JPS5938295B2 - 超塑性アルミニウム合金材およびその製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、超塑性をもつアルミニウム合金材およびこの
ような製品の製造法に関する。

本発明は、さらに、超塑性をもつ金属シートおよび他の
製品の製造に使用するための新規なアルミニウム合金材
に関する。

超塑性合金は、小さな力で合金の組成によって決定され
る範囲内の温度で広い範囲の変形を行うことができる。

適切な温度において超塑性合金のシートは、プラスチッ
クやガラスに類似する方法で比較的低い圧力の圧縮空気
でブロー成形することによって複雑な形に成形できる。

超塑性を定める最も満足すべき規準は、少なくとも１０
０係、好ましくは少なくとも２００％の引張り伸びであ
る。

また、超塑性合金は少なくとも約０．３の応力速度感度
指数値ｍを示すべきである。

この合金はこれらの性質を範囲３００〜６００℃（さら
に通常４００〜５００℃）内の選定された成形温度で示
すべきであり、そしてこれらの値はこの範囲全体を通じ
て示す必要はない。

一般に、引張り伸びと応力速度感度指数・値の両方は温
度とともに増加するということができる。

既知の超塑性合金は、ふつうの技術によって金属板から
製造困難な形状の金属部品を作るのに利用できることが
見出されている。

１つの既知の超塑性合金は２２％のアルミニウムを含有
する亜鉛を基材とする合金である。

６係の銅および０．５％のジルコニウムを含有する既知
の超塑性アルミニウム基材合金は、亜鉛基材合金よりも
、軽量であり、クリープ抵抗と表面仕上げにすぐれるの
で種種の用途に有利であるが、製造が比較的困難であり
、多少腐食を受けやすい。

７．６係のカルシウムを含むアルミニウムの二成分系共
晶合金も超塑性であるが、そのもろさのため冷間加工を
容易には行うことができない。

本発明の一面によれば、三成分系共晶組成に比較的近い
比率でカルシウムと亜鉛を含有するアルミニウム合金は
、処理して、後述する特定の方法で鋳造し加工すると有
用な超塑性を発現することができる。

本明細書において「加工」とは、合金を圧延、引抜き、
押出し、または鍛造の操作の１つまたはそれ以上に付す
ことをいう。

これらの合金の超塑性加工材は、他の超塑性アルミニウ
ム合金（亜鉛基材合金に比べて）の軽量、すぐれたクリ
ープ抵抗および表面仕上げ特性の属性をもつことに加え
て、製造が容易であり、耐食性および冷間加工性の改良
された組み合わせ（既知の超塑性Ａ７合金と比較して）
を与える。

本発明の他の面によれば、本発明は２〜８％のＣａ、１
．５〜１５％のＺｎ、残部のＡｌよりなる鋳造合金を加
工して得られる新規な超塑性合金材が提供され、該超塑
性合金材はＣａおよびＺｎが少なくとも１０容量％の量
で０．０５〜２ミクロンの範囲の大きさの分散した三成
分系Ａ＃Ｃａ−Ｚｎ粒の形で存在することを特徴とする
。

このＡＡ−Ｃａ−Ｚｎ合金には、その超塑性を損うこと
なく、Ｍｇ。

Ｓ ｉ ２Ｍｎ 、ＭｎおよびＣｕをそれぞれ２．０係
まで、その他の元素をそれぞれ１．０％（ただし、合計
で２％）まで含ませうる。

ＣａおよびＺｎの好ましい上限は、それぞれ７係および
１０係である。

また、Ｓｉは１．０係以下ｓＭｎは１．０％以下；Ｃｕ
は０．２係以下；Ｍｇは０．２％以下： Ｆｅ 、Ｔｉ
、Ｖ 。

Ｃｒ、ＺｒおよびＳｒはそれぞれ０．５ ％以下（合計
で１．０係以下）；不純物を含めたその他の元素はそれ
ぞれ０．２５％以下（合計で１．０係以下）；であるの
が好ましい。

ＣａおよびＺｎの比率は、好ましくは座標２．０係のＣ
ａ、 ８．０％のＺｎ；６．０％のＣａ、 ８．０％
のＺｎ；３．０％のＣａ 、 ３．０％のＺ ｎ ｔお
よび７．０係のＣａ 、 ３．０％Ｚｎ内に存在する。

