JPS62170462A - 超塑性アルミニウム合金材の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は、超塑性的変形か可能であるアルミニウム合金
材の製造方法に関するものである。

［従来の技術］ 従来の技術によって製造される超塑性アルミニウム合金
材には、大別して ■　共晶型又は共析型合金から得るもの。

■　単相型合金から得るもの。

がある。

共晶型又は共析型合金は、鋳造時あるいは溶体化温度か
ら焼入れすることにより二相分解する合金系で、第２相
の体積率か高いのが特徴で必る。共晶型合金には、Ａｌ
−３３％Ｃｕ、　Ａ　Ｉ−６％Ｎｉ、Ａｌ１２％Ｓｉ、
Ａｌ−７，６％Ｃａ、　Ａ　ｌ−１３％ＭＣＩ２Ｓｉ、
Ａｌ−５％Ｚｎ−５％Ｃａなどがあり、共析型合金には
Ａｌ−７８％Ｚｎかめる。

これら両型の合金は、鋳造時又は焼入れ時に形成される
第２相がその後の加工熱処理により０．２〜１μｍに微
細化される。そしてこれら合金は、その第２相との界面
のすべりによって超塑性を得ることができる。

単相型合金は、実用アルミニウム合金あるいはその類似
合金であって、Ｃｕ、ＭＣＩ、Ｚｎと再結晶抑制元素の
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒなどを含むのを特徴とし、Ｃｕ、Ｍｇ
、ｚｎの固溶・析出を利用した加工熱処理によって、結
晶粒径を２０μｍ以下の微細にした状態で超塑性を得て
いる。

［発明が解決しようとする問題点］ 本発明は、非再結晶組織の状態でその変形速度が極めて
高い超塑性的変形を可能にしたアルミニウム合金材を製
造する方法を提供することが目的て必る。

［発明を解決するための問題点］ 本発明による超塑性アルミニウム合金材の製造方法は、
前記目的を達成するため下記のとありに構成される。

すなわち、Ｌ　ｉ　：　　１．０〜３．５％、Ｍｇ：０
．５〜６．０％、Ｃｕ　：　　０．５〜４．０％、Ｚｒ
：０．０５〜０．３０％を含み、残部が実質的にＡｌで
おるアルミニウム合金を造塊し、この鋳塊を４８０　℃
以上の温度で均質化熱処理した後、４００　℃以上の温
度で熱間加工し、次いで３００℃以上の温度で中間焼鈍
し、続いて５０％以上の加工度で冷間加工し、あるいは
該冷間加工後、更に４８０　℃以上の温度に０．１℃／
　ＳｅＣ以上の昇温速度で加熱して最終焼鈍することか
ら成っている。

以下、本発明について詳しく説明する。

本発明の方法によって製造される超塑性アルミニウム合
金材は、従来の超塑性アルミニウム合金材と異なり、非
再結晶組織の状態で超塑性的変形が可能である。この非
再結晶組織の合金を製造するには、出発素材合金の成分
調整と素材に施す特殊な加工熱処理法が必要である。

本発明は、このため前記構成のように合金の成分範囲と
加工熱処理法について最適の条件を設定している。

まず、素材合金における添加成分の意義について述べる
。

Ｉｊ：ｉｌ塑性成形後の合金材の強度向上に効果がおる
。この効果は１．０％より少ないと得られず、３．５％
より多いと鋳造時にその偏析か激しく、均質化熱処理に
よっても容易に固溶しないため、熱間加工か困難である
。

Ｍｇ：同じく合金材の強度向上の効果がある。

この効果は０．５％より少ないと得られず、６．０％よ
り多いと素材の圧延加工時に熱間脆性を示して熱間加工
が容易でない。

Ｃｕ：同じく合金材の強度向上の効果がある。

この効果は０．５％より少ないと得られず、３．０％を
越すと共晶系の化合物を晶出して、再結晶を促進させる
ので、合金材に超塑性が得られにくい。

Ｚｒ：合金材の再結晶を抑制する効果がある。

０、０５％より少ないと最終焼鈍で再結晶が容易となり
、このため超塑性が得られにくい。

また０、３０％を越すと素材の鋳造時に巨大化合物を晶
出し、これにより素材に圧延欠陥が生ずる。

本発明は必要により、素材合金に鋳造組織の微細化を与
えるため、更にｒ；、ｓを添加することもある。この効
果は、ｌｉでは０．０１％より少ない場合には効果なく
、一方０１１０％より多く添加すると巨大化合物を晶出
する。Ｂでは０．０２％より多く添加すると同様に巨大
化合物を晶出する。また、必要により、溶湯の酸化防止
と鋳肌改善のため、Ｂｅを添加することもある。この効
果はｉｐｐｍより少ないと得られず、一方１１０００ｐ
ｐより多いとその毒性のため造塊時の添加が困難となる
。更に、Ｚｒの再結晶抑制効果を補助するため、必要に
よりＭｎ、Ｃｒを添加する。

