JPH09125180A

JPH09125180A - 高速超塑性を有する耐熱性アルミニウム合金およびその製造方法ならびにその成形方法

Info

Publication number: JPH09125180A
Application number: JP30514195A
Authority: JP
Inventors: Yoshimasa Okubo; 喜正大久保; Kazuhisa Shibue; 和久渋江
Original assignee: Sumitomo Light Metal Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Light Metal Industries Ltd
Priority date: 1995-10-30
Filing date: 1995-10-30
Publication date: 1997-05-13

Abstract

(57)【要約】【課題】超塑性特性、とくに歪速度10^-2〜10¹/s で
の高速超塑性成形が可能で、且つ耐熱性をそなえたアル
ミニウム合金を提供する。【解決手段】Ｆｅ:4.0〜12.0wt％を含有し、さらに
Ｖ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔｉのうちの１種または２種以上を合
計量で1.0 〜6.0wt ％含有し、残部Ａｌおよび不可避的
不純物からなる組成を有し、水素の含有量が0.5cc/100g
未満、アルミニウム酸化物量が0.3 wt％未満であり、マ
トリックス中に分散するＡｌ−Ｆｅ系の金属間化合物の
平均粒径が4 μm 以下である。Ｓｉ:3.0wt％以下を含有
することもできる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、高速超塑性を有す
る耐熱性アルミニウム合金、とくに歪速度10^-2〜10¹/s
での高速超塑性成形を可能とし、熱負荷のかかる部位に
適用し得る耐熱性をそなえたアルミニウム合金および当
該アルミニウム合金の製造方法ならびに成形方法に関す
る。

【０００２】

【従来の技術】アルミニウム合金においては、Ａｌ−Ｃ
ｕ系合金、Ａｌ−Ｚｎ系合金、Ａｌ−Ｍｇ系合金などに
ついて、高温領域で数100 ％の伸びを生じる超塑性合金
が開発され、一部実用化されているが、従来の超塑性ア
ルミニウム合金は、超塑性を示す歪速度が10^-4〜10^-2/s
の範囲にあり、このような小さい歪速度で成形加工を行
った場合、成形加工時のサイクルタイムが長くかかるた
め、工業規模での生産では生産効率が低くなるという問
題点がある。

【０００３】また一般に、アルミニウム合金材料は耐熱
性が低く、200 ℃を越える環境下で使用できるものはほ
とんどない。高温での使用に耐え、且つ超塑性特性を示
す材料としてＴｉ合金があるが、Ｔｉ合金の場合も歪速
度が10^-4〜10^-3/sと遅く、超塑性を示す温度範囲も850
〜900 ℃の高温域であるため、簡単に利用するのは難し
い。

【０００４】近年、アルミニウム合金について、急冷凝
固技術を利用した合金開発が盛んに行われ、200 ℃を越
える環境下においても使用可能なＡｌ−Ｆｅ系の粉末合
金が開発されるようになっている。しかし、Ａｌ−Ｆｅ
系粉末合金において超塑性特性が見出されたという報告
はなく、アルミニウム合金において、超塑性、とくに高
速超塑性を有し、且つ熱負荷に耐える耐熱性をそなえた
合金はこれまで存在しなかった。

【０００５】一方、最近開発された急冷凝固技術の一つ
としてスプレーフォーミング法がある。スプレーフォー
ミング法は、英国のオスプレイ・メタルス社が開発した
ものでオスプレイ法ともいわれ、アルミニウム合金の溶
湯を不活性ガスによってスプレーし、細かく噴霧された
液滴を凝固完了前にサブストレート上に堆積、凝固さ
せ、プリフォームというビレット状の成形体を得るもの
である。この方法によれば、早く凝固する微細な液滴
は、サブストレート上で大きな液滴から熱を受けて冷却
が遅れ、遅く冷却する大きな液滴はサブストレート上で
熱を放出するため冷却が早くなり、全体の冷却が均等化
され組織がより均一となる。また、不活性ガスでアトマ
イズして直接プリフォームを作製するので、含有水素量
が低くなり、粒界に酸化物が存在しない組織が得易い。

