(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｚｎ：６８〜８８質量％を含み、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるＺｎ−Ａｌ合金であって、平均結晶粒径が５μｍ以下のα相またはα’相中にβ相が微細分散するとともに、Ａｌのマクロ偏析が３．０％未満である組織を有し、中心部における組織中のラメラ状組織の体積分率が３０％以下であり、中心部と表層部との互いの平均硬度差が１５％以下であることを特徴とする伸びに優れたＺｎ−Ａｌ合金。
【請求項２】
前記ラメラ状組織同士の間隔が１０００ｎｍ以下である請求項１に記載の伸びに優れたＺｎ−Ａｌ合金。
【請求項３】
前記組織中の、介在物の最大径が円相当直径で５０μｍ以下であるとともに、円相当直径で０．５ｍｍ以上のポアが存在しない請求項１または２に記載の伸びに優れたＺｎ−Ａｌ合金。
【請求項４】
Ｚｎ：６８〜８８質量％を含み、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるＺｎ−Ａｌ合金溶湯を鋳型に注入して連続鋳造にて製造するに際して、注入溶湯と外部雰囲気とを遮断しつつ鋳込む工程、鋳込み後の鋳型冷却過程において、４２５〜３７５℃の温度範囲を１．０℃／秒以上、２℃／秒以下の平均冷却速度で冷却するとともに、２７５〜２５０℃の温度範囲を０．０８℃／秒以上、０.９℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する工程、３５０℃以上、３９０℃未満で加熱保持した後に、０．５℃／秒以上、６℃／秒以下の平均冷却速度で水冷急冷する再加熱工程、２７５℃以下および押出比４以上の温間加工する工程、を含むことを特徴とする伸びに優れたＺｎ−Ａｌ合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、室温での超塑性特性を活かした、建築用ダンパーなどの免震・制震デバイス用、自動車などの衝撃吸収部材、減衰性能を持つばね用材料、精密成形部品用、シール部材用、ガスケット部材用、また、室温での超塑性特性や変形性能が必要な箔材、薄膜形成用ターゲット材などの各種用途に使用できる、伸びに優れたＺｎ−Ａｌ合金及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、小型軽量のデバイスを提供できる制震用の金属として、毒性があるＰｂに代替でき、室温で超塑性を示し、毒性がない、Ｚｎ−Ａｌ合金が注目されている。
【０００３】
上記の様なＺｎ−Ａｌ合金に関連して、ナノ結晶のＺｎ−２２％Ａｌ合金は３７３Ｋ（約１００℃）で歪み速度１×１０-4Ｓ-1の変形にも追随できる超塑性が認められたことが報告されている（例えば、非特許文献１参照）。しかしながら、室温ではこのような超塑性は実現されていないため、室温での伸びが要求される建築用免震デバイスとして実際上使用することができない。
【０００４】
また、Ｚｎ−２２％Ａｌ−２％Ｃｕ合金を、均熱化に水冷し、その後に冷間加工してα相内部にβ相が析出した組織を得て、室温超塑性を発現させたことが開示されている（非特許文献２参照）。ここで示されている伸びは１３５％であり、最大で１６０％の伸びが得られることが示されている。しかし、この文献には、温間加工した場合に、室温でこのような伸びを有することは示されていない。また冷間加工の場合であっても、Ｐｂダンパーの代替として、より優れた室温超塑性（免震性能や制震性能）が望まれていることから、更なる伸びの向上（例えば、１８０％以上の伸び）が必要である。
【０００５】
また、実験的な微小な試料を用いて、室温で超塑性を発現するＺｎ−２２％Ａｌ合金が得られた旨報告されている（非特許文献３参照）。具体的には、金属組織の初期粒径が１〜１５μｍである円柱形のＺｎ−２２％Ａｌ合金を、５ＧＰａという高圧下で強捻り変形（冷間変形）することによって、最終組織が、最微細部である中心部で０．１μｍ〜０．５μｍとなったことが開示されている。
【０００６】
しかし上記方法では、中心部は超塑性を示す可能性のある微細組織であっても、中心から離れた外周部の粒状組織は粗大で超塑性現象を示さないといった、外周部と中心部で著しく異なる組織しか得られない。また、このような強捻り変形が適用できるサイズは、直径１５ｍｍ程度で厚さ０．３ｍｍと非常に小さいものに限定されるため、免震デバイスのような大荷重を受ける部材では、部材全体を上記微細組織とすることは困難であり、結果として部材全体が超塑性を発揮するものは得られない。
【０００７】
