JPS6188987A - 耐蝕性の優れた超塑性アルミニウム合金の製造方法 - Google Patents
耐蝕性の優れた超塑性アルミニウム合金の製造方法Info
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- JPS6188987A JPS6188987A JP21079684A JP21079684A JPS6188987A JP S6188987 A JPS6188987 A JP S6188987A JP 21079684 A JP21079684 A JP 21079684A JP 21079684 A JP21079684 A JP 21079684A JP S6188987 A JPS6188987 A JP S6188987A
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- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
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- B23K20/00—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating
- B23K20/04—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating by means of a rolling mill
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
［産業上の利用分野１
本発明は耐蝕性の陵れた超塑性アルミニウム合金の製造
方法に関する。
方法に関する。
本発明に係る耐蝕性の優れたアルミニラｌ、合金の製造
方法において、超塑性とは、ある外的条件の下でＩイ料
がくびれ（＋＋ｒｒｋ ｉ＋＋ｇ ）なしに数ｉＴ ＝
数Ｔ％の巨大な伸びを生しる現象であり、恒温変態を
利用した変態超塑性と全細粒結晶材料で見られる微細粒
超塑性（構造超塑性）とに大別され、本発明は後者の＠
細粒超塑性材料の製造方法であり、この微細粒超塑性を
起させるためには、一般にその材料の結晶粒径を＠細に
制御することが必須であり、本発明はこのような＠細粒
を材料に付与する耐蝕性の優れた超塑性アルミニウム合
金の製造方法に関するものである。
方法において、超塑性とは、ある外的条件の下でＩイ料
がくびれ（＋＋ｒｒｋ ｉ＋＋ｇ ）なしに数ｉＴ ＝
数Ｔ％の巨大な伸びを生しる現象であり、恒温変態を
利用した変態超塑性と全細粒結晶材料で見られる微細粒
超塑性（構造超塑性）とに大別され、本発明は後者の＠
細粒超塑性材料の製造方法であり、この微細粒超塑性を
起させるためには、一般にその材料の結晶粒径を＠細に
制御することが必須であり、本発明はこのような＠細粒
を材料に付与する耐蝕性の優れた超塑性アルミニウム合
金の製造方法に関するものである。
［従来技術１
一般に、耐蝕性の優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍ８系の高強度ア
ルミニウム合金は、芯材（鋳塊）を均質化処理した後、
熱間圧延時に皮材を両面或いは片面に合せておいて、圧
延時に接着させて合せ材（クラツド材）とし、冷開圧延
を行なってから、溶体化処理、時効処理が施されて所定
の製品とされる。この場合、ＡｌＺｎ−Ｍ＝系合金の芯
材には、Ｚｌが約ｈＬ％程度含有しているＡｌ−Ｚｎ系
合金が皮材として使用されている。
ルミニウム合金は、芯材（鋳塊）を均質化処理した後、
熱間圧延時に皮材を両面或いは片面に合せておいて、圧
延時に接着させて合せ材（クラツド材）とし、冷開圧延
を行なってから、溶体化処理、時効処理が施されて所定
の製品とされる。この場合、ＡｌＺｎ−Ｍ＝系合金の芯
材には、Ｚｌが約ｈＬ％程度含有しているＡｌ−Ｚｎ系
合金が皮材として使用されている。
しかし、このような通常のＴ稈で製造される材料では、
結晶粒は４０〜１００μｍと大きくなってしまい、高温
において変形しても目的とする超塑性伸びは得ることが
