材料と
して用いる場合、成形性の点で容易なだけでなく強度面
からの要請を加味する必要がある。
は、所定温度で優れた成形性が得られることから、種々
の分野への適用が考えられており、アルミニウム系の超
塑性材料についても、例えば自動車や電車等の車両、そ
の他各種構造材料として複雑な成形を要する分野に適用
することが考えられる。そして、このように構造材料と
して用いる場合、成形性の点で容易なだけでなく強度面
からの要請を加味する必要がある。
【０００６】ところが、従来のアルミニウム系超塑性成
形用材料では、複雑な形状を成形することは可能である
が、成形時に局部的に大きな伸びが与えられたような場
合に、同部の板厚が薄くなり過ぎ、構造的に強度不足が
生じて構造材料として使用することが出来ないという問
題がある。
形用材料では、複雑な形状を成形することは可能である
が、成形時に局部的に大きな伸びが与えられたような場
合に、同部の板厚が薄くなり過ぎ、構造的に強度不足が
生じて構造材料として使用することが出来ないという問
題がある。
【０００７】そこで、例えば超塑性成形前に、予め冷間
プレス成形等で予備的な成形（予成形）を施して概略の
形状を成形し、その後、超塑性成形によって複雑な形状
を成形するようにすれば、超塑性成形時の局部的な伸
び、薄肉化を避けることが出来、強度面でも所望の強度
を維持することが出来るが、前述のような従来の静的再
結晶タイプのＡｌ−Ｍｇ系の超塑性成形用アルミニウム
合金の圧延板について超塑性成形する前に冷間で予成形
しようとすると、予成形によって超塑性特性が大幅に低
下するか、或いは予成形そのものが極めて困難になると
いう不具合があった。
プレス成形等で予備的な成形（予成形）を施して概略の
形状を成形し、その後、超塑性成形によって複雑な形状
を成形するようにすれば、超塑性成形時の局部的な伸
び、薄肉化を避けることが出来、強度面でも所望の強度
を維持することが出来るが、前述のような従来の静的再
結晶タイプのＡｌ−Ｍｇ系の超塑性成形用アルミニウム
合金の圧延板について超塑性成形する前に冷間で予成形
しようとすると、予成形によって超塑性特性が大幅に低
下するか、或いは予成形そのものが極めて困難になると
いう不具合があった。
【０００８】すなわち、従来の静的再結晶タイプのＡｌ
−Ｍｇ系の超塑性成形用アルミニウム合金の圧延板を超
塑性成形する場合、一般的には、圧延後の板に対して再
結晶処理を施し、その後、所定の超塑性温度域で超塑性
成形を行う方法と、圧延したままの板を超塑性炉に入
れ、超塑性成形温度まで昇温中に再結晶を完了させる方
法の２通りに大別されるが、前者の場合には、再結晶組
織を有する軟質な板に対して予成形が行われるため、予
成形自体は容易であるが、予成形中に冷間歪が導入さ
れ、超塑性温度で部分的に結晶粒の粗大化が発生して超
塑性特性が大幅に低下してしまう。
−Ｍｇ系の超塑性成形用アルミニウム合金の圧延板を超
塑性成形する場合、一般的には、圧延後の板に対して再
結晶処理を施し、その後、所定の超塑性温度域で超塑性
成形を行う方法と、圧延したままの板を超塑性炉に入
れ、超塑性成形温度まで昇温中に再結晶を完了させる方
法の２通りに大別されるが、前者の場合には、再結晶組
織を有する軟質な板に対して予成形が行われるため、予
成形自体は容易であるが、予成形中に冷間歪が導入さ
れ、超塑性温度で部分的に結晶粒の粗大化が発生して超
塑性特性が大幅に低下してしまう。
【０００９】一方、後者の場合に予成形しようとする
と、再結晶前の状態の板材に対して冷間予成形を行うこ
とになるため、板の曲げ性能が悪く、冷間予成形が殆ど
困難で簡単な曲げ成形さえも出来なくなる。
と、再結晶前の状態の板材に対して冷間予成形を行うこ
とになるため、板の曲げ性能が悪く、冷間予成形が殆ど
困難で簡単な曲げ成形さえも出来なくなる。
【００１０】本発明は以上の事情を背景としてなされた
ものであり、超塑性特性を損なうことなく、また、冷間
での予成形を実際的に可能としたＡｌ−Ｍｇ系の超塑性
成形用アルミニウム合金板を提供することを目的とする
ものである。
ものであり、超塑性特性を損なうことなく、また、冷間
での予成形を実際的に可能としたＡｌ−Ｍｇ系の超塑性
成形用アルミニウム合金板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】かかる課題を解決するた
め、本発明者等はＡｌ−Ｍｇ系超塑性成形用アルミニウ
ム合金について各種実験・検討を重ねた結果、合金の成
分組成を適切に調整するとともに、製造条件を適切に設
定、調整することで、結晶組織が未再結晶組織からな
り、かつ９０度曲げ半径が板厚ｔの７．５倍(以下、
７．５ｔと表わす。)以下であり、しかも焼鈍の前後の
耐力比（焼鈍後の耐力／焼鈍前の耐力）を７０％以上と
することで、前記課題を解決し得ることを見出した。
め、本発明者等はＡｌ−Ｍｇ系超塑性成形用アルミニウ
ム合金について各種実験・検討を重ねた結果、合金の成
分組成を適切に調整するとともに、製造条件を適切に設
定、調整することで、結晶組織が未再結晶組織からな
り、かつ９０度曲げ半径が板厚ｔの７．５倍(以下、
７．５ｔと表わす。)以下であり、しかも焼鈍の前後の
耐力比（焼鈍後の耐力／焼鈍前の耐力）を７０％以上と
することで、前記課題を解決し得ることを見出した。
【００１２】具体的には、請求項１として、Ｍｇ２．０
〜８．０％、Ｂｅ０．０００１〜０．０１％を含有し、
かつＭｎ０．３〜２．５％、又はＣｒ０．１〜０．５
％、又はＺｒ０．１〜０．５％、又はＶ０．１〜０．５
％のうちの１種或いは２種以上を含有し、しかもＦｅ
量、Ｓｉ量が各０．２％以下に規制されるとともに、Ｎ