本発明のさらに他の面によれば、前記組成の合金を急速
固化で鋳造して、少なくとも１種の三成分系のＣａ−Ｚ
ｎＡｌ金属間化合物の平均直径０．０５〜１．５ミクロ
ンの微細な共晶捧の実質的体積分率（通常１０〜３０容
量％）が鋳造作業中に形成させるようにする。

この鋳造物を加工すると、前記の金属間棒は破砕して平
均粒所直径（下に定義する）が２ミクロンより小さい粒
子となる。

これらの粒子は、成形温度において微細な粒度を維持す
ることによって本発明の加工した合金材の超塑性に寄与
する。

好ましくは、加工工程（圧延および押出し）は横断面積
の少なくとも６０係の減少を行う冷間加工を含む。

本発明の超塑性合金材は３００〜６００℃、通常４００
〜５００℃の範囲内の成形温度において広い範囲の変形
を行うことができる。

すでに述べたＡｌ−Ｃａ−Ｚｎ合金から超塑性を示す合
金材を作る方法は、それらの組成をもつ合金についての
ある種の工程の実施を含む。

組成の適切な特徴を添付図面を参照しながら説明する。

三成分系Ａ６−Ｃａ−Ｚｎ、すなわち主要比率のアルミ
ニウムと主な合金元素としてのカルシウムおよび亜鉛か
らなる合金の系について、図面中に線１０で表わされる
共晶トラフが存在することが発見された。

この共晶トラフに近接する組成をもつＡｌ−ＣａＺｎ合
金は鋳造して、アルミニウムマトリックス中に、鋳造作
業において溶融から形成し、平均直径が０．０５〜１．
５ミクロンである実質的な体積分率（１０〜３０容量係
、通常１８〜２３容量係）の１種または２種以上のＣａ
−Ｚｎ−Ａ７金属間化合物の微細な共晶棒を含む細胞共
晶遺体を生成できる。

これらの棒は破砕して平均粒子直径（後に定義する）が
０．０２〜２ミクロンの範囲である粒子にすることがで
きる。

この金属間相は（ＣａＺｎ）ＡＡ２であり、二成分系Ａ
Ａ−Ｃａ合金中に見出されるもろいＣａＡ４相と区別さ
れると信じられる。

最も広い意味において、超塑性合金材は、破線の長方形
１２、すなわち２〜８％のＣａおよび１．５〜１５係の
Ｚｎによって定められた限界内のＣａおよびＺｎの比率
をもつ合金から製造できる。

最もすぐれた超塑性は共晶トラフに近い組成をもつ合金
製品によって示されるが、長方形１２の広い限界内のト
ラフの左または右に横たわる組成を用いても減少するが
やはり有用な超塑性を得ることができる。

得ることができる超塑性の程度はＣａ含量の減少ととも
に徐々に減少し、最後には２％より少なＧ）Ｃａにおい
てＡｌ−ＣａＺｎ金属間粒子の体積分率は小さすぎて有
用な超塑性の挙動を与えることができなくなる。

Ｃａ含量が共晶トラフの右へ増加すると、粗大な一次金
属間結晶の望ましくない形成が起こる傾向がある。

粗大な一次結晶は、鋳造温度を増加することにより抑制
できるが、この手段は８係より多いＣａを含有する組成
物では非常に困難となる。

破線の長方形１４で示すように、Ｃａ含量の好ましい上
限は７％である。

１．５％より少ないＺｎを含有する合金は超塑性とする
ことができるが、非常にもろく、曲げおよび／または冷
間圧延中悪く割れる傾向がある；１０％より多く１５％
までのＺｎを含有する合金も超塑性とすることができる
が、非常に劣った耐食性をもつ。

亜鉛含量をもつ超塑性の変動（成形温度における引張り
伸び率で表わす）は、約８．５％以上または約１２．５
％以下のＺｎを含有する組成物によって最もすぐれた超
塑性が得られるようなものであり、そして亜鉛含量が高
い合金は耐食性が低いことからみて、広い範囲の下部の
亜鉛含量は超塑性と耐食性とをもつ有利な組成物を与え
る。

