JPH09137244A - アルミニウム合金の押出加工法及びそれにより得られる高強度、高靭性のアルミニウム合金材料 - Google Patents
アルミニウム合金の押出加工法及びそれにより得られる高強度、高靭性のアルミニウム合金材料Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 １ミクロン以下の結晶粒径に微細化された組
織を持ち、強度、靭性ともに非常に高いレベルでバラン
スの取れたアルミニウム合金材料及び該材料を低コスト
で製造できる押出加工法を提供する。 【解決手段】 内面で同一断面積を持つ２つの押出しコ
ンテナー、又はコンテナー１とダイ２を１８０°未満の
適当な角度で接合し、一方のコンテナー１にアルミニウ
ム合金Ｓを挿入し、ラム３によって次のコンテナー又は
ダイ２に向けて押出しすることによって、材料に側方方
向の剪断変形を加える方法であり、好ましくはこの工程
を複数回行う。この押出過程で２２０％以上、好ましく
は１００００％以上の相当伸びに相当する歪量の大きな
剪断変形を加え、ミクロ組織の平均結晶粒径を１ミクロ
ン以下に微細化することによって高強度、高靭性材料を
製造する。押出工程は使用合金の再結晶温度以下、好ま
しくは回復温度以下の温度で行う。
織を持ち、強度、靭性ともに非常に高いレベルでバラン
スの取れたアルミニウム合金材料及び該材料を低コスト
で製造できる押出加工法を提供する。 【解決手段】 内面で同一断面積を持つ２つの押出しコ
ンテナー、又はコンテナー１とダイ２を１８０°未満の
適当な角度で接合し、一方のコンテナー１にアルミニウ
ム合金Ｓを挿入し、ラム３によって次のコンテナー又は
ダイ２に向けて押出しすることによって、材料に側方方
向の剪断変形を加える方法であり、好ましくはこの工程
を複数回行う。この押出過程で２２０％以上、好ましく
は１００００％以上の相当伸びに相当する歪量の大きな
剪断変形を加え、ミクロ組織の平均結晶粒径を１ミクロ
ン以下に微細化することによって高強度、高靭性材料を
製造する。押出工程は使用合金の再結晶温度以下、好ま
しくは回復温度以下の温度で行う。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、アルミニウム合金
の押出加工法及びそれにより得られる高強度、高靭性の
アルミニウム合金材料に関する。
の押出加工法及びそれにより得られる高強度、高靭性の
アルミニウム合金材料に関する。
【０００２】
【従来の技術】金属又は合金からなる金属材料は、変形
を加えることによって、即ち加工硬化によって材料の強
度が上昇することが知られており、この技術は所謂鍛錬
効果として強度改善の目的で多くの金属材料に広く実用
に供されている。これは、加工（変形）によって、材料
中に種々の欠陥（点欠陥、転位、積層欠陥等）が蓄積
し、転位その他の欠陥の間の相互作用の結果、新しい欠
陥の導入又は欠陥の移動が困難となるため、外部の力に
対して抵抗を持ち、その結果、材料が強化されると説明
される。しかし、鍛錬は、一般に圧延、鍛造など素材断
面積を減少させる加工方法で行われるため、実用化に対
して材料の大きさに制限を受けるという欠点がある。
を加えることによって、即ち加工硬化によって材料の強
度が上昇することが知られており、この技術は所謂鍛錬
効果として強度改善の目的で多くの金属材料に広く実用
に供されている。これは、加工（変形）によって、材料
中に種々の欠陥（点欠陥、転位、積層欠陥等）が蓄積
し、転位その他の欠陥の間の相互作用の結果、新しい欠
陥の導入又は欠陥の移動が困難となるため、外部の力に
対して抵抗を持ち、その結果、材料が強化されると説明
される。しかし、鍛錬は、一般に圧延、鍛造など素材断
面積を減少させる加工方法で行われるため、実用化に対
して材料の大きさに制限を受けるという欠点がある。
【０００３】この欠点を解消する方法として、ヴイ．エ
ム．シーガル（Ｖ．Ｍ．Ｓｅｇａｌ）らは、材料の断面
減少を伴わない側方押出し（ＥＣＡＰ法）によって剪断
変形を与えることにより、断面積を減少させずに大きな
歪（欠陥）を材料中に蓄積する方法を提案した。しかし
ながら、金属材料は、加工硬化を受けると強化はされる
が、それに伴い延性（靭性）が失われるのが普通であ
る。延性（靭性）の欠如は、材料の２次加工及び構造材
料への適用に大きな障害となる。
ム．シーガル（Ｖ．Ｍ．Ｓｅｇａｌ）らは、材料の断面
減少を伴わない側方押出し（ＥＣＡＰ法）によって剪断
変形を与えることにより、断面積を減少させずに大きな
歪（欠陥）を材料中に蓄積する方法を提案した。しかし
ながら、金属材料は、加工硬化を受けると強化はされる
が、それに伴い延性（靭性）が失われるのが普通であ
る。延性（靭性）の欠如は、材料の２次加工及び構造材
料への適用に大きな障害となる。
【０００４】このような欠点を解消するため実用に供さ
れているのが、加工熱処理（ＴＭＴ：Ｔｈｅｒｍｏ−Ｍ
ｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）である。こ
の方法は、熱間加工と同時に進行する加工組織の回復又
は再結晶現象を制御して、あるいは冷間加工後の熱処理
で回復又は再結晶現象を制御して、結晶粒の微細化及び
組織調整をして延性（靭性）を確保する方法として、鉄
・非鉄など多くの合金に応用されている。特にＡｌ−Ｚ
ｎ−Ｍｇ−Ｃｕ合金に用いられる中間加工熱処理（ＩＴ
ＭＴ）、最終加工熱処理（ＦＴＭＴ）は、強度と靭性の
バランスを取れる優れた方法であるが、何れも厳密な制
御と多数の複雑な工程が必要であり、強度及び延性（靭
性）の改善においても不十分である。
れているのが、加工熱処理（ＴＭＴ：Ｔｈｅｒｍｏ−Ｍ
ｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）である。こ
の方法は、熱間加工と同時に進行する加工組織の回復又
は再結晶現象を制御して、あるいは冷間加工後の熱処理
で回復又は再結晶現象を制御して、結晶粒の微細化及び
組織調整をして延性（靭性）を確保する方法として、鉄
・非鉄など多くの合金に応用されている。特にＡｌ−Ｚ
ｎ−Ｍｇ−Ｃｕ合金に用いられる中間加工熱処理（ＩＴ
ＭＴ）、最終加工熱処理（ＦＴＭＴ）は、強度と靭性の
バランスを取れる優れた方法であるが、何れも厳密な制
御と多数の複雑な工程が必要であり、強度及び延性（靭
性）の改善においても不十分である。
【０００５】ところで、Ａｌ−Ｍｇ系合金は、固溶硬化
及び加工硬化で適度の強度を持つようになり、かつ延性
（成形加工性）にも優れているため、展伸用アルミニウ
ムの中では最も広い用途を持っている。しかし、溶質原
子であるＭｇの濃度が高くなると、室温で降伏点以上に
変形した場合、ストレッチャー・ストレインマークと呼
ばれる縞模様が形成される。一方、応力−歪曲線上では
不連続な降伏が繰返し生じ、これは鋸歯状となるセレー
ションとして現れ、Ｐｏｒｔｅｖｉｎ−ＬｅＣｈａｔｅ
ｌｉｅｒ効果（ＰＬ効果）とも呼ばれている。これは、
転位の溶質雰囲気による固着と、負荷応力による固着か
らの解放によって生じていると考えられている。このよ
うなセレーションが発生する場合には、負の歪速度感受
性、即ち歪速度が増加すると強度が低下する性質、を示
しやすいために、変形の局在化が生じて板の成形性を劣
化させる原因となる。また、衝撃強度や動的破壊靭性で
合金自体の信頼性が低下し、軽量化の障害になる。
及び加工硬化で適度の強度を持つようになり、かつ延性
（成形加工性）にも優れているため、展伸用アルミニウ
ムの中では最も広い用途を持っている。しかし、溶質原
子であるＭｇの濃度が高くなると、室温で降伏点以上に
変形した場合、ストレッチャー・ストレインマークと呼
ばれる縞模様が形成される。一方、応力−歪曲線上では
不連続な降伏が繰返し生じ、これは鋸歯状となるセレー
ションとして現れ、Ｐｏｒｔｅｖｉｎ−ＬｅＣｈａｔｅ
ｌｉｅｒ効果（ＰＬ効果）とも呼ばれている。これは、
転位の溶質雰囲気による固着と、負荷応力による固着か
らの解放によって生じていると考えられている。このよ
うなセレーションが発生する場合には、負の歪速度感受
性、即ち歪速度が増加すると強度が低下する性質、を示
しやすいために、変形の局在化が生じて板の成形性を劣
化させる原因となる。また、衝撃強度や動的破壊靭性で
合金自体の信頼性が低下し、軽量化の障害になる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】上述したように、金属
材料は強い加工を受けると硬化し、高強度化することが
できるが、反面、著しく延性（靭性）が減少する。この
延性の低下はさらなる加工の障害となる。アルミニウム
合金材料においては、この延性（靭性）を与えるために
加工熱処理（ＴＭＴ）を行い、若干の軟化を許容し靭性
を確保するのが普通である（あるいは、強度を確保する
必要がある場合には、靭性の低下を許容するのが通常で