ａ３ppm以下、Ｃａ５ppm以下に規制され、残部がＡｌ及
び不可避的不純物からなり、結晶組織が未再結晶組織で
あり、９０度限界曲げ半径が７．５ｔ以下で、かつ最終
焼鈍の前後の耐力比が７０％以上の冷間予成形可能な超
塑性成形用アルミニウム合金板とした。
〜８．０％、Ｂｅ０．０００１〜０．０１％を含有し、
かつＭｎ０．３〜２．５％、又はＣｒ０．１〜０．５
％、又はＺｒ０．１〜０．５％、又はＶ０．１〜０．５
％のうちの１種或いは２種以上を含有し、しかもＦｅ
量、Ｓｉ量が各０．２％以下に規制されるとともに、Ｎ
ａ３ppm以下、Ｃａ５ppm以下に規制され、残部がＡｌ及
び不可避的不純物からなり、結晶組織が未再結晶組織で
あり、９０度限界曲げ半径が７．５ｔ以下で、かつ最終
焼鈍の前後の耐力比が７０％以上の冷間予成形可能な超
塑性成形用アルミニウム合金板とした。
【００１３】また、請求項２として、Ｍｇ２．０〜８．
０％、Ｂｅ０．０００１〜０．０１％を含有し、かつＭ
ｎ０．３〜２．５％、又はＣｒ０．１〜０．５％、又は
Ｚｒ０．１〜０．５％、又はＶ０．１〜０．５％のうち
の１種或いは２種以上を含有し、しかもＦｅ量、Ｓｉ量
が各０．２％以下に規制されるとともに、Ｎａ３ppm以
下、Ｃａ５ppm以下に規制され、残部がＡｌ及び不可避
的不純物からなる合金を鋳造し、最終板厚まで圧延する
にあたって最終段階の冷間圧延率を５０％以上とし、更
に最終板厚の圧延板に対し、昇温速度１０℃／min以下
で７０〜１５０℃の範囲内に加熱して０．５〜１２時間
保持した後、１０℃／min以下の冷却速度で冷却する最
終焼鈍を施し、これによって結晶組織が未再結晶組織で
あり、９０度限界曲げ半径が７．５ｔ以下で、かつ最終
焼鈍の前後の耐力比が７０％以上の超塑性成形用アルミ
ニウム合金板を得るようにした。
０％、Ｂｅ０．０００１〜０．０１％を含有し、かつＭ
ｎ０．３〜２．５％、又はＣｒ０．１〜０．５％、又は
Ｚｒ０．１〜０．５％、又はＶ０．１〜０．５％のうち
の１種或いは２種以上を含有し、しかもＦｅ量、Ｓｉ量
が各０．２％以下に規制されるとともに、Ｎａ３ppm以
下、Ｃａ５ppm以下に規制され、残部がＡｌ及び不可避
的不純物からなる合金を鋳造し、最終板厚まで圧延する
にあたって最終段階の冷間圧延率を５０％以上とし、更
に最終板厚の圧延板に対し、昇温速度１０℃／min以下
で７０〜１５０℃の範囲内に加熱して０．５〜１２時間
保持した後、１０℃／min以下の冷却速度で冷却する最
終焼鈍を施し、これによって結晶組織が未再結晶組織で
あり、９０度限界曲げ半径が７．５ｔ以下で、かつ最終
焼鈍の前後の耐力比が７０％以上の超塑性成形用アルミ
ニウム合金板を得るようにした。
【００１４】更に請求項３として、Ｍｇ２．０〜８．０
％、Ｂｅ０．０００１〜０．０１％を含有し、かつＭｎ
０．３〜２．５％、又はＣｒ０．１〜０．５％、又はＺ
ｒ０．１〜０．５％、又はＶ０．１〜０．５％のうちの
１種或いは２種以上を含有し、しかもＦｅ量、Ｓｉ量が
各０．２％以下に規制されるとともに、Ｎａ３ppm以
下、Ｃａ５ppm以下に規制され、残部がＡｌ及び不可避
的不純物からなる合金を鋳造し、最終板厚まで圧延する
にあたって最終段階の冷間圧延率を５０％以上とし、更
に最終板厚の圧延板に対し、昇温速度１℃／sec以上で
１５０〜２５０℃の範囲内に加熱して保持時間０若しく
は５分以下の保持を行った後、１℃／sec以上の冷却速
度で冷却する最終焼鈍を施し、これによって結晶組織が
未再結晶組織であり、９０度限界曲げ半径が７．５ｔ以
下で、かつ最終焼鈍の前後の耐力比が７０％以上の超塑
性成形用アルミニウム合金板を得るようにした。
％、Ｂｅ０．０００１〜０．０１％を含有し、かつＭｎ
０．３〜２．５％、又はＣｒ０．１〜０．５％、又はＺ
ｒ０．１〜０．５％、又はＶ０．１〜０．５％のうちの
１種或いは２種以上を含有し、しかもＦｅ量、Ｓｉ量が
各０．２％以下に規制されるとともに、Ｎａ３ppm以
下、Ｃａ５ppm以下に規制され、残部がＡｌ及び不可避
的不純物からなる合金を鋳造し、最終板厚まで圧延する
にあたって最終段階の冷間圧延率を５０％以上とし、更
に最終板厚の圧延板に対し、昇温速度１℃／sec以上で
１５０〜２５０℃の範囲内に加熱して保持時間０若しく
は５分以下の保持を行った後、１℃／sec以上の冷却速
度で冷却する最終焼鈍を施し、これによって結晶組織が
未再結晶組織であり、９０度限界曲げ半径が７．５ｔ以
下で、かつ最終焼鈍の前後の耐力比が７０％以上の超塑
性成形用アルミニウム合金板を得るようにした。
【００１５】
【作用】まず、この発明の超塑性成形用アルミニウム合
金の成分限定理由について説明する。
金の成分限定理由について説明する。
【００１６】Ｍｇ：Ｍｇは、 ａ．冷間予成形を行った後、超塑性成形のための昇温中
に再結晶過程で生じる再結晶粒を微細化して、超塑性特
性を向上させる、 ｂ．材料の耐食性及び溶接性を阻害することなく、強度
と超塑性成形性を向上させる、等の作用を有する。ここ
で、Ｍｇ量が２．０％未満では超塑性成形性が不充分と
なり、８．０％を越えれば熱間圧延性、冷間圧延性共に
悪くなって製造が困難となり、また、冷間予成形性も悪
くなる。従ってＭｇ量は２．０〜８．０％の範囲内とし
た。
に再結晶過程で生じる再結晶粒を微細化して、超塑性特
性を向上させる、 ｂ．材料の耐食性及び溶接性を阻害することなく、強度
と超塑性成形性を向上させる、等の作用を有する。ここ
で、Ｍｇ量が２．０％未満では超塑性成形性が不充分と
なり、８．０％を越えれば熱間圧延性、冷間圧延性共に
悪くなって製造が困難となり、また、冷間予成形性も悪
くなる。従ってＭｇ量は２．０〜８．０％の範囲内とし
た。
【００１７】Ｂｅ：Ｂｅは一般に溶湯中のＭｇの酸化防