【０００６】発明者らは、Ａｌ−Ｆｅ系合金のスプレー
フォーミングの研究過程において、Ａｌ−Ｆｅ系合金の
急冷凝固プリフォームを圧延により成形した板材は、優
れた高温強度を有するとともに、超塑性特性、とくに特
定条件下においては高速超塑性特性をそなえていること
を見出し、本発明に至ったものである。発明者らは、従
来のアトマイズ粉末を固化したＡｌ−Ｆｅ系粉末冶金合
金が超塑性特性を持たない理由について検討した結果、
原料粉末の粒度分布に伴って、得られる合金組織にも
粗大な個所と微細な個所が生じ、粗大な個所に変形が局
部的に集中すること。粉末表面には酸化皮膜が存在し
ているため、得られた合金の粒界にも酸化皮膜が存在す
ること。成形過程において脱気処理を行っても、合金
中の含有水素量の低減には限界があり、超塑性温度で含
有水素がボイドを形成することに起因するものであるこ
とを究明した。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の研究
過程においてなされたものであり、その目的は、超塑性
成形、とくに歪速度が10^-2〜10¹/s のような高速超塑性
成形が可能であり、且つ熱負荷のかかる部位に対して適
用できる優れた耐熱性をそなえたＡｌ−Ｆｅ系の高速超
塑性成形性と耐熱性に優れたアルミニウム合金およびそ
の製造方法ならびにその成形方法を提供することにあ
る。

【０００８】

【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
めの本発明による高速超塑性を有する耐熱性アルミニウ
ム合金は、Ｆｅ:4.0〜12.0％を含有し、さらにＶ、Ｍ
ｏ、Ｚｒ、Ｔｉのうちの１種または２種以上を合計量で
1.0 〜6.0 ％含み、残部Ａｌおよび不可避的不純物から
なり、不純物としての水素の含有量が0.5cc/100g未満、
アルミニウム酸化物量が0.3 ％未満であり、且つ合金マ
トリックス中に分散するＡｌ−Ｆｅ系の金属間化合物の
平均粒径が4 μm 以下であることを構成上の特徴とす
る。また、上記合金成分に必須成分としてＳｉ:3.0％以
下を含有することを構成上の第２の特徴とする。

【０００９】本発明による高速超塑性を有する耐熱性ア
ルミニウム合金の製造方法は、上記組成を有するアルミ
ニウム合金をスプレーフォーミング法により成形し、得
られた成形体を350 ℃以上の温度域で圧延加工すること
を特徴とし、本発明による高速超塑性を有する耐熱性ア
ルミニウム合金の成形方法は、上記組成を有するアルミ
ニウム合金板を、530 〜630 ℃の温度で、歪速度10^-2〜
10¹/s で塑性加工することを特徴とする。

【００１０】本発明のアルミニウム合金における合金成
分の意義および限定範囲について説明すると、必須合金
成分として含有されるＦｅは、Ａｌ₃Ｆｅ、Ａｌ₆Ｆ
ｅ、Ａｌ−Ｆｅ系凖安定相、あるいはＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ
系化合物として合金マトリックス中に分散して、合金の
常温強度および高温強度を向上させる。また弾性係数を
高め、熱膨張係数を低下させる機能を有する。Ｆｅの好
ましい含有範囲は4.0 〜12.0％であり、4.0 ％未満では
強度向上効果が十分でなく、さらに合金中に分散する金
属間化合物の体積率が小さいため塑性加工中に結晶粒が
粗大化する傾向があり、十分な延性が得られなくなる。
12.0％を越えて含有すると、強度向上効果が飽和すると
ともに靭性が低下する。さらに好ましいＦｅの含有範囲
は5.0 〜10.0％である。

