專利名稱：：高速變形性優(yōu)異的Zn-Al合金及其制造方法
技術領域：
：本發(fā)明Zn-Al合金及其制造方法，特別是應變速度為高速時的變形特性優(yōu)異的Zn-Al合金及其制造方法。在此，Zn-Al合金是作為能夠跟隨由風和地震等造成的搖晃或歪斜的所謂有效的隔震減震裝置用金屬。
背景技術：
：歷來，作為能夠吸收風載荷、地震載荷的應變或跟隨歪斜和搖晃的所謂隔震*減震裝置，有Pb制阻尼器(damper)、防振橡膠、油阻尼器(oildamper)和采用了LYP(極低屈服點鋼)等減振鋼板等的裝置。然而，I.因為防振橡膠存在隨時間而老化的問題，所以不適合于有長時期耐用的要求的建筑物用的隔震，減震裝置。另外，n.因為油阻尼器需要定期維護，所以與防振橡膠一樣，作為建筑物的隔震，減震裝置用有問題。另一方面，m.LYP等的減振鋼板因永久變形而發(fā)生加工硬化，若對于反復載荷而發(fā)生材質劣化，則不僅是能量吸收性降低，而且若變得過硬，則振動傳播至結構物，因此作為隔震減震裝置用金屬其用途受到限制。另一方面，IV.圖1所示的Pb制阻尼器，因為Pb很軟，能夠跟隨上像地震和風這樣0.110Hz的頻率的搖晃，另外因伸縮導致的材質劣化這種問題也少，所以現(xiàn)在一般用作建筑物上安裝的隔震*減震裝置。還有，圖1中1是鉛鑄造體，2是均質(homogen)焊接部，3是鋼板。然而，因為這種大型的阻尼器重量很大，所以存在施工困難這樣的問題。另外，因為Pb的屈服點軟至5MPa左右，所以為了使結構物或結構物上所接合的構件與Pb阻尼器接合，就需要特殊的技術，從而在適用范圍上存在局限。此外，因為Pb有毒，所以近年來作為建筑物的使用有受到限制的傾向。從這些情況出發(fā)，近年來就要求有一種能夠提供無毒、小型輕量的裝置的減震用的金屬，作為能夠替代Pb的減震用金屬，顯示出超塑性的Zn-Al合金受到注目。與上述這種Zn-Al合金相關連，納米結晶的Zn-22%A1合金在373K(約IO(TC)下也被報吿確認到能夠跟隨1X10—4S—i的應變速度而變形的超塑性(例如參照非專利文獻l)。然而，在室溫下這樣的超塑性則無法實現(xiàn)，因此其不能作為在室溫下有延伸要求的建筑用隔震裝置而實際使用。另外，還公開將Zn-22%Al-2°/。Cu合金在均熱下進行水冷，其后進行冷加工，從而得到在a相內部有卩相析出的組織，顯示出室溫超塑性(參照非專利文獻2)。這里所示的延伸率是135%，最大顯示出能夠得到160%的延伸率。然而在該文獻中未顯示在溫熱加工時其在室溫下具有這樣的延伸率。另外，即使是在冷加工的情況下，也期望有更優(yōu)異的隔震性能和減震性能來作為Pb阻尼器的替代，由此考慮需要延伸率進一步地提高(例如180%以上的延伸率)。另外，還報告使用實驗性的微小的試料，得到在室溫下顯現(xiàn)出超塑性的Zn-22。/。Al合金的要旨(參照非專利文獻3)。具體來說，公開了通過使金屬組織的初期粒徑為115pm的圓柱形的Zn-22%AI合金在5GPa這樣的高壓下強行扭曲變形(冷變形)，從而在作為最微細部的中心部，最終組織成為0.10.5pm。然而，在上述方法中，即使中心部是有著顯示出超塑性可能性的微細組織，但離開中心部的外周部的粒狀組織仍粗大，從而顯示不出超塑性現(xiàn)象，而僅能得到在外周部和中心部顯著不同的組織。另外，能夠應用這種強行扭曲變形的尺寸，被限定為直徑15mm左右、厚度0.3mm這樣非常小的尺寸，因此在隔震裝置這種承受大載荷的構件中，難以使構件整體成為上述微細組織，作為結果是無法取得使構件整體發(fā)揮出超塑性的結果。本發(fā)明者們對于上述這種Zn-Al合金，從其特性改善這一觀點出發(fā)很早就進行了研究，作為其研究的一環(huán)而提出一種建筑構件水平的Zn-Al合金，其具有均一穩(wěn)定的超微細組織，即使在室溫下也能夠顯現(xiàn)出所謂超塑性的延伸率(參照專利文獻l)。