止のため添加されることがあるが、本発明の場合は圧延
板のキャビテーション防止にも役立っている。つまり、
Ｂｅは溶湯表面に緻密な酸化被膜を形成することから、
板内部に対する水素の混入が防止され、圧延板のキャビ
テーション発生を防止する。ここで、キャビテーション
は超塑性伸びの低下の原因になるとともに、超塑性成形
後の製品の機械的性質、耐食性の劣化の原因となる。
止のため添加されることがあるが、本発明の場合は圧延
板のキャビテーション防止にも役立っている。つまり、
Ｂｅは溶湯表面に緻密な酸化被膜を形成することから、
板内部に対する水素の混入が防止され、圧延板のキャビ
テーション発生を防止する。ここで、キャビテーション
は超塑性伸びの低下の原因になるとともに、超塑性成形
後の製品の機械的性質、耐食性の劣化の原因となる。
【００１８】また、Ｂｅは圧延板表面のＭｇの酸化を抑
制し、表面を安定化する。すなわち、超塑性成形は、３
５０〜５６０℃と高温で行われるため、本発明のように
Ｍｇ量が多いと、超塑性成形時における表面の酸化が激
しくなって表面が黒変しやすいが、Ｂｅの添加により超
塑性成形時の板表面の酸化が抑制されて、製品表面が安
定化する。そして、Ｂｅ量が０．０００１％（１ppm）
未満では、上記効果が発現せず、０．０１％（１００pp
m）を越えると効果が飽和するばかりでなく、毒性や経
済性の点で問題を生じるため、Ｂｅ量は０．０００１〜
０．０１％の範囲内とした。
制し、表面を安定化する。すなわち、超塑性成形は、３
５０〜５６０℃と高温で行われるため、本発明のように
Ｍｇ量が多いと、超塑性成形時における表面の酸化が激
しくなって表面が黒変しやすいが、Ｂｅの添加により超
塑性成形時の板表面の酸化が抑制されて、製品表面が安
定化する。そして、Ｂｅ量が０．０００１％（１ppm）
未満では、上記効果が発現せず、０．０１％（１００pp
m）を越えると効果が飽和するばかりでなく、毒性や経
済性の点で問題を生じるため、Ｂｅ量は０．０００１〜
０．０１％の範囲内とした。
【００１９】Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ：これらの元素はい
ずれも超塑性成形のための昇温過程で生じる再結晶粒を
微細化し、かつ超塑性成形時に結晶粒の異常粗大化を防
ぐ効果があるから、これらのうちから選ばれた１種又は
２種以上を添加する。この際、Ｍｎが０．３％未満、ま
た、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖが０．１％未満では上記の効果が充
分に得られず、一方、Ｍｎが２．５％以上、Ｃｒ、Ｚ
ｒ、Ｖが夫々０．５％を越えれば、粗大金属間化合物が
生成して超塑性成形が困難になるから、Ｍｎは０．３〜
２．５％、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖは夫々０．１〜０．５％の範
囲内とした。
ずれも超塑性成形のための昇温過程で生じる再結晶粒を
微細化し、かつ超塑性成形時に結晶粒の異常粗大化を防
ぐ効果があるから、これらのうちから選ばれた１種又は
２種以上を添加する。この際、Ｍｎが０．３％未満、ま
た、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖが０．１％未満では上記の効果が充
分に得られず、一方、Ｍｎが２．５％以上、Ｃｒ、Ｚ
ｒ、Ｖが夫々０．５％を越えれば、粗大金属間化合物が
生成して超塑性成形が困難になるから、Ｍｎは０．３〜
２．５％、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖは夫々０．１〜０．５％の範
囲内とした。
【００２０】更に、一般のＡｌ合金では、不純物として
Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｚｎ等が含有されるが、これらのう
ち、特にＦｅは本発明の合金において重大な影響を及ぼ
すため、次のように規制する必要がある。
Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｚｎ等が含有されるが、これらのう
ち、特にＦｅは本発明の合金において重大な影響を及ぼ
すため、次のように規制する必要がある。
【００２１】Ｆｅ：Ｆｅは、Ａｌ−Ｆｅ、Ａｌ−Ｆｅ−
Ｍｎ（−Ｓｉ）、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ等の金属間化合物を
晶出させ、これらは超塑性成形時にキャビテーションの
原因になって超塑性伸びの低下の原因になり、また、キ
ャビテーションが存在すれば、前記のように製品の機械
的性質、疲労特性、耐食性等を劣化させる。従って、Ｆ
ｅは少ないほど好ましい。また、ＦｅはＭｎの析出にも
若干影響を与え、Ｆｅ量が多ければ粗大な金属間化合物
の晶出を促進する。従って、これらＦｅによる悪影響を
回避するためには、Ｆｅ量を０．２％未満に規制する必
要がある。
Ｍｎ（−Ｓｉ）、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ等の金属間化合物を
晶出させ、これらは超塑性成形時にキャビテーションの
原因になって超塑性伸びの低下の原因になり、また、キ
ャビテーションが存在すれば、前記のように製品の機械
的性質、疲労特性、耐食性等を劣化させる。従って、Ｆ
ｅは少ないほど好ましい。また、ＦｅはＭｎの析出にも
若干影響を与え、Ｆｅ量が多ければ粗大な金属間化合物
の晶出を促進する。従って、これらＦｅによる悪影響を
回避するためには、Ｆｅ量を０．２％未満に規制する必
要がある。