長方形１４は、さらに、１０％はＺｎ含量の好ましい上
限であることを示す。

超塑性挙動、耐食性、および冷間の加工または曲げの間
の耐割れ性の最もすぐれた組み合わせを与える。

ＣａおよびＺｎの比率の最も好ましい範囲は、図面中に
図°形ＡＢＣＤによって定められる範囲、すなわちＣａ
およびＺｎの比率が座標２．０係のｃａ、ｓ、ｏ％のｚ
ｎ；６．ｏ％のＣａ、８．０％のＺｎ；３．０％のｃａ
、３．ｏ％のＺｎｔおよび７．０％のＣａ 、 ３．０
％のＺｎの範囲内に存在する合金である。

Ｚｎ含量が１．５〜１５％、殊に３〜８％の範囲内に特
定亜鉛含量に対しては、Ｃａ含量は共晶点組成における
Ｃａ含量値の±（プラス・マイナス）０．５％以内にあ
るのが好ましい。

微細な結晶粒度をもつ合金材のみが、超塑性を示しうろ
ことは、周知である。

従って、鋳造で得られる状態の共晶構造（組織）を粗大
化させる性向をもつ合金化元素の添加や不純物元素の存
在は好ましくなく、そのような諸元素の含量は、結晶粒
度の実質的な粗大化を防ぐような値以下に抑えるべきで
ある。

しかしながら、結晶粒度を粗大化させず、あるいは他の
原因で合金製品の超塑性に悪影響を与えない合金化元素
を添加することは可能である。

従って、ＭｇまたはＣｕはそれぞれ２係までの量で添加
することができる（これらは固溶体中に留まって強化作
用を及ぼすことが知られている）。

しかし、ＣｕまたはＭｇの添加はそれぞれ０．２％以下
であるのが好ましく、その理由は、Ｍｇを０．２５％を
越えるような割合で添加すると冷間圧延中に割れを起こ
すことがあり、また、Ｃｕを０．２％以上添加すると耐
食性が低減するからである。

ＳｉまたはＭｎはそれぞれ２．０％までの量で存在して
も、共晶構造（組織）を著しくは粗大化させない。

任意添加元素の添加量は下記一覧のの通りであるのが好
ましいことが見出された。

Ｓｉ、Ｍｎ それぞれ１．０係までＣｕ、Ｍｇ
それぞれ０．２係までＦｅ、Ｔｉ 、Ｖ、Ｃ
ｒ、Ｓｒ それぞれ０．５係まで 合計１．０％まで その他のもの それぞれ０．２５％まで、合計１．０
％まで ことに好ましい合金の組成は図形ＡＢＣＤによって定め
られた比率の範囲内のＣａおよびＺｎから本質的になり
、すべての添加物と不純物が上に特定した好ましい最大
値以下に保持され、残部がアルミナである組成である。

前述のように、上に戦記した広いまたは好ましい限界内
の組成をもつＡｌ−Ｃａ−Ｚｎ合金は、微細な共晶Ｃａ
−Ｚ ｎ−Ａｌ！金属間俸の鋳造構造を発現すること
ができ、この棒は加工時に破壊して合金材に超塑性を付
与する粒子となる。

本発明の方法は、特願昭４９−５５２８９号に概説され
ている方法により、必要な鋳造構造を生成するような方
法でＡｎ−ＣａＺｎを鋳造し、次いで鋳造物を加工して
棒を寸断して所望の粒子とする工程を含む。

前記特許出願に記載されているように、アルミニウム塊
中に俸禄金属間相を生成するための最も便利な方法は、
選定した鋳造条件下で、凝固の際アルミニウムと金属間
相を形成する合金元素を加えて、共晶または共晶に近い
合金を鋳造して微細な結合した生長構造を生成すること
である。

その現象はよく知られており、文献Ｊ 、Ｄ、Ｌｉｖｉ
ｎｇ−ｓｔｏｎｔＭａｔｅｒｉａｌ ５ｃｉｅｎｃｅ
Ｅｎｇｉｎｅｅｒ−ｉｎｇ 、ＶｏＡ、７，６ｌ−
７０（１９７１）に説明されている。