通過這一技術的開發(fā)，能夠實現(xiàn)在室溫下顯示出優(yōu)異的超塑性的實用尺寸的Zn-Al合金，但是，在這樣的Zn-Al合金中仍遺留有要解決的問題。即，在上述開發(fā)的合金中，雖然其在應變速度為1(T3S—'左右的低速下的變形能(以下稱為"靜態(tài)變形能")優(yōu)異，在室溫下顯示出良好的超塑性，但是應變速度為10—i左右這樣比較高速下的變形能(以下稱為"動態(tài)變形能")則有不穩(wěn)定的情況。另外，這種現(xiàn)象會隨著鑄錠變?yōu)榇笮投桨l(fā)顯著。專利文獻l:特開平11-222643號公報專利請求的范圍非專禾ll文獻1:R.S.Mishra等，Theobservationoftensilesuperplasticityinnanocrystallinematerials:NanostructMater.Vol.9，No.l/8p473-476(1997)非專禾U文獻2:G.Toress-Villasenor等，"AreinvestigationofthemechanicalhistoryonsuperplasticityofZn-22Al-2Cuatroomtemperature"(Material.Science.ForumVol.243/245P553(1997))非專禾U文獻3:M.Furukawa等，"Fabricationofsubmicrometer-grainedZn-22%A1bytorsionstraining"J.Mater.Res.Vol.llNo.9P2128(1996)
發(fā)明內容本發(fā)明在這種狀況下而形成，其目的在于，提供一種不但形態(tài)變形能優(yōu)異，而且動態(tài)變形能也優(yōu)異，還能夠適用于大型結構物上的Zn-Al合金及其有效的制造方法。本發(fā)明者們立足于改善應變速度為10—3S—1的高速下的變形特性這一觀點，從各種角度進行研究。其結果發(fā)現(xiàn)，除了原先作為專利文獻l提出的技術中的超微細組織的控制以外，如果實現(xiàn)粗大的Al系夾雜物及宏觀偏析和微觀偏析的降低，則能夠達成上述目的，并己提出(特愿2002-328106)。而且對于上述技術進一步進行銳意研究時，還發(fā)現(xiàn)了即使沒有嚴密地進行超微細組織的控制，仍能夠取得同樣的效果的Zn-Al合金及其制造方法。具體來說是發(fā)現(xiàn)，至今為止，為了確實地使超塑性發(fā)揮而需要使ct相或oc'相中分散的卩相的平均晶粒徑微細化至"0.05nm以下"，但是，在該合金的制造過程中，如果使不可避免生成的合金組織中不存在平均粒徑0.5mm以上的孔隙，則即使該P相的平均晶粒徑超過0.05pm時，仍能夠得到優(yōu)異的動態(tài)變形能，從而相到本發(fā)明。因此，所謂本發(fā)明Zn-Al合金，是含有Zn:3099%(質量％的意思，下同)，余量由Al和不可避免的雜質構成的Zn-Al合金，是在a相或a'相中有P相細密地分散的組織，a相或a'相的平均晶粒徑為5,以下，Al系夾雜物的最大徑以圓當量直徑計為50pm以下，并且不存在以圓當量直徑計為0.5mm以上的孔隙，且Al的宏觀偏析低于3.0°/。，Al的微觀偏析低于2.0%。本發(fā)明的依據(jù)是，如果不使上述大小的孔隙存在，則即使上述P相的平均晶粒徑大一些，仍能夠得到優(yōu)異的動態(tài)變形能，雖然關于其理由尚不明確，但考慮是由于使作為破壞起點的孔隙微細化，所以材料的韌性提高。如圖5所示，(3相細密地分散在a相中。該細密地分散的p相一般由多個晶粒構成(圖6)。