【００２２】Ｓｉ：Ｓｉも、Ｍｇ2Ｓｉ、Ａｌ−Ｆｅ−
Ｍｎ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ等の金属間化合物を晶出
させ、これらは超塑性成形時にキャビテーションの原因
になって超塑性伸びの低下の原因になり、また、キャビ
テーションが存在すれば、前記のように製品の機械的性
質、疲労特性、耐食性等を劣化させる。従って、Ｓｉは
少ないほど好ましい。従って、これらＳｉによる悪影響
を回避するためには、Ｓｉ量を０．２％未満に規制する
必要がある。
Ｍｎ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ等の金属間化合物を晶出
させ、これらは超塑性成形時にキャビテーションの原因
になって超塑性伸びの低下の原因になり、また、キャビ
テーションが存在すれば、前記のように製品の機械的性
質、疲労特性、耐食性等を劣化させる。従って、Ｓｉは
少ないほど好ましい。従って、これらＳｉによる悪影響
を回避するためには、Ｓｉ量を０．２％未満に規制する
必要がある。
【００２３】Ｎａ、Ｃａ：Ｎａ、Ｃａは超塑性成形時の
再結晶粒界に偏析し、超塑性成形を阻害し、キャビテー
ションの発生を助長する。そして、Ｎａは３ppm、Ｃａ
は５ppmを越えるとその悪影響が顕著になる。従って、
Ｎａは３ppm以下、Ｃａは５ppm以下に規制する。
再結晶粒界に偏析し、超塑性成形を阻害し、キャビテー
ションの発生を助長する。そして、Ｎａは３ppm、Ｃａ
は５ppmを越えるとその悪影響が顕著になる。従って、
Ｎａは３ppm以下、Ｃａは５ppm以下に規制する。
【００２４】その他の元素に関しては、Ｃｕが多ければ
熱間圧延が困難となるから、Ｃｕは０．３％未満に規制
することが好ましく、その他、不純物としてのＺｎは
０．５％以下であれば、特に本発明のアルミニウム合金
板の特性を損なうことはない。従って、０．５％以下の
Ｚｎは許容される。
熱間圧延が困難となるから、Ｃｕは０．３％未満に規制
することが好ましく、その他、不純物としてのＺｎは
０．５％以下であれば、特に本発明のアルミニウム合金
板の特性を損なうことはない。従って、０．５％以下の
Ｚｎは許容される。
【００２５】更に、本発明の超塑性成形用アルミニウム
合金板の製造にあたっては、鋳造前もしくは鋳造中に鋳
塊組織微細化のためにＴｉを単独で、或いはＴｉをＢ又
はＣと組合わせて添加するのが通常である。この場合、
Ｔｉ量が０．１５％を越えれば、ＴｉＡｌ3の粗大初晶
粒子が晶出して超塑性成形性に悪影響を与えるから、Ｔ
ｉ量は０．１５％以下の範囲内にすることが望ましい。
また、Ｂ及びＣはいずれもＴｉと共存して添加されて結
晶粒の微細化と均一化を一層促進するが、Ｂ量が０．０
５％を越えればＴｉＢ2粒子が生じ、また、Ｃ量が０．
０５％を越えればグラファイト粒子が生じ、いずれの場
合も超塑性成形性に悪影響を与える。従って、Ｔｉと併
せて添加するＢ、Ｃはいずれも０．０５％以下の範囲に
することが好ましい。
合金板の製造にあたっては、鋳造前もしくは鋳造中に鋳
塊組織微細化のためにＴｉを単独で、或いはＴｉをＢ又
はＣと組合わせて添加するのが通常である。この場合、
Ｔｉ量が０．１５％を越えれば、ＴｉＡｌ3の粗大初晶
粒子が晶出して超塑性成形性に悪影響を与えるから、Ｔ
ｉ量は０．１５％以下の範囲内にすることが望ましい。
また、Ｂ及びＣはいずれもＴｉと共存して添加されて結
晶粒の微細化と均一化を一層促進するが、Ｂ量が０．０
５％を越えればＴｉＢ2粒子が生じ、また、Ｃ量が０．
０５％を越えればグラファイト粒子が生じ、いずれの場
合も超塑性成形性に悪影響を与える。従って、Ｔｉと併
せて添加するＢ、Ｃはいずれも０．０５％以下の範囲に
することが好ましい。
【００２６】本発明の超塑性成形用アルミニウム合金板
の化学的成分組成は、以上のような条件を満足すれば良
いが、超塑性成形前の冷間予成形を可能ならしめるため
には、合金の成分組成のみならず、金属組織として未再
結晶組織になっていることが重要である。
の化学的成分組成は、以上のような条件を満足すれば良
いが、超塑性成形前の冷間予成形を可能ならしめるため
には、合金の成分組成のみならず、金属組織として未再
結晶組織になっていることが重要である。
【００２７】つまり、再結晶組織となっている板の場
合、冷間予成形を施せば種々の冷間歪が導入され、これ
を３５０〜５６０℃の超塑性成形温度まで加熱すれば、
結晶粒の粗大化が生じてしまい、超塑性成形特性が低下
するとともに、製品の性能も不充分となる。これに対
し、未再結晶組織であれば冷間予成形を施しても超塑性
成形温度での結晶粒の粗大化は生じず、超塑性成形まで
の昇温過程で生じる微細な再結晶粒が超塑性成形に寄与
し、良好な超塑性成形性が得られる。
合、冷間予成形を施せば種々の冷間歪が導入され、これ
を３５０〜５６０℃の超塑性成形温度まで加熱すれば、
結晶粒の粗大化が生じてしまい、超塑性成形特性が低下
するとともに、製品の性能も不充分となる。これに対
し、未再結晶組織であれば冷間予成形を施しても超塑性
成形温度での結晶粒の粗大化は生じず、超塑性成形まで
の昇温過程で生じる微細な再結晶粒が超塑性成形に寄与
し、良好な超塑性成形性が得られる。
【００２８】次に、本発明の超塑性成形用アルミニウム
合金板は、限界曲げ半径が７．５ｔ以下の常温曲げ性を
有することが必要である。すなわち、冷間予成形を施す
ためには冷間での成形性が良好であることが必要である
が、本発明が対象としているＡｌ−Ｍｇ系合金は、一般
に冷間加工状態では極めて脆くて限界曲げ半径も大き
く、僅かな冷間予成形に耐えられずに破断してしまうこ
とがある。
合金板は、限界曲げ半径が７．５ｔ以下の常温曲げ性を