ある）。この処理は、適当な強度と靭性を得るためには
有用な方法であるが、そのための工程が複雑になる。し
かも多くの場合、加工によって材料の断面積が減少する
ことは避けられない。
材料は強い加工を受けると硬化し、高強度化することが
できるが、反面、著しく延性（靭性）が減少する。この
延性の低下はさらなる加工の障害となる。アルミニウム
合金材料においては、この延性（靭性）を与えるために
加工熱処理（ＴＭＴ）を行い、若干の軟化を許容し靭性
を確保するのが普通である（あるいは、強度を確保する
必要がある場合には、靭性の低下を許容するのが通常で
ある）。この処理は、適当な強度と靭性を得るためには
有用な方法であるが、そのための工程が複雑になる。し
かも多くの場合、加工によって材料の断面積が減少する
ことは避けられない。
【０００７】また、前記したように、Ａｌ−Ｍｇ系合金
は室温変形においてセレーションが発生し、強度の負の
歪速度感受性を示す。従来は、加工温度を１５０℃以上
にすることによりＭｇの拡散を容易にし、全ての転位が
溶質雰囲気の拘束を安定的に受けるようにしたり、結晶
粒径を大きくすることによりセレーションの振幅を小さ
くし、変形がより均一に進行するようにしたり、高Ｍｇ
濃度にして転位が溶質雰囲気の拘束を安定的に受けるよ
うにしたりして、負の歪速度感受性の発生を防いだり、
抑制したりしていた。しかし、上記のような方法の場
合、最終的な成形品の強度が低くなる、または応力腐蝕
割れが生じるなどというように、材料としての優位性が
低下するという問題が生じる。
は室温変形においてセレーションが発生し、強度の負の
歪速度感受性を示す。従来は、加工温度を１５０℃以上
にすることによりＭｇの拡散を容易にし、全ての転位が
溶質雰囲気の拘束を安定的に受けるようにしたり、結晶
粒径を大きくすることによりセレーションの振幅を小さ
くし、変形がより均一に進行するようにしたり、高Ｍｇ
濃度にして転位が溶質雰囲気の拘束を安定的に受けるよ
うにしたりして、負の歪速度感受性の発生を防いだり、
抑制したりしていた。しかし、上記のような方法の場
合、最終的な成形品の強度が低くなる、または応力腐蝕
割れが生じるなどというように、材料としての優位性が
低下するという問題が生じる。
【０００８】したがって、本発明の目的は、１ミクロン
以下の結晶粒径に微細化された組織を持ち、強度、靭性
ともに従来のアルミニウム合金の値を大幅に改善し、非
常に高いレベルでバランスの取れたアルミニウム合金材
料を提供することにある。さらに本発明の目的は、セレ
ーションの発生が殆どなく、伸びや絞りが大きく、加工
性に優れ、衝撃吸収性や動的破壊靭性が大きい高強度の
アルミニウム合金材料を提供することにある。本発明の
他の目的は、このような優れた機械的性質を有するアル
ミニウム合金材料を低コストで製造できる押出加工法を
提供することにある。本発明の別の目的は、押出し後に
さらに冷間加工を加えて材料をさらに高強度化できるア
ルミニウム合金の押出加工法を提供することにある。本
発明のさらに他の目的は、従来のほとんどのアルミニウ
ム合金で一般に行われている高温・長時間の均質化熱処
理又は焼鈍処理を行わずに、鋳造組織を破壊すると共に
合金元素を均一に分布させることができるアルミニウム
合金の加工方法を提供することにある。
以下の結晶粒径に微細化された組織を持ち、強度、靭性
ともに従来のアルミニウム合金の値を大幅に改善し、非
常に高いレベルでバランスの取れたアルミニウム合金材
料を提供することにある。さらに本発明の目的は、セレ
ーションの発生が殆どなく、伸びや絞りが大きく、加工
性に優れ、衝撃吸収性や動的破壊靭性が大きい高強度の
アルミニウム合金材料を提供することにある。本発明の
他の目的は、このような優れた機械的性質を有するアル
ミニウム合金材料を低コストで製造できる押出加工法を
提供することにある。本発明の別の目的は、押出し後に
さらに冷間加工を加えて材料をさらに高強度化できるア
ルミニウム合金の押出加工法を提供することにある。本
発明のさらに他の目的は、従来のほとんどのアルミニウ
ム合金で一般に行われている高温・長時間の均質化熱処
理又は焼鈍処理を行わずに、鋳造組織を破壊すると共に
合金元素を均一に分布させることができるアルミニウム
合金の加工方法を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】前記目的を達成するため
に、本発明によれば、アルミニウム合金に、その押出過
程で２２０％以上、好ましくは１００００％以上の相当
伸びに相当する歪量の大きな剪断変形を加え、ミクロ組
織の平均結晶粒径を１ミクロン以下に微細化することに
よって高強度、高靭性材料を製造することを特徴とする
アルミニウム合金の押出加工法が提供される。より具体
的な態様においては、アルミニウム合金に、その素材の
持つ断面積を変化させずに、その押出方向を途中で内角
１８０°未満の側方に変化させて剪断変形を与えること
によって、２２０％以上、好ましくは１００００％以上
の相当伸びに相当する大きな歪を加え、ミクロ組織の平
均結晶粒径を１ミクロン以下に微細化することによって
高強度、高靭性材料を製造する。好適な態様において
は、上記押出工程は３００℃以下、好ましくは使用合金
の再結晶温度以下、さらに好ましくは回復温度以下の温
度で行う。
に、本発明によれば、アルミニウム合金に、その押出過
程で２２０％以上、好ましくは１００００％以上の相当
伸びに相当する歪量の大きな剪断変形を加え、ミクロ組
織の平均結晶粒径を１ミクロン以下に微細化することに
よって高強度、高靭性材料を製造することを特徴とする
アルミニウム合金の押出加工法が提供される。より具体
的な態様においては、アルミニウム合金に、その素材の
持つ断面積を変化させずに、その押出方向を途中で内角
１８０°未満の側方に変化させて剪断変形を与えること
によって、２２０％以上、好ましくは１００００％以上
の相当伸びに相当する大きな歪を加え、ミクロ組織の平
均結晶粒径を１ミクロン以下に微細化することによって
高強度、高靭性材料を製造する。好適な態様において
は、上記押出工程は３００℃以下、好ましくは使用合金
の再結晶温度以下、さらに好ましくは回復温度以下の温
度で行う。
【００１０】上記のような本発明の方法により、例え
ば、素材合金がＡ６０６３系合金の場合、Ｍｇ：０．３
〜０．９重量％、Ｓｉ：０．２〜０．８重量％、その他
不純物合計１重量％未満、及び残部Ａｌからなる組成を
有し、結晶粒又は亜結晶粒の平均粒径が０．１〜１．０
μｍの範囲にあり、引張強度２５０ＭＰａ以上、伸び１
５％以上の機械的性質を有する強靭性アルミニウム合金
材料が得られる。得られたアルミニウム合金材料は、結
晶粒界が伸長された繊維状の組織を持ち、さらにその結
晶粒の内部が０．１〜１．０μｍの亜結晶で構成されて
いる。
ば、素材合金がＡ６０６３系合金の場合、Ｍｇ：０．３
〜０．９重量％、Ｓｉ：０．２〜０．８重量％、その他
不純物合計１重量％未満、及び残部Ａｌからなる組成を
有し、結晶粒又は亜結晶粒の平均粒径が０．１〜１．０
μｍの範囲にあり、引張強度２５０ＭＰａ以上、伸び１
５％以上の機械的性質を有する強靭性アルミニウム合金
材料が得られる。得られたアルミニウム合金材料は、結
晶粒界が伸長された繊維状の組織を持ち、さらにその結
晶粒の内部が０．１〜１．０μｍの亜結晶で構成されて
いる。
【００１１】また、１〜９重量％のＭｇを含むアルミニ
ウム合金であって、結晶粒又は亜結晶粒の平均粒径が
０．０５〜１．０μｍの範囲にあり、１×１０-4〜２×
１０3ｓ-1の歪速度領域において強度の歪速度依存性を
抑制した強靭性アルミニウム合金材料が提供される。例
えば、素材合金がＡ５０５６系合金の場合、Ｍｇ：４．
５〜５．６重量％、Ｍｎ：０．０５〜０．２０重量％、
Ｃｒ：０．０５〜０．２０重量％、その他不純物合計１
重量％未満、及び残部Ａｌからなる組成を有し、結晶粒
又は亜結晶粒の平均粒径が０．０５〜１．０μｍの範囲
にあり、引張強度３５０ＭＰａ以上、伸び１５％以上の
機械的性質を有する強靭性アルミニウム合金材料が得ら
れる。得られたアルミニウム合金材料は、同様に結晶粒
界が伸長された繊維状の組織を持ち、さらにその結晶粒
の内部が０．０５〜１．０μｍの亜結晶で構成されてい
る。
ウム合金であって、結晶粒又は亜結晶粒の平均粒径が
０．０５〜１．０μｍの範囲にあり、１×１０-4〜２×
１０3ｓ-1の歪速度領域において強度の歪速度依存性を
抑制した強靭性アルミニウム合金材料が提供される。例
えば、素材合金がＡ５０５６系合金の場合、Ｍｇ：４．
５〜５．６重量％、Ｍｎ：０．０５〜０．２０重量％、
Ｃｒ：０．０５〜０．２０重量％、その他不純物合計１
重量％未満、及び残部Ａｌからなる組成を有し、結晶粒
又は亜結晶粒の平均粒径が０．０５〜１．０μｍの範囲
にあり、引張強度３５０ＭＰａ以上、伸び１５％以上の
機械的性質を有する強靭性アルミニウム合金材料が得ら