若P相的平均晶粒徑大，則使動態(tài)特性降低，因此優(yōu)選為3jim以下，更優(yōu)選為O.lpm、特別是0.05jum以下，但是如后述，即使為3pm以上，仍發(fā)現(xiàn)能夠獲得優(yōu)異的動態(tài)變形能。但是，若平均晶粒徑過大，則細密地分散的卩相大小粗大化，因此優(yōu)選為5pm以下。還有，有發(fā)明的(3相可以由一個晶粒構成，也可以由多個晶粒構成，但是(3相為多個晶粒形成時，(3相大小優(yōu)選為lO(im以下，卩相由1個晶粒構成時，則如上述優(yōu)選為5pm以下。本發(fā)明也規(guī)定了制造這種高速變形特性優(yōu)異的Zn-Al合金的方法，該方法包括如下工序將Zn-Al合金熔液注入鑄模制造時，隔斷注入熔液和外部氣氛同時進行澆鑄的工序；在澆鑄后的鑄模冷卻過程中，以0.25X:/秒以上的平均冷卻速度在425375匸的溫度范圍進行冷卻，并且以0.02(TC/秒以上的平均冷卻速度在275250。C的溫度范圍進行冷卻的工序；在350°C以上加熱保持后急冷的再加熱工序；在275卩以下進行初軋加工的工序；以及在275'C以下進行溫熱加工的工序。本發(fā)明的Zn-Al合金不僅靜態(tài)變形能優(yōu)異，而且動態(tài)變形能也優(yōu)異，因此最適合作為大型結構物的減震用原材。圖1是表示歷來所使用的Pb制阻尼器的構成的概略說明圖。圖2是表示對150kg級鑄錠進行氣氛加熱時的加熱爐內溫度與板溫度的關系的曲線圖。圖3是Zn-Al合金的狀態(tài)圖。圖4是表示鑄錠內部溫度經時變化(冷卻曲線)的一例的曲線圖。圖5是本發(fā)明的組織(P相分散a相)的5000倍的SEM照片的一例。圖6是本發(fā)明的組織((3相分散a相)中的卩相部分的放大照片的一例。圖7是模式化地表示本發(fā)明的組織中的a相的平均鼎粒徑的測定處的照片。符號說明1鉛鑄造體2均質焊接部3鋼板具體實施例方式首先，就本發(fā)明的Zn-Al合金的組織進行說明。為了使Zn-Al合金顯示出超塑性，需要在a相或a'相中分散有上述|3相的組織(以下統(tǒng)稱為"P分散a相")。P分散cx相與沒有P相析出的(x相完全不同，由于晶粒的移動帶來的塑性變形而能夠顯示出200%以上的延伸率。可是，即使?jié)M足上述要件，但根據(jù)Zn含量而金屬組織會有所不同，在由Zn:3080%、余量Al和不可避免的雜質構成的Zn-Al合金的情況下，宏觀上是a單相組織，具有在各ot相或a'相中細密地分散有卩相的組織。相對于此，Zn為80。/。以上時，如圖3表明，必然成為a+卩的2相的混合組織。即，本發(fā)明規(guī)定的Zn含量為8099%的，會成為粒徑約10pm的粗大P相和有p相細密地分散的a相或a'相相混合的2相組織。在這種由Zn:8099%、余量AI和不可避免的雜質構成的Zn-Al合金的情況下，雖然粗大的|3相在常溫復原現(xiàn)象下只發(fā)揮出65%左右的延性，但是P分散a相發(fā)揮出200%以上的延伸率，從而能夠避免在P相的晶界面發(fā)生應力集中，因此整體顯示出超過160%的延伸率。相對于此，作為內部沒有P的析出的a相和(3相的2相組織(a+p)時，a相、(3相只是顯現(xiàn)出各自的延性，不能顯現(xiàn)出超塑性。另外，粗大的p相發(fā)生常溫復原現(xiàn)象(位錯的復原)，雖然變形阻抗穩(wěn)定，但是延伸率為65%左右。因此，沒有卩的析出的a相和(3相的2相組織(a+(3)，作為整體的延伸率停留在68%左右。優(yōu)選這種沒有卩析出的a相和粗大的卩相不存在，但是如果具有能夠發(fā)揮出超塑性的P分散a相的組織，則在不損害本發(fā)明的效果的范圍內，也可以混有沒有(3析出的a相和粗大卩相。這里，粗大卩相也包含后述那樣的片層組織。