有することが必要である。すなわち、冷間予成形を施す
ためには冷間での成形性が良好であることが必要である
が、本発明が対象としているＡｌ−Ｍｇ系合金は、一般
に冷間加工状態では極めて脆くて限界曲げ半径も大き
く、僅かな冷間予成形に耐えられずに破断してしまうこ
とがある。
【００２９】冷間予成形を容易に実施可能とするために
は伸びも大きいほど良いが、むしろ常温曲げ性が少なく
とも７．５ｔ以下でなければ冷間予成形が可能とはいえ
ない。従って、本発明では冷間予成形を可能とするため
常温曲げ性を７．５ｔ以下と規定し、冷間予成形の歯止
めとした。また、当然のことながら冷間予成形後の超塑
性特性が低下しないことが重要である。また、超塑性特
性としては、塑性伸びと同時に成形後のキャビテーショ
ンが少ないことが重要である。
は伸びも大きいほど良いが、むしろ常温曲げ性が少なく
とも７．５ｔ以下でなければ冷間予成形が可能とはいえ
ない。従って、本発明では冷間予成形を可能とするため
常温曲げ性を７．５ｔ以下と規定し、冷間予成形の歯止
めとした。また、当然のことながら冷間予成形後の超塑
性特性が低下しないことが重要である。また、超塑性特
性としては、塑性伸びと同時に成形後のキャビテーショ
ンが少ないことが重要である。
【００３０】また、再結晶組織の材料を冷間予成形した
場合には、冷間予成形の歪により次の超塑性成形温度に
昇温した際、結晶粒の異常成長が生じて超塑性特性が全
く消失してしまうが、冷間予成形時に未再結晶組織であ
れば次の超塑性成形温度に昇温した時に結晶粒が異常成
長することはない。
場合には、冷間予成形の歪により次の超塑性成形温度に
昇温した際、結晶粒の異常成長が生じて超塑性特性が全
く消失してしまうが、冷間予成形時に未再結晶組織であ
れば次の超塑性成形温度に昇温した時に結晶粒が異常成
長することはない。
【００３１】しかし、この場合でも最終焼鈍により曲げ
性を改善してゆくと、冷間予成形後に超塑性成形温度に
昇温した時に再結晶粒が徐々に大きくなり、超塑性性能
が劣化する傾向を示すとともに、キャビテーションが増
大する。そして、この超塑性性能の劣化、及びキャビテ
ーションの増大は最終焼鈍の前後の耐力比（焼鈍後の耐
力／焼鈍前の耐力）が７０％未満になると顕著になる。
従って、最終焼鈍の前後の耐力比は７０％以上と規定
し、超塑性特性の歯止めとした。
性を改善してゆくと、冷間予成形後に超塑性成形温度に
昇温した時に再結晶粒が徐々に大きくなり、超塑性性能
が劣化する傾向を示すとともに、キャビテーションが増
大する。そして、この超塑性性能の劣化、及びキャビテ
ーションの増大は最終焼鈍の前後の耐力比（焼鈍後の耐
力／焼鈍前の耐力）が７０％未満になると顕著になる。
従って、最終焼鈍の前後の耐力比は７０％以上と規定
し、超塑性特性の歯止めとした。
【００３２】次に、超塑性成形用アルミニウム合金板の
製造方法について述べる。
製造方法について述べる。
【００３３】まず、前述のような成分組成の合金溶湯を
溶製し、これを鋳造する。その鋳造法は半連続鋳造法
（ＤＣ鋳造法）が一般的であるが、薄板連続鋳造法（例
えばロールキャスト法）を用いることも可能である。
尚、鋳造前もしくは鋳造中には、鋳塊組織微細化剤とし
て、前記のようなＴｉを単独でもしくはＢ又はＣととも
に溶湯に添加しても良い。
溶製し、これを鋳造する。その鋳造法は半連続鋳造法
（ＤＣ鋳造法）が一般的であるが、薄板連続鋳造法（例
えばロールキャスト法）を用いることも可能である。
尚、鋳造前もしくは鋳造中には、鋳塊組織微細化剤とし
て、前記のようなＴｉを単独でもしくはＢ又はＣととも
に溶湯に添加しても良い。
【００３４】そして、ＤＣ鋳造法によって得られた鋳塊
には、必要に応じて面削を施してから鋳塊加熱（均質化
処理）を通常４００〜５６０℃×０．５〜２４時間保持
して行う。この鋳塊加熱は、均質化と熱間圧延前予備加
熱とを兼ねて１段で行っても良く、或いはこれらを区別
して２段で行っても良い。
には、必要に応じて面削を施してから鋳塊加熱（均質化
処理）を通常４００〜５６０℃×０．５〜２４時間保持
して行う。この鋳塊加熱は、均質化と熱間圧延前予備加
熱とを兼ねて１段で行っても良く、或いはこれらを区別
して２段で行っても良い。
【００３５】鋳塊加熱後、常法に従って熱間圧延を行
い、更に冷間圧延を施して所望の最終板厚とする。この
場合、熱間圧延と冷間圧延との間、若しくは冷間圧延の
途中で１回もしくは２回以上の中間焼鈍を施しても良
い。この中間焼鈍の条件は特に限定しないが、バッチ式
の中間焼鈍の場合は、２５０〜４５０℃×０．５〜１２
時間とし、連続焼鈍の場合は４００〜５５０℃×０〜３
０秒とすることが望ましい。
い、更に冷間圧延を施して所望の最終板厚とする。この
場合、熱間圧延と冷間圧延との間、若しくは冷間圧延の
途中で１回もしくは２回以上の中間焼鈍を施しても良
い。この中間焼鈍の条件は特に限定しないが、バッチ式
の中間焼鈍の場合は、２５０〜４５０℃×０．５〜１２
時間とし、連続焼鈍の場合は４００〜５５０℃×０〜３
０秒とすることが望ましい。
【００３６】一方、薄板連続鋳造法によって得られた鋳
造板に対しては、鋳造板コイルの状態で通常４００〜５
６０℃×０．５〜２４時間の均質化加熱を施してから、
熱間圧延を行うことなく冷間圧延のみによって所要の最
終板厚とする。この場合も冷間圧延の途中で前記と同様
な条件で１回又は２回以上の中間焼鈍を施しても良い。
造板に対しては、鋳造板コイルの状態で通常４００〜５
６０℃×０．５〜２４時間の均質化加熱を施してから、
熱間圧延を行うことなく冷間圧延のみによって所要の最
終板厚とする。この場合も冷間圧延の途中で前記と同様