これに対して、本発明者らは、上記のようなＺｎ−Ａｌ合金について、その特性改善という観点からかねてより研究を進めており、その研究の一環として、均一で安定した超微細組織を有し、室温でも超塑性と言える伸びを発現できる建築部材レベルのＺｎ−Ａｌ合金を提案している（特許文献１参照）。
【０００８】
この技術の開発によって、室温で優れた超塑性を示す実用サイズのＺｎ−Ａｌ合金を実現できた。ただ、上記開発した合金では、歪速度が１×１０-3Ｓ-1程度における低速での変形能（以下「静的変形能」と呼ぶことがある）は優れており、室温で良好な超塑性を示す。しかし、歪速度が１０-1Ｓ-1程度と比較的高速での変形能（以下「動的変形能」と呼ぶことがある）が安定して得られない場合があった。また、こうした現象は、鋳塊が大型になるにつれて顕著であった。
【０００９】
これに対して、上記動的変形能を向上させるために、特許文献１として提案した技術における超微細組織の制御に加えて、粗大なＡｌ系介在物およびＡｌのマクロ偏析やミクロ偏析の低減を図ることを提案している（特許文献２参照）。
【００１０】
また、更に、上記超微細組織の制御を平均結晶粒径が０．０５μｍ以下と厳密に行わなくとも、この合金の製造過程において、不可避的に生成する合金組織中のポアについて、平均粒径０．５ｍｍ以上のポアを存在させないようにして、優れた動的変形能を得ることも提案している（特許文献３参照）。
【特許文献１】特開平１１−２２２６４３号公報（全文）
【特許文献２】特開２００４−１６２１０３号公報（全文）
【特許文献３】特開２００５−１９４５４１号公報（全文）
【非特許文献１】R.S.Mishraら,The observation of tensile superplasticity in nanocrystalline materials: Nanostruct Mater.Vol. 9,No.1/8 p473-476(1997)
【非特許文献２】G. Toress-Villasenorら,「A reinvestigation of the mechanical history on superplasticity of Zn-22Al-2Cu at roomtemperature」（Material. Science. Forum Vol. 243/245 ,P553(1997) ）
【非特許文献３】M. Furukawa ら,「Fabrication of submicrometer-grained Zn-22%Al by torsion straining」J. Mater. Res. Vol. 11,No.9 P2128(1996)
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
ただ、これらＺｎ−Ａｌ合金においても解決すべき課題が残されている。それは、室温にて優れた超塑性特性を示すＺｎ−Ａｌ合金も、低温になると、特に伸びが低下して、超塑性特性が低下してしまう点である。このため、寒冷地など低温で使用される建築用ダンパーなどには不向きであるという問題が新たに生じた。
【００１２】
また、この問題とは別に、建築用ダンパーなどの大型化に伴い、Ｚｎ−Ａｌ合金鋳塊も必然的に大型化されるが、この大型化されたＺｎ−Ａｌ合金において、特に、中心部と表層部との、硬度などの特性が不均一になるという問題が新たに生じた。
【００１３】
本発明はこれらの課題を解決するためになされたものであって、その目的は、伸びに優れたＺｎ−Ａｌ合金およびその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
この目的を達成するために、本発明の伸びに優れたＺｎ−Ａｌ合金の要旨は、Ｚｎ：６８〜８８質量％を含み、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるＺｎ−Ａｌ合金であって、平均結晶粒径が５μｍ以下のα相またはα’相中にβ相が微細分散するとともに、Ａｌのマクロ偏析が３．０％未満である組織を有し、中心部における組織中のラメラ状組織の体積分率が３０％以下であり、中心部と表層部との互いの平均硬度差が１５％以下であることとする。
【００１５】
また、目的を達成するために、本発明の伸びに優れたＺｎ−Ａｌ合金の製造方法の要旨は、Ｚｎ：６８〜８８質量％を含み、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるＺｎ−Ａｌ合金溶湯を鋳型に注入して連続鋳造にて製造するに際して、注入溶湯と外部雰囲気とを遮断しつつ鋳込む工程、鋳込み後の鋳型冷却過程において、４２５〜３７５℃の温度範囲を１．０℃／秒以上、２℃／秒以下の平均冷却速度で冷却するとともに、２７５〜２５０℃の温度範囲を０．０８℃／秒以上、０.９℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する工程、３５０℃以上、３９０℃未満で加熱保持した後に、０．５℃／秒以上、６℃／秒以下の平均冷却速度で水冷急冷する再加熱工程、２７５℃以下および押出比４以上の温間加工する工程、を含むこととする。