できない。
結晶粒は４０〜１００μｍと大きくなってしまい、高温
において変形しても目的とする超塑性伸びは得ることが
できない。
［発明が解決しようとする問題点１
本発明は上記に説明した従来の方法ではＡ ｌ−Ｚｎ−
Ｍｇ系合金を芯材とし、Ａｌ−約１−［％ＺｎＦｔ合金
を皮材とするクラッド材は、通常の方法では超塑性伸び
が得られなかったという問題を解決したものであって、
耐蝕性に優れた微細粒組織を有する超塑性アルミニウム
合金の製造方法を提供するものである。
Ｍｇ系合金を芯材とし、Ａｌ−約１−［％ＺｎＦｔ合金
を皮材とするクラッド材は、通常の方法では超塑性伸び
が得られなかったという問題を解決したものであって、
耐蝕性に優れた微細粒組織を有する超塑性アルミニウム
合金の製造方法を提供するものである。
ｒ問題点を解決するための手段ｊ
本発明に係る耐蝕性の優れた超塑性アルミニウム合金の
製造方法は、 （１） Ｚｎ ３−８ｕｌｔ％、Ｍｇ０．５−３＋＋
ｌＬ％を含有し、さらに、 Ｃｕ３Ｉｌｌｔ％以下、Ｍｎ ０．０５〜２．ＯＩＬ％
、Ｃｒ ０．０５〜０．５ｗＬ％、Ｚｒ ０．０５〜０
．５ｕ＋１％、Ｖ ０．０５〜０．５＋ｕｔ％、Ｔｉ
０．１５ｕ＋１％以丁の中から選んだ１種または２ＪＩ
ＴＩ＋：月−を含有し、残部Ａｌおよグ不鈍物からなる
Ａｌ−Ｚｎ Ｍｇ系合金を均質化処理して芯材とし、
Ｚｎ ０．５−１．５ｕｌｔ％ を含有し、さらに、 Ｍｇ０．１０ｕ＋Ｌ％以下、ＣＬＩ ００１０ｕ＋Ｌ％
以下、Ｍｎ ０．０５−１．Ｏｕ＋ｔ％、Ｃｒ ０．０
５〜０．２５ｗｔ％、Ｚｒ ０．０５〜０．２（ｌｏｔ
％、Ｔｉ ０．Ｉ５ｗＬ％以下の中から選んだ１種また
は２種以−Ｌ を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなるＡｌ−Ｚｎ系
合金を皮材とし、 熱間合せ圧延により片面或いは両面のクラツド材とした
後、３５（）〜５５０ ℃の温度；こす５いて１段階或
いは２段階の加熱保持を行ない、３ ＋’１ ℃／ Ｈ
ｒ以上の冷却速度で冷却してから、少なくとも３０％以
上の冷間圧延を行なうか、或いは２０〜６０％の冷間圧
延を１回以上行なうことを特徴とする耐蝕性の優れた超
塑性アルミニウム合金の製造方法を第１の発明とし、 （２） Ｚｎ ３−８ｕ＋１％、Ｍｇ０．５−３ｗｔ
９ｇを含（ｉし、さらに、 Ｃｕ３ｗＬ％以下、Ｍｎ ０．０５−２．０ｗ１％、Ｃ
ｒ ０１０５−０．５ｗＬ％、７．ｒ ０．０５〜０．
５ｗＬ％、Ｖ ０．０５〜０．５ｗｔ％、Ｔ ｉ ０．
１５ｗＬ９６以下の中から選んだ１！９または２種以上 を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなるＡ ｌ−Ｚｎ
−Ｍｇ系合金を均質化処理して芯材とし、Ｚｎ ００５
−１．５ｗｔ％ を含有し、さらに、 ＭＢ ０．１０ｗＬ％以下、Ｃｕ ０．ｌｏＮＩｔ％以
下、八ｉｎ ０．０５−１，０＋ｔ％、Ｃｒ ０．０５
−０．２５ｕ＋Ｌ％、Ｚｒ ０．０５Ｊ、２０ｗｔ％、
Ｔｉ ０．１５ｕＬ％以下の中から選んだ１＠または２
種ｊユ上 を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなるＡｌ＝Ｚｎ系
合金を皮材とし、 熱間合せ圧延により片面或いは両面のクラツド材とした
後、３５０〜５５０℃の温度において１段階或いは２段
階の加熱保持を行ない、３０℃／Ｈｒの冷却速度で冷却
してから、少なくとも３０％以上の冷間圧Ｘを行なうが
、或いは２０〜６０％の冷間圧Ｋを１回し’）、 １行
ない、次いて・、１０イ） ’Ｉ”： 、’Ｈｒ以−ヒ
の速度で加熱し、３５０〜５５０℃の温度で加熱軟化外
１１を行なうこことを特徴とする耐蝕性に優れた超塑性
アルミニウム合資の製造方法を第２の発明とする２つの
発明よりなるものである。
製造方法は、 （１） Ｚｎ ３−８ｕｌｔ％、Ｍｇ０．５−３＋＋
ｌＬ％を含有し、さらに、 Ｃｕ３Ｉｌｌｔ％以下、Ｍｎ ０．０５〜２．ＯＩＬ％
、Ｃｒ ０．０５〜０．５ｗＬ％、Ｚｒ ０．０５〜０
．５ｕ＋１％、Ｖ ０．０５〜０．５＋ｕｔ％、Ｔｉ
０．１５ｕ＋１％以丁の中から選んだ１種または２ＪＩ