な条件で１回又は２回以上の中間焼鈍を施しても良い。
【００３７】ここで、本発明の製造方法の場合は、最終
板厚になる前の冷間圧延における圧延率（中間焼鈍を挟
まずに最終板厚まで冷間圧延する場合は、その全体の圧
延率、また、１回又は２回以上の中間焼鈍を挟んで最終
板厚まで冷間圧延する場合は、最終の中間焼鈍後の冷間
圧延率）を５０％以上にする必要がある。つまり、最終
板厚前の冷間圧延率が５０％未満では、超塑性成形のた
めの昇温過程において生じる再結晶粒が粗大化して充分
な超塑性特性が得られなくなってしまい、最終板厚前の
冷間圧延率が５０％以上であれば再結晶粒の粗大化を招
くことなく、超塑性成形時に微細な再結晶組織によって
充分な超塑性特性を発揮させることが出来る。
板厚になる前の冷間圧延における圧延率（中間焼鈍を挟
まずに最終板厚まで冷間圧延する場合は、その全体の圧
延率、また、１回又は２回以上の中間焼鈍を挟んで最終
板厚まで冷間圧延する場合は、最終の中間焼鈍後の冷間
圧延率）を５０％以上にする必要がある。つまり、最終
板厚前の冷間圧延率が５０％未満では、超塑性成形のた
めの昇温過程において生じる再結晶粒が粗大化して充分
な超塑性特性が得られなくなってしまい、最終板厚前の
冷間圧延率が５０％以上であれば再結晶粒の粗大化を招
くことなく、超塑性成形時に微細な再結晶組織によって
充分な超塑性特性を発揮させることが出来る。
【００３８】最終板厚となった圧延板に対しては、最終
焼鈍を施す。この最終焼鈍は圧延板に延性を与えて常温
曲げ性が７．５ｔ以下になるように調整するために必要
な工程であるが、またこの最終焼鈍では、組織を再結晶
に至らしめずに未再結晶組織のままとなるように制御し
且つ超塑性性能を維持するため、最終焼鈍の前後の耐力
比を７０％以下に抑える必要がある。
焼鈍を施す。この最終焼鈍は圧延板に延性を与えて常温
曲げ性が７．５ｔ以下になるように調整するために必要
な工程であるが、またこの最終焼鈍では、組織を再結晶
に至らしめずに未再結晶組織のままとなるように制御し
且つ超塑性性能を維持するため、最終焼鈍の前後の耐力
比を７０％以下に抑える必要がある。
【００３９】そして、この最終焼鈍はバッチ式の焼鈍炉
を用いたバッチ焼鈍、或いは連続焼鈍炉を用いてコイル
から繰り出される板を連続的に走行させながら焼鈍する
連続焼鈍のいずれを適用しても良い。
を用いたバッチ焼鈍、或いは連続焼鈍炉を用いてコイル
から繰り出される板を連続的に走行させながら焼鈍する
連続焼鈍のいずれを適用しても良い。
【００４０】最終焼鈍としてバッチ焼鈍を適用する場
合、１０℃／min以下の昇温速度で７０〜１５０℃に加
熱して０．５〜１２時間保持した後、１０℃／min以下
の冷却速度で冷却する。この際、加熱温度が７０℃未
満、また保持時間が０．５時間未満であれば充分に延性
が向上せず、冷間予成形が困難になる。一方、加熱温度
が１５０℃を越えれば超塑性性能が劣化する。また、保
持時間が１２時間を越えれば効果が飽和し経済性が損な
われる。
合、１０℃／min以下の昇温速度で７０〜１５０℃に加
熱して０．５〜１２時間保持した後、１０℃／min以下
の冷却速度で冷却する。この際、加熱温度が７０℃未
満、また保持時間が０．５時間未満であれば充分に延性
が向上せず、冷間予成形が困難になる。一方、加熱温度
が１５０℃を越えれば超塑性性能が劣化する。また、保
持時間が１２時間を越えれば効果が飽和し経済性が損な
われる。
【００４１】最終焼鈍として連続焼鈍を適用する場合、
１℃／sec以上の昇温速度で１５０〜２５０℃の範囲内
の温度に加熱し、保持時間０もしくは５分以下の保持
後、１℃／sec以上の冷却速度で冷却する。この際、加
熱温度が１５０℃未満では充分に延性が向上せず、冷間
予成形が困難になる。一方、加熱温度が２５０℃を越え
るか、または保持時間が５分を越えれば、再結晶が生じ
て超塑性成形時に結晶粒の粗大化を招き、超塑性成形性
が低下する。
１℃／sec以上の昇温速度で１５０〜２５０℃の範囲内
の温度に加熱し、保持時間０もしくは５分以下の保持
後、１℃／sec以上の冷却速度で冷却する。この際、加
熱温度が１５０℃未満では充分に延性が向上せず、冷間
予成形が困難になる。一方、加熱温度が２５０℃を越え
るか、または保持時間が５分を越えれば、再結晶が生じ
て超塑性成形時に結晶粒の粗大化を招き、超塑性成形性
が低下する。
【００４２】尚、最終焼鈍時における結晶組織状態と延
性とのバランスは、実際には具体的な成分組成によって
も変動するため、実際に適用する最終焼鈍の条件は、前
述の範囲のうちで、未再結晶組織を維持し、且つ焼鈍の
前後の耐力比が７０％以上であり、しかも常温の曲げ性
が７．５ｔ以下であるような最適な条件を選定して適用
することが望ましい。
性とのバランスは、実際には具体的な成分組成によって
も変動するため、実際に適用する最終焼鈍の条件は、前
述の範囲のうちで、未再結晶組織を維持し、且つ焼鈍の
前後の耐力比が７０％以上であり、しかも常温の曲げ性
が７．５ｔ以下であるような最適な条件を選定して適用
することが望ましい。
【００４３】以上のようにして本発明の目的とする超塑
性成形用アルミニウム合金板が得られる。そしてこの超
塑性成形用アルミニウム合金板は、未再結晶組織ではあ
るが常温での曲げ性が７．５ｔ以下と延性が比較的良好
なため、超塑性成形前に冷間予成形を行うことが可能で
ある。そして、冷間予成形後の超塑性成形は、通常３５
０〜５６０℃の温度域で行われるが、本発明の超塑性成
形用アルミニウム合金板では、超塑性成形温度域までの
昇温過程で微細な再結晶が生じ、かつ結晶粒の粗大な成
長を招くこともなく、従って優れた超塑性成形特性を発
揮することが出来る。