【発明の効果】
【００１６】
Ｚｎ−Ａｌ合金が超塑性を示すためには、α相またはα′相中に、β相が分散析出した組織（以下、β分散α相ともいう）である必要がある。β分散α相は、βが析出していないα相とは全く異なり、結晶粒の移動による塑性変形によって２００％以上の伸びを示すことができる。
【００１７】
このため、Ｚｎ−Ａｌ合金インゴットは、通常、再加熱して、急冷し、β相をα相内で析出させたままとして、超塑性を発揮し得るβ分散のα組織を得る。この急冷の際に、冷却速度が低いと、βが拡散したラメラ状組織が生成し、加工処理での加工率が低い場合には、α相やβ相の微細化が不十分となり、室温での伸びが１００〜１４０％程度に低くなる。
【００１８】
以上は、前記した特許文献３にも開示されている。しかし、この特許文献３には、ラメラ組織の形成と室温での伸び低下との関係の認識はあるものの、中心部におけるラメラ組織の形成と、伸び低下との関係の認識は無い。
【００１９】
本発明では、低温での伸び低下の原因となる、特に、中心部におけるラメラ組織の形成を抑制し、低温や室温を含めた伸びに優れたＺｎ−Ａｌ合金とする。また、この中心部におけるラメラ組織の形成抑制は、大型化されたＺｎ−Ａｌ合金において、中心部と表面部との特性が不均一になるという問題の解消にもつながる。このため、均一性に優れたＺｎ−Ａｌ合金も得ることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２０】
（前提としての組織）
まず、本発明のＺｎ−Ａｌ合金の組織の前提について説明する。本発明では、前記した通り、また、前記した特許文献１〜３と同様に、Ｚｎ−Ａｌ合金が超塑性を示すために、前提として、α相またはα′相中にβ相が分散析出した組織（β分散α相）とする。βが析出していないα相では超塑性は示さないが、β分散α相は、結晶粒の移動による塑性変形によって、室温で２００％以上の伸びを示すことができる。
【００２１】
ここで、α相は、主成分がＡｌの面心立方格子の結晶、α′相は、主成分がＺｎの面心立方格子の結晶、β相は、Ｚｎが主成分である六方稠密格子の結晶と定義される。
【００２２】
なお、Ｚｎ含有量により、金属組織は大きく異なる。上記超塑性を示す金属組織は、後述する好ましい製造方法を前提にすると、Ｚｎを６８〜８８質量％を含むＺｎ−Ａｌ合金によって得られる。このＺｎ−Ａｌ合金の場合には、マクロ的にはα単相組織であり、各α相またはα′相中にβ相が微細分散した組織を有している。
【００２３】
これに対し、Ｚｎ含有量が８８質量％を越えた場合、各α相またはα′相中にβ相が微細分散しない、マクロ的にはα＋βの２相の混合組織となり、超塑性は示さない組織となる。尚、「マクロなα相」「マクロなβ相」とは、倍率：１０００倍程度の顕微鏡観察で認識することができる組織を言う。これに対し、本発明のβ分散α相において微細析出しているβ相は、約５０００倍以上の顕微鏡観察で確認できる組織である。このため、本発明のα相において微細析出しているβ相は、上記マクロなβ相と明確に区別できる。
【００２４】
Ｚｎ含有量が８８質量％を越えたＺｎ−Ａｌ合金の場合、α＋βの２相の混合組織の内のマクロなβ相は、常温回復現象にて６５％程度の延性を発揮するだけである。一方、Ｚｎを６８〜８８質量％を含むＺｎ−Ａｌ合金の場合、β分散α相が２００％以上の伸びを発揮して、β相の粒界面に応力集中が起こるのを回避できるため、全体として１６０％超の伸びが示される。
【００２５】
これに対し、Ｚｎ含有量が８８質量％を越えたＺｎ−Ａｌ合金のような、内部にβの析出がないα相とβ相の２相組織（α＋β）では、α相、β相それぞれの延性が発現されるだけであり、超塑性を発現できない。また、マクロなβ相は、常温回復現象（転位の回復）が起き、変形抵抗は安定するが、伸びは６５％程度である。よって、βの析出がないα相とβ相の２相組織（α＋β）では、全体としての伸びが６８％程度にとどまる。
【００２６】
なお、この様なβが析出していないα相やマクロなβ相は、組織中に存在しない方が好ましいが、超塑性を発揮し得るβ分散α相を有する組織であれば、この超塑性を阻害しない範囲で、マクロなβ相が混在していてもよい。
【００２７】
（平均結晶粒径）
これら主相となるα相またはα’相や、α相またはα’相に析出したβ相は、その平均結晶粒径が５μｍ以下とし、特に、３．５μｍ以下であることが好ましい。α相またはα′相や、これに析出したβ相は、微細であるほど超塑性を発揮し易くなる。一方、平均結晶粒径が５μｍを越えた場合、室温で伸び１６０％超の室温超塑性（静的変形能）を発揮することが困難となる。