しかし両成分共０．０５％より少ない添加では、この効
果は少ない。一方Ｏ１７％より多いＭｎの添加は１μｍ
径の化合物を形成しやすく、再結晶を促進させる。また
０、３０％より多いＣｒの添加は巨大化合物を形成しや
づくなり、これは圧延欠陥となる。

次に加工熱処理の条件について述べる。

本発明で出発素材とする合金は、通常の造塊法では鋳造
組織の結晶粒界にＬｉ、ＭＣＩ、Ｃｕ等の共晶成分が偏
析しやすく、これら偏析を結晶粒界から取り除いて、新
しい結晶粒界を形成させることが超塑性合金材の製造法
上、重要な問題となる。すなわち、Ｌ　ｉ　、ＭＱ、Ｃ
ｕ等の鋳造時の偏析を少なくするために、鋳塊を４８０
℃以上で均質化熱処理するのか必要となる。均質化熱処
理後に、４００　℃以上で熱間加工、例えば熱間圧延す
る。その際、圧延温度が低いと圧延割れを発生しやすい
。この圧延割れは圧延前の加熱時のＬ　！　、Ｃｕ、Ｍ
ｇ等の粒界析出と関連していると考えられる。熱間加工
後、３００　℃以上で中間焼鈍する。この中間焼鈍は次
の冷間圧延を容易にするとともに、ＺｒあるいはＭｎ、
Ｏｒを析出させ、熱間圧延で形成された亜結晶粒を安定
化する。中間焼鈍後、５０％以上の強加工度で冷間加工
を、例えば冷間圧延により与えてあく。以上のようにし
て得た冷間圧延材を高温で変形させると、３００％以上
の超塑性変形が可能となる。ただし、この場合、高温変
形するまでの昇温速度は、０．１℃／　ｓｅｒ、以上と
する必要がある。

更に、前記強加工を行った後、４８０℃以上の温度に０
．１℃／　ｓｅｃ以上の昇温速度で加熱すると、この加
工材は一部再結晶する。すなわち、主に熱間圧延時に形
成された亜結晶の粒界近傍で微細粒が生成する。これに
より粒界に偏析したｌ−１，Ｃｕ、Ｍｇ等の溶質元素を
粒内に取り込むことが可能となる。しかし、冷間加工度
が小さい場合には、熱間加工による変形時の粒界（熱間
加工度が小さいときは鋳造時の粒界）が消失しない。ま
た、昇温速度か遅い場合には、粗大な再結晶粒となり、
再び不純物元素や溶質原子か結晶粒界に偏析するように
なる。したかつて、最終焼鈍を行う場合には、３００％
以上の超塑性特性を得るため、再結晶率を３０％以下に
、かつ再結晶粒径を材料面で３０μｍ以下に抑えるよう
に最終焼鈍する必要がある。

［実施例］ 例１゜ 第１表に掲げる各組成の合金をそれぞれ試料として、不
活性ガス雰囲気下でＤＣ鋳造を行ない、造塊後不活性カ
ス雰囲気下、５２０℃で鋳塊に均質化熱処理を施した。

処理後、３０ｍｍ厚さに切断し、これを４５０℃で６ｍ
ｍ厚さまで熱間圧延した。熱間圧延後、不活性ガス雰囲
気下、４００℃ｘ８ｈｒの中間焼鈍を実施した。次に加
工度９０％で冷間圧延して０．６ｍｍ厚さの仮とした。

これら試料をそれぞれ５００℃Ｘ　５ｎ＋　ｉ　ｎ間ソ
ルトハス中で７ＪＤ熱し、直らに高温変形試験に供した
。高温変形はひずみ速度４．２　ｘ　１０’　／′ｓｅ
ｃで行った。

このときの試料の超塑性特性を試料か破断するまでの伸
びで調べた。各試料の評価は、至温強度（Ｔ６）で３０
ｋ（１／ｍｍ２以上、５００℃での伸び３００％以上の
ものを合格とした。結果を第１表に試料ごとに示す。

第１表 東　１１：６：Ｏ，１０％、Ｓｉ：０．０５％含む東憲
熱間圧延割れ 例２゜ △ｌ−２．４％ｌ−ｉ　−１，２％Ｃｕ−０．６％ＭＣ
ｌ−０，１２％Ｚｒ合金（Ｆｅ：０．０７％、３ｉ：０
．０３％を含む）の同一合金の試料を７個、不活性ガス
雰囲気下で鋳造し、そのうちの１試料は均質化熱処理を
行わずに、その他の６試料は試料別に、４４０℃，４８
０℃１５２０℃で各８時間、それぞれ均質化熱処理を行
ってから、各試料共に４００℃以下の温度と４５０℃以
上の温度との同温度で熱間圧延を行った。