ＴＩ＋：月−を含有し、残部Ａｌおよグ不鈍物からなる
Ａｌ−Ｚｎ Ｍｇ系合金を均質化処理して芯材とし、
Ｚｎ ０．５−１．５ｕｌｔ％ を含有し、さらに、 Ｍｇ０．１０ｕ＋Ｌ％以下、ＣＬＩ ００１０ｕ＋Ｌ％
以下、Ｍｎ ０．０５−１．Ｏｕ＋ｔ％、Ｃｒ ０．０
５〜０．２５ｗｔ％、Ｚｒ ０．０５〜０．２（ｌｏｔ
％、Ｔｉ ０．Ｉ５ｗＬ％以下の中から選んだ１種また
は２種以−Ｌ を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなるＡｌ−Ｚｎ系
合金を皮材とし、 熱間合せ圧延により片面或いは両面のクラツド材とした
後、３５（）〜５５０ ℃の温度；こす５いて１段階或
いは２段階の加熱保持を行ない、３ ＋’１ ℃／ Ｈ
ｒ以上の冷却速度で冷却してから、少なくとも３０％以
上の冷間圧延を行なうか、或いは２０〜６０％の冷間圧
延を１回以上行なうことを特徴とする耐蝕性の優れた超
塑性アルミニウム合金の製造方法を第１の発明とし、 （２） Ｚｎ ３−８ｕ＋１％、Ｍｇ０．５−３ｗｔ
９ｇを含（ｉし、さらに、 Ｃｕ３ｗＬ％以下、Ｍｎ ０．０５−２．０ｗ１％、Ｃ
ｒ ０１０５−０．５ｗＬ％、７．ｒ ０．０５〜０．
５ｗＬ％、Ｖ ０．０５〜０．５ｗｔ％、Ｔ ｉ ０．
１５ｗＬ９６以下の中から選んだ１！９または２種以上 を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなるＡ ｌ−Ｚｎ
−Ｍｇ系合金を均質化処理して芯材とし、Ｚｎ ００５
−１．５ｗｔ％ を含有し、さらに、 ＭＢ ０．１０ｗＬ％以下、Ｃｕ ０．ｌｏＮＩｔ％以
下、八ｉｎ ０．０５−１，０＋ｔ％、Ｃｒ ０．０５
−０．２５ｕ＋Ｌ％、Ｚｒ ０．０５Ｊ、２０ｗｔ％、
Ｔｉ ０．１５ｕＬ％以下の中から選んだ１＠または２
種ｊユ上 を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなるＡｌ＝Ｚｎ系
合金を皮材とし、 熱間合せ圧延により片面或いは両面のクラツド材とした
後、３５０〜５５０℃の温度において１段階或いは２段
階の加熱保持を行ない、３０℃／Ｈｒの冷却速度で冷却
してから、少なくとも３０％以上の冷間圧Ｘを行なうが
、或いは２０〜６０％の冷間圧Ｋを１回し’）、 １行
ない、次いて・、１０イ） ’Ｉ”： 、’Ｈｒ以−ヒ
の速度で加熱し、３５０〜５５０℃の温度で加熱軟化外
１１を行なうこことを特徴とする耐蝕性に優れた超塑性
アルミニウム合資の製造方法を第２の発明とする２つの
発明よりなるものである。
る。
本発明に係る耐蝕性の優れた超塑性アルミニウム合金の
製造方法について以下詳細に説明する。
製造方法について以下詳細に説明する。
先ず、本発明に係る耐蝕性の優れた超塑性アルミニウム
合金の製造方法（以下単に本発明に係る方法ということ
がある。）１こおいて、使用する芯材および皮材の含有
成分および成分割合について説明する６ （１）芯材のＡｔ Ｚｎ−ｔ’ｉｉｇ系合金について
。
合金の製造方法（以下単に本発明に係る方法ということ
がある。）１こおいて、使用する芯材および皮材の含有
成分および成分割合について説明する６ （１）芯材のＡｔ Ｚｎ−ｔ’ｉｉｇ系合金について
。
Ｚｎは含有量が３−１５未満では充分な強度が得られず
、また、ｈｔ％を越える含有量では延性が損なわれる。
、また、ｈｔ％を越える含有量では延性が損なわれる。
よって、Ｚｎ含有量は３〜８ｗＬ％とする。
Ｍｇは含イｉｍが０．５１１１％未１茜では光分な強度
が得られず、まｔこ、３ＩＩＩＬ％を越える含有量では
冷開加工性が損なわれる。よって、Ｍ８含有量は０．５
〜３ｗＬ％とする。
が得られず、まｔこ、３ＩＩＩＬ％を越える含有量では
冷開加工性が損なわれる。よって、Ｍ８含有量は０．５
〜３ｗＬ％とする。
Ｃｕは含有量が３ｗｔ％を越えて含有されると延性、靭
性が損なわれる。よって、Ｃｕ含ａ呈は３ｄ％以下とす
る。
性が損なわれる。よって、Ｃｕ含ａ呈は３ｄ％以下とす
る。
Ｍｎ、 Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖは含有１λが０．Ｏｈｔ％未満