【００２８】
（ラメラ状組織）
本発明では、低温や室温での伸びを向上させるために、中心部のラメラ状組織の体積分率を３０％以下として、中心部のラメラ状組織を抑制する。中心部は、Ｚｎ−Ａｌ合金インゴットを、再加熱して急冷する際に、表層部に比して、必然的に冷却速度が低くなる。このため、βが拡散したラメラ状組織が生成しやすい。従来、ラメラ状組織が生成しやすく、低温を含めて伸びが低下していたのは、この理由による。
【００２９】
また、中心部のラメラ状組織生成は、中心部と表層部との組織および特性の不均一さを生じる。このため、中心部と表面部との特性、特に硬度が不均一になるという問題を生じる。このため、中心部のラメラ状組織の３０％以下への抑制は、硬度など、板厚方向の均一性を向上させる。したがって、中心部と表層部との互いの平均硬度差を１５％以下に均一化させることが可能となる。一方、表層部の側は、中心部のラメラ状組織の体積分率を３０％以下に抑制すれば、必然的にラメラ状組織の体積分率を３０％以下に抑制できる。
【００３０】
ここで、本発明で言う中心部とは、Ｚｎ−Ａｌ合金の中心位置からの距離が、中心位置と最外部の距離の10％以内の部分を指す。この中心位置とは、合金が例えば丸棒材であれば、横断面における径方向の中心を指す。合金が角棒材であれば、横断面における対角線の交点を指し、合金がその他形状であれば一般に断面の重心位置を指す。また、合金が板材の場合は、その板厚中心である。同様に、本発明で言う表層部とは、表層からの距離が、中心位置と最外部の距離の10％以内の部分を指す。
【００３１】
ラメラ状組織は、前記した通り、３０００倍以上のＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）観察で、β分散α相中に、数〜数十ミクロンサイズの層状構造をした組織として観察できる。このため、粒状のα相またはα′相とは、明確に識別できる。図１に、３０００倍のＳＥＭによる、後述する実施例表２における比較例８（中心部のラメラ状組織の体積分率が２５％）の組織を示す。図１において、○印で囲んで例示している層状構造をした組織がラメラ状組織である。これに対して、その周囲の白色の粒状の組織が亜鉛のβ相、黒色の粒状の組織がアルミのα相またはα′相である。
【００３２】
中心部のラメラ状組織の体積分率は、Ｚｎ−Ａｌ合金の中心部において、ＳＥＭにより３０００倍の反射電子像にて、約３５μｍ×約２５μｍの大きさの各１０視野の組織観察を行なう。そして、上記のとおり明確に識別されるラメラ状組織をトレースまたは画像処理し、各視野内のラメラ状組織の体積分率を測定し、１０視野で平均化する。
【００３３】
（Ａｌのマクロ偏析）
Ａｌのマクロ偏析は、Ｚｎ−Ａｌ合金鋳塊のトップとボトムおよび、厚み方向で起こる偏析である。本発明では、Ｚｎ−Ａｌ合金の動的変形能を良好にするため、Ａｌのマクロ偏析が３．０％未満であることとする。このＡｌのマクロ偏析は、得られたＺｎ−Ａｌ合金温間加工材における、鋳塊時のトップ部とボトム部とを各々切断し、これらの切断面（断面）における中心部と表層部との計４箇所から、試験片を採取し、夫々の部位におけるＡｌ含有量（濃度）を測定する。そして、Ｚｎ−Ａｌ合金のＡｌ含有量（平均）からのズレが最大値のものをマクロ偏析とし、Ｚｎ−Ａｌ合金のＡｌ含有量（平均）との差（Ａｌ含有量最大値−Ａｌ含有量）を、Ａｌのマクロ偏析として求める。このＡｌのマクロ偏析が３．０％以上となった場合、室温および低温での動的変形能が低下する。
【００３４】
（Ａｌ系介在物）
Ｚｎ−Ａｌ合金の動的変形能を良好にするには、Ｚｎ−Ａｌ合金における、粗大な介在物の低減を図ることが好ましい。この粗大な介在物は、Ａｌ2 Ｏ3 などのＡｌ系介在物が主体だが、これには限定されずに、粗大な介在物全部を規制する。これら粗大な介在物は、破壊の起点となって、動的変形能ばかりか静的変形能を低下させる。したがって、これらの特性を低下させないためには、組織中の、介在物の最大径を円相当直径で５０μｍ以下とすることが好ましい。
【００３５】
（ポア）
Ｚｎ−Ａｌ合金の動的変形能を良好にするには、円相当直径で０．５ｍｍ以上のポア (空孔) が存在しないことが好ましい。このポアも破壊の起点となって、動的変形能ばかりか静的変形能を低下させる。したがって、これらの特性を低下させないためには、組織中のポアを円相当直径で０．５ｍｍ未満とすることが好ましい。
【００３６】
（化学成分組成）