成為在室溫下發(fā)揮出延伸率超過160%的室溫超塑性(靜態(tài)變形能)的本發(fā)明的Zn-Al合金，就要是在a相或a'相中細密地分散有(3相的組織，越微細則越容易發(fā)揮出超塑性，因此，優(yōu)選a相或a'相的平均晶粒徑為5pm以下，特別優(yōu)選為3.5,以下。為了使Zn-Al合金的動態(tài)變形能達到良好，需要實現(xiàn)粗大Al系夾雜物以及宏觀偏析和微觀偏析的降低，孔隙尺寸的微細化。(Al系夾雜物的最大徑以圓當量直徑計為50pm以下)粗大的Al系夾雜物成為破壞的起點不但使動態(tài)變形能降低，而且靜態(tài)變形能降低，因此，需要極力使這樣的Al系夾雜物不存在，在本發(fā)明中，將Al系夾雜物的最大徑以圓當量直徑計規(guī)定為5(Him以下。該最大徑優(yōu)選為20pm以下。還有，Al系夾雜物主要指A1203。(Al的宏觀偏析低于3.0%、Al微觀偏析低于2.0%)宏觀偏析是鑄錠的從上到下(topbottom)的偏析(鑄錠整體大范圍發(fā)生的偏析)，在本發(fā)明中需要這部分的Al濃度與平均Al濃度的差低于3.0%(即，宏觀偏析低于3.0%)。優(yōu)選為2%以下。另一方面，微觀偏析雖然是以晶粒個數(shù)量計為數(shù)范圍內發(fā)生的偏析，但是在本發(fā)明中需要使該部分的A1濃度與平均A1濃度的濃度差低于2.0Q/。。優(yōu)選為1%以下。(孔隙大小)粗大的孔隙成為破壞的起點，同Al系夾雜物一樣，不但會使動態(tài)變形能降低，而且還使靜態(tài)變形能降低，因此需要極力使這樣的孔隙不存在,在本發(fā)明中，將孔隙的最大徑以圓當量直徑計規(guī)定為0.5mm以下。該最大徑優(yōu)選為0.3mm以下。特別是13相的平均晶粒徑大時，推薦孔隙的最大徑為0.3mm以下。在本發(fā)明中，如上述宏觀偏析和微觀偏析都滿足上述要件，再通過極力使孔隙不存在，則能夠獲得良好的高速變形(動態(tài)變形能)，欠缺其中的任何一個要件都不能達成本發(fā)明的目的。接下來，就本發(fā)明的Zn-Al合金的化學組成進行說明。本發(fā)明的Zn-Al合金的成分組成為，Zn含有率為3099%(優(yōu)選為5099%，更優(yōu)選為7099%)，余量是Al和不可避免的雜質。其中，特別優(yōu)選Zn-22%A1共析合金。如前述圖3的Zn-Al合金的狀態(tài)圖所示，因為Al的含有率為22%時有共析點，所以最容易進行組織控制，也容易使超塑性顯示。另一方面，在上述范圍中，隨著Zn的含有率變小，f3析出量減少，即使由晶粒的移動帶來的塑性變形發(fā)生，仍有延伸率降低的傾向。而且，當Zn的含有率低于30%時，即使按本發(fā)明的條件進行處理，仍不能顯現(xiàn)出超過100%的延伸率，因此不為優(yōu)選。還有，在所述圖3中，ct相是主成分為Al的面心立方晶格的結晶區(qū)域，ct'相是主成分為Zn的面心立方晶格的結晶區(qū)域，(3相是Zn為主成分的密集六方晶格的結晶區(qū)域，而且L表示液相。本發(fā)明的Zn-Al合金如果滿足上述要件，則也可以在不損害滯后(hysteresis)的穩(wěn)定性的范圍內，以使定常應力不會因加工量、應變速度而過分變化的方式而含有強化元素Cu、Si、Mn、Mg。另外，為了延伸率的提高，也可以添加有結晶微細化有效的Zr、TiB。接下來，針對用于高效率獲得滿足上述要件的Zn-Al合金的方法進行詳述。(澆鑄工序將Zn-Al合金熔液注入鑄模而制造時，隔斷注入熔液與外部氣氛)將Zn-Al合金熔液注入鑄模而制造時，通過隔斷注入熔液與外部氣氛同時進行澆鑄，能夠抑制與氧的結合，因此，作為結果是能夠抑制A1203的粗大化，能夠將Al系夾雜物的最大徑以圓當量直徑計抑制在5(Him以下.