【００１１】ＳｉはＦｅと共存してＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系
化合物を形成し、この化合物の分散により合金の常温強
度および高温強度を向上させる。また弾性係数を高め、
熱膨張係数を下げる機能を有する。Ｓｉの好ましい含有
範囲は3.0 ％以下であり、含有量が3.0 ％を越えると、
一部のＳｉがＦｅと化合物を形成せずＳｉ粒子として存
在するようになるため、強度および靭性が低下する。Ｓ
ｉ含有の効果はＳｉ:0.3％以上の範囲で顕著となるか
ら、好ましくはＳｉ:0.3〜3.0 ％とする。さらに好まし
いＳｉの含有量は2.0 ％以下の範囲である。

【００１２】選択成分として含有されるＶ、Ｍｏ、Ｚ
ｒ、Ｔｉは、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物のＦｅの一部と
置換して、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物の熱的安定性を高
め、高温強度を向上させるよう作用する。これらの成分
の好ましい含有量は、合計量で1.0 〜6.0 ％の範囲であ
り、1.0 ％未満ではその効果が十分でなく、6.0 ％を越
えて含有すると、強度向上効果が飽和するとともに靭性
が低下する。さらに好ましくは、合計量で2.0 〜4.0 ％
の範囲とし、個々の成分の含有量は3.0 ％以下が好まし
い。なお本発明のアルミニウム合金においては、Ｍｎお
よびＮｉがそれぞれ2 ％以下の範囲で含有されていても
効果に影響を与えることはない。

【００１３】本発明のアルミニウム合金においては、合
金中の水素の含有量を0.5cc/100g未満、アルミニウム酸
化物量を0.3 ％未満に制限することが重要である。水素
含有量が0.5cc/100g以上になると、高温での塑性加工中
にボイドが発生し易くなり十分な延性が得られない。さ
らに好ましい水素量は0.3cc/100g以下である。アルミニ
ウム酸化物量が多くなると、酸化物存在個所が塑性加工
時にクラックの発生源となり易く、延性が不十分とな
る。アルミニウム酸化物量を0.1 ％未満とするのがさら
に好ましい。

【００１４】本発明のアルミニウム合金においては、ま
た、合金マトリックス中に分散するＡｌ−Ｆｅ系の金属
間化合物の平均粒径を4 μm 以下に限定することが重要
であり、この範囲の微細粒径のＡｌ−Ｆｅ系化合物を分
散させることによって合金の常温強度および高温強度が
効果的に向上する。平均粒径が4 μm を越えると強度が
不十分となり易い。

【００１５】

【発明の実施の形態】本発明の好ましい実施形態につい
て説明すると、前記組成を有するアルミニウム合金を溶
解し、脱ガス処理後、スプレーフォーミング法により成
形しプリフォームを得る。脱ガス後の溶湯を、スプレー
フォーミング装置中で、窒素ガスなどの不活性ガスによ
り微細な液滴にアトマイズし、アトマイズ直後の液滴を
半凝固のうちにサブストレート上に連続的に堆積させ、
急冷凝固されたプリフォームを製作する。プリフォーム
の形態としては、板状のもの、および円柱状のものが製
作でき、円柱状のプリフォームの場合には、圧延用素材
とするために、円柱状プリフォームから断面角形のもの
を切り出し、あるいは円柱状プリフォームを熱間鍛造す
ることにより断面角形とする。

【００１６】作製されたプリフォームの組織は、凝固組
織であるから、粒界にＦｅなどの溶質成分のミクロ偏析
が存在し、体積率で1 ％前後のミクロポアを含んでお
り、このままの状態では超塑性特性を得ることができな
い。凝固組織を分解するために、プリフォームを熱間圧
延する。好ましい圧延工程としては、圧延温度を350 ℃
以上とし、圧延初期には１パスの圧延率を10％以下とし
て合計20％程度の圧延を行う。これにより偏析相は分
断、粒状化するとともにミクロポアは消失するから、以
後の圧延段階においては10％を越える圧延率で圧延加工
することができる。熱間圧延のみによっても所望の板厚
を有する板材とすることができるが、熱間圧延後、中間
焼鈍を挟みながら冷間圧延を行うことにより板材を製造
することもできる。上記条件に従って圧延することによ
り、微細で等軸の再結晶組織を有するマトリックス中に
微細なＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物が多量に分散した組織
が得られる。なお、中間焼鈍は350 ℃以上の温度で行う
のが好ましい。