れる。得られたアルミニウム合金材料は、同様に結晶粒
界が伸長された繊維状の組織を持ち、さらにその結晶粒
の内部が０．０５〜１．０μｍの亜結晶で構成されてい
る。
【００１２】本発明の別の態様によれば、前記したアル
ミニウム合金の押出加工法において、押出工程の後にさ
らに冷間加工を行い、さらに材料を高強度化する押出加
工法が提供される。この方法によれば、例えば素材がＡ
６０６３系合金の場合、前記組成を有し、結晶粒又は亜
結晶粒の平均粒径が０．１〜１．０μｍの範囲の合金に
圧下率７５％以上の冷間加工を加えることにより、引張
強度３５０ＭＰａ以上、伸び５％以上の機械的性質を有
する強靭性アルミニウム合金材料が得られる。一方、素
材合金がＡ５０５６系合金の場合、前記組成を有し、結
晶粒又は亜結晶粒の平均粒径が０．０５〜１．０μｍの
範囲の合金に圧下率７５％以上の冷間加工を加えること
により、引張強度４５０ＭＰａ以上、伸び４％以上の機
械的性質を有する強靭性アルミニウム合金材料が得られ
る。
ミニウム合金の押出加工法において、押出工程の後にさ
らに冷間加工を行い、さらに材料を高強度化する押出加
工法が提供される。この方法によれば、例えば素材がＡ
６０６３系合金の場合、前記組成を有し、結晶粒又は亜
結晶粒の平均粒径が０．１〜１．０μｍの範囲の合金に
圧下率７５％以上の冷間加工を加えることにより、引張
強度３５０ＭＰａ以上、伸び５％以上の機械的性質を有
する強靭性アルミニウム合金材料が得られる。一方、素
材合金がＡ５０５６系合金の場合、前記組成を有し、結
晶粒又は亜結晶粒の平均粒径が０．０５〜１．０μｍの
範囲の合金に圧下率７５％以上の冷間加工を加えること
により、引張強度４５０ＭＰａ以上、伸び４％以上の機
械的性質を有する強靭性アルミニウム合金材料が得られ
る。
【００１３】
【発明の実施の形態】本発明による押出加工法は、図１
に示すように、内面で同一断面積を持つ２つの押出しコ
ンテナー、又はコンテナー１とダイ２を１８０°未満の
適当な角度（２ψ）で接合し、一方のコンテナー１にア
ルミニウム合金Ｓを挿入し、ラム３によって次のコンテ
ナー又はダイ２に向けて押出しすることによって、材料
に側方方向の剪断変形を加える方法であり、好ましくは
この工程を複数回行う。本発明者らは、この方法をアル
ミニウム合金に適用することにより、非常に単純な工程
で、しかも断面積を減少させずに、従来の加工硬化によ
る強度を上回る強化が出来ると同時に、靭性を大きく改
善出来ることを見い出し、本発明を完成するに至った。
しかも、そのプロセスは、鋳造材のマクロ、ミクロ的な
偏析の均質化にも効果を持っており、一般に行われてい
る高温・長時間の均質化熱処理が省けることも見い出し
た。また、たとえダイ２において断面減少をともなって
も、その効果は変わらなかった。
に示すように、内面で同一断面積を持つ２つの押出しコ
ンテナー、又はコンテナー１とダイ２を１８０°未満の
適当な角度（２ψ）で接合し、一方のコンテナー１にア
ルミニウム合金Ｓを挿入し、ラム３によって次のコンテ
ナー又はダイ２に向けて押出しすることによって、材料
に側方方向の剪断変形を加える方法であり、好ましくは
この工程を複数回行う。本発明者らは、この方法をアル
ミニウム合金に適用することにより、非常に単純な工程
で、しかも断面積を減少させずに、従来の加工硬化によ
る強度を上回る強化が出来ると同時に、靭性を大きく改
善出来ることを見い出し、本発明を完成するに至った。
しかも、そのプロセスは、鋳造材のマクロ、ミクロ的な
偏析の均質化にも効果を持っており、一般に行われてい
る高温・長時間の均質化熱処理が省けることも見い出し
た。また、たとえダイ２において断面減少をともなって
も、その効果は変わらなかった。
【００１４】本発明の側方押出法でアルミニウム合金に
加えられる剪断変形量は、２つのコンテナー又はコンテ
ナーとダイの接合角度によって異なる。一般に、この様
な剪断変形による押出し１回当たりの歪量Δεi は、下
記式（１）で与えられる。
加えられる剪断変形量は、２つのコンテナー又はコンテ
ナーとダイの接合角度によって異なる。一般に、この様
な剪断変形による押出し１回当たりの歪量Δεi は、下
記式（１）で与えられる。
【数１】 即ち、２つのコンテナー又はコンテナとダイの接合の内
角が直角（９０°）の場合、歪量は１．１５（相当伸
び：２２０％）、１２０°の場合、歪量は０．６７（相
当伸び：９５％）で与えられる。断面積を同一のまま直
角に側方押出しすることによって、圧延による圧下率
（断面減少率）６９％に相当する加工を加えることが出
来る。
角が直角（９０°）の場合、歪量は１．１５（相当伸
び：２２０％）、１２０°の場合、歪量は０．６７（相
当伸び：９５％）で与えられる。断面積を同一のまま直
角に側方押出しすることによって、圧延による圧下率
（断面減少率）６９％に相当する加工を加えることが出
来る。
【００１５】上記プロセスを繰り返すことによって、材
料の断面積を変えずに材料中に無限に歪を蓄積すること
が出来る。その繰り返しによって材料に与える積算歪量
εtは、下記式（５）で与えられる。
料の断面積を変えずに材料中に無限に歪を蓄積すること
が出来る。その繰り返しによって材料に与える積算歪量
εtは、下記式（５）で与えられる。
【数２】 この繰り返し回数（Ｎ）は、理論的には多いほど良い
が、実際には合金によってある回数でその効果に飽和状
態が見られる。一般の展伸用アルミニウム合金では、繰
り返し数４回（接合内角が直角の場合、積算歪量：４．
６、相当伸び：１００００％）で十分な効果を得ること
が出来る。圧延によっても無限に歪を蓄積することが出
来るが、その場合、断面積は無限に小さくなり、この点
において本発明の方法とは対照的である。
が、実際には合金によってある回数でその効果に飽和状
態が見られる。一般の展伸用アルミニウム合金では、繰
り返し数４回（接合内角が直角の場合、積算歪量：４．
６、相当伸び：１００００％）で十分な効果を得ること
が出来る。圧延によっても無限に歪を蓄積することが出
来るが、その場合、断面積は無限に小さくなり、この点
において本発明の方法とは対照的である。
【００１６】また、本発明者らは、従来の材料に本発明
の側方押出法による強歪み加工を加えることにより、非
常に単純な工程で、結晶粒径と結晶粒内のＭｇの固溶状
態を制御することによってセレーションの抑制が出来る
ことを見い出した。しかも、その加工後の材料の伸びや
絞りが大きく、加工性に優れ、かつ強度が高く、衝撃吸
収性や動的破壊靭性も大きいことから、材料としての信
頼性が高いことがわかった。
の側方押出法による強歪み加工を加えることにより、非
常に単純な工程で、結晶粒径と結晶粒内のＭｇの固溶状
態を制御することによってセレーションの抑制が出来る
ことを見い出した。しかも、その加工後の材料の伸びや
絞りが大きく、加工性に優れ、かつ強度が高く、衝撃吸
収性や動的破壊靭性も大きいことから、材料としての信
頼性が高いことがわかった。
【００１７】セレーションというのは、転位の溶質雰囲
気による固着と、負荷応力による固着からの解放によっ
て生じていると考えられているので、この抑制には、粒
内のＭｇの濃度を減少させる方法、あるいは転位が固着
から解放された後すぐに障壁となる粒界などを高密度に
分布させる方法が有効と考えられる。前者の方法は、転
位を導入し、セル壁や回復でのポリゴン化によって形成
された亜結晶粒界の近傍にＭｇ溶質原子を集積して、結
晶粒内の見かけ上のＭｇ濃度を減少させればよい。後者
の方法は結晶粒を微細にすれば達成される。前者の方法
として圧延による冷間あるいは温間加工が考えられる
が、加工率の増加と共に延性の低下、異方性、応力腐蝕
割れという問題が生じてくる場合がある。そこで本発明
は、側方押出しプロセスによる強加工によって結晶粒の
微細化と結晶粒内のＭｇ濃度の制御を行い、セレーショ
ンを抑制し、アルミニウム合金の強靭化を図ったもので
ある。
気による固着と、負荷応力による固着からの解放によっ
て生じていると考えられているので、この抑制には、粒
内のＭｇの濃度を減少させる方法、あるいは転位が固着
から解放された後すぐに障壁となる粒界などを高密度に
分布させる方法が有効と考えられる。前者の方法は、転
位を導入し、セル壁や回復でのポリゴン化によって形成
された亜結晶粒界の近傍にＭｇ溶質原子を集積して、結
晶粒内の見かけ上のＭｇ濃度を減少させればよい。後者
の方法は結晶粒を微細にすれば達成される。前者の方法
として圧延による冷間あるいは温間加工が考えられる
が、加工率の増加と共に延性の低下、異方性、応力腐蝕
割れという問題が生じてくる場合がある。そこで本発明
は、側方押出しプロセスによる強加工によって結晶粒の
微細化と結晶粒内のＭｇ濃度の制御を行い、セレーショ
ンを抑制し、アルミニウム合金の強靭化を図ったもので
ある。
【００１８】本発明による側方押出しは、出来るだけ低
温で行うことが好ましい。しかしながら、合金の変形抵