では微細な結晶粒が得られず、また、’Ａｌｎ含有融が
２．０１％、 Ｃｒ、Ｚｒ、■が０．５ｗＬ％およびＴ
ｉｅ、１５ｗＬ％を夫々越えて含有されると鋳造時に充
分固溶されず、巨大金属開化合物が生成して充分な伸び
が得られない。よりて、Ｍｎ含有量は０．０５〜２．０
ｗｔ％、Ｃ「含有量は０．０５−０．５ａ＋Ｌ％、Ｚｒ
含有量は０．０５−０．５ｗＬ％、■含有量は０．０５
−０．５ｕ＋Ｌ％、Ｔｉ含有量は０ｏ１５ψＬ％とする
。
では微細な結晶粒が得られず、また、’Ａｌｎ含有融が
２．０１％、 Ｃｒ、Ｚｒ、■が０．５ｗＬ％およびＴ
ｉｅ、１５ｗＬ％を夫々越えて含有されると鋳造時に充
分固溶されず、巨大金属開化合物が生成して充分な伸び
が得られない。よりて、Ｍｎ含有量は０．０５〜２．０
ｗｔ％、Ｃ「含有量は０．０５−０．５ａ＋Ｌ％、Ｚｒ
含有量は０．０５−０．５ｗＬ％、■含有量は０．０５
−０．５ｕ＋Ｌ％、Ｔｉ含有量は０ｏ１５ψＬ％とする
。
（２）皮材としてのＡｌ Ｚｎｉ合金について４．。
Ｚｎ含有量が０．５ｗｔ％未ｒ１１ｉでは２．へ問合せ
ＩＴ−、延性が低下し、本た、１，５ｗＬ％を越える含
有量では耐蝕性が悪化する。よって、Ｚｎ含有有用は０
，５〜１．５ＩＩＩ１％とする。
ＩＴ−、延性が低下し、本た、１，５ｗＬ％を越える含
有量では耐蝕性が悪化する。よって、Ｚｎ含有有用は０
，５〜１．５ＩＩＩ１％とする。
このＺｎ以外に、微細な結晶粒を得るために、Ｍｎ ０
．０５−１．０ｗｔ％、Ｃｒ ０．０５〜０．２５ｗｔ
％、Ｚｒ０．０５〜０．２０ａ＋ｔ％、Ｔ ｉ ０．
＋５ａ＋Ｌ９６ノ中から選んだ１種または２種以上を含
有させ、そして、これら各含有元素の下限未ｄ４では微
細な結晶粒を得ることができず、また、上限を越える含
有量では晶出物の数が多くなり、光分な伸びを得ること
ができない。
．０５−１．０ｗｔ％、Ｃｒ ０．０５〜０．２５ｗｔ
％、Ｚｒ０．０５〜０．２０ａ＋ｔ％、Ｔ ｉ ０．
＋５ａ＋Ｌ９６ノ中から選んだ１種または２種以上を含
有させ、そして、これら各含有元素の下限未ｄ４では微
細な結晶粒を得ることができず、また、上限を越える含
有量では晶出物の数が多くなり、光分な伸びを得ること
ができない。
また、Ｍ、、Ｃｕは不純物として含有されてくるもので
あり、がっ、耐蝕性を１氏下させるのでＭ ｓ含有量は
０．］０１ｌｔ％以下、Ｚｒ含有量は０．１０１ｄＬ％
とする。
あり、がっ、耐蝕性を１氏下させるのでＭ ｓ含有量は
０．］０１ｌｔ％以下、Ｚｒ含有量は０．１０１ｄＬ％
とする。
なお、芯材および皮材中に不純物として含有されるＦｅ
ＢよびＳ【は、夫々Ｑ、＋５ａ１％を越えると鋳造時に
不溶性の晶出物が生成し、超塑性伸びが者しく低下する
ようになるので、Ｆｅおよび５１２−有量は０．１５ｗ
Ｌ％以下に規制する必要がある。
ＢよびＳ【は、夫々Ｑ、＋５ａ１％を越えると鋳造時に
不溶性の晶出物が生成し、超塑性伸びが者しく低下する
ようになるので、Ｆｅおよび５１２−有量は０．１５ｗ
Ｌ％以下に規制する必要がある。
次に、本発明（二係る耐蝕性の優れた超塑性アルミニウ
ム合金の製造方法における熱処理および加王について説
明する。
ム合金の製造方法における熱処理および加王について説
明する。
Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系の所定の含有成分および成分割合の
アルミニウム合金を通常のＤＣ鋳造法１こより造塊し、
内部に不均質に分布している主要元素の均質化す３よび
熱間圧延性を向」ニさせるために、通常４００〜５５１
） ’Ｃの温度において充分な時間均質化処理を行なっ
て芯材とする。
アルミニウム合金を通常のＤＣ鋳造法１こより造塊し、
内部に不均質に分布している主要元素の均質化す３よび
熱間圧延性を向」ニさせるために、通常４００〜５５１
） ’Ｃの温度において充分な時間均質化処理を行なっ
て芯材とする。
一方、所定の含有成分および成分割合の皮材は鋳造後、
４００〜６００℃の温度において均質化熱処理を行なっ
て、３００〜５ （１０’Ｃの温度における熱間圧延に
おいて所定の板厚に加工される。
４００〜６００℃の温度において均質化熱処理を行なっ
