人们知道，金属材料的晶粒越小，金属材料的强度、韧性和耐腐 蚀性越高。当金属材料的晶粒尺寸不超过几个微米时，虽然在室温下 表现出极高的强度，但是在特定的加热条件下产生超塑性现象并且可 加工性显著提高。
根据超塑性的一般定义，认为超塑性是多晶材料伸展变形中的一 种现象，变形应力显示出高的应变依赖性并且在不发生局部收缩的情 况下可表现出不小于百分之数百的巨大延伸率。具体地，据认为具有 等轴晶粒且晶粒不大于10μm的材料，在不小于以绝对温度表示的熔 点的1/2的温度下并以大约10-4/s的应变速率变形时，在不超过10 MPa的变形应力下表现出巨大的延伸率。
作为铁质材料和非铁金属材料的晶粒细化方法，已知的方法包括， 涉及添加抑制晶粒生长的元素的方法，涉及通过热-机械处理利用相 变，析出和再结晶的方法，涉及施加大的剪切加工的方法等等(参见 例如JP2003-041331A，JP2002-194472A，JP2002-105568A，和 JP2000-271693A)。
对于铁质材料，涉及通过热-机械利用相变，析出和再结晶的方法 是有效的而且在实验室规模下得到了小于1μm的细晶粒组织。然而， 工艺可以简化到何种程度以便适应大规模生产是一个问题。
另一方面，对于非铁金属材料特别是铝，迄今为止难以得到不大 于10μm的均匀细晶粒组织。在日本，制造不大于3μm的细晶粒组织 是New Energy Development Organization(NEDO)的一个项目，自 1997年以来已经进行了一个五年计划。该项目的基本技术是涉及向材 料施加大的剪切加工的方法。
近年来，在笔记本个人电脑和移动电话中使用了轻质且坚韧的镁 合金，该合金具有高的吸振特性。然而，镁的晶体结构是密排六方结 构，在室温下该结构具有低的延伸性而且难于进行例如压制等二次加 工。因此，镁的缺点是如果不通过模铸和触变铸造进行成型则不能获 得良好品质的零件和壳体。制造方法的这些限制使镁合金的应用有限。
此外，镁合金强度的不足是镁合金不能进一步用于交通工具如汽 车和飞机的部分原因。
为了解决这个问题，对获得不大于1μm的细晶粒的技术开发进行 了研究。这些技术中的一种是涉及如同对铝那样施加大的剪切加工的 方法。
尽管在金属材料中，通过轧辊进行挤压和轧制是施加大的剪切加 工的一般方法，但是近年来已经对ECAP工艺(equal-channel-angular pressing process)等进行了研究。
在挤压加工中，从具有特定形状开口的模具挤压出坯料或板坯， 并且通常采用通过模具开孔挤压坯料或板坯的直接方法。例如，在纯 镁的情形中，挤压加热到350℃至400℃的坯料或板坯。然而，与铝相 比，坯料温度与挤压速度之间的平衡是困难的，而且纯镁具有这样的 缺点：既使当温度稍低也不能对该材料进行挤压，且当温度升高时发 生氧化。在Mg-Al-Zn合金(AZ合金)等情形中，进一步的精确控制 是必需的。
通过轧辊进行轧制的方法是在一个方向上释放金属材料同时通过 上轧辊和下轧辊对其进行压制，并且研究了反复轧制结合 (accumulative roll bonding)，低温轧制，使用不同圆周速率的轧 制，熔融金属轧制、温热轧制等等。
在反复轧制结合中，将轧制板沿长度方向一分为二并对其进行如 脱脂的表面处理，随后，将该两块板相互叠置然后再次进行轧制。虽 然这种方法的特征是可以在不改变板厚的情况下进行大的剪切加工， 但是它的缺点是生产成本高昂。
低温轧制是在液氮温度下进行轧制的方法，在这个温度下，轧制 中引入的应变尽可能地不恢复，随后，通过快速加热以形成细的再结 晶晶粒。然而，没有得到充分的效果。
使用不同圆周速率的轧制是通过改变上轧辊和下轧辊的圆周速率 向材料施加大的剪切加工的方法。由于在无润滑的情况下进行轧制， 因此材料易于受到不均匀剪切力的作用，而且这种方法的缺点是材料 的表面粗糙化。