作為隔斷的方法，具體來說有效的方法有，使?jié)茶T時的周圍氣氛為真空氣氛和Ar氣氣氛(Ar封閉)，和使?jié)茶T嘴浸漬有熔液中(澆鑄嘴浸漬)。(澆鑄后的鑄模冷卻過程(I):以0.25'C/秒以上的平均冷卻速度在425375r的溫度范圍冷卻)在澆鑄后的鑄模冷卻過程中，通過以0.25。C/秒以上的平均冷卻速度在相當于固液2相區(qū)域的425375匸的溫度范圍進行冷卻，能夠抑制成為宏觀偏析的原因的粗大凝固組織的生成。即，通過以比較快的冷卻速度對上述的溫度范圍進行冷卻，能夠抑制Al的結晶物粗大化，并抑制由此造成的粗大凝固組織的生成。上述平均冷卻速度優(yōu)選為0.3(TC/秒以上。(澆鑄后的鑄模冷卻過程(II):以0.02(TC/秒以上的平均冷卻速度在27525(TC的溫度范圍冷卻)在澆鑄后的鑄模冷卻過程中，通過以0.02(TC/秒以上的平均冷卻速度在相當于oc+P的2相區(qū)域的27525(TC的溫度范圍進行冷卻，能夠抑制析出的P相大小的粗大化，能夠抑制以a相內的粗大P相為主要原因的微觀偏析。即，通過以比較快的速度對上述的溫度范圍進行冷卻，能夠抑制Zn和Al的析出物的粗大化，并抑制由此造成的粗大卩相(l(Him以上)的生成，從而得到細密地分散的(3相。上述平均冷卻速度優(yōu)選為0.025°C/秒以上。(再加熱工序在35(TC以上加熱保持后急冷)如上述，在鑄模內冷卻過程中通過加速冷卻速度，能夠一定程度上抑制粗大凝固組織的生成，但是為了進一步抑制該生成，在上述冷卻后進行再加熱，這在實現(xiàn)均質化上有效。為了充分地實現(xiàn)均質化，可以使均熱溫度為35(TC以上。但是若變成39(TC以上，則鑄錠有可能熔解，因此優(yōu)選低于39(TC。另外，再加熱時的上述溫度下的保持時間，例如為50kg以下小型鑄錠的情況下，其在1小時左右就被充分地均質化，不過若是例如150kg級或以上的大型鑄錠，則需要使合金整體在35(TC以上并保持較長時間。圖2是表示對150kg級的Zn-Al鑄錠進行加熱(氣氛加熱)時的加熱爐內溫度與板溫度的關系，但為了使板溫度為35(TC以上，可知需要8小時的加熱時間。這是由于(3相粒子在a相基體內再固溶時吸熱量過大，鑄錠吸收了來自外部的熱量，大型鑄錠的情況下不得不長時間進行氣氛加熱。由此也考慮進行高頻加熱。因為高頻加熱是進行強制性的加熱，所以也可以不必長時間的加熱，但大型鑄錠的情況下這在工業(yè)上成為成本上升的要因。在上述35(TC以上加熱保持后急冷。在再加熱時通過保持在350'C以上，能夠將(3相封閉在a相內而防止微觀偏析，為了得到該組織的合金，需要在再加熱后(均熱后)進行急冷。急冷除了進行至室溫以外，也可以急冷至后述的初軋加工溫度。通過從上述組織狀態(tài)進行急冷，能夠抑制從cx'相到穩(wěn)定的a相的移動，在宏觀水平抑制卩相擴散至2相分離的程度。其結果是通過達到在a相內使卩相析出的狀態(tài)，得到能夠發(fā)揮超塑性的(3分散a相組織。上述所謂急冷是指冷卻速度為10。C/秒以上，具體來說優(yōu)選水冷。這是由于爐冷(O.rC/秒以下)和空冷(低于l(TC/秒)時，p相擴散，遍及整個面而成為片層狀組織。這是由于若在此階段整個面形成片層組織，則在下述加工處理中的加工率低時，容易使a相和p相的微細化不充分，窒溫下的延伸率停留在100140%左右，而不能確實地達成超過160%的延伸率。優(yōu)選極力不使片層組織極存在，但在不損害特性的范圍內，組織的一部分中也可以存在片層組織。這種情況下，片層組織的大小優(yōu)選為30pm左右，以面積率計優(yōu)選為20%以下。(初軋加工工序在275。C以下的溫度進行初軋加工)均熱后，在急冷階段得到(3分散a相，(x相和a'相為102,左右，(3相晶粒優(yōu)選為5^im以下，特別優(yōu)選為0.050.1^im左右。