本発明のＺｎ−Ａｌ合金の化学成分組成について説明する。本発明のＺｎ−Ａｌ合金の成分組成は、Ｚｎ含有量が６８〜８８質量％で、残部がＡｌおよび不可避不純物である。前記した通り、Ｚｎ含有量により、合金の金属組織は大きく異なる。上記超塑性を示す金属組織は、後述する好ましい製造方法を前提にすると、上記組成のＺｎ−Ａｌ合金によって得られる。このＺｎ−Ａｌ合金の場合には、マクロ的にはα単相組織であり、各α相またはα′相中にβ相が微細分散した組織を有している。そして、このβ分散α相が２００％以上の伸びを発揮して、β相の粒界面に応力集中が起こるのを回避できるため、全体として１６０％超の伸びが示される。
【００３７】
これに対し、Ｚｎ含有量が８８質量％を越えた場合、前記した通り、各α相またはα′相中にβ相が微細分散しない、マクロ的にはα＋βの２相の混合組織（α＋β）となる。このα＋βの２相の混合組織の内のマクロなβ相は、常温回復現象（転位の回復）が起き、変形抵抗は安定するが、常温回復現象にて６５％程度の延性を発揮するだけである。したがって、このα＋βの２相の混合組織は、α相、β相それぞれの延性が発現されるだけであり、全体としての伸びが６８％程度にとどまる、超塑性は示さない組織となる。
【００３８】
一方、上記範囲では、Ｚｎの含有量が小さくなるにつれて、β析出量が減少し、結晶粒の移動による塑性変形が起こっても、伸びが低下する傾向にある。そして、Ｚｎの含有量が６８質量％未満では、本発明の条件で処理しても１００％を超える伸びを発現できない。
【００３９】
本発明のＺｎ−Ａｌ合金は、上記要件を満たせば、ヒステリシスの安定性を損なわない範囲で、定常応力が加工量、歪み速度によってあまり変化しないように、強化元素であるＣｕ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｇを含有していてもよい。また、伸びの向上のために、結晶微細化に有効なＺｒ、Ｔｉ、Ｂを含有してもよい。
【００４０】
（製造方法）
上記要件を満たし、伸びに優れた本発明Ｚｎ−Ａｌ合金を効率良く得るための、好ましい製造方法について、以下に説明する。
【００４１】
好ましい製造方法は、上記組成のＺｎ−Ａｌ合金溶湯を鋳型に注入して製造するに際して、注入溶湯と外部雰囲気とを遮断しつつ鋳込む工程、鋳込み後の鋳型冷却工程、再加熱工程、温間加工工程の主要工程からなる。
【００４２】
（鋳込工程）
Ｚｎ−Ａｌ合金溶湯を鋳型に注入して製造するに際して、注入溶湯と外部雰囲気とを遮断することが好ましい。注入溶湯と外部雰囲気とを遮断しつつ鋳込むことで、酸素との結合を抑制できるので、結果としてＡｌ2 Ｏ3 などの酸化物系介在物の粗大化を抑制することができる。この結果、Ａｌ系などの介在物の最大径を円相当直径で５０μｍ以下に抑えることができる。具体的な遮断方法としては、鋳込み時の周囲雰囲気を真空雰囲気やＡｒガス雰囲気とすること（Ａｒシール）や、注入ノズルを溶湯に浸漬（ノズル浸漬）することが有効である。
【００４３】
（鋳込後の鋳型冷却過程１）
鋳込後の鋳型冷却過程では、先ず、４２５〜３７５℃の温度範囲を１．０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する。鋳込み後の鋳型冷却過程で、固液２相領域に相当する４２５〜３７５℃の温度範囲を、１．０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却することによって、マクロ偏析の原因となる粗大凝固組織の生成を抑制できる。即ち、上記の温度範囲を比較的速い冷却速度で冷却することによって、Ａｌの晶出物が粗大化し、これによって粗大凝固組織の生成が抑制される。
【００４４】
（鋳込後の鋳型冷却過程２）
鋳込後の鋳型冷却過程では、次いで、２７５〜２５０℃の温度範囲を０．０８℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する。鋳込み後の鋳型冷却過程で、α＋βの２相領域に相当する２７５〜２５０℃の温度範囲を０．０８℃／秒以上の平均冷却速度で冷却することによって、粗大β相の析出を抑制でき、α相内の粗大β相を主な原因とするミクロ偏析を抑制できる。即ち、上記の温度範囲を比較的速い速度で冷却することによって、ＺｎやＡｌの析出物の粗大化を抑制し、これによって粗大β相の生成を抑制して、微細分散したβ相を得ることができる。
【００４５】
（再加熱工程）
再加熱工程では、上記鋳型冷却によって、室温あるいは２５０℃以下の温度まで冷却された鋳塊を、再加熱し、３５０℃以上で加熱保持した後に急冷する。上記の通り、鋳型内冷却過程で冷却速度を速めることによって、粗大凝固組織の生成をある程度抑制できるが、粗大凝固組織の生成をより抑えるためには、上記鋳型冷却後に、再加熱を行い、均質化を図ることが有効である。
【００４６】