ＡＩ −Ｃａ −Ｚ ｎの共晶は、直冷半連続鋳造法に
より、あるいは高い凝固速度を含む連続または不連続な
鋳造法によりインゴットの形に鋳造すると、俸禄共晶構
造を生成する。

本発明の目的に対して、俸禄相は鋳造物の軸と整列しな
いことが好ましい。

結局、インゴットはふつうの直冷半連続鋳造法により、
いっそう展性のアルミニウムからなるマトリックス中の
微細棒における金属間相の結合した生長を確保するよう
に選んだ条件のもとで、製造できる。

非常に満足すべき塑性の合金材は、引き続く加工により
破壊して平均直径が２ミクロンより小さい微細な金属間
粒子の均一な分散を生成できる微細な密に間隔を置いて
位置する棒の形態で金属間相が生長するような方法で、
鋳造物を製造するならば、得ることができる。

これらの粒子は超塑性成形中に多少粗大化する傾向があ
る（すなわち３ミクロンまたはそれ以上の平均粒度まで
）。

俸禄ＡＡ−Ｃａ Ｚｎ共晶相を破砕することによって
形成したこれらの粒子と対照的に、粗大な一次金属間粒
子は一般に多面体の形であり、鋳造中の凝固前進面の前
の核化から生じ、大きさが約３ミクロンより大きい。

典型的には１０ミクロン以上の範囲におよぶ。

本発明の実施コこおいて、鋳造合金は粗大な一次粒子の
全体積が２係以下であるときこのような粒子を本質的に
含有しないと考える。

棒の破砕により形成される粒子の平均粒子直径は、横断
面の顕微鏡写真の単位面積中に存在する粒子の数を数え
、固溶体から沈殿した微細粒子と粗大な一次金属間粒子
を無視することによって決定する。

このような粗大粒子と微細粒子を、経験のある金属学者
は容易に認識できるであろう。

次に、平均粒子直径は次式によって与えられる：ここで
：ｄ−粒子直径 篠＝単位面積当りの粒子の数（金属 顕微鏡組織から測定） Ｖ−金属間物の体積分率（下記に示す モデインおよびモデインの文献の １６５．１６８および１６９頁に 記載される如く、微細メツシュ正 方形格子付きの顕微鏡アイピース による肉眼観察法により金属組織 断面の点分析で測定した）。

上記式は、Ｈ，ＭｏｄｉｎおよびＳ 、Ｍｏｄｉｎ、Ｍ
ｅ−ｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ
、ｔｒａｎｓ、Ｇ、Ｇ。

Ｋｉｎｎａｎｅ （Ｌｏｎｄｏｎ ：Ｂｕｔｔｅｒｗｏ
ｒｔｈｓ、１９７３）。

１６４ページから取り、粒子の大きさを等体積の球の直
径で表わしている。

セグメント化した円筒状棒によって形成された細長い粒
子の直径は、このように表わすと、その粒子が形成され
た棒の直径より通常太きい。

単一方向へ整列すべき結合相（金属開枠〕についての要
件は存在しないので、共晶細胞生長物の形成（不純物の
凝離によって引き起こされる）を抑制することは不必要
であり、したがって工業純度のアルミニウム金属を鋳造
合金の製造に使用できる。

この細胞または「コロニー」状の凝固は不整列の金属開
枠を生成する。

鋳造合金の製造において、金属は液状金属と固体金属と
の間の前面の前の溶融金属中に金属間物の核化が実質的
に起こらないような条件下で、すなわち鋳造合金が粗大
−次粒子を実質的に含まないように、鋳造すべきである
。

凝固速度（凝固前進面に対して実質的に垂直な方向にお
ける固体金属の析出速度）は、少なくとも１ｃｒＩＬ／
分であって枠機金属間相の生長を実現するようにすべき
である。

このようにすると所望の特性をもつインゴットは、ふつ
うの直冷（ｄｉｒｅｃｔ−ｃｈｉｌｌ（ＸＸＤ、Ｃ“）
〕連続的鋳造法、あるいは二本ロール鋳造法、たとえば
１ハンター・エンジニアリング（Ｈｕｎｔｅｒ −Ｅｎ
ｇｉｎｅｅｒｉｎｇ）“法によって製造できる。