抗は低温になるほど高く、変形能は低温ほど小さくなる
傾向がある。押出し用工具の強度の関係及び健全な押出
材を得るために、通常は合金によって異なる適切な温度
で行われる。一般的には、３００℃以下、好ましくは合
金の再結晶温度以下、さらに好ましくは回復温度以下で
行われる。しかし、この再結晶温度、回復温度は、材料
に加えられる加工度によって変化する。押出温度は、ψ
＝４５°（９０°側方押出し）の時、展伸用アルミ合金
の代表であるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系のＡ６０６３合金では
室温〜１５０℃、Ａｌ−Ｍｇ系のＡ５０５６合金では室
温〜２００℃、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系のＡ７０７５
合金では５０〜２００℃等が代表的な温度である。この
押出温度は、押出角度によっても異なり、角度が大きく
なるほど低温で可能となる。これは、押出力（剪断変形
に要するエネルギー）が小さくなることと、材料の変形
能による制約が緩くなるからである。
温で行うことが好ましい。しかしながら、合金の変形抵
抗は低温になるほど高く、変形能は低温ほど小さくなる
傾向がある。押出し用工具の強度の関係及び健全な押出
材を得るために、通常は合金によって異なる適切な温度
で行われる。一般的には、３００℃以下、好ましくは合
金の再結晶温度以下、さらに好ましくは回復温度以下で
行われる。しかし、この再結晶温度、回復温度は、材料
に加えられる加工度によって変化する。押出温度は、ψ
＝４５°（９０°側方押出し）の時、展伸用アルミ合金
の代表であるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系のＡ６０６３合金では
室温〜１５０℃、Ａｌ−Ｍｇ系のＡ５０５６合金では室
温〜２００℃、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系のＡ７０７５
合金では５０〜２００℃等が代表的な温度である。この
押出温度は、押出角度によっても異なり、角度が大きく
なるほど低温で可能となる。これは、押出力（剪断変形
に要するエネルギー）が小さくなることと、材料の変形
能による制約が緩くなるからである。
【００１９】側方押出しされた材料の組織を光学顕微鏡
及び透過型電子顕微鏡で観察すると、加工前は２００〜
５００ミクロン以上の結晶粒が、３〜４回の押出しで
０．１ミクロン程度まで著しく微細化（転位セル構造、
亜結晶、再結晶組織を含む）されているのが分かる。金
属材料を加工すると、その塑性変形のエネルギーは、大
部分は熱に変化するが、その一部は点欠陥、転位、積層
欠陥あるいは内部応力として材料中に蓄積される。これ
らの格子欠陥の蓄積が硬化（強化）の原因となる。さら
に強加工を受けると、結晶粒は引き伸ばされるとともに
転位密度は増大し、引き伸ばされた結晶粒の中に下部構
造として３次元的な転位の網目構造（セル構造）を取る
ようになる。このセルは加工の増大とともに微細化す
る。転位密度の高いセル壁は本来厚みを持っており、微
視的にはさらに小さなセル構造を持っていると解されて
いるが、本発明の方法で処理した材料には厚みを持った
セル壁は観察され難く、本発明の方法で得られる特徴的
な組織ではない。
及び透過型電子顕微鏡で観察すると、加工前は２００〜
５００ミクロン以上の結晶粒が、３〜４回の押出しで
０．１ミクロン程度まで著しく微細化（転位セル構造、
亜結晶、再結晶組織を含む）されているのが分かる。金
属材料を加工すると、その塑性変形のエネルギーは、大
部分は熱に変化するが、その一部は点欠陥、転位、積層
欠陥あるいは内部応力として材料中に蓄積される。これ
らの格子欠陥の蓄積が硬化（強化）の原因となる。さら
に強加工を受けると、結晶粒は引き伸ばされるとともに
転位密度は増大し、引き伸ばされた結晶粒の中に下部構
造として３次元的な転位の網目構造（セル構造）を取る
ようになる。このセルは加工の増大とともに微細化す
る。転位密度の高いセル壁は本来厚みを持っており、微
視的にはさらに小さなセル構造を持っていると解されて
いるが、本発明の方法で処理した材料には厚みを持った
セル壁は観察され難く、本発明の方法で得られる特徴的
な組織ではない。
【００２０】一般に、セル構造は、欠陥の再配列を伴う
回復（蓄積エネルギー解放の初期段階；組織変化は伴わ
ない）によって亜結晶に変るとされ、これら欠陥の再配
列は融点（絶対温度）の１／３〜１／２の温度に加熱す
ると生じるとされている。側方押出しは、それよりさら
に低い温度で行われているが、相当伸びで１０００％を
超える著しい強加工で転位密度の増加を許容できなくて
亜結晶への遷移温度が低下して亜結晶へ遷移したか、強
加工による変形熱で見かけ温度以上に材料温度が上昇し
て亜結晶が主体となったものと考えられる。従来、アル
ミニウム合金の結晶を微細化する方法として加工熱処理
法が知られているが、工業的な１ミクロン以下の結晶微
細化には適さない。低温で強制的に強加工を与える本発
明の方法により、初めて１ミクロン以下の結晶からなる
材料を工業的に得ることが出来る。しかも、各々の結晶
は加工組織に特徴的な高転位密度を有さないことから、
工業的な応用の温度範囲ではこれらの組織は安定であ
る。
回復（蓄積エネルギー解放の初期段階；組織変化は伴わ
ない）によって亜結晶に変るとされ、これら欠陥の再配
列は融点（絶対温度）の１／３〜１／２の温度に加熱す
ると生じるとされている。側方押出しは、それよりさら
に低い温度で行われているが、相当伸びで１０００％を
超える著しい強加工で転位密度の増加を許容できなくて
亜結晶への遷移温度が低下して亜結晶へ遷移したか、強
加工による変形熱で見かけ温度以上に材料温度が上昇し
て亜結晶が主体となったものと考えられる。従来、アル
ミニウム合金の結晶を微細化する方法として加工熱処理
法が知られているが、工業的な１ミクロン以下の結晶微
細化には適さない。低温で強制的に強加工を与える本発
明の方法により、初めて１ミクロン以下の結晶からなる
材料を工業的に得ることが出来る。しかも、各々の結晶
は加工組織に特徴的な高転位密度を有さないことから、
工業的な応用の温度範囲ではこれらの組織は安定であ
る。
【００２１】上述のような１ミクロン以下（好ましくは
０．５ミクロン以下）の微細な結晶粒（又は亜結晶粒）
からなる組織が本発明の方法で得られるアルミニウム合
金材料の特徴であるが、この組織が材料の機械的性質に
特徴を与える。一般に材料の強化法には、加工強化、固
溶強化、析出強化、分散強化などがあるが、何れの場合
も材料の強度化とともに伸び、絞り、シャルピー衝撃値
などの材料のしなやかさの指標は低下し、当然、破壊靭
性値も低下する。しなやかさを失わずに材料を強化する
方法として、結晶の微細化がある。材料は結晶の微細化
とともに強度が増し、これはホール・ペッチの法則とし
て知られている。このように、本発明の方法で得られる
材料組織は非常に微細な結晶粒であり、しかも転位密度
が高くないことから、高い強度を有するとともに、伸
び、絞り、シャルピー衝撃値も高く、２次加工性にも優
れている。従って、本発明の方法により、強度と靭性が
高いレベルでバランスの取れたアルミニウム合金材料を
提供出来る。
０．５ミクロン以下）の微細な結晶粒（又は亜結晶粒）
からなる組織が本発明の方法で得られるアルミニウム合
金材料の特徴であるが、この組織が材料の機械的性質に
特徴を与える。一般に材料の強化法には、加工強化、固
溶強化、析出強化、分散強化などがあるが、何れの場合
も材料の強度化とともに伸び、絞り、シャルピー衝撃値
などの材料のしなやかさの指標は低下し、当然、破壊靭
性値も低下する。しなやかさを失わずに材料を強化する
方法として、結晶の微細化がある。材料は結晶の微細化
とともに強度が増し、これはホール・ペッチの法則とし
て知られている。このように、本発明の方法で得られる
材料組織は非常に微細な結晶粒であり、しかも転位密度
が高くないことから、高い強度を有するとともに、伸
び、絞り、シャルピー衝撃値も高く、２次加工性にも優
れている。従って、本発明の方法により、強度と靭性が
高いレベルでバランスの取れたアルミニウム合金材料を
提供出来る。
【００２２】また、本発明の方法は、鋳造組織、合金成
分の偏析の破壊、均一化にも有効である。したがって、
従来、アルミニウム合金ではほとんどの合金で実施され
ている均質化熱処理工程を省略することが出来る。以上
詳述したように、本発明の方法は、材料の断面積を減少
させずに結晶を微細化することによって、機械的性質を
大幅に改善出来るとともに、強度に限らず、材料のしな
やかさ、靭性、２次加工性に優れたアルミニウム合金材
料を提供することが出来る。
分の偏析の破壊、均一化にも有効である。したがって、
従来、アルミニウム合金ではほとんどの合金で実施され
ている均質化熱処理工程を省略することが出来る。以上