て、３００〜５ （１０’Ｃの温度における熱間圧延に
おいて所定の板厚に加工される。
次いで、皮材を芯材の片面或いは両面に重ねて４００〜
５５０℃の温度に再加熱を行ない、３００〜５５０℃の
温度で熱間合せ圧延を行なって所定の板厚まで加工し、
芯材および皮材を熱間７アイパ一組織にすると同時にＣ
ｕ、 ｈｉｇ、 Ｚｎ、Ｓｉ等の析出物およびＺｒ、
Ｃｒ、へ１０、Ｔ１等の遷移元素の一部が組織中に部分
析出させる。
５５０℃の温度に再加熱を行ない、３００〜５５０℃の
温度で熱間合せ圧延を行なって所定の板厚まで加工し、
芯材および皮材を熱間７アイパ一組織にすると同時にＣ
ｕ、 ｈｉｇ、 Ｚｎ、Ｓｉ等の析出物およびＺｒ、
Ｃｒ、へ１０、Ｔ１等の遷移元素の一部が組織中に部分
析出させる。
さらに、この熱同加工後、好ましくは、３０％以上の冷
開加工を行なうことに上り、芯材および皮材がより徴廁
杓の材料が得られ稙塑性伸びがＪ（きくなる。
開加工を行なうことに上り、芯材および皮材がより徴廁
杓の材料が得られ稙塑性伸びがＪ（きくなる。
次に、この熱間加工後に３５０〜５５１１ ’Ｃの温度
で０．５〜２０）−（ｒの加熱保持をしてから、少なく
とも、３１’ｌ’Ｃ／Ｈｒ以上、特に、ｌ ｌ） ＋１
’Ｃ／’Ｈｒ以上の冷却速度で冷却して固溶元素の強制
固溶を図る。
で０．５〜２０）−（ｒの加熱保持をしてから、少なく
とも、３１’ｌ’Ｃ／Ｈｒ以上、特に、ｌ ｌ） ＋１
’Ｃ／’Ｈｒ以上の冷却速度で冷却して固溶元素の強制
固溶を図る。
また、この熱処理を急速加熱、急速冷却力呵能な連続焼
鈍炉により・■（）０〜５５１） ℃の温度で］０ｓｅ
ｃ〜Ｉｔ）ｍｉｎ開行なってもよく、この加熱保持によ
り芯材中のＣｕ％Ｍｇ、Ｚｎ、Ｓ＋等は固溶され、一方
、遷移元素のＺｒ、Ｃｒ、 Ｍｎ″４はＡｌと金属開化
合物、ＺｒＡｌ．、ＣｒＪｉｇ＋Ａｌ１等を析出する。
鈍炉により・■（）０〜５５１） ℃の温度で］０ｓｅ
ｃ〜Ｉｔ）ｍｉｎ開行なってもよく、この加熱保持によ
り芯材中のＣｕ％Ｍｇ、Ｚｎ、Ｓ＋等は固溶され、一方
、遷移元素のＺｒ、Ｃｒ、 Ｍｎ″４はＡｌと金属開化
合物、ＺｒＡｌ．、ＣｒＪｉｇ＋Ａｌ１等を析出する。
また、皮材中にはＺｒＡｌ、、ＭｎＡｌ１等が析出する
。この１段加熱後の加熱速度が１００℃／Ｈｒ未満では
微細粒が得られず沖びがでにくくなる。
。この１段加熱後の加熱速度が１００℃／Ｈｒ未満では
微細粒が得られず沖びがでにくくなる。
加熱保持を２段階で行なう場合、先ず、・＄ ５ （１
〜５５０℃の温度で０．５−１０８ｒの第１回の加熱保
持を行ない、続いて第２回の加熱保Ｉ′ｆｉｐ度まで冷
却し、３５０〜．＜ ５ （１℃の温度で０．５へ−５
ＯＨｒの第２回の加熱保持を行ない、３０℃／ Ｈｒ以
上の冷却速度で冷却する。この加熱保持の温度が高い片
時間は短時間でよい。
〜５５０℃の温度で０．５−１０８ｒの第１回の加熱保
持を行ない、続いて第２回の加熱保Ｉ′ｆｉｐ度まで冷
却し、３５０〜．＜ ５ （１℃の温度で０．５へ−５
ＯＨｒの第２回の加熱保持を行ない、３０℃／ Ｈｒ以
上の冷却速度で冷却する。この加熱保持の温度が高い片
時間は短時間でよい。
このような、２回の加熱保持において、第１回の加熱保
持により析出している溶質元素は、その大部分が固溶さ
れ、続く第２回の加熱保持により遷移元素のＺｒ、Ｃｒ
、Ｍｎ等と〕〜１どの金属開化合物、ＺｒＡｌｙ、Ｃｒ
２λｉｇ、Ａｌ１ｅ等か４ｒｌ！１１する。
持により析出している溶質元素は、その大部分が固溶さ
れ、続く第２回の加熱保持により遷移元素のＺｒ、Ｃｒ
、Ｍｎ等と〕〜１どの金属開化合物、ＺｒＡｌｙ、Ｃｒ
２λｉｇ、Ａｌ１ｅ等か４ｒｌ！１１する。
この２段階の加熱保持は、加熱保持を１回行なった場合
に比較して、遷移元素の析出形態が１な細なことおよび
若干のＣｕ％Ｍ）Ｂ、 ７．ｎ、 Ｓｉ等とＡｌとの高
温時効析出物が形成されるために、加熱保持後の冷却速
度も３０℃／Ｈｒとｊ！りなってもよく、製造がより容
易となり、かつ、冷間加二［中に生成される転（ｑの密
度がより高くなり、さらｌこ、全相な結晶粒が生成され
超塑性１１１１びの大きいｔ〕１＃が得られる。
に比較して、遷移元素の析出形態が１な細なことおよび