前記直冷連続的鋳造法において、インゴットが開口端の
鋳型を出るときインゴットの表面へ冷媒を直接適用し、
そして前記二本ロール鋳造法において、溶融金属をノズ
ルから抜き出し、強く冷却したロールの対によって凝固
する。

砂型鋳造、永久型鋳造、および不均一な微細構造を生成
する他の方法によっては、不満足な構造が生成する。

前記Ｄ 、 Ｃ，鋳造法は、ホット・トップ鋳型をガラ
ス布分配器と組合わせて使用するとき、凝固前進面付近
に比較的安定な条件を維持し、同時に鋳型から出てくる
インゴットの表面へ冷媒を適用することにより凝固され
た金属を強冷する。

これにより、凝固前進面の直近かに急な熱的こう配を形
成できるとともに金属マトリックスおよび金属間相の結
合生長に要求されるような所望の高い凝固速度を達成で
き、これによって粗大な一次金属間粒子の生長を避ける
ことができる。

鋳造合金を加工によって変形するとき、金属開枠はその
長さに沿って均一 に破砕し、比較的Ｗ、３−な大きさ
の多少Ｉｆ！ｆｉ艮い粒子を生成する。

これらの粒子は引き続くインゴットの変形中延性金属マ
トリックス全体を通じてそれら自体均一に分散する傾向
がある。

金属開枠の分解によって形成した粒子の大部分のアスペ
クト比（長さ対直径の比）は、■：１〜５：１の範囲に
はいる。

これと対照的に、鋳造合金中の枠機金属間物の平均長さ
は１通常粒子直径の１００倍より実質的に大きい。

必要な構造の鋳造合金を製造したとき、もろい金属間相
の平均直径（前記式によって計算した）が２ミクロンよ
り小さい分散された粒子への破壊は、鋳造合金を種々の
方法で熱間および／冷間加工することによって達成でき
る。

金属開枠の破砕により部分した粒子の必要な分散には、
少なくとも６０係の減少が要求される。

引き続く超塑性変形に適する圧延シートの製造において
、初期インゴットの減少の主要部分は熱間圧延によって
行うことが好ましいが、引き続ぐ冷間甲延を施こすこと
はまた好ましい。

事実、一般的に述べると、加工工程は少なくとも約６０
％の冷間圧下率に等しい量の最後の冷間加工を含むこと
が好ましい。

「冷間加工」という語は、合金が約２５０℃以下の温度
において加工されることを意味すると解すべきである。

熱間圧延前の予熱は最小に保つべきである。

４００〜５００℃の熱間圧延温度は満足すべきものであ
ることがわかった：低い熱間圧延温度（この範囲内）の
使用は粒子の粗大化を減少する傾向がある。

引き続く冷間圧延は中間のアニーリングを行なわないで
実施でき、そして冷間圧延したばかりのシートは要求さ
れる超塑性をもつので、冷間圧延後処理は不必要である
。

本発明のシート状合金材から造形物の超塑性成形のため
の典型的条件は１次のとおりである：シート長さ１ｍｍ
湿温４５０°Ｃ１圧力５．２５ ｋｇ／ｃｒｉｔ１時間
２分。

ブランク（成形すべきシート）は通常予熱（たとえば４
５０℃に）して均一な温度分布を確保するが、有効な成
形は冷たいブランクから出発し、これを成形装置内の所
定位置において加熱することによって達成された。

本発明の加工合金材、たとえばシートは、従来知られ、
かつ他の超塑性合金の形成に使用されている装置および
技術を用いるブロー成形法によって、上に特定した成形
範囲内の適切な温度において、超塑性的に成形できる。

このように製造された物品の室温における機械的性質は
、成形操作の時間および温度に依存して多少変化する（
成形時間と温度が増加すると、降伏強さと極限引張り強
さは減少し、伸びは増加する）が、典型的性質は次のと
おりである：０．２％の降伏強さ、１４８０〜１９００
ｋｇ／ｉ ；極限引張り強さ１７６０〜１９７０ ｋ
ｇ／ｃｙｊ、 ；伸び（５ｃｒｆＬ）１３〜１９係。