詳述したように、本発明の方法は、材料の断面積を減少
させずに結晶を微細化することによって、機械的性質を
大幅に改善出来るとともに、強度に限らず、材料のしな
やかさ、靭性、２次加工性に優れたアルミニウム合金材
料を提供することが出来る。
【００２３】本発明の押出加工法は、あらゆるアルミニ
ウム合金に適用出来るが、特に熱処理型の合金に有利に
適用することができ、その代表的なものとしては、例え
ば下記表１に示すようなＪＩＳ Ａ６０６３合金やＡ５
０５６合金が挙げられる。また、本発明の押出加工法
は、室温又は加熱領域で均質化熱処理、熱間押出し等の
中間加工又はその他の方法で製造されたアルミニウム合
金だけでなく、鋳造後のアルミニウム合金にも適用でき
る。
ウム合金に適用出来るが、特に熱処理型の合金に有利に
適用することができ、その代表的なものとしては、例え
ば下記表１に示すようなＪＩＳ Ａ６０６３合金やＡ５
０５６合金が挙げられる。また、本発明の押出加工法
は、室温又は加熱領域で均質化熱処理、熱間押出し等の
中間加工又はその他の方法で製造されたアルミニウム合
金だけでなく、鋳造後のアルミニウム合金にも適用でき
る。
【表１】
【００２４】
【実施例】以下、実施例を示して本発明について具体的
に説明するが、本発明が下記実施例に限定されるもので
ないことはもとよりである。
に説明するが、本発明が下記実施例に限定されるもので
ないことはもとよりである。
【００２５】実施例１ 適用合金として表１に示す組成範囲内のＡ６０６３合金
を選び、直径１５５ｍｍのビレットを熱間押出しによっ
て直径２５ｍｍの丸棒とし、得られた丸棒を５８０℃で
４時間熱処理後、水中で急冷し供試材とした。一方、熱
間押出しによって得られた丸棒をそのまま、１９０℃で
３時間人工時効（Ｔ５）処理して比較材とした。供試材
は直角（ψ＝４５°）に連結した２つのコンテナー（何
れも直径２５ｍｍ）の一方に挿入し、１００℃で４回の
側方押出しを行い、直径２５ｍｍの処理材を得た。これ
によって、前述の式によれば積算歪量（εt ）４．６
（相当伸び１００００％）の加工を受けたアルミニウム
合金材料が得られたことになる。
を選び、直径１５５ｍｍのビレットを熱間押出しによっ
て直径２５ｍｍの丸棒とし、得られた丸棒を５８０℃で
４時間熱処理後、水中で急冷し供試材とした。一方、熱
間押出しによって得られた丸棒をそのまま、１９０℃で
３時間人工時効（Ｔ５）処理して比較材とした。供試材
は直角（ψ＝４５°）に連結した２つのコンテナー（何
れも直径２５ｍｍ）の一方に挿入し、１００℃で４回の
側方押出しを行い、直径２５ｍｍの処理材を得た。これ
によって、前述の式によれば積算歪量（εt ）４．６
（相当伸び１００００％）の加工を受けたアルミニウム
合金材料が得られたことになる。
【００２６】１００℃での側方押出し前後の材料組織の
光学顕微鏡写真（倍率：５０倍）をそれぞれ図２及び図
３に示す。図２及び図３に示されるように、側方押出し
前は１００〜２００ミクロン程度の結晶粒径であるが、
押出し後はファイバー組織となって粒径測定は困難であ
る。この側方押出し後の材料の透過電子顕微鏡（ＴＥ
Ｍ）像（倍率：２万倍）を図４（２カ所撮影した像を示
している）に示す。図４に示されるように、側方押出し
後には結晶粒は０．１〜０．５ミクロン程度に微細化し
ていることが分かる。この微細結晶の配向を電子線回折
によって見ると、図６乃至図１１に示されるように、ほ
とんどが数°以内の角度で並んでおり、亜結晶又は強い
配向を持った再結晶組織であることが分かる。なお、図
５及び図６乃至図１１は、それぞれ電子線を入射した組
織のＴＥＭ像（倍率：４万倍）及び電子線回折パターン
を示しており、図６乃至図１１はそれぞれ図５に示すａ
〜ｆの位置に電子線を入射したときの電子線回折像であ
る。
光学顕微鏡写真（倍率：５０倍）をそれぞれ図２及び図
３に示す。図２及び図３に示されるように、側方押出し
前は１００〜２００ミクロン程度の結晶粒径であるが、
押出し後はファイバー組織となって粒径測定は困難であ
る。この側方押出し後の材料の透過電子顕微鏡（ＴＥ
Ｍ）像（倍率：２万倍）を図４（２カ所撮影した像を示
している）に示す。図４に示されるように、側方押出し
後には結晶粒は０．１〜０．５ミクロン程度に微細化し
ていることが分かる。この微細結晶の配向を電子線回折
によって見ると、図６乃至図１１に示されるように、ほ
とんどが数°以内の角度で並んでおり、亜結晶又は強い
配向を持った再結晶組織であることが分かる。なお、図
５及び図６乃至図１１は、それぞれ電子線を入射した組
織のＴＥＭ像（倍率：４万倍）及び電子線回折パターン
を示しており、図６乃至図１１はそれぞれ図５に示すａ
〜ｆの位置に電子線を入射したときの電子線回折像であ
る。
【００２７】側方押出し前後のアルミニウム合金材料の
機械的性質の測定結果を表２に示す。
機械的性質の測定結果を表２に示す。
【表２】 表２に示されるように、引張強度は、試験歪速度１．７
×１０-3／ｓの時、Ｔ５処理材で２５０ＭＰａであるの
に対して側方押出材は３１０ＭＰａ以上であり、試験歪
速度１０3 ／ｓの時、Ｔ５処理材で２７５ＭＰａ、側方
押出材は３５０ＭＰａであり、何れも比較材のＴ５処理
材の２０％以上の改善が見られる。伸びは、強化された
にも拘らず、何れの試験歪速度でも側方押出材がＴ５処
理材を上回っている。
×１０-3／ｓの時、Ｔ５処理材で２５０ＭＰａであるの
に対して側方押出材は３１０ＭＰａ以上であり、試験歪
速度１０3 ／ｓの時、Ｔ５処理材で２７５ＭＰａ、側方
押出材は３５０ＭＰａであり、何れも比較材のＴ５処理
材の２０％以上の改善が見られる。伸びは、強化された
にも拘らず、何れの試験歪速度でも側方押出材がＴ５処
理材を上回っている。
【００２８】側方押出材及びＴ５処理材の引張試験（室
温、歪速度１．７×１０-3／ｓ）後の試験片の光学顕微
鏡写真（倍率：３５倍）をそれぞれ図１２及び図１３に
示す。図１２及び図１３から、Ｔ５処理材の絞り（断面
減少率約４０％）に対して側方押出材は大きく（同約７
０％）、加工性に富んでいることが分かる。また、それ
らの破断面の光学顕微鏡写真（倍率：５００倍）をそれ
ぞれ図１４及び図１５に示す。図１４及び図１５から、
Ｔ５処理材は１００ミクロン程度の粒界破壊を示してい
るのに対して、側方押出材はサブミクロン程度の粒形に
対応したディンプル模様を呈し、延性に富んでいること
が分かる。
温、歪速度１．７×１０-3／ｓ）後の試験片の光学顕微
鏡写真（倍率：３５倍）をそれぞれ図１２及び図１３に
示す。図１２及び図１３から、Ｔ５処理材の絞り（断面
減少率約４０％）に対して側方押出材は大きく（同約７
０％）、加工性に富んでいることが分かる。また、それ
らの破断面の光学顕微鏡写真（倍率：５００倍）をそれ
ぞれ図１４及び図１５に示す。図１４及び図１５から、
Ｔ５処理材は１００ミクロン程度の粒界破壊を示してい
るのに対して、側方押出材はサブミクロン程度の粒形に
対応したディンプル模様を呈し、延性に富んでいること
が分かる。
【００２９】また、上記側方押出材及びＴ５処理材につ
いてのシャルピー衝撃試験の結果を表３に示す。試験片
はＵノッチＪＩＳ３号試験片である。
いてのシャルピー衝撃試験の結果を表３に示す。試験片
はＵノッチＪＩＳ３号試験片である。
【表３】 表３に示されるように、靭性の一つの指標である破壊エ
ネルギー（ＪＩＳエネルギー）は、Ｔ５処理材で２．１
５ｋｇｆ・ｍ（最大応力６１ｋｇｆ／ｍｍ2 ）であるの
に対し、側方押出材は５．１ｋｇｆ・ｍ以上（同７１ｋ
ｇｆ／ｍｍ2 ）であった。なお、５．１ｋｇｆ・ｍ以上
としたのは、側方押出材は一部亀裂が入って折れ曲がっ
ただけで完全に破壊しなかったからである。シャルピー
衝撃試験において試験片が折れない場合のＪＩＳエネル
ギーは、全て５．１ｋｇｆ・ｍと表記される。また、シ
ャルピー衝撃値は、Ｔ５処理材で２．８ｋｇｆ・ｍ／ｃ
ｍ2 （最大応力６１ｋｇｆ／ｍｍ2 ）であるのに対し、
側方押出材は６．４ｋｇｆ・ｍ／ｃｍ2 （同７１ｋｇｆ
／ｍｍ2 ）であった。
ネルギー（ＪＩＳエネルギー）は、Ｔ５処理材で２．１
５ｋｇｆ・ｍ（最大応力６１ｋｇｆ／ｍｍ2 ）であるの
に対し、側方押出材は５．１ｋｇｆ・ｍ以上（同７１ｋ
ｇｆ／ｍｍ2 ）であった。なお、５．１ｋｇｆ・ｍ以上
としたのは、側方押出材は一部亀裂が入って折れ曲がっ
ただけで完全に破壊しなかったからである。シャルピー
衝撃試験において試験片が折れない場合のＪＩＳエネル
ギーは、全て５．１ｋｇｆ・ｍと表記される。また、シ
ャルピー衝撃値は、Ｔ５処理材で２．８ｋｇｆ・ｍ／ｃ
ｍ2 （最大応力６１ｋｇｆ／ｍｍ2 ）であるのに対し、
側方押出材は６．４ｋｇｆ・ｍ／ｃｍ2 （同７１ｋｇｆ
／ｍｍ2 ）であった。
【００３０】また、９０°側方押出しを行った丸棒は冷
間圧延で断面減少率８０％まで容易に圧延できた。ここ
まで強化された材料がさらに強い加工を受けて成形でき
ることは、微細でしかも転位の少ない組織に負うところ