性成形用アルミニウム合金板が得られる。そしてこの超
塑性成形用アルミニウム合金板は、未再結晶組織ではあ
るが常温での曲げ性が７．５ｔ以下と延性が比較的良好
なため、超塑性成形前に冷間予成形を行うことが可能で
ある。そして、冷間予成形後の超塑性成形は、通常３５
０〜５６０℃の温度域で行われるが、本発明の超塑性成
形用アルミニウム合金板では、超塑性成形温度域までの
昇温過程で微細な再結晶が生じ、かつ結晶粒の粗大な成
長を招くこともなく、従って優れた超塑性成形特性を発
揮することが出来る。
【００４４】
【実施例】本発明の実施例について説明する。
【００４５】次の表１の合金番号１〜７に示される各合
金を常法に従ってＤＣ鋳造法により断面寸法４５０mm×
１３００mmのスラブに鋳造した。ここで合金番号１〜５
は本発明で規定する成分組成範囲内の発明合金、合金番
号６、７は本発明で規定する成分組成範囲を外れる比較
合金である。
金を常法に従ってＤＣ鋳造法により断面寸法４５０mm×
１３００mmのスラブに鋳造した。ここで合金番号１〜５
は本発明で規定する成分組成範囲内の発明合金、合金番
号６、７は本発明で規定する成分組成範囲を外れる比較
合金である。
【００４６】
【表１】
【００４７】鋳造後、各鋳塊に対して片面当たり１２mm
の面削を施した後、５３０℃×６時間の鋳塊加熱を行
い、その後４８０℃に加熱して熱間圧延を施し、板厚６
mmの熱延板を得た。そしてこの６mm厚の熱延板に対し、
冷間圧延（一部のものについては冷間圧延途中で中間焼
鈍を実施）を行って板厚２mmに仕上げ（圧延率６７
％）、更に一部のものを除いてバッチ焼鈍または連続焼
鈍によって種々の条件で最終焼鈍を行った。
の面削を施した後、５３０℃×６時間の鋳塊加熱を行
い、その後４８０℃に加熱して熱間圧延を施し、板厚６
mmの熱延板を得た。そしてこの６mm厚の熱延板に対し、
冷間圧延（一部のものについては冷間圧延途中で中間焼
鈍を実施）を行って板厚２mmに仕上げ（圧延率６７
％）、更に一部のものを除いてバッチ焼鈍または連続焼
鈍によって種々の条件で最終焼鈍を行った。
【００４８】この冷間圧延及び最終焼鈍の各条件を表２
の製造番号（ロット）に示す。
の製造番号（ロット）に示す。
【００４９】
【表２】
【００５０】次いで、最終焼鈍後の各板について常温で
ミクロ組織を観察し、再結晶の有無を調べた。また、圧
延方向に常温にて９０度曲げ試験を施して、９０度限界
曲げ半径を測定した。
ミクロ組織を観察し、再結晶の有無を調べた。また、圧
延方向に常温にて９０度曲げ試験を施して、９０度限界
曲げ半径を測定した。
【００５１】更に、各板について冷間予成形を想定した
５％の冷間ストレッチ加工を施し、その後５００℃に加
熱してその温度で１００φの超塑性バルジ試験を行い、
超塑性成形高さを測定した。また、板厚減少率が１／２
（１００％相対歪）の部分のキャビテーションも同時に
測定した。
５％の冷間ストレッチ加工を施し、その後５００℃に加
熱してその温度で１００φの超塑性バルジ試験を行い、
超塑性成形高さを測定した。また、板厚減少率が１／２
（１００％相対歪）の部分のキャビテーションも同時に
測定した。
【００５２】尚、バルジ成形の圧力は３気圧とし、バル
ジ高さが５０mm以上であれば良好と判断した。また、キ
ャビテーションは板厚の断面を研磨して面積比で求め、
キャビテーション１．５％以下をキャビテーションレベ
ル良好と定義した。以上の結果を次の表３に示す。
ジ高さが５０mm以上であれば良好と判断した。また、キ
ャビテーションは板厚の断面を研磨して面積比で求め、
キャビテーション１．５％以下をキャビテーションレベ
ル良好と定義した。以上の結果を次の表３に示す。
【００５３】
【表３】
【００５４】この結果、成分組成が本発明の規定範囲内
にあり、しかも未再結晶組織を有しており、常温曲げ性
が７．５ｔ（板厚２mmで曲げ半径が１５mm）以下で、且
つ最終焼鈍の前後の耐力比が７０％以上の超塑性成形用
アルミニウム合金板は、いずれも常温での成形性が良好
であり、超塑性成形前に冷間予成形を容易に行うことが
出来、しかも超塑性成形特性も良好であった。
にあり、しかも未再結晶組織を有しており、常温曲げ性
が７．５ｔ（板厚２mmで曲げ半径が１５mm）以下で、且
つ最終焼鈍の前後の耐力比が７０％以上の超塑性成形用
アルミニウム合金板は、いずれも常温での成形性が良好
であり、超塑性成形前に冷間予成形を容易に行うことが
出来、しかも超塑性成形特性も良好であった。
【００５５】一方、製造番号２のように、合金の成分組
成は本発明の規定範囲内にあるが、最終焼鈍を行わなか
った比較例、及び製造番号８のように、最終焼鈍の温度
が低過ぎた比較例では、いずれも常温の曲げ性が７．５
ｔより大きく、常温の成形性が劣り冷間予成形が困難で
あることが判る。
成は本発明の規定範囲内にあるが、最終焼鈍を行わなか
った比較例、及び製造番号８のように、最終焼鈍の温度
が低過ぎた比較例では、いずれも常温の曲げ性が７．５
ｔより大きく、常温の成形性が劣り冷間予成形が困難で
あることが判る。
【００５６】更に、製造番号３、１０のように、合金の
成分組成は本発明の規定範囲内にあるが、最終焼鈍温度
が高過ぎた比較例では、超塑性成形時に結晶粒の成長が
生じて超塑性成形性が悪く（バルジ高さ不良）、キャビ
テーション特性でも劣っていることが判る。
成分組成は本発明の規定範囲内にあるが、最終焼鈍温度
が高過ぎた比較例では、超塑性成形時に結晶粒の成長が
生じて超塑性成形性が悪く（バルジ高さ不良）、キャビ
テーション特性でも劣っていることが判る。
【００５７】また、製造番号４のように、最終板厚前の
冷間圧延率が小さい比較例でも、超塑性成形時に充分な