これらの性質は超塑性変形後ふつうの冷間成形を許す。

本発明の加工合金材の耐クリープ性は、他のアルミニウ
ム合金のそれに近似すること、すなわち、亜鉛基材合金
よりも非常にすぐれることがわかった。

さらに、これらの製品は、中性塩のスプレーおよび水道
水の点食試験によって測定して、すぐれた耐食性を示す
。

本発明を、次の実施例によってさらに説明する。

実施例 １ ５．０％のＣａ１４−８％のＺｎを含有する合金を超純
度のＡ７および工業純度のＣａおよびＺｎからつくり、
型中にガラス布スクリーンを用いて、９５ｍｍＸ ２２
９’ｉｍＤ 、 Ｃ、のインゴット型に鋳造した。

鋳造速度は１０２ｍｍ１分であり、鋳造温度は７００℃
であった。

インゴットの各面を６ｉｍ皮剥ぎし、４５０℃において
熱間圧延して６朋の厚さとし、次いで冷間圧延して１ｍ
ｍまたは０．６ｍ７１１の最終厚さにした。

生じたシートを４５０℃〜５００°Ｃの範囲の温度にお
いて、次の測定によって判断されるように超塑性である
： （１） 応力速度感度指数１ｍ“：熱間張り試験機で
５１ｍｍゲージ長さのシート状試料について２×１０−
３ｉ秒の初期歪速度で４５０℃と５００℃の両方におい
て測定して０．３の値が得られた。

（２）引張り伸び、！５ｏ７７！７７２長さのシート状
引張り試験を用い３Ｘ１０−２７秒の歪速度で試験して
、４５０℃および５００℃においてそれぞれ２３２％お
よび２６７％の値が測定された。

（３）半球ドームのような造形物を、低圧圧縮空気成形
法によって４５０℃において成形した：たとえば厚さ０
．６ｍ７ＩＬのシートを１．４ ｋｇ／ｃｒｉｔの圧力
で４５０℃において５０秒の時間でドームに成形した。

実施例 ２ ４．９４％のｃａ、５．２５％のＺｎを含有する合金を
、０．１６％のＦｅおよび０．７％のＳｉを含有する工
業純度のＡＡと工業縁のカルシウムおよび亜鉛とから作
った。

この合金を、実施例１に記載した条件と同様な鋳造条件
を用いて、１２７７７ＨＸ５０８ｍｍｘｌ Ｏ１６ｍｍ
Ｄ 、Ｃ、のインゴットの形に鋳造した。

このインゴットの各面を９ｍ’ｌｌ皮剥ぎし、６ｍ７１
Ｌゲージに熱間圧延し、１．５ｍｍ−０，３８７ｇ１の
範囲の種々の最終ゲージに冷間圧延した。

このシートは超塑性を示した。

応力速度感度指数、ｍ、をＢｅ１ｋ、Ｉｎｇ、Ｊ、Ｍｅ
ｃｈ 、、Ｖｏｌ、 １７ 、５０５（１９７５）に記
載されるブロー成形技術によって測定した。

ｍの値は３７５℃〜５２５°Ｃの試験温度の範囲にわた
って０．２６〜０．３７の範囲であった。

４５０°Ｃで超塑性成形後、この加工合金材は次のよう
な室温の機械的性質を示した： ０．２％の降伏強さ １６２０ｋｇ／ｆｆｌ極限
引張り強さ １８３０ ｋｇ／ｃｒｉｔ伸び
１９％ 実施例 ３ はぼ５％のＣａ 、５％のＺｎと種々の第３の元素の添
加物を含有する合金（残部は工業純度のＡｉ ）を、実
施例１に記載する方法で、８９ｇＸ２２９ｍｍＤ、Ｃ，
のインゴットの形に鋳造し、シートに製作した。

これらの加工合金材の組成と４５℃における伸び率およ
びｍの値を表Ｉに記載する。

実施例 ４ ５．０％のＣａおよび５．０％のｚｎ（残部工業純度Ａ
ｌ）を含有する合金を、実施例１におけるのと同様な鋳
造条件を用いて１７８ｍｍ直径のり、Ｃ，円筒形押出し
インゴットの形に鋳造した。