が大きい。しかも、この圧延材は引張強度４１０ＭＰａ
を示し、さらに強化されたことが分かる。以上のよう
に、本発明に従って側方押出しで製造されたＡ６０６３
合金材料は、主として０．２〜０．３ミクロンの結晶粒
（転位セル構造、亜結晶を含む）を含み、引張強度３０
０ＭＰａ以上、伸び２５％以上、絞り７０％以上、シャ
ルピー衝撃値がＴ５処理材の３倍以上と、従来の加工熱
処理では得られない非常に高いレベルで強度と靭性のバ
ランスが取れ、しかも２次加工性に優れた材料である。
間圧延で断面減少率８０％まで容易に圧延できた。ここ
まで強化された材料がさらに強い加工を受けて成形でき
ることは、微細でしかも転位の少ない組織に負うところ
が大きい。しかも、この圧延材は引張強度４１０ＭＰａ
を示し、さらに強化されたことが分かる。以上のよう
に、本発明に従って側方押出しで製造されたＡ６０６３
合金材料は、主として０．２〜０．３ミクロンの結晶粒
（転位セル構造、亜結晶を含む）を含み、引張強度３０
０ＭＰａ以上、伸び２５％以上、絞り７０％以上、シャ
ルピー衝撃値がＴ５処理材の３倍以上と、従来の加工熱
処理では得られない非常に高いレベルで強度と靭性のバ
ランスが取れ、しかも２次加工性に優れた材料である。
【００３１】実施例２ 適用合金として表１に示す組成範囲内のＡ５０５６合金
を用い、実施例１と同様にして試料を作製した。但し、
比較材としては、上記合金の完全焼なまし材であるＯ材
と、全硬質（Ｈ８）材を焼き戻して（安定化させて）延
性を付与したＨ３８材を用いた。
を用い、実施例１と同様にして試料を作製した。但し、
比較材としては、上記合金の完全焼なまし材であるＯ材
と、全硬質（Ｈ８）材を焼き戻して（安定化させて）延
性を付与したＨ３８材を用いた。
【００３２】１００℃での側方押出し前後の材料組織の
光学顕微鏡写真（倍率：１００倍）をそれぞれ図１６及
び図１７に示す。この側方押出し後の材料のＴＥＭ像
（倍率：２万倍）を図１８（２カ所撮影した像を示して
いる）に示す。図１６及び図１８に示されるように、側
方押出し前の結晶粒径は約５０ミクロンであるが、押出
し後の結晶粒は０．０５〜０．６ミクロン程度に微細化
していることが分かる。
光学顕微鏡写真（倍率：１００倍）をそれぞれ図１６及
び図１７に示す。この側方押出し後の材料のＴＥＭ像
（倍率：２万倍）を図１８（２カ所撮影した像を示して
いる）に示す。図１６及び図１８に示されるように、側
方押出し前の結晶粒径は約５０ミクロンであるが、押出
し後の結晶粒は０．０５〜０．６ミクロン程度に微細化
していることが分かる。
【００３３】側方押出し前後のアルミニウム合金材料の
機械的性質の測定結果を表４に示す。
機械的性質の測定結果を表４に示す。
【表４】 表４に示されるように、引張強度は、試験歪速度１．７
×１０-3／ｓの時に３９０ＭＰａ、歪速度１０3 ／ｓの
時に４３０ＭＰａであり、何れも比較材のＯ材を大きく
上回り、またＨ３８材と比較しても１０％以上の改善が
見られる。伸びはＯ材に比べて低いものの、強化された
にも拘らず側方押出材がＨ３８材を上回っている。
×１０-3／ｓの時に３９０ＭＰａ、歪速度１０3 ／ｓの
時に４３０ＭＰａであり、何れも比較材のＯ材を大きく
上回り、またＨ３８材と比較しても１０％以上の改善が
見られる。伸びはＯ材に比べて低いものの、強化された
にも拘らず側方押出材がＨ３８材を上回っている。
【００３４】側方押出材及びＯ材の引張試験（室温、歪
速度１．７×１０-3／ｓ）後の試験片の光学顕微鏡写真
（倍率：３５倍）をそれぞれ図１９及び図２０に示す。
図１９及び図２０から、側方押出材は絞り（断面減少
率）が約５０％であり、Ｏ材と同程度の加工性を有する
ことが分かる。また、それらの破断面の光学顕微鏡写真
（倍率：５００倍）をそれぞれ図２１及び図２２に示
す。側方押出材は微細な粒形に対応したディンプル模様
を呈し、延性に富んでいることが分かる。
速度１．７×１０-3／ｓ）後の試験片の光学顕微鏡写真
（倍率：３５倍）をそれぞれ図１９及び図２０に示す。
図１９及び図２０から、側方押出材は絞り（断面減少
率）が約５０％であり、Ｏ材と同程度の加工性を有する
ことが分かる。また、それらの破断面の光学顕微鏡写真
（倍率：５００倍）をそれぞれ図２１及び図２２に示
す。側方押出材は微細な粒形に対応したディンプル模様
を呈し、延性に富んでいることが分かる。
【００３５】また、上記側方押出材及びＯ材についての
シャルピー衝撃試験の結果を表５に示す。試験片はＵノ
ッチＪＩＳ３号試験片である。
シャルピー衝撃試験の結果を表５に示す。試験片はＵノ
ッチＪＩＳ３号試験片である。
【表５】 表５に示されるように、靭性の一つの指標である破壊エ
ネルギー（ＪＩＳエネルギー）は、側方押出材は５．１
ｋｇｆ・ｍ以上（最大応力９０ｋｇｆ／ｍｍ2）であっ
た。また、シャルピー衝撃値は、６．４ｋｇｆ・ｍ／ｃ
ｍ2 （最大応力９０ｋｇｆ／ｍｍ2 ）であった。
ネルギー（ＪＩＳエネルギー）は、側方押出材は５．１
ｋｇｆ・ｍ以上（最大応力９０ｋｇｆ／ｍｍ2）であっ
た。また、シャルピー衝撃値は、６．４ｋｇｆ・ｍ／ｃ
ｍ2 （最大応力９０ｋｇｆ／ｍｍ2 ）であった。
【００３６】以上のように、本発明の側方押出法によ
り、１ミクロン未満の結晶粒を含み、引張強度は３９０
ＭＰａ（試験歪速度１．７×１０-3／ｓ）及び４３０Ｍ
Ｐａ（同１０3 ／ｓ）、伸び２５％及び３０％、シャル
ピー衝撃値６．４ｋｇｆ・ｍ／ｃｍ2 以上（何れも完全
に破壊しなかった）、絞り５０％のＡ５０５６合金材料
が得られた。引張強度はＨ３８材の１．１倍程度であっ
たが、Ｈ３８材は伸びが１９％程度と非常に低いことか
ら、本発明によって得られたアルミニウム合金材料は、
高いレベルで強度と靭性のバランスが取れた材料である
ことが分かる。
り、１ミクロン未満の結晶粒を含み、引張強度は３９０
ＭＰａ（試験歪速度１．７×１０-3／ｓ）及び４３０Ｍ
Ｐａ（同１０3 ／ｓ）、伸び２５％及び３０％、シャル
ピー衝撃値６．４ｋｇｆ・ｍ／ｃｍ2 以上（何れも完全
に破壊しなかった）、絞り５０％のＡ５０５６合金材料
が得られた。引張強度はＨ３８材の１．１倍程度であっ
たが、Ｈ３８材は伸びが１９％程度と非常に低いことか
ら、本発明によって得られたアルミニウム合金材料は、
高いレベルで強度と靭性のバランスが取れた材料である
ことが分かる。
【００３７】実施例３ 適用合金としてＡ５０５６（Ｍｇ：４．８ｗｔ％）合金
を選び、鋳造によって直径２５ｍｍの丸棒を作成し、得
られた丸棒を４２５℃で４時間熱処理後、水中で急冷
し、供試材とした。一方、得られた丸棒を熱間圧延によ
って直径８ｍｍまで細くし、３４５℃で炉冷して焼純
し、比較材とした。供試材は直角（ψ＝４５°）に連結
した２つのコンテナー（何れも直径２５ｍｍ）の一方に
挿入し、１００℃で４回の側方押出しを行い、直径２５
ｍｍの処理材を得た。これによって、積算歪量４．６
（相当伸び１００００％）の加工を受けたアルミニウム
合金材料が得られたことになる。
を選び、鋳造によって直径２５ｍｍの丸棒を作成し、得
られた丸棒を４２５℃で４時間熱処理後、水中で急冷
し、供試材とした。一方、得られた丸棒を熱間圧延によ
って直径８ｍｍまで細くし、３４５℃で炉冷して焼純
し、比較材とした。供試材は直角（ψ＝４５°）に連結
した２つのコンテナー（何れも直径２５ｍｍ）の一方に
挿入し、１００℃で４回の側方押出しを行い、直径２５
ｍｍの処理材を得た。これによって、積算歪量４．６
（相当伸び１００００％）の加工を受けたアルミニウム
合金材料が得られたことになる。
【００３８】１００℃での側方押出し前後の材料組織の
光学顕微鏡写真は、それぞれ前記図１６及び図１７に示
すものと同様であった。側方押出し前は５０ミクロン程
度の結晶粒径であったが、押出し後はファイバー組織と
なって粒径測定は困難であった。この側方押出し後の材
料のＴＥＭ像は、前記図１８に示すものと同様であっ
た。側方押出し後の結晶粒は０．０５〜０．６ミクロン
に微細化していた。結晶粒内には残留した転位が見ら
れ、かつ粒界はセル壁のように厚いものではないので、
多少回復した組織であるといえる。
光学顕微鏡写真は、それぞれ前記図１６及び図１７に示
すものと同様であった。側方押出し前は５０ミクロン程
度の結晶粒径であったが、押出し後はファイバー組織と
なって粒径測定は困難であった。この側方押出し後の材
料のＴＥＭ像は、前記図１８に示すものと同様であっ
た。側方押出し後の結晶粒は０．０５〜０．６ミクロン
に微細化していた。結晶粒内には残留した転位が見ら
れ、かつ粒界はセル壁のように厚いものではないので、
多少回復した組織であるといえる。
【００３９】これらの材料の機械的性質の歪速度感受性
を３種類の試験機を用いて調べた。１×１０-3〜１×１
０-1s-1 の低歪速度域ではインストロンタイプの試験
機、１×１０0 〜１×１０1s-1の中間歪速度域では油圧
式高速試験機、１×１０2 〜２×１０3 s -1の高歪速度