若干のＣｕ％Ｍ）Ｂ、 ７．ｎ、 Ｓｉ等とＡｌとの高
温時効析出物が形成されるために、加熱保持後の冷却速
度も３０℃／Ｈｒとｊ！りなってもよく、製造がより容
易となり、かつ、冷間加二［中に生成される転（ｑの密
度がより高くなり、さらｌこ、全相な結晶粒が生成され
超塑性１１１１びの大きいｔ〕１＃が得られる。
この２段階加熱保持後の冷却速度は、３０℃／Ｈｒ末７
；４では徴卯ローンか得られにくくなる。
；４では徴卯ローンか得られにくくなる。
このような加熱保持により、熱間ファイバー組織を形成
していた転位の下部組織は回復、ＩＩ＋結晶により歪エ
ネルギーが低減され、続く冷間加１．て・転位が導入さ
れ易くなり、かつ、Ｚ「、Ｃｒ、へ！ｎ等の析出粒子に
より、次の冷開加１後の超塑性温度域における加熱によ
って、材料中に生成される微細粒組織が保持されて超塑
性が得られる。
していた転位の下部組織は回復、ＩＩ＋結晶により歪エ
ネルギーが低減され、続く冷間加１．て・転位が導入さ
れ易くなり、かつ、Ｚ「、Ｃｒ、へ！ｎ等の析出粒子に
より、次の冷開加１後の超塑性温度域における加熱によ
って、材料中に生成される微細粒組織が保持されて超塑
性が得られる。
冷却後、少なくとも３０％以」−の冷間加１を行なうの
であるが、３Ｑ９．；未１ｊ４の加工中では充分微細な
結晶粒が得られない６ また、２０〜６０％の冷間加工とこれに続く３００℃以
下の低温軟化焼鈍とを１回以上行なうこともでき、この
低温軟化焼鈍を導入することにより結晶粒はさらに微細
化される。
であるが、３Ｑ９．；未１ｊ４の加工中では充分微細な
結晶粒が得られない６ また、２０〜６０％の冷間加工とこれに続く３００℃以
下の低温軟化焼鈍とを１回以上行なうこともでき、この
低温軟化焼鈍を導入することにより結晶粒はさらに微細
化される。
このように、冷口ｌ加工された材料には高い歪エネルギ
ーを有する転ｌｉｄの下部組織が高密度１こ形成されて
いる。
ーを有する転ｌｉｄの下部組織が高密度１こ形成されて
いる。
この材料を続けて、通常（’ｌ 、５ Ｔｍ（Ｔｍは村
ｉ［の融点（絶対温度））以上の拡散接会温庇域（アル
ミニウム合金では４００℃以上）に加熱すると、材ｌ［
中の高密度の転位組織をＪｌｉ 、１１．ｒ、として新
１．い結晶粒が形成される。この転位密度は高密度て゛
ある程微細粒組織が得られ、そして、一度１工結晶が完
了すると結晶粒界のエネルギーを減少させるｒこめ転位
が移動して結晶粒が粗大化し、この粗大化した組織が超
塑性変形を阻再することになる。
ｉ［の融点（絶対温度））以上の拡散接会温庇域（アル
ミニウム合金では４００℃以上）に加熱すると、材ｌ［
中の高密度の転位組織をＪｌｉ 、１１．ｒ、として新
１．い結晶粒が形成される。この転位密度は高密度て゛
ある程微細粒組織が得られ、そして、一度１工結晶が完
了すると結晶粒界のエネルギーを減少させるｒこめ転位
が移動して結晶粒が粗大化し、この粗大化した組織が超
塑性変形を阻再することになる。
従って、本発明に係る耐蝕性の優れた超塑性アルミニウ
ム合金の製造方法における熱処理においては、熱間加工
後の１段階或いは２段階の加熱保持により形成されたＺ
ｒＡ ｌ：、Ｃｒ：ｂｈｙノ＼；１８．１ＶｉｎＡｌ＋
等の析出物の寸法と分布とを制ｉ１′１ｒることにより
、転位の移動を阻止して微細粒組織を保持しているので
ある。即ち、析出物寸法が小さすぎたｉ）、析出粒子間
隔が入い過きると転位移動阻止効果が得られない。
ム合金の製造方法における熱処理においては、熱間加工
後の１段階或いは２段階の加熱保持により形成されたＺ
ｒＡ ｌ：、Ｃｒ：ｂｈｙノ＼；１８．１ＶｉｎＡｌ＋
等の析出物の寸法と分布とを制ｉ１′１ｒることにより
、転位の移動を阻止して微細粒組織を保持しているので
ある。即ち、析出物寸法が小さすぎたｉ）、析出粒子間
隔が入い過きると転位移動阻止効果が得られない。
また、本発明に係る耐蝕性の優れた超塑性アルミニウム
合金の製造方法により製造された材料は、冷間加工した
ままの状態で超塑性の加工を行なってもよいが、冷開加
工後に、１（）０℃／Ｈｒ以上の加熱速度で加熱し、３
５０〜５５０ ’Ｃの温度で軟化して、超塑＋１変形ｔ