このインゴットを約５００℃に予熱し、外径３３ｍ内径
２５ｍ７１Ｌの管形材に押出した。

次に、この形材を冷間絞り成形して外径２５ｍ＆内径２
１７Ｗ７７！の管にした。

この冷間絞り成形した管は超塑性を４５０℃において示
し、これはわずかに５．６ ｋｇ／ｃｒｉｔの圧縮空気
圧により１５分の時間で型中に管を膨張できる能力によ
って明らかにされた。

実施例 ５ ４．０％のＣａ、および４．０％のＺｎ（残部工業純度
のＡ７ ）を含有する合金を、実施例１に記載する方法
で８９ｍ、Ｘ ２２９７７！、Ｄ、Ｃ，のインゴットの
形に鋳造し、金属シートに圧延した。

２５．４ｍｍゲージ長さの試験片を用い４５０°Ｃにお
いて引張り試、験を実施した。

１．６７Ｘ１０−３／秒の歪速度で、２２６％の伸びを
記録し、したがってこれはこの加工合金材の完全な超塑
性を示した。

実施例 ６ ４．９４％のＣａ、５．２５％のＺｎを含有する合金を
゛、０．１６係のＦｅおよび０．０７％のＳｉを含有す
る工業純度のＡ７と工業縁のカルシウムおよび亜鉛とか
らつくった。

この合金を、実、施例１に記載する条件に類似する条件
を用いて、１２７ｍｍＸ５０８ｍｍＸ １０１６ｍｍＤ
、Ｃ、のインボラトノ形に鋳造した。

このインゴットの各面を９ｍ７／Ｌに皮剥ぎし、６ｍｒ
ｒｔのゲージに熱間圧延した。

この板から切り取り１．４５０℃において３Ｘ１０−２
／秒の応力速度において試験した、引張り試料は、破壊
せずに４０８％の伸びを示し、これによって熱間圧延し
た合金材の超塑性が確認された。

実施例 ７ 実施例６に記載した６ｍ７１Ｌ厚さの熱間圧延した板の
試料を、３１．８７７１７Ｈ直径のブランク（または「
スラッゾ」）にスタンピングした。

これらの室温で衝撃押出しして、直径３．１８７７２Ｂ
、長さ１００７７１７Ｍの円筒形コツプにした。

これらのコツプは、４５０℃において４．２ｋｇ／ｃＩ
ｊ、の圧力の圧縮空気を用いて複雑な形に膨張できると
いう事実によって明らかなように、超塑性の挙動を示し
た。

実施例 ８ 表■に記載する合金を８ （ＪｇＸ ２２９ｍｍＤ 、
Ｃ。

のインコツトとして鋳造した。

これらのインゴットを６ｍ７１の厚さに熱間圧延し、次
いでｉｍｍの厚さに冷間圧延した。

引張り試験は４５０’Ｃにおいて５ＸＩＯ−３７秒の歪
速度で実施し、そして表Ｈに示す伸びが測定された。

表 ■ 合金 Ｃａ（係） Ｚｎ（係）伸び（係）１１．０
５．０ ６５ ２３．５ ５．０１９８ ３５．０ ５．０３００ これらの結果が示すように、１％のＣａは超塑性を付与
するのには不十分であり、５％のＺ ｒ＋と組み合わせ
て３．５％および５．０％のＣａを加えると両方とも超
塑性を付与し、後者の組成はすぐれ、図面中の共晶トラ
フ１０に近い組成をもつ。

実施例 ９ 実施例１の操作により、下記に示した組成（残部は市販
純度のＡ７）の合金を鋳造し、ｉｍｍ厚のシートに圧延
した。

このシートを室温における折曲げ試験および４５０℃に
おける引張り試験に付した。

折曲げ試験では、サンプルが亀裂を起・こすことなく折
り曲げられうるマンドレルの最小半径を調べた（下表に
示す）。

この試験の結果は、Ｚｎ含量が高くなるにつれて、最小
折曲げ半径が低くなること、すなわち脆性が低くなるこ
とを示している。

高温度引張試験では伸率を調べた。この引張試験の結果
は加工合金材が超塑性を有していることを示している。

Ｃａ Ｚｎ 最小曲折半径 伸率％ 合金 ％ チ （インチ：室温） （４５０°Ｏ
Ａ ６．２ ２．０ ０．１４６ ４
７０Ｂ ５．０ ５．０ ０．０４０
４０８Ｃ３，９８，５０，０１８１５５ Ｄ ３．６ １０．０ ０．０１８
１３３Ｅ ３．２ １５ ０．０２６
２３０