域ではスプリット・ホプキンソン棒法を応用した試験機
により行った。伸びと歪速度の関係を図２３に示す。図
２３中には、比較のためにＭｇ量が５ｗｔ％程度の実用
Ａｌ合金の焼純材（Ａ５０５６−Ｏ材）のデータも併せ
て示してある。側方押出し後の材料（Ａ５０５６−側方
押出材）の伸びは、焼純材と同様、歪速度の増加と共に
大きくなっていた。数値的には側方押出し後の材料の方
が焼純材の伸び（４０〜５０％）より小さいが、他の焼
純材（例えばＡ５０８３−Ｏ材）と同等の２０〜３０％
であった。
を３種類の試験機を用いて調べた。１×１０-3〜１×１
０-1s-1 の低歪速度域ではインストロンタイプの試験
機、１×１０0 〜１×１０1s-1の中間歪速度域では油圧
式高速試験機、１×１０2 〜２×１０3 s -1の高歪速度
域ではスプリット・ホプキンソン棒法を応用した試験機
により行った。伸びと歪速度の関係を図２３に示す。図
２３中には、比較のためにＭｇ量が５ｗｔ％程度の実用
Ａｌ合金の焼純材（Ａ５０５６−Ｏ材）のデータも併せ
て示してある。側方押出し後の材料（Ａ５０５６−側方
押出材）の伸びは、焼純材と同様、歪速度の増加と共に
大きくなっていた。数値的には側方押出し後の材料の方
が焼純材の伸び（４０〜５０％）より小さいが、他の焼
純材（例えばＡ５０８３−Ｏ材）と同等の２０〜３０％
であった。
【００４０】上記材料の引張強度と歪速度の関係を図２
４に示す。ここでも、比較のためにＭｇ量が５ｗｔ％程
度の実用Ａｌ合金の焼純材（Ａ５０５６−Ｏ材）のデー
タを併せて示してある。側方押出し後の材料（Ａ５０５
６−側方押出材）の強度は焼純材（Ａ５０５６−Ｏ材）
より高く、３５０ＭＰａ以上であった。焼純材（Ａ５０
５６−Ｏ材）の強度は６．５×１０2 s -1の歪速度以下
では歪速度の増加と共に低下した。この負の歪速度依存
性は他の焼純材でも見られた。一方、側方押出し後の材
料（Ａ５０５６−側方押出材）の強度は、６．５×１０
2 s -1の歪速度以下では殆ど低下しなかった。以上のよ
うに、側方押出しで製造されたＡ５０５６材料は、０．
１〜０．５ミクロンの結晶粒（転位セル構造、亜結晶を
含む）を持ち、強度３５０ＭＰａ、伸び１５％以上、１
×１０-3〜２×１０3s -1 の歪速度領域において強度と
伸びの低下のない強靭な材料であった。
４に示す。ここでも、比較のためにＭｇ量が５ｗｔ％程
度の実用Ａｌ合金の焼純材（Ａ５０５６−Ｏ材）のデー
タを併せて示してある。側方押出し後の材料（Ａ５０５
６−側方押出材）の強度は焼純材（Ａ５０５６−Ｏ材）
より高く、３５０ＭＰａ以上であった。焼純材（Ａ５０
５６−Ｏ材）の強度は６．５×１０2 s -1の歪速度以下
では歪速度の増加と共に低下した。この負の歪速度依存
性は他の焼純材でも見られた。一方、側方押出し後の材
料（Ａ５０５６−側方押出材）の強度は、６．５×１０
2 s -1の歪速度以下では殆ど低下しなかった。以上のよ
うに、側方押出しで製造されたＡ５０５６材料は、０．
１〜０．５ミクロンの結晶粒（転位セル構造、亜結晶を
含む）を持ち、強度３５０ＭＰａ、伸び１５％以上、１
×１０-3〜２×１０3s -1 の歪速度領域において強度と
伸びの低下のない強靭な材料であった。
【００４１】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明の方法によ
れば、アルミニウム合金を比較的低温で側方押出しする
ことによって、１ミクロン以下の結晶粒径を持つ組織と
し、強度、靭性ともに従来のアルミニウム合金材料の値
を大幅に改善し、非常に高いレベルでバランスの取れた
アルミニウム合金材料を提供することが出来る。また、
本発明により得られるアルミニウム合金材料は、強度、
靭性、加工性等に優れていると共に、高歪速度領域で強
度低下が殆どない。しかも、従来の加工熱処理法のよう
に厳密な制御と多数の複雑な工程が不要となるため、前
記のような優れた機械的性質を有するアルミニウム合金
材料を低コストで製造できる。さらに本発明のプロセス
は、鋳造材のマクロ、ミクロ的な偏析の均質化にも効果
を持っており、アルミニウム合金に一般に行われている
高温・長時間の均質化熱処理を省くことができ、この点
においてコスト的にも極めて有利である。また、本発明
の方法によれば、側方押出し後に冷間加工を加えてアル
ミニウム合金材料をさらに高強度化することもできる。
本発明の方法は種々のアルミニウム合金に適用出来、あ
らゆる部材の軽量高強度化に貢献するものである。
れば、アルミニウム合金を比較的低温で側方押出しする
ことによって、１ミクロン以下の結晶粒径を持つ組織と
し、強度、靭性ともに従来のアルミニウム合金材料の値
を大幅に改善し、非常に高いレベルでバランスの取れた
アルミニウム合金材料を提供することが出来る。また、
本発明により得られるアルミニウム合金材料は、強度、
靭性、加工性等に優れていると共に、高歪速度領域で強
度低下が殆どない。しかも、従来の加工熱処理法のよう
に厳密な制御と多数の複雑な工程が不要となるため、前
記のような優れた機械的性質を有するアルミニウム合金
材料を低コストで製造できる。さらに本発明のプロセス
は、鋳造材のマクロ、ミクロ的な偏析の均質化にも効果
を持っており、アルミニウム合金に一般に行われている
高温・長時間の均質化熱処理を省くことができ、この点
においてコスト的にも極めて有利である。また、本発明
の方法によれば、側方押出し後に冷間加工を加えてアル
ミニウム合金材料をさらに高強度化することもできる。
本発明の方法は種々のアルミニウム合金に適用出来、あ
らゆる部材の軽量高強度化に貢献するものである。
【図１】本発明によるアルミニウム合金の側方押出加工
法の概念を説明するための概略部分断面図である。
法の概念を説明するための概略部分断面図である。
【図２】実施例１において側方押出しする前のアルミニ
ウム合金Ａ６０６３の組織の光学顕微鏡写真（倍率：５
０倍）である。
ウム合金Ａ６０６３の組織の光学顕微鏡写真（倍率：５
０倍）である。
【図３】本発明に従って側方押出しした後のアルミニウ
ム合金Ａ６０６３の組織の光学顕微鏡写真（倍率：５０
倍）である。
ム合金Ａ６０６３の組織の光学顕微鏡写真（倍率：５０
倍）である。
【図４】本発明に従って側方押出しした後のアルミニウ
ム合金Ａ６０６３の組織の透過電子顕微鏡写真（倍率：
２万倍）である。
ム合金Ａ６０６３の組織の透過電子顕微鏡写真（倍率：
２万倍）である。
【図５】本発明に従って側方押出しした後のアルミニウ
ム合金Ａ６０６３の電子線を入射した組織の透過電子顕
微鏡写真（倍率：４万倍）である。
ム合金Ａ６０６３の電子線を入射した組織の透過電子顕
微鏡写真（倍率：４万倍）である。
【図６】図５に示すアルミニウム合金組織のａの位置に
電子線を入射したときの電子線回折像を示す透過電子顕
微鏡写真である。
電子線を入射したときの電子線回折像を示す透過電子顕
微鏡写真である。
【図７】図５に示すアルミニウム合金組織のｂの位置に
電子線を入射したときの電子線回折像を示す透過電子顕
微鏡写真である。
電子線を入射したときの電子線回折像を示す透過電子顕
微鏡写真である。
【図８】図５に示すアルミニウム合金組織のｃの位置に
電子線を入射したときの電子線回折像を示す透過電子顕
微鏡写真である。
電子線を入射したときの電子線回折像を示す透過電子顕
微鏡写真である。
【図９】図５に示すアルミニウム合金組織のｄの位置に
電子線を入射したときの電子線回折像を示す透過電子顕
微鏡写真である。
電子線を入射したときの電子線回折像を示す透過電子顕
微鏡写真である。
【図１０】図５に示すアルミニウム合金組織のｅの位置
に電子線を入射したときの電子線回折像を示す透過電子
顕微鏡写真である。
に電子線を入射したときの電子線回折像を示す透過電子
顕微鏡写真である。
【図１１】図５に示すアルミニウム合金組織のｆの位置
に電子線を入射したときの電子線回折像を示す透過電子
顕微鏡写真である。
に電子線を入射したときの電子線回折像を示す透過電子
顕微鏡写真である。
【図１２】実施例１で得られたアルミニウム合金Ａ６０
６３側方押出材の引張試験（室温、歪速度１．７×１０
-3／ｓ）後の試験片の光学顕微鏡写真（倍率：３５倍）
である。
６３側方押出材の引張試験（室温、歪速度１．７×１０
-3／ｓ）後の試験片の光学顕微鏡写真（倍率：３５倍）
である。
【図１３】アルミニウム合金Ｔ５処理材の引張試験（室
温、歪速度１．７×１０-3／ｓ）後の試験片の光学顕微
鏡写真（倍率：３５倍）である。
温、歪速度１．７×１０-3／ｓ）後の試験片の光学顕微
鏡写真（倍率：３５倍）である。
【図１４】実施例１で得られたアルミニウム合金Ａ６０
６３側方押出材の破断面の光学顕微鏡写真（倍率：５０
０倍）である。
６３側方押出材の破断面の光学顕微鏡写真（倍率：５０
０倍）である。
【図１５】アルミニウム合金Ｔ５処理材の破断面の光学
顕微鏡写真（倍率：５００倍）である。