這樣的組織雖然在約10015(TC的高溫域會顯示出所謂超塑性的180%以上的延伸率，但是在室溫下卻顯示不出這樣的延伸率。為了在室溫下顯現(xiàn)出所謂超塑性這樣的延伸率，需要在均熱-急冷后施加物理的外力，使a和a，相晶粒、還有存在于a相或a，相中的p相微細化，并且消滅孔隙。因此在本發(fā)明中，為了消滅孔隙，必須在所述再加熱*急冷后，以275'C以下的溫度進行初軋加工(鍛造等)后，再進行溫熱加工。之所以將初軋加工溫度作為275'C以下，如上述圖3所示，是由于若超過275t:則組織相變，形成的(3分散a相有可能再度變成a和a'相和卩相的2種組織。優(yōu)選在20(TC以下進行初軋加工。另一方面，若加工溫度過低，則存在產生加工裂紋的可能性，因此推薦在IOO'C以上進行初軋加工。還有，在本發(fā)明中，通過這樣進行初軋加工和溫熱加工，能夠實現(xiàn)組織的超微細化，因此不需要再進行冷加工。在本發(fā)明中，可以在初軋加工后不使之冷卻，而是使合金溫度為高溫的狀態(tài)繼續(xù)進行溫熱加工，另外也可以在初軋加工后即刻冷卻到室溫，之后再進行溫熱加工，但為后者時，需要使初軋加工后的冷卻速度為大約3"C/秒以上來進行冷卻。其理由與再加后的冷卻同樣，是為了固定已經得到的P分散a相，具體來說優(yōu)選進行水冷。(溫熱加工工序以275。C以下的溫度進行溫熱加工)溫熱加工需要在275i:以下進行。如所述圖3所示，這是由于若超過275'C則組織相變，形成的P分散a相有可能再度變成a和a'相和|3相的2種組織。優(yōu)選在200'C以下進行溫熱加工。另一方面，若溫熱加工溫度過低，則存在產生加工裂紋的可能性，因此推薦在IO(TC以上進行溫熱加工。上述溫度加工只要是為了晶粒微細化而施加外力的工序即可，具體來說可列舉鍛造、壓出、拉絲加工等。溫熱加工后以約3。C/秒以上冷卻至室溫即可。具體來說優(yōu)選進行水冷。這與再加后的冷卻同樣是為了固定已經得到的(3分散a相，若這時的冷卻速度慢，則P分散a相粗大化，沒有發(fā)現(xiàn)室溫下的超塑性。本發(fā)明的Zn-Al合金，其硬度與軟鋼同等或較之稍軟一些，因此也能夠在螺栓連接、鉚接等的一般性的接合技術中使用，并能夠容易地進行與建筑結構物等的接合。但是，在如釬焊這樣的施加熱而進行接合時，需要將加熱溫度抑制在25(TC以下，優(yōu)選抑制在IOO'C以下。這是由于如上述，在25(TC以上時組織有可能相變，另外如果加熱到IO(TC以上之后不進行急冷，則好不容易得到的微細組織粗大化，存在延伸率在室溫下難以確保超過160%的情況。以下，通過實施例更詳細地說明本發(fā)明，但下述實施例并沒有限定本發(fā)明的性質，按照前后述的宗旨進行設計變更的平均包含在本發(fā)明的技術范圍內。實施例1采用截面形狀為長200mmX寬350mm的鐵制鑄模或銅制鑄模，在空冷或水冷的兩方的條件下，對Zn-22%A1合金熔液進行鑄造。還有，對其一部分(后述表1的No.12)采用截面形狀為200mm角的水冷銅鑄模進行連續(xù)鑄造。這樣，得到合金成分容易發(fā)生宏觀偏析的Zn-22%A1(合計雜質量0.5%以下)的鑄錠(鑄錠大小180kg)。還有，鑄錠的冷卻舉動是在距各鑄錠的底面300mm的位置(截面中心位置)設置熱電偶來測定。圖4中顯示鑄錠內部溫度的經時變化(冷卻曲線)的一例。根據(jù)上述冷卻曲線，計算出固液2相域(425375°C)的冷卻速度(平均冷卻速度1)、和(3析出開始點溫度(275250°C)的冷卻速度(平均冷卻速度2)。另外，鑄錠封閉(與外部氣氛的隔斷)是在裝錠(ingotcharge)時，對鑄模內部與模具(卜二)事先進行Ar封閉。另外，在連續(xù)鑄造時，通過使?jié)茶T嘴浸漬在熔液內而進行封閉。