その結果、４００℃より低い温度で行った場合には、い
ずれの試料も割れを生じた。

熱間圧延後、各試料共にａ　ｏ　ｏ　’ｃで８時間の中
間焼鈍を行った。次いで、冷間圧延を異なる加工度で行
った。すなわら、均質化熱処理を行わないもの、４４０
　℃と４８０　℃で均質化熱処理を行ったものに対して
は８０％、５２０℃で均質化熱処理したものに対しては
４０％、６０％、８０％、９０％と変えて冷間圧延を行
った。なお、以上とは別に、中間焼鈍を行わないで、直
ちに冷間圧延を行ったが、この場合には圧延割れを発生
しやすいこと、これを防止するには、３００℃以上の温
度で中間焼鈍することが好ましいことが分った。

以上のようにして得た冷間圧延材を０．５℃／ｓｅｃの
昇温速度で５００℃に加熱し、直ちにひずみ速度４．２
Ｘ１０−ｆｆ／ＳｅＣで高温変形試験に供した。

超塑性特性の評価は、試料の破断までの伸びによった。

３００％以上の伸びを示したものを合格とした。

第２表 例３゜ Ａ　Ｉ−２，６％１ｉ−１，４％Ｃｕ−０，７％ＭＣｌ
−０，１３％Ｚｒ合金（１”ｅ：０．１７％、３ｉ：０
．０８％′を含む）の合金を不活性ガス雰囲気下で鋳造
し、この鋳塊を５００℃で２４時間均質化熱処理した。

次いで４８０℃で６ｍｍ厚まで熱間圧延した後、４３０
　℃で４時間中間焼鈍し、続いて試料別に７０％と９０
％との加工度で冷間圧延した。この冷間圧延材を、赤外
線加熱装置により昇温速度を０、０５℃／ｓｅｃ　　、
　　Ｏ，ＶＣ／Ｓｅｃ　　１０．５℃／Ｓｅｃ　　。

１℃／ｓｅｃ　、　　５℃／　ＳｅＣで５００℃まで加
熱し、同温度に５分間保持して最終焼鈍した後、焼入れ
した。これらの試料を５２０　℃で４，２Ｘ１０−’／
ｓｅｃのひずみ速度で高温引張変形試験に供した。

この結果を高温変形前に調べた再結晶化率と再結晶粒径
、及び加工条件と併せて第３表に示す。

第３表 ［発明の効果］ 本発明の製造方法によれば、以下のような効果が１ｑら
れる。

（１）本発明の方法により製造された超塑性アルミニウ
ム合金材は、非再結晶組織を有しているので、この組織
状態から変形速度を従来の超塑性アルミニウム合金材（
例えば７４７５など）よりも１桁大ぎくしで、超塑性的
変形をさせることができる。

（２）本発明によれば、高温の均質化熱処理と強度の冷
間加工をくみあわせ、あるいは更に速やかな最終焼鈍を
行うことで、鋳造時の組織をこわすとともに、鋳造時の
粒界不純物を粒界から除去することができる。これによ
って、合金材の超塑性特性を向上させることができる。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｌｉ：１．０〜３．５％、Ｍｇ：０．５〜６．０
   ％、Ｃｕ：０．５〜４．０％、Ｚｒ：０．０５〜０．３
   ０％を含み、残部が実質的にＡｌであるアルミニウム合
   金を造塊し、この鋳塊を４８０℃以上の温度で均質化熱
   処理した後、４００℃以上の温度で熱間加工し、次いで
   ３００℃以上の温度で中間焼鈍し、続いて５０％以上の
   加工度で冷間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。
2. （２）Ｌｉ：１．０〜３．５％、Ｍｇ：０．５〜６．０
   ％、Ｃｕ：０．５〜４．０％、Ｚｒ：０．０５〜０．３
   ０％を含み、残部が実質的にＡｌであるアルミニウム合
   金を造塊し、この鋳塊を４８０℃以上の温度で均質化熱
   処理した後、４００℃以上の温度で熱間加工し、次いで
   ３００℃以上の温度で中間焼鈍し、続いて５０％以上の
   加工度で冷間加工し、その後更に４８０℃以上の温度に
   ０．１℃／ｓｅｃ以上の昇温速度で加熱して最終焼鈍す
   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。
3. （３）最終焼鈍材における再結晶率が３０％以下であっ
   て、かつ再結晶粒径が板面で３０μｍ以下であるように
   、最終焼鈍する特許請求の範囲第（２）項記載の製造方
   法。