顕微鏡写真（倍率：５００倍）である。
【図１６】実施例２において側方押出しする前のアルミ
ニウム合金Ａ５０５６の組織の光学顕微鏡写真（倍率：
１００倍）である。
ニウム合金Ａ５０５６の組織の光学顕微鏡写真（倍率：
１００倍）である。
【図１７】本発明に従って側方押出しした後のアルミニ
ウム合金Ａ５０５６の組織の光学顕微鏡写真（倍率：１
００倍）である。
ウム合金Ａ５０５６の組織の光学顕微鏡写真（倍率：１
００倍）である。
【図１８】本発明に従って側方押出しした後のアルミニ
ウム合金Ａ５０５６の組織の透過電子顕微鏡写真（倍
率：２万倍）である。
ウム合金Ａ５０５６の組織の透過電子顕微鏡写真（倍
率：２万倍）である。
【図１９】実施例２で得られたアルミニウム合金Ａ５０
５６側方押出材の引張試験（室温、歪速度１．７×１０
-3／ｓ）後の試験片の光学顕微鏡写真（倍率：３５倍）
である。
５６側方押出材の引張試験（室温、歪速度１．７×１０
-3／ｓ）後の試験片の光学顕微鏡写真（倍率：３５倍）
である。
【図２０】アルミニウム合金Ｏ材の引張試験（室温、歪
速度１．７×１０-3／ｓ）後の試験片の光学顕微鏡写真
（倍率：３５倍）である。
速度１．７×１０-3／ｓ）後の試験片の光学顕微鏡写真
（倍率：３５倍）である。
【図２１】実施例２で得られたアルミニウム合金Ａ５０
５６側方押出材の破断面の光学顕微鏡写真（倍率：５０
０倍）である。
５６側方押出材の破断面の光学顕微鏡写真（倍率：５０
０倍）である。
【図２２】アルミニウム合金Ｏ材の破断面の光学顕微鏡
写真（倍率：５００倍）である。
写真（倍率：５００倍）である。
【図２３】実施例３で得られたアルミニウム合金Ａ５０
５６側方押出材と焼鈍材の伸びと歪速度の関係をそれぞ
れ示すグラフである。
５６側方押出材と焼鈍材の伸びと歪速度の関係をそれぞ
れ示すグラフである。
【図２４】実施例３で得られたアルミニウム合金Ａ５０
５６側方押出材と焼鈍材の引張強度と歪速度の関係をそ
れぞれ示すグラフである。
５６側方押出材と焼鈍材の引張強度と歪速度の関係をそ
れぞれ示すグラフである。
１ コンテナー ２ ダイ ３ ラム Ｓ アルミニウム合金材料
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｆ 1/05 Ｃ２２Ｆ 1/05
Claims (16)
- 【請求項１】 アルミニウム合金に、その押出過程で２
２０％以上の相当伸びに相当する歪量の大きな剪断変形
を加え、ミクロ組織の平均結晶粒径を１ミクロン以下に
微細化することによって高強度、高靭性材料を製造する
ことを特徴とするアルミニウム合金の押出加工法。 - 【請求項２】 アルミニウム合金に、その素材の持つ断
面積を変化させずに、その押出方向を途中で内角１８０
°未満の側方に変化させて剪断変形を与えることによっ
て、２２０％以上の相当伸びに相当する大きな歪を加
え、ミクロ組織の平均結晶粒径を１ミクロン以下に微細
化することによって高強度、高靭性材料を製造すること
を特徴とするアルミニウム合金の押出加工法。 - 【請求項３】 １００００％以上の相当伸びに相当する
大きな歪を加える請求項１又は２に記載の押出加工法。 - 【請求項４】 押出工程を３００℃以下の温度で行う請
求項１乃至３のいずれか一項に記載の押出加工法。 - 【請求項５】 押出工程を、使用合金の再結晶温度以下
の温度で行う請求項１乃至３のいずれか一項に記載の押
出加工法。 - 【請求項６】 押出工程を、使用合金の回復温度以下の
温度で行う請求項１乃至３のいずれか一項に記載の押出
加工法。 - 【請求項７】 押出工程の後にさらに冷間加工を行い、
さらに材料を高強度化する請求項１乃至６のいずれか一
項に記載の押出加工法。 - 【請求項８】 アルミニウム合金がＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
合金であり、押出工程を室温〜１５０℃の温度で行う請
求項１乃至７のいずれか一項に記載の押出加工法。 - 【請求項９】 アルミニウム合金がＡｌ−Ｍｇ系合金で
あり、押出工程を室温〜２００℃の温度で行う請求項１
乃至７のいずれか一項に記載の押出加工法。 - 【請求項１０】 Ｍｇ：０．３〜０．９重量％、Ｓｉ：
０．２〜０．８重量％、その他不純物合計１重量％未
満、及び残部Ａｌからなる組成を有し、結晶粒又は亜結
晶粒の平均粒径が０．１〜１．０μｍの範囲にあり、引
張強度２５０ＭＰａ以上、伸び１５％以上の機械的性質
を有する強靭性アルミニウム合金材料。 - 【請求項１１】 結晶粒界が伸長された繊維状の組織を
持ち、さらにその結晶粒の内部が０．１〜１．０μｍの
亜結晶で構成されている請求項１０に記載の強靭性アル
ミニウム合金材料。 - 【請求項１２】 １〜９重量％のＭｇを含むアルミニウ
ム合金であって、結晶粒又は亜結晶粒の平均粒径が０．
０５〜１．０μｍの範囲にあり、１×１０-4〜２×１０
3 ｓ-1の歪速度領域において強度の歪速度依存性を抑制
した強靭性アルミニウム合金材料。 - 【請求項１３】 Ｍｇ：４．５〜５．６重量％、Ｍｎ：
０．０５〜０．２０重量％、Ｃｒ：０．０５〜０．２０
重量％、その他不純物合計１重量％未満、及び残部Ａｌ
からなる組成を有し、結晶粒又は亜結晶粒の平均粒径が
０．０５〜１．０μｍの範囲にあり、引張強度３５０Ｍ
Ｐａ以上、伸び１５％以上の機械的性質を有する強靭性
アルミニウム合金材料。 - 【請求項１４】 結晶粒界が伸長された繊維状の組織を
持ち、さらにその結晶粒の内部が０．０５〜１．０μｍ
の亜結晶で構成されている請求項１２又は１３に記載の
強靭性アルミニウム合金材料。 - 【請求項１５】 Ｍｇ：０．３〜０．９重量％、Ｓｉ：
０．２〜０．８重量％、その他不純物合計１重量％未
満、及び残部Ａｌからなる組成を有し、結晶粒又は亜結
晶粒の平均粒径が０．１〜１．０μｍの範囲の合金に圧
下率７５％以上の冷間加工を加えてなる、引張強度３５
０ＭＰａ以上、伸び５％以上の機械的性質を有する強靭
性アルミニウム合金材料。 - 【請求項１６】 Ｍｇ：４．５〜５．６重量％、Ｍｎ：
０．０５〜０．２０重量％、Ｃｒ：０．０５〜０．２０
重量％、その他不純物合計１重量％未満、及び残部Ａｌ
からなる組成を有し、結晶粒又は亜結晶粒の平均粒径が
０．０５〜１．０μｍの範囲の合金に圧下率７５％以上
の冷間加工を加えてなる、引張強度４５０ＭＰａ以上、
伸び４％以上の機械的性質を有する強靭性アルミニウム
合金材料。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19832496A JP3654466B2 (ja) | 1995-09-14 | 1996-07-08 | アルミニウム合金の押出加工法及びそれにより得られる高強度、高靭性のアルミニウム合金材料 |
| US08/713,844 US5826456A (en) | 1995-09-14 | 1996-09-13 | Method for extrusion of aluminum alloy and aluminum alloy material of high strength and high toughness obtained thereby |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7-261057 | 1995-09-14 | ||
| JP26105795 | 1995-09-14 | ||
| JP19832496A JP3654466B2 (ja) | 1995-09-14 | 1996-07-08 | アルミニウム合金の押出加工法及びそれにより得られる高強度、高靭性のアルミニウム合金材料 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09137244A true JPH09137244A (ja) | 1997-05-27 |
| JP3654466B2 JP3654466B2 (ja) | 2005-06-02 |
Family
ID=26510917
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19832496A Expired - Fee Related JP3654466B2 (ja) | 1995-09-14 | 1996-07-08 | アルミニウム合金の押出加工法及びそれにより得られる高強度、高靭性のアルミニウム合金材料 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5826456A (ja) |
| JP (1) | JP3654466B2 (ja) |
Cited By (19)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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