【００１７】上記の工程により得られた本発明のアルミ
ニウム合金は、530 〜630 ℃の温度域において、歪速度
が10^-2〜10¹/s の範囲において超塑性特性を示し、引張
り伸びが300 ％以上となる。従って、この条件下で、例
えば真空成形、ブロー成形、プレス成形などの塑性加工
を行うことにより、種々の複雑な製品形状に割れること
なしに成形することが可能となる。

【００１８】

【実施例】以下、本発明の実施例を比較例と対比して説
明する。実施例１表１に示す組成のアルミニウム合金を溶解し、窒素ガス
をアトマイズガスとして使用するスプレーフォーミング
法により、直径200mm 、高さ400mm の円柱状プリフォー
ムを製作した。このプリフォームから横350mm 、縦190m
m 、厚さ10mmの角片を切り出し、縦190mm が圧延長さ方
向となるよう圧延を行った。圧延方法は、圧延温度を43
0 ℃とし、初め１パスの圧延率5 ％で５パス圧延し、そ
の後１パスの圧延率20％で熱間圧延し、厚さ2mm の板材
としたのち、さらに１パス5 ％の圧延率で６パス冷間圧
延し、横350mm 、縦1200mm、厚さ1.5mm の板材とした。
なお、冷間圧延においては、３パス後に400 ℃で30分の
中間焼鈍を行った。

【００１９】得られた板材について、ＳＥＭを用いてＡ
ｌ−Ｆｅ系金属間化合物の平均粒径の測定を行い、アル
ミニウム酸化物量、水素含有量の測定を行った。超塑性
成形特性を評価するために、580 ℃の温度、歪速度5.5
×10^-1/sで引張試験を行い、破断までの伸びを測定し
た。また50mm×130mm の寸法に切断した板材を使用し、
成形温度580 ℃、圧力5kgf/cm²の条件で、図１、図２に
示すように、タブ形部２、ハット形部３を有する成形体
１にブロー成形し、成形の可否を確認した。さらに、成
形可のものについて、成形体１のタブ形部２から引張試
験片を採取し、250 ℃の温度で高温引張試験を行って成
形体の高温強度を測定した。

【００２０】測定結果および評価結果を表２に示す。表
２に示すように、本発明に従う試験材No.1〜5 は、いず
れも、温度580 ℃、歪速度5.5 ×10^-1/sでの引張試験に
おける引張伸びが大きく、ブロー成形も可能で、高速超
塑性特性を示した。ブロー成形された成形体の高温引張
強さも大きく、十分な耐熱性をそなえている。

【００２１】

【表１】

【００２２】

【表２】《表注》ブロー成形の可否可：○ 否：×

【００２３】比較例１表３の試験材No.6〜8 に示す組成のアルミニウム合金を
溶解し、実施例１と同様、窒素ガスをアトマイズガスと
して使用するスプレーフォーミング法により、直径200m
m 、高さ400mの円柱状プリフォームを製作し、このプリ
フォームから、実施例１と同様、横350mm 、縦190mm 、
厚さ10mmの角片を切り出し、縦190mm が圧延長さ方向と
なるよう圧延を行った。圧延条件は実施例１と同一と
し、350mm×1200mm×厚さ1.5mm の板材を得た。