この均質化を十分に図るには、均熱温度を３５０℃以上とするのが良い。但し、３９０℃以上になると、鋳塊が溶解する恐れがあるので、３９０℃未満とすることが好ましい。
【００４７】
また、再加熱時の上記温度での保持時間は、例えば５０ｋｇ以下の小型インゴットの場合には、１時間程度で十分に均質化されるが、例えば１５０ｋｇ級或はそれ以上の大型インゴットになると、合金全体を３５０℃以上とするのに８時間以上の長時間を要する。これは、β粒子がαマトリックスに再固溶するときに吸熱量が大き過ぎて、外部からの熱をインゴットが吸収してしまうためであり、大型インゴットの場合、雰囲気加熱を長時間化せざるを得なくなる。こうしたことから、高周波加熱を行うことも考えられる。高周波加熱では強制的に加熱するので、長時間の加熱を必要としなくてもよいが、大型インゴットの場合には工業的にコストアップの要因となる。
【００４８】
上記３５０℃以上で加熱保持した後には、０．５℃／秒以上の平均冷却速度で急冷する。再加熱時に３５０℃以上に保持することによって、β相をα相内に閉じ込めてミクロ偏析を防止し、冷却後に超塑性を発揮し得るβ分散のα組織の合金を得るには、再加熱後（均熱後）に、０．５℃／秒以上の平均冷却速度で急冷する必要がある。急冷は、室温まで行う他、後述する温間加工温度まで急冷してもよい。
【００４９】
この急冷により、α′から安定なαへの移行を抑え、マクロレベルで２相分離する程度までβが拡散するのを抑制できる。その結果、β相をα相内で析出させたままとすることができ、超塑性を発揮し得るβ分散のα組織が得られる。上記０．５℃／秒以上の平均冷却速度の急冷を得るためには、水冷することが好ましい。炉冷や空冷では、０．５℃／秒以上の平均冷却速度を得ることが困難で、βが拡散してラメラ状組織となる。この段階でラメラ組織が形成されると、下記加工処理での加工率が低い場合にはα相やβ相の微細化が不十分となり易く、室温での伸びが１００〜１４０％程度にとどまり、１６０％超の伸びを確実に達成できない。
【００５０】
（分塊加工工程）
分塊加工は、上記再加熱（均熱）急冷後に、２７５℃以下の温度で選択的に行う。本発明製造方法では、工程効率上、分塊加工を行なわずに、温間加工する方法が推奨される。また、分塊加工を行なわずとも、従来の分塊加工により行なっていた組織制御は、温間加工により達成できる。
【００５１】
分塊加工を行なう場合、加工温度が２７５℃を超えると組織が変態し、形成したβ分散α相が、再度、αまたはα′相とβの２相組織になる恐れがある。この点、好ましくは２００℃以下で分塊加工を行うのがよい。一方、加工温度が低すぎると、加工割れが生じる可能性があるので、１００℃以上で分塊加工を行うことが推奨される。また、分塊加工後の冷却速度を約３℃／秒以上で冷却することが好ましい。その理由は、再加熱後の冷却と同じく得られたβ分散α相を固定するためであり、具体的には水冷することが好ましい。
【００５２】
（温間加工工程）
温間加工は、分塊加工無しで上記再加熱（均熱）および急冷後に、あるいは上記分塊加工後に、行なう。この温間加工の手段は、鍛造、押出、伸線加工などが挙げられるが、生産効率的にも、押出加工が好ましい。
【００５３】
押出加工の条件は、２７５℃以下の温度で、かつ押出し比４以上で温間加工することが好ましい。温間加工温度が２７５℃を超えると、組織が変態し、形成したβ分散α相が、再度、αまたはα′相とβとの２相組織になる恐れがある。この点、好ましくは２００℃以下で温間加工を行うのがよい。一方、温間加工温度が低すぎると加工割れが生じる可能性があるので、１００℃以上で温間加工を行うことが推奨される。
【００５４】
温間加工での押出比は、物理的外力を与えて室温で超塑性と言える伸びを発現させるために４以上とする。即ち、分塊加工無しの場合、上記均熱後、急冷した段階で、β分散α相は得られており、α相やα´相は１０〜２μｍ程度、α相内やα´相内のβ相は０．０５〜０．１μｍ程度となっている。この様な組織は、約１００〜１５０℃の高温域では超塑性といえる１８０％以上の伸びを示すが、室温ではそのような伸びを示さない。
【００５５】
このため、室温で超塑性と言えるような伸びを発現させるには、上記均熱、急冷後に、温間で物理的外力（歪み量）を与えて、αまたはα′結晶粒、更にはα中またはα′中に存在するβ相を微細化するとともに、ポアを潰す必要がある。そこで、上記均熱、急冷後に、押出比４以上で温間加工する。温間加工での押出比が４未満では、歪み量が小さ過ぎて、上記均熱後急冷した組織と同様に、高温域では超塑性といえる伸びを示すが、室温では超塑性と言える伸びが発現しない。
【００５６】
温間加工後は約３℃／秒以上で室温まで冷却すればよい。具体的には水冷を行なうことが好ましい。これは、前記再加熱後の冷却と同様に、得られたβ分散α相を固定するためであり、このときの冷却速度が遅いと、β分散α相が粗大化し、室温での超塑性は発現しなくなる。
