JPS5911651B2 - 超塑性アルミニウム合金及びその製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 この発明は超塑性アルミニウム合金及びその製造方法に
関するものである。

従来含アルミニウム超塑性合金としてはＡｌ−７８％Ｚ
ｎ合金、Ａｌ−３３％Ｃｕ合金、Ａｌ−５％Ｚｎ−５％
Ｃａ合金及びＡｌ−６％Ｃｕ−０，５％Ｚｒ合金等がよ
く知られているが、これらの合金はＺｎやＣｕを含有す
るために耐食性に問題があった。

またＺｎやＣｕを含まないアルミニウム系の超塑性合金
として、例えは特開昭４８−２８３１０号公報にて示さ
れる、Ａｌに対して５重量％以上のＭｇ及びＺｒ、Ｎｂ
、Ｔａ、Ｎｉのうちの１種以上を０８重量％以下の範囲
で含む合金があるが、この様にＭｇを多量に含有するも
のは鋳造段階でＭｇの酸化が起こり易く、鋳造性が悪く
、かつその後の圧延等の加工性も悪いという難点がある
。

本発明は耐食性、特に海水に対する耐食性に富み鋳造性
、加工性が良好な超塑性アルミニウム合金及びその製造
方法を提供せんとするもので、その要旨はＭｇを３重量
％以上５重量％未満、Ｚｒを０、２〜０．６重量％及び
Ｂｅを０．００１〜０．０１０重量％含み、残部がｌと
不可避的な不純物とからなることを特徴とする超塑性ア
ルミニウム合金並びにＭｇを３重量％以上５重量％未満
、Ｚｒを０、２〜０．６重量％、Ｂｅをｏ、ｏ ｏ ｉ
〜ｏ、ｏ ｉ ｏ重量％、Ｍｎを０．３重量％以下、
Ｃｒを０．２重量％以下含み、残部がＡｌと不可避的な
不純物とからなることを特徴とする超塑性アルミニウム
合金であり、又その製造方法は上記２種類の合金の場合
ともその合金鋳塊を溶体化処理し、１８０〜２２２℃で
断面減少率が３０％以上となるべく熱間加工をした後、
室温付近で断面減少率が５０％以上となるべく冷間加工
をなし、次いで５００・〜５４０℃にて焼鈍を行なうと
いう方法である。

本発明の合金は耐食性を劣化させるＣｕ又はＺｎを含ま
ず、むしろそれを向上させるＭｇを含む。

主成分Ａｌは、市販のアルミニウム地金に通常不可避的
に含まれるＳ ｉ＋ Ｆｅ ｔ Ｃｕ ＋ Ｚｎなどの
微量の不純物元素の混入を許容する。

その品位は９９．７％以上のものが好ましい。

本発明の合金は次のようにして製造される。

即ち合金製造の一般法に準拠し、所定量の各元素を溶融
し合金鋳塊を造る。

鋳造は連続鋳造方法が好ましいが、これに限定されるこ
とはない。

この鋳塊を加熱し、所謂溶体化処理を行なう。

溶体化処理の条件は、合金の組成により異なり一般的に
定め難いが、通常４３０℃〜４７０℃、２０〜３０時間
の範囲から適宜決定される。

溶体化処理後、合金材を熱間加工次いで冷間加工にかけ
る。

熱間加工は、温度１８０℃〜２２０℃において断面減少
率３０％以上の加工率で行なわれ、冷間加工は常温付近
において、加工率をより高め断面減少率５０％以上とし
、合金材に内部歪を与える。

この２工程により溶体化処理後の結晶粒は押しつぶされ
加工方向にラメラ−状に並ぶ。

ここにおいて、１８０〜２２０℃の温度範囲内で３０％
以上の減面加工をする事により、Ｍｇ２Ａ１３などの可
溶性金属間化合物ならびにＺｒＡ ｌａなどの不溶性金
属間化合物をアルミ母相中に均一分散させ、次に行なわ
れる焼鈍時の再結晶粒粗大化を防止する。

前者の析出は１８０℃より低い温度では不十分であり、
２２０℃より高くになると粗く析出することになり、再
結晶粒粗大化防止効果が低下する。

又３０％より小の減面加工では金属間化合物をアルミ母
相中に均一分散させることが出来ない。

このような加工を行った後、常温において断面減少率５
０％以上で冷間加工を行う事により、加工歪みを与えて
核生成を容易ならしめ焼鈍時において再結晶粒を微細化
させる。

しかし、５０％より少ない断面減少率では加工歪みが少
なく再結晶粒の微細化は達成されない。

次いで合金材を焼鈍すると結晶は再結晶し均一な微細結
晶粒となり、本発明の超塑性合金を得る。

焼鈍処理の温度は５００°Ｃ〜５４０ ’Ｃの温度範囲
及び２０〜４０分の時間の範囲より適当に選ばれる。

５００℃より低くては再結晶が不十分であり、又５４０
℃より高くては再結晶粒の粗大化が生じ超塑性特性が得
られない。

成形加工用の形状及び寸法の合金材は、上記工程側れの
合金材料をも切削加工することにより造られる。

本発明の合金材の製造を、板材に例をとり更に説明する
。

所定の成分に調整され、鋳造された合金鋳塊は、面側及
び適当な大きさに切断された後、溶体化処理を行ない、
１８０〜２２０℃において圧下率３０％以上に圧延加工
（熱間加工）し、常温付近において圧下率５０％以上で
圧延加工（冷間加工）し、次いで５００°Ｃ〜５４０℃
において２０〜４０分間焼鈍する。