【００２４】表３の試験材No.9については、平均粒径30
0 μm 以下のエアアトマイズ粉を、直径150mm 、高さ40
0mm の容器に充填して450 ℃で2hの脱ガス処理を行った
のち、封缶して400 ℃の温度で縦60mm、横40mmの矩形断
面形状に熱間押出加工した。ついで、押出材を350mm 長
さに切断して表皮を除き、縦60mmが圧延長さ方向となる
ように圧延を行った。圧延方法は、圧延温度を430 ℃と
して、初め１パスの圧延率20％で2mm 厚まで熱間圧延
し、その後、同一の圧延率で冷間圧延し、350mm×160mm
×厚さ1.5mm の板材とした。試験材No.10 について
は、平均粒径300 μm 以下の窒素ガスアトマイズ粉を使
用し、上記と同様にして350mm ×160mm ×厚さ1.5mm の
板材とした。

【００２５】得られた各板材について、実施例１と同様
に、Ａｌ−Ｆｅ系の金属間化合物の平均粒径、アルミニ
ウム酸化物量、水素含有量の測定、超塑性特性の評価、
およびブロー成形体について高温引張性質の測定を行っ
た。測定および評価結果を表４に示す。なお、表３、表
４において、本発明の条件を外れるものには下線を付し
た。

【００２６】

【表３】

【００２７】

【表４】《表注》ブロー成形の可否可：○ 否：×

【００２８】試験材No.6はＦｅの含有量が少ないため、
ブロー成形は可能であるが、580 ℃での引張り伸びは十
分でない。高温強度も劣る。試験材No.7は、Ｖ、Ｍｏ、
Ｚｒ、Ｔｉの合計含有量が低いため、高温強度が劣って
いる。試験材No.8は、スプレーフォーミング法によるも
のではあるが、アトマイズ用の窒素ガスの圧力が低かっ
たため、十分な冷却が行われず金属間化合物のサイズが
大きくなり、従って高温での引張り伸びが小さく、ブロ
ー成形において図１、図２のハット形部３の先端部に孔
があき成形体１が得られなかった。試験材No.9はアルミ
ニウム酸化物量および水素含有量が多く、また試験材N
o.10 は水素含有量が多いため、試験材No.8と同様、高
温での引張り伸びが小さく、ブロー成形ができなかっ
た。

【００２９】

【発明の効果】以上のとおり、本発明によれば、超塑
性、とくに歪速度が10^-2〜10¹/s の範囲での高速超塑性
成形が可能で、且つ耐熱性にも優れたＡｌ−Ｆｅ系アル
ミニウム合金およびその製造方法ならびにその成形方法
が提供される。

【図面の簡単な説明】

【図１】超塑性加工による成形体の斜視図である

【図２】図１のＡ−Ａ断面図である。

【符号の説明】

１成形体２タブ形部３ハット形部

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｆｅ:4.0〜12.0％（重量％、以下同じ）
を含有し、さらにＶ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔｉのうちの１種ま
たは２種以上を合計量で1.0 〜6.0 ％含み、残部Ａｌお
よび不可避的不純物からなり、不純物としての水素の含
有量が0.5 cc/100g 未満、アルミニウム酸化物量が0.3
％未満であり、且つマトリックス中に分散するＡｌ−Ｆ
ｅ系の金属間化合物の平均粒径が4 μm 以下であること
を特徴とする高速超塑性を有する耐熱性アルミニウム合
金。
【請求項２】Ｓｉ:3.0％以下を必須成分として含有す
ることを特徴とする請求項１記載の高速超塑性を有する
耐熱性アルミニウム合金。
【請求項３】請求項１または２記載のアルミニウム合
金を、スプレーフォーミング法により成形し、得られた
成形体を350 ℃以上の温度域で圧延加工することを特徴
とする高速超塑性を有する耐熱性アルミニウム合金の製
造方法。
【請求項４】請求項１または２記載のアルミニウム合
金の板材を、530 〜630 ℃の温度で、歪速度10^-2〜10¹/
s で塑性加工を行うことを特徴とする高速超塑性を有す
る耐熱性アルミニウム合金の成形方法。