【００５７】
尚、本発明では、この温間加工によって組織の超微細化を図ることができるので、更に冷間加工を行なっても良いが、殊更行なう必要はない。
【００５８】
（接合）
本発明のＺｎ−Ａｌ合金は、硬さが軟鋼とほぼ同等またはそれよりやや柔らかいので、ボルト締め、リベット締め等の一般的な接合技術にも使用でき、建築構造物等との接合を容易に行うことができる。但し、はんだ付けのように熱を加
えて接合する場合には、加熱温度を２５０℃以下、好ましくは１００℃以下に抑える必要がある。上述のように２５０℃以上では組織が変態するおそれがあり、また１００℃以上に加熱した後、急冷しなければ、せっかく得られた微細組織が粗大化し、室温で１６０％を超える伸びを確保することが困難となる場合があるからである。
【００５９】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
【実施例】
【００６０】
（Ｚｎ−Ａｌ合金の製造）
表１に示す組成のＺｎ−Ａｌ合金溶湯（いずれもＦｅ、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｂのトータル不純物量は０．５質量％以下）を、径φ１４２にて連続鋳造を行ない、表１に示す冷却速度で鋳造し、Ｚｎ−Ａｌ合金インゴット（インゴットサイズ：１８０ｋｇ）を得た。
【００６１】
尚、インゴットの冷却速度は、各インゴットの底面から３００ｍｍの位置（断面中心位置）に熱電対を設置して鋳塊内部温度の経時変化（冷却カーブ）を測定して求めた。そして、固液２相域（４２５〜３７５℃）の平均冷却速度（平均冷却速度１）と、β析出開始点温度（２７５〜２５０℃）の平均冷却速度（平均冷却速度２）を、上記冷却カーブから算出した。
【００６２】
また、インゴットシール（外部雰囲気との遮断）は、インゴットチャージのときには鋳型内部とトユを事前にＡｒシールした。また、連続鋳造の際には、ノズルを溶湯内に浸漬させることによってシールした。
【００６３】
得られたＺｎ−Ａｌ合金のインゴットを、表１に示す温度まで大気炉で再加熱（均熱）し、この温度で８時間保持した。この保持時間は、大気炉でインゴット表面に熱電対を接触させて、インゴット温度が所定の加熱温度に達してからの時間である。
【００６４】
この再加熱後、インゴットを炉から取り出した直後に、温間加工である等温押出加工温度まで、表１に示す平均冷却速度で水冷した。その後、表１に示す温間加工温度で、等温押出し、その後表１に示す平均冷却速度で水冷して、φ６０、またはφ３６の棒材を得た。
【００６５】
この様にして得られたＺｎ−Ａｌ合金棒材の組織、室温特性、低温特性を下記の方法で各々評価した。この結果を表２に示す。ここで、Ｚｎ−Ａｌ合金棒材の中心部とは、前記した通り、棒材の中心位置からの距離が、中心位置と最外部の距離の10％以内の部分を指す。この中心位置とは、丸棒材横断面における径方向の中心を指す。また、棒材の表層部とは、前記した通り、棒材表層からの距離が、中心位置と最外部の距離の10％以内の部分を指す。
【００６６】
（組織判別、α平均結晶粒径）
上記得られたＺｎ−Ａｌ合金棒材に対して、金属組織を電子顕微鏡で観察し、超塑性を発揮し得るβ分散α相か否かを判別し、また、α（α′含む）の平均結晶粒径を測定した。中心部から試料を採取し、バフ研磨した合金試料のＳＥＭ（scanning electron microscope）観察を倍率：５０００倍で行い、顕微鏡写真を３枚撮影して、β分散α相か否かを判別し、また、α相の円相当直径を調べ、これを結晶粒径として、３視野における平均値を求めた。
【００６７】
（ラメラ状組織体積分率）
中心部のラメラ状組織の体積分率は、Ｚｎ−Ａｌ合金の中心部において、ＳＥＭにより３０００倍の反射電子像にて、約３５μｍ×約２５μｍの大きさの各１０視野の組織観察を行なう。そして、識別されるラメラ状組織をトレースする。画像処理ソフトとして、MEDIACYBERNETICS社製のImage-ProPlus を用いて、各視野内のラメラ状組織の体積分率を測定し、１０視野で平均化した。
【００６８】
（介在物）
Ａｌ系などの介在物の最大径は、各例とも７μｍ以下であった。介在物の最大径は、上記得られたＺｎ−Ａｌ合金棒材（表面を上記バフ研磨後のもの）のトップから押出方向に１００ｍｍの位置を、倍率：１０００倍の光学顕微鏡で観察し、顕微鏡写真を３枚撮影し、観察（識別）される介在物の中で最大の粒径（円相当直径）のものを介在物の最大粒径と判断した。
【００６９】
（マクロ偏析）