−（１なっグｆ、Ｌい［実施例） 本発明に係る耐蝕性の優れた超塑性アルミニウム合金の
製造方法について実権例を説明する。
合金の製造方法により製造された材料は、冷間加工した
ままの状態で超塑性の加工を行なってもよいが、冷開加
工後に、１（）０℃／Ｈｒ以上の加熱速度で加熱し、３
５０〜５５０ ’Ｃの温度で軟化して、超塑＋１変形ｔ
−（１なっグｆ、Ｌい［実施例） 本発明に係る耐蝕性の優れた超塑性アルミニウム合金の
製造方法について実権例を説明する。
実施例１
第１表に示す代表的なＡｌ−Ｚｎ−ｋｉｇ系合金芯材お
よびＡｌ−Ｚｎ系合金皮材とを作製し、第２表に示す製
造加工条件により最終板厚２．５１の合せ材（片面クラ
ツド率３％）を製造した。
よびＡｌ−Ｚｎ系合金皮材とを作製し、第２表に示す製
造加工条件により最終板厚２．５１の合せ材（片面クラ
ツド率３％）を製造した。
超塑性特性を第３表に示す。
なお、比較材として通常の工程による材料について試験
を行なった。
を行なった。
実施例２
実施例１の供試材Ａ（板厚２．５ｍｍ）と、第１表のＮ
ｏ、１合金を通常の工程により２．５ｍｍの板材（クラ
ッド率０％）とを用いて、耐蝕性の試験を実施した。
ｏ、１合金を通常の工程により２．５ｍｍの板材（クラ
ッド率０％）とを用いて、耐蝕性の試験を実施した。
結果を第４表に示す。
二の実施例ｉｔｊよび実施例２から明らかな１うに、本
発明に係る耐蝕性の優れた超塑性アルミニウム合金の製
造方法によす製造された材料は、伸びは比較例の３倍以
上であり、また、耐応力腐蝕割れ、耐粒界腐蝕性および
耐剥離腐蝕性にも優れ、極めて耐蝕性に優れていること
がわかる。
発明に係る耐蝕性の優れた超塑性アルミニウム合金の製
造方法によす製造された材料は、伸びは比較例の３倍以
上であり、また、耐応力腐蝕割れ、耐粒界腐蝕性および
耐剥離腐蝕性にも優れ、極めて耐蝕性に優れていること
がわかる。
［発明の効果１
以上説明した上う１こ、本発明に係る耐蝕性の優れた超
塑性アルミニウム合金の製造方法は」１記の構成を有し
ているものであるから、非常に伸びが大きく、かつ、優
れた耐蝕性を有するアルミニウム合金を製造することが
できるといろ効果を有しているものである６
塑性アルミニウム合金の製造方法は」１記の構成を有し
ているものであるから、非常に伸びが大きく、かつ、優
れた耐蝕性を有するアルミニウム合金を製造することが
できるといろ効果を有しているものである６
Claims (2)
- （１）Ｚｎ３〜８ｗｔ％、Ｍｇ０．５〜３ｗｔ％を含有
し、さらに、 Ｃｕ３ｗｔ％以下、Ｍｎ０．０５〜２．０ｗｔ％、Ｃｒ
０．０５〜０．５ｗｔ％、Ｚｒ０．０５〜０．５ｗｔ％
、Ｖ０．０５〜０．５ｗｔ％、Ｔｉ０．１５ｗｔ％以下
の中から選んだ１種または２種以上 を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなるＡｌ−Ｚｎ−
Ｍｇ系合金を均質化処理して芯材とし、Ｚｎ０．５〜１
．５ｗｔ％ を含有し、さらに、 Ｍｇ０．１０ｗｔ％以下、Ｃｕ０．１０ｗｔ％以下、Ｍ
ｎ０．０５〜１．０ｗｔ％、Ｃｒ０．０５〜０．２５ｗ
ｔ％、Ｚｒ０．０５〜０．２０ｗｔ％、Ｔｉ０．１５ｗ
ｔ％以下の中から選んだ１種または２種以上 を含有し、残部Ａｌおよび不鈍物からなるＡｌ−Ｚｎ系
合金を皮材とし、 熱問合せ圧延により片面或いは両面のクラッド材とした
後、３５０〜５５０℃の温度において１段階或いは２段
階の加熱保持を行ない、３０℃／Ｈｒ以上の冷却速度で
冷却してから、少なくとも３０％以上の冷間圧延を行な
うか、或いは２０〜６０％の冷間圧延を１回以上行なう
ことを特徴とする耐蝕性の優れた超塑性アルミニウム合
金の製造方法。 - （２）Ｚｎ３〜８ｗｔ％、Ｍｇ０．５〜３ｗｔ％を含有
し、さらに、 Ｃｕ３ｗｔ％以下、Ｍｎ０．０５〜２．０ｗｔ％、Ｃｒ
０．０５〜０．５ｗｔ％、Ｚｒ０．０５〜０．５ｗｔ％
、Ｖ０．０５〜０．５ｗｔ％、Ｔｉ０．１５ｗｔ％以下
の中から選んだ１種または２種以上 を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなるＡｌ−Ｚｎ−