所望の形状及び寸法の成形加工用合金板材は、圧下率を
考慮して鋳塊の形状及び寸法を定めることにより得られ
る。

なお、板材以外の合金材も、熱間加工を押出機を用いた
り、冷間加工を鍛造によることなどで種種の形状と寸法
にすることができる。

次に本発明の合金のＡｌに対する各種添加元素の量につ
いて述べれば、Ｍｇの量が３重量％より少ないと超塑性
特性が低下するし、５重量％以上では前述の熱間加工や
冷間加工並びに後述の成形加工が困難となる。

また合金に含まれるＺｒの量は０２〜０．６重量％であ
り、この量が０．２重量％より少ないと結晶を十分微細
化しかつ安定化することができず、従って所望の超塑性
特性を得ることができず、０．６重量％より多いと鋳造
温度を高温にする必要があり、この為鋳造が難かしく健
全な鋳塊が得にくい。

好ましい含有量は０．３〜０．４重量％である。

他の必須成分であるＢｅの量は、０．００１〜ｏ、ｏｉ
ｏ重量％であり、このものの存在も所望の超塑性を与え
るのに寄与する。

本発明の合金に含ませることにより、更に超塑性特性を
向上させるＭｎ及びＣｒの量は、それぞれ０．３重量％
以下及び０．２重量％以下である。

その作用機構は不詳であるが、これらを含有する金属間
化合物の生成によるものと思われる。

これらの金属の添加により、超塑性はこれら金属を含ま
ないものよりも格段に向上する。

本発明の超塑性アルミニウム合金は温度４００℃〜５５
０℃、特に４９０°Ｃ〜５２．００Ｃ，、歪速度２．５
Ｘ １０ ’ｒｎｉｎ−１〜６．２５Ｘ１０ ”ｍ１
ｎ−１において約３００％〜約６００％の超塑性を示す
ので、これらの条件下で例えば真空成形法又は加圧成形
法を用いる成形加工により複雑な成形品に精度よく加工
することができる。

成形品は、従来の超塑性アルミニウム合金の成形品に比
して高い耐食性を示す。

次に実施例をあげて本発明を更に説明する。

実施例 １ 純度９９．９０％の市販のアルミニウム地金、金属マグ
ネシウム、Ａｌ−５％Ｃｒ合金、Ａｌ−１０％Ｍｎ合金
、Ａｌ−２，５％Ｂｅ合金及び純度９９．５％Ｚｒの所
要量を連続鋳造法により鋳造し第１表に示す組成の板状
合金鋳塊（５０Ｘ５０ Ｘ １７ｍｍ）を得た。

この鋳塊を１〜２ｍｍ面削後４面側℃で２８時間溶体化
処理し、次いで２００℃において圧下率５０％（厚み６
．５ ｍｍ ）まで圧延した。

熱間加工後の鋳塊を常温で１．１〜１．５ｍｍ厚（圧下
率８３〜７７％）に冷間圧延した。

この板材から圧延方向と平行にＪＩＳＺ２２０１、金属
材料引張試験に準じて引張試験片を採取した。

試験片を５２０℃で３０分間焼鈍し放冷後、表示の温度
及び表示の歪速度において引張試験に付した。

その結果を第１表に示す。

実施例 ２ Ｍｎ及びＣｒを用いないで第２表に表示の組成の合金鋳
塊を得る以外は実施例１を繰返した。

引張試験の結果は第２表に示す通りである。

参考資料 添付写真は、本願明細書の実施例１において本発明の超
塑性アルミニウム合金の製造工程における合金ミクロ組
織を示す１００倍の顕微鏡写真である。

１・・・・・・鋳造後、２・・・・・・溶体化処理後、
３・・・・・・熱間圧延後、４・・・・・・冷間圧延後
、５・・・・・・焼鈍後。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｉ Ｍｇを３重量％以上５重量％未満、Ｚｒを０．２
   〜０．６重量％及びＢｅを０．００１〜０．０１０重量
   ％含み、残部がＡｌと不可避的な不純物とからなること
   を特徴とする超塑性アルミニウム合金。 ２ Ｍｇを３重量％以上５重量％未満、Ｚｒを０．２
   〜０．６重量％、Ｂｅを０．００１〜０．０１０重量％
   、Ｍｎを０．３重量％以下及びＣｒを０．２重量％以下
   含み、残部がＡｌさ不可避的な不純物とからなることを
   特徴とする超塑性アルミニウム合金。 ３ Ｍｇを３重量％以上５重量％未満、Ｚｒを０．２
   〜０．６重量％及びＢｅを０．００１〜０．０１０重量
   ％含み、残部がＡｌと不可避的な不純物とからなるアル
   ミニウム合金鋳塊を溶体化処理し、このように処理され
   た合金に、１８０〜２２０℃において断面減少率が３０
   ％以上となるべく熱間加工を施こし、室温付近において
   断面減少率が５０％以上となるべく冷間加工を施こし、
   次いでこのように加工された合金を５００〜５４０℃に
   おいて焼鈍することを特徴とする超塑性アルミニウム合
   金の製造方法。