上記得られたＺｎ−Ａｌ押出材の鋳塊時のトップ部とボトム部とを各々切断し、これらの切断面（断面）における中心部と表層部との計４箇所から、試験片を採取し、夫々の部位におけるＡｌ含有量（濃度）を測定する。そして、Ｚｎ−Ａｌ合金のＡｌ含有量（平均）からのズレが最大値のものをマクロ偏析とし、Ｚｎ−Ａｌ合金のＡｌ含有量（平均）との差（Ａｌ含有量最大値−Ａｌ含有量）を、Ａｌのマクロ偏析として求めた。
【００７０】
（ポア）
直径０．５ｍｍ以上のポアは各例とも存在しなかった。このポアの測定は、採取したサンプル（５０ｍｍ角材）を１０時間再加熱後にＨＩＰ処理してポアを完全に除去した。この後に、直径０．５ｍｍのドリル穴を標準試料片の中央にあけたものを用意し、この試料のＵＴ検査（超音波探傷検査）を行って、この０．５ｍｍの穴を検出できるＵＴノイズレベルを調べた。そして、上記ノイズレベル以上のノイズが発生したものについて、直径０．５ｍｍ以上のポアが存在するとした。
【００７１】
（引張試験）
上記得られたＺｎ−Ａｌ合金棒材の室温引張特性、低温引張特性を各々評価した。上記Ｚｎ−Ａｌ棒材から、平行部径φ１４ｍｍのＪＩＳ４号の丸棒試験片を採取し、ゲージ長さ５０ｍｍとし、クロスヘッド速度を５０ｍｍ／分（歪速度で１．６７×１０-2／ｓ：動的変形能）で引張試験を行い、引張強度ＴＳと、破断するときの伸び（破断伸び）、しぼりを測定し、各合金の動的特性（高速変形のときの引張強度ＴＳと破断伸び）を評価した。これを室温は２５℃、低温は−１０℃で行なった。しぼりは、破断後の試験片の破断部断面積から求めた。
【００７２】
表１および表２から明らかな通り、発明例１〜６は、本発明で規定する化学成分組成を有し、好ましい製造条件範囲内で製造されている。このため、平均結晶粒径が５μｍ以下のα相またはα’相中にβ相が微細分散するとともに、Ａｌのマクロ偏析が、合金における最大Ａｌ含有量と、合金のＡｌ含有量との差が３．０％未満である組織を有し、中心部における組織中のラメラ状組織の体積分率が３０％以下である。このため、室温だけでなく、低温での伸び（超塑性特性や変形性能）に優れ、中心部と表層部との互いの平均硬度差が１５％以下と、均一性にも優れている。
【００７３】
これに対して、比較例７〜１１は、化学成分組成、好ましい製造条件のいずれかが範囲からはずれる。このため、β相分散α相の組織、α相の平均結晶粒径、Ａｌのマクロ偏析、中心部における組織中のラメラ状組織の体積分率が、本発明規定を満足しない。このため、室温での伸び、低温での伸び、中心部と表層部との硬度差、のいずれかが、発明例に比して著しく劣っている。
【００７４】
比較例７はＺｎ含有量が多過ぎる。このため、好ましい製造条件範囲内で製造されているにもかかわらず、室温での伸び、低温での伸びが、発明例に比して著しく劣っている。
【００７５】
比較例８は、鋳込み後の鋳型冷却過程における、４２５〜３７５℃の温度範囲平均冷却速度と、２７５〜２５０℃の温度範囲の平均冷却速度とが、いずれも小さ過ぎる。このため、中心部におけるラメラ状組織の体積分率が大きくなり、室温での伸び、低温での伸びが、発明例に比して著しく劣っている。
【００７６】
比較例９は、再加熱温度が低過ぎる。このため、中心部におけるラメラ状組織の体積分率が大きくなり、室温での伸び、低温での伸び、中心部と表層部との硬度差が、発明例に比して著しく劣っている。
【００７７】
比較例１０は、再加熱後の平均冷却速度が小さ過ぎる。このため、中心部におけるラメラ状組織の体積分率が大きくなり、室温での伸び、低温での伸び、中心部と表層部との硬度差が、発明例に比して著しく劣っている。
【００７８】
比較例１１は、温間加工の際の押出比（歪み量）が小さ過ぎる。このため、室温での伸び、低温での伸びが、発明例に比して著しく劣っている。
【００７９】
以上の結果から、本発明で規定する化学成分組成、組織の規定、およびこの組織を得るための好ましい製造条件の、室温だけでなく低温での伸び、均一性に対する意義が裏付けられる。
【００８０】
【表１】
0004769065.tif 000002
【００８１】
【表２】
0004769065.tif 000003
【産業上の利用可能性】
【００８２】
以上説明したように、本発明によれば、伸びに優れたＺｎ−Ａｌ合金およびその製造方法を提供できる。この結果、本発明Ｚｎ−Ａｌ合金は、室温および低温での超塑性特性を活かした、建築用ダンパーなどの免震・制震デバイス用、自動車などの衝撃吸収部材、減衰性能を持つばね用材料、精密成形部品用、シール部材用、ガスケット部材用、また、室温での超塑性特性や変形性能が必要な箔材、薄膜形成用ターゲット材などの各種用途に使用できる。
【図面の簡単な説明】
【００８３】
【図１】比較例Ｚｎ−Ａｌ合金の組織を示す、図面代用写真である。
【図１】
0004769065.tif 000004