伸びが得られなかった（バルジ高さ不良）。
冷間圧延率が小さい比較例でも、超塑性成形時に充分な
伸びが得られなかった（バルジ高さ不良）。
【００５８】更に、製造番号１２、１３のように、合金
の成分組成が本発明の規定範囲を外れる場合（Ｍｎ、Ｚ
ｒ、Ｃｒ、Ｖのうちの１種以上を含有せず且つＢｅを含
有しない合金番号６、及びＮａ、Ｃａが過剰に含まれた
合金番号７）は、製造プロセスが本発明の条件を満たす
場合であっても、充分な超塑性伸びが得られないことが
判明した。
の成分組成が本発明の規定範囲を外れる場合（Ｍｎ、Ｚ
ｒ、Ｃｒ、Ｖのうちの１種以上を含有せず且つＢｅを含
有しない合金番号６、及びＮａ、Ｃａが過剰に含まれた
合金番号７）は、製造プロセスが本発明の条件を満たす
場合であっても、充分な超塑性伸びが得られないことが
判明した。
【００５９】
【発明の効果】以上のような実施例からも明らかなよう
に、本発明によれば超塑性成形性を損なうことなく、超
塑性成形前に冷間予成形が可能な超塑性成形用アルミニ
ウム合金板を得ることが出来る。従って、この発明の超
塑性成形用アルミニウム合金板を用いれば、超塑性成形
前に冷間予成形を行って、ある程度の形状を先行して成
形しておき、その後、超塑性成形を行って複雑な部分の
形状を成形するようにすることで、構造材として使用す
る場合でも、局部的に薄肉になって強度面で問題になる
という不具合がない。このため、超塑性成形の適用分野
を大幅に拡大することが出来るという効果を奏する。
に、本発明によれば超塑性成形性を損なうことなく、超
塑性成形前に冷間予成形が可能な超塑性成形用アルミニ
ウム合金板を得ることが出来る。従って、この発明の超
塑性成形用アルミニウム合金板を用いれば、超塑性成形
前に冷間予成形を行って、ある程度の形状を先行して成
形しておき、その後、超塑性成形を行って複雑な部分の
形状を成形するようにすることで、構造材として使用す
る場合でも、局部的に薄肉になって強度面で問題になる
という不具合がない。このため、超塑性成形の適用分野
を大幅に拡大することが出来るという効果を奏する。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 木村 静雄 埼玉県狭山市新狭山１丁目10番地１ ホン ダエンジニアリング株式会社内 (72)発明者 松尾 守 東京都中央区日本橋室町４丁目３番18号 スカイアルミニウム株式会社内 (72)発明者 田形 勉 東京都中央区日本橋室町４丁目３番18号 スカイアルミニウム株式会社内 (72)発明者 松本 信幸 東京都中央区日本橋室町４丁目３番18号 スカイアルミニウム株式会社内
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｍｇ２．０〜８．０％（重量％、以下同
じ。）、Ｂｅ０．０００１〜０．０１％を含有し、かつ
Ｍｎ０．３〜２．５％、又はＣｒ０．１〜０．５％、又
はＺｒ０．１〜０．５％、又はＶ０．１〜０．５％のう
ちの１種或いは２種以上を含有し、しかもＦｅ量、Ｓｉ
量が各０．２％以下に規制されるとともに、Ｎａ３ppm
以下、Ｃａ５ppm以下に規制され、残部がＡｌ及び不可
避的不純物からなり、結晶組織が未再結晶組織であり、
９０度限界曲げ半径が板厚の７．５倍以下で、かつ最終
焼鈍の前後の耐力比が７０％以上であることを特徴とす
る冷間予成形可能な超塑性成形用アルミニウム合金板。 - 【請求項２】 Ｍｇ２．０〜８．０％、Ｂｅ０．０００
１〜０．０１％を含有し、かつＭｎ０．３〜２．５％、
又はＣｒ０．１〜０．５％、又はＺｒ０．１〜０．５
％、又はＶ０．１〜０．５％のうちの１種或いは２種以
上を含有し、しかもＦｅ量、Ｓｉ量が各０．２％以下に
規制されるとともに、Ｎａ３ppm以下、Ｃａ５ppm以下に
規制され、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる合金
を鋳造し、最終板厚まで圧延するにあたって最終段階の
冷間圧延率を５０％以上とし、更に最終板厚の圧延板に
対し、昇温速度１０℃／min以下で７０〜１５０℃の範
囲内に加熱して０．５〜１２時間保持した後、１０℃／
min以下の冷却速度で冷却する最終焼鈍を施し、これに
よって結晶組織が未再結晶組織であり、９０度限界曲げ
半径が板厚の７．５倍以下で、かつ最終焼鈍の前後の耐
力比が７０％以上の超塑性成形用アルミニウム合金板を
得ることを特徴とする冷間予成形可能な超塑性成形用ア
ルミニウム合金板の製造方法。 - 【請求項３】 Ｍｇ２．０〜８．０％、Ｂｅ０．０００
１〜０．０１％を含有し、かつＭｎ０．３〜２．５％、
又はＣｒ０．１〜０．５％、又はＺｒ０．１〜０．５
％、又はＶ０．１〜０．５％のうちの１種或いは２種以
上を含有し、しかもＦｅ量、Ｓｉ量が各０．２％以下に
規制されるとともに、Ｎａ３ppm以下、Ｃａ５ppm以下に
規制され、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる合金
を鋳造し、最終板厚まで圧延するにあたって最終段階の
冷間圧延率を５０％以上とし、更に最終板厚の圧延板に
対し、昇温速度１℃／sec以上で１５０〜２５０℃の範
囲内に加熱して保持時間０若しくは５分以下の保持を行
った後、１℃／sec以上の冷却速度で冷却する最終焼鈍
を施し、これによって結晶組織が未再結晶組織であり、
９０度限界曲げ半径が板厚の７．５倍以下で、かつ最終
焼鈍の前後の耐力比が７０％以上の超塑性成形用アルミ
ニウム合金板を得ることを特徴とする冷間予成形可能な
超塑性成形用アルミニウム合金板の製造方法。
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