將得到的Zn-Al合金的鑄錠用大氣爐再加熱(均熱)至表l所示的溫度，在該溫度下保持1小時或8小時。該保持時間是在大氣爐中使鑄錠表面接觸熱電偶，板溫達到規(guī)定的溫度之后的時間。再加熱后，從爐中取出鑄錠后即刻水冷至初軋加工溫度，然后以表1所示的加熱溫度，使用400噸液壓沖壓機，開坯(鍛造)為厚350mmX寬200mmX長450mm，其后進行水冷(不進行初軋加工時，再加熱后水冷至室溫)。而后進行溫熱加工(等溫軋制)并水冷，得到板厚20mm的合金板。<table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table>根據(jù)下述方法評價如此得到的Zn-Al合金的特性。[特性評價]對于上述得到的板材，用電子顯微鏡觀察其金屬組織，測定a(含a，)的粒徑。詳細地說，是以5000倍的倍率對磨光(buffing)后實施了蝕刻的合金試料進行SEM(scanningelectronmicroscope)觀察，拍攝3張顯微鏡照片。在各張照片中，任意拉出3條100,長的直線，將通過各a相的直線部的長度作為各a相的粒徑。在各張照片、各條直線中，將其平均而作為a相的圓當量粒徑。還有，根據(jù)a相的大小，將觀察倍率適當?shù)卦?00010000倍變化，使直線長度為50(^m、50|im，同樣地來測定a相的圓當量粒徑。(圖7)另夕卜，提取厚度為10mm的JIS5號試驗片，使標距為50mm，十字頭速度(crossheadspeed)為5mm/分(應變速度為1.67X10—Vs:準靜態(tài)變形能)和250mm(應變速度為8.33X10—2/s:動態(tài)變形能)進行抗拉試驗。測定抗拉強度TS和斷裂時的延伸率(斷裂延伸率)，評價各合金的靜態(tài)特性(低速變形時的抗拉強度TS和斷裂延伸率)和動態(tài)特性(高速變形時的抗拉強度TS和斷裂延伸率)。Al系夾雜物的最大徑以如下方式求得。g卩，用光學顯微鏡以1000倍的倍率對軋制原材(厚度18mm，上述磨光后的)的軋制橫向100mm位置進行觀察，拍攝3張顯微鏡照片，其中最大的粒徑(圓當量直徑)判斷為Al系夾雜物的最大粒徑。宏觀偏析和微觀偏析根據(jù)下述的方法評價。以能夠觀察到從鑄錠的上部到下部的剖面的方式切割軋制材任意的2處，從鑄錠上的表層部和1/2t部(t:軋制材的板厚)、鑄錠中間高度的表層部和1/2t部、鑄錠下部的表層部和1/2t部的6處提取試驗片，測定各個部位的A1濃度，將從目標的A1濃度(22%)偏移的最大值作為宏觀偏析進行評價。(微觀偏析)對于宏觀評價中提取的2處試料的任意一個，用EPMA(電子探針微區(qū)分析儀)對任意的lmm長度進行線形分析(電子束直徑10pim)，評價Al濃度的變動在此測定范圍內是否處于2%以內。(孔隙評價方法)準備標準試樣(50mm角材)，以35(TC再加熱10小時后進行HIP處理而完全除去孔隙后，使直徑0.5mm和0.3mm的鉆孔位于標準試料片中央，進行該試料的UT檢查(超聲波探傷檢查)，調査能夠檢測該直徑0.5mm和0.3mm的孔隙的UT噪聲級(noiselevel)。然后，進行各試料(厚20mm的軋制材)的UT檢査，關于發(fā)生了上述噪聲級以上的噪聲的，確認為存在直徑0.5mm和0.3mm以上的孔隙。只存在0.3mm以下的孔隙的為，只存在0.5mm以下的孔隙的為O，并顯示在下述表2中。[表2]<table>tableseeoriginaldocumentpage15</column></row><table>由表1和表2能夠進行如下考察。首先，No.5、7、8、12、14因為全部滿足本發(fā)明規(guī)定的要件，所以可知動態(tài)的特性和靜態(tài)的特性均優(yōu)異。