Ｍｇ系合金を均質化処理して芯材とし、Ｚｎ０．５〜１
．５ｗｔ％ を含有し、さらに、 Ｍｇ０．１０ｗｔ％以下、Ｃｕ０．１０ｗｔ％以下、Ｍ
ｎ０．０５〜１．０ｗｔ％、Ｃｒ０．０５〜０．２５ｗ
ｔ％、Ｚｒ０．０５〜０．２０ｗｔ％、Ｔｉ０．１５ｗ
ｔ％以下の中から選んだ１種または２種以上 を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなるＡｌ−Ｚｎ系
合金を皮材とし、 熱間合せ圧延により片面或いは両面のクラッド材とした
後、３５０〜５５０℃の温度において１段階或いは２段
階の加熱保持を行ない、３０℃／Ｈｒの冷却速度で冷却
してから、少なくとも３０％以上の冷間圧延を行なうか
、或いは２０〜６０％の冷間圧延を１回以上行ない、次
いで、１００℃／Ｈｒ以上の速度で加熱し、３５０〜５
５０℃の温度で加熱軟化処理を行なうこことを特徴とす
る耐蝕性に優れた超塑性アルミニウム合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21079684A JPS6188987A (ja) | 1984-10-08 | 1984-10-08 | 耐蝕性の優れた超塑性アルミニウム合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21079684A JPS6188987A (ja) | 1984-10-08 | 1984-10-08 | 耐蝕性の優れた超塑性アルミニウム合金の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6188987A true JPS6188987A (ja) | 1986-05-07 |
Family
ID=16595274
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21079684A Pending JPS6188987A (ja) | 1984-10-08 | 1984-10-08 | 耐蝕性の優れた超塑性アルミニウム合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6188987A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63117606U (ja) * | 1987-01-27 | 1988-07-29 | ||
| WO2006043137A1 (en) * | 2004-10-19 | 2006-04-27 | Aleris Aluminum Koblenz Gmbh | Method of producing an aluminium alloy brazing sheet and light brazed heat exchanger assemblies |
-
1984
- 1984-10-08 JP JP21079684A patent/JPS6188987A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63117606U (ja) * | 1987-01-27 | 1988-07-29 | ||
| WO2006043137A1 (en) * | 2004-10-19 | 2006-04-27 | Aleris Aluminum Koblenz Gmbh | Method of producing an aluminium alloy brazing sheet and light brazed heat exchanger assemblies |
| US7608345B2 (en) | 2004-10-19 | 2009-10-27 | Aleris Aluminum Koblenz Gmbh | Method of producing an aluminium alloy brazing sheet and light brazed heat exchanger assemblies |
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