【図面の簡単な説明】

添付図面は、広くかつ好ましいＡｉｊ−Ｃａ−Ｚｎ組成
の範囲を示し、かつこれらの範囲と三成分系Ａ、６−Ｃ
ａ−Ｚｎ系の共晶トラフとの関係を示す。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １２〜８％のＣａ ｓ Ｌ ５〜１５ ％のＺｎ、残
   部のＡ７よりなる鋳造合金を加工して得られる超塑性ア
   ルミニウム合金材であって、該超塑性合金材は平均直径
   が０．０５〜２ミクロンの範囲内である少なくとも１０
   容量係のＣａ −Ｚｎ −ＡＡの金属間粒子を含む合金
   の本体からなり、該粒子は鋳造により発現しそして加工
   により破壊された微細なＣａ−Ｚｎ Ａｌ金属間棒状
   相の破片であることを特徴とする超塑性アルミニウム合
   金材。 ２２〜７％のＣａ、１．５〜ＩＯ％のＺｎを含む特許請
   求の範囲第１項に記載の超塑性アルミニウム合金材。 ３ Ａｌ、ＣａおよびＺｎ以外に、 Ｓｉ １．０係以下、 Ｍｎ １．０％以下、 Ｍｇ ０．２％以下、 Ｃｕ Ｏ，２％以下、 Ｆｅ、ＴｉｔＶ＋ｃｒｔＺｒおよびＳｒ 各０．５％以下（合計１．０係以下）、 その他の元素 ０．２５％以下（合計１．０係以下） を任意に含む特許請求の範囲第２項に記載の超塑性アル
   ミニウム合金材。 ４ （ａ）２〜８％のＣａ、 １．５〜１５％のＺｎ
   １残部Ａｌよりなる合金を、連続鋳造法で凝固前進面に
   おける凝固速度を少なくとも１ｃｒｒＬ／分として、鋳
   造物が粒大な一次金属間粒子を本質的に含まないように
   粗大−次粒子の生長を抑制する条件の下に平均直径が０
   ．０５〜１．５ミクロンの範囲内の微細な共晶Ｃａ
   Ｚｎ Ａｌ金属間棒状相を少なくとも１０容量係含む鋳
   造物を製造し、（ｂ） この鋳造物を、該棒状相を平
   均直径が２ミクロンより小さい粒子に破壊するように圧
   延、引抜き、押出し、または鍛造加工することを特徴と
   する超塑性アルミニウム合金材の製造方法。 ５ 合金のＣａ含量は７チ以下、そしてＺｎ含量は１０
   ％以下である特許請求の範囲第４項に記載の方法。 ６ 合金がＣａ、ＺｎおよびＡｌ以外に、Ｓ ｉ
   １． Ｏ係以下、 Ｍｎ １．０％以下、 Ｍｇ ０．２係以下、 Ｃｕ Ｏ，２％以下、 Ｆ ｅ ｇ Ｔ ｔ ｔ Ｖ ｐ Ｃｒ ｔ Ｚ ｒお
   よびＳｒ各０．５係以下（合計１．０係以下） その他の元素 各０．２５係以下（合計１．０係以下） の任意成分を含む特許請求の範囲第４または５項に記載
   の方法。 ７ 合金中のＣａおよびＺｎの含量は、座標（Ｃａ２．
   ０％、Ｚｎ８．０％）、（Ｃａ６．０％、Ｚｎ８．０％
   、ｌ、（Ｃａ３．０％、Ｚｎ３．０％〕および（Ｃａ７
   ．０％、 Ｚｎ ３．０係〕の範囲内にある特許請求の
   範囲第４項に記載の方法。 ８ 加工工程では少なくとも約６０係の圧下率に相当す
   る量で冷間加工を行う特許請求の範囲第４〜７項のいず
   れかに記載の方法。