其中，特別是No.5、14可知，通過使用水冷銅鑄模而達成規(guī)定的冷卻速度，從而使宏觀偏析和微觀偏析降低，即使是熔解量為180kg的大型鑄錠，也能夠得到良好的變形特性。還有，No.7、8雖然滿足本發(fā)明的要件，但是開坯(鍛造)溫度低，存在發(fā)生鍛造裂紋的可能性。因此如上述，優(yōu)選在20(TC以上進行初軋加工(鍛造)。No.l7雖然(3相的晶粒徑比3pm大，但a相的粒徑比5pm小，沒有0.3mm以上的孔隙，因此能夠得到良好的變形特性。相對于此，No.l、2、4、6、911、13、15、16欠缺本發(fā)明規(guī)定的某一要件，靜態(tài)特性和動態(tài)特性的至少一個特性劣化，或存在鍛造裂紋的危險性。詳細地說，No.l、2、10因為平均冷卻速度1、2慢，所以宏觀偏析和微觀偏析大，靜態(tài)特性和動態(tài)特性均變低。No.6因為溫熱加工(軋制)溫度過高，所以金屬組織粗大化，結果是延伸率降低。No.9因為初軋加工(鍛造).溫度過高，所以金屬組織粗大化，成為靜態(tài)特性和動態(tài)特性均不為優(yōu)選的結果。No.ll、16因為沒有進行熔液與外部氣氛的隔斷，所以A1夾雜物變大而動態(tài)特性劣化。另外，No.4因為再加熱溫度低，另外沒有進行初軋加工(鍛造)，所以微觀偏析變大，并且未實現(xiàn)組織的微細化，靜態(tài)特性和動態(tài)特性均差。No.13因為再加熱溫度低，所以微偏析變大，另外金屬組織也粗大化，靜態(tài)特性和動態(tài)特性也都降低。Nal5因為a相的尺寸大，所以成為靜態(tài)特性和動態(tài)特性均差的結果。還有，No.3是原先提出的將上述P相抑制在0.05pm以下的參考例，可知即使有孔隙存在，但靜態(tài)特性和動態(tài)特性仍都優(yōu)異。權利要求1.一種高速變形特性優(yōu)異的Zn-Al合金，是以質量％計含有Zn30～99％，余量由Al和不可避免的雜質構成的Zn-Al合金，其特征在于，是在α相或α’相中細密地分散有β相的組織，α相或α’相的平均晶粒徑為5μm以下，Al系夾雜物的最大徑以圓當量直徑計為50μm以下，并且不存在以圓當量直徑計為0.5mm以上的孔隙，并且，Al的宏觀偏析低于3.0％，Al的微觀偏析低于2.0％。2.根據(jù)權利要求1所述的高速變形特性優(yōu)異的Zn-Al合金，其特征在于，卩相的平均晶粒徑為3,以下，更優(yōu)選為0.1pm以下。3.—種高速變形特性優(yōu)異的Zn-Al合金的制造方法，其特征在于，包括在將Zn-Al合金熔液注入鑄模進行制造時，將注入熔液和外部氣氛隔斷，并同時進行澆鑄的工序；在澆鑄后的鑄模冷卻過程中，以0.25。C/秒以上的平均冷卻速度在425375。C的溫度范圍進行冷卻，并且以0.02(TC/秒以上的平均冷卻速度在27525(TC的溫度范圍進行冷卻的工序；在350°C以上加熱保持后進行急冷的再加熱工序；在275X:以下進行初軋加工的工序；以及在275°C以下進行溫熱加工的工序。全文摘要提供一種不僅靜態(tài)變形能優(yōu)異而且動態(tài)變形能也優(yōu)異，還能夠在大型結構物上應用的Zn-Al合金及其有效的制造方法。是含有Zn30～99％(質量％的意思，下同)，余量由Al和不可避免的雜質構成的Zn-Al合金，是在平均晶粒徑為5μm以下的α相或α’相中細密地分散有β相的組織，Al系夾雜物的最大徑為50μm以下，并且不存在以圓當量直徑計為0.5mm以上的孔隙，并且，Al的宏觀偏析低于3.0％，Al的微觀偏析低于2.0％。文檔編號C22C18/00GK101194035SQ20058004970公開日2008年6月4日申請日期2005年6月1日優(yōu)先權日2005年6月1日發(fā)明者古田誠矢,槙井浩一,高木敏晃申請人:株式會社神戶制鋼所