熔融金属轧制是通过将熔融金属注入水冷轧辊或通过其它方式使 其快速冷却的方法，其中添加的元素以过饱和方式以固溶态溶解在熔 融金属中。虽然添加的元素可以有效促进结晶核的形成同时抑制晶粒 生长，但是易氧化的金属材料需要彻底的气氛调节。因此，这种方法 不适合于大量生产。
温热轧制是在不低于再结晶温度的热轧温度和冷轧的室温之间的 中间温度下进行轧制的方法。例如，在向Al-Zn-Mg-Cu合金中添加适 量Zr得到的合金中，获得了细晶粒结构。因此，在一些合金中已确定 了这种轧制方法的效果。然而，中间温度的控制非常困难并且对于是 否可以在其它金属材料中得到效果仍存在许多不明之处。
ECAP方法是将坯料或板坯放入具有特定角度的孔的模具中，进行 压制和挤压由此向该坯料或板坯施加大的剪切力。这种方法引起了人 们的注意，因为它是一种非常有效的获得细晶粒组织的方法。然而， 由于接受大剪切力的坯料或板坯非常坚硬，难于进行如轧制的二次加 工。如果为了提高可加工性进行热轧，会发生晶粒生长，且实际水平 下足够的强度和韧性以及高的延展性将不再令人满意。这就是目前的 状况。
顺便提及，作为弥补ECAP工艺缺点的方法，提出了连续剪切变形 工艺(Conshearing工艺)，其中使ECAP工艺连续进行(Saitou和其 它二人，“Proposal of Novel continuous High Straining Process- Development of Conshearing Process，”Advanced Technology of Plasticity，第III卷，Proceedings of the 6th International Coference of Technology of Plasticity，1999年，9月19日-24 日，第2459-2464页)。
所有方法都涉及对制成的坯料等进行大的剪切加工，并且剪切加 工需要极大的应力或者不能维持金属材料的初始形状。

提出本发明以解决现有技术中的上述问题，并且本发明的目的是 提供制造高强度超塑性材料的方法，该方法使得容易地获得具有细晶 粒构成的金属组织的高强度超塑性材料成为可能。
在本发明的高强度超塑性材料的制造方法中，通过向金属材料施 加超声波然后在以绝对温度表示的金属材料熔点乘以0.35至0.6得到 的温度下对该金属材料进行热处理解决了上述问题。
在许多情形中，当向金属材料施加振动时，振动会随时间减弱并 且会最终停止。振动的减弱存在两种机制。一种被称为外部摩擦，并 且这种机制是振动能量通过空气等从振动金属释放到外部。另一种机 制是内部摩擦，并且这种机制是在金属材料内部振动能量转变成热、 应变等。内部摩擦也被称为减震能力。
根据振动能量的转变机制，将减震能力分为下列4种：
(1)母相和第二相界面处产生的粘性流体或塑性流体引起的减震 能力。
(2)磁畴壁的不可逆移动引起的减震能力。
(3)位错由于杂质原子从固着点脱离引起的减震能力
(4)母相和马氏体相边界处转变孪晶界的移动引起的减震能力。
在减震能力特别大的金属材料中，部分振动能量以热量形式或通 过任意上述分类的(1)至(4)转变机制积累成应变而消耗。在积累应变 的金属材料中，引入了大的应变，该应变相当于或大于机械方式施加 剪切的情形中的应变。因此，可以认为如果在以绝对温度表示的金属 材料熔点乘以0.35至0.6得到的温度下对该金属材料进行热处理，这 时在由晶格缺陷的重构或晶格缺陷的相互结合与消去引起的能量释放 过程中，金属材料的组织转变成由等轴细晶粒构成的再结晶组织。
具有大减震能力的金属材料通常是指比衰减率(SDC)不小于10％ 的那些金属材料，并且通常称之为高减震金属材料等。在纯金属中， Mg，Ni和Fe具有大的比衰减率。在合金中，Mg合金，Mn-Cu合金， Mn-Cu-Al合金，Cu-Zn-Al合金，Cu-Al-Ni合金，Fe-Cr合金(12Cr钢)，Fe-Cr-Al合金，Fe-Cr-Mo合金，Co-Ni合金，Fe-Cr-Al-Mn合 金，Ni-Ti合金，Cu-Zn-Al合金，Al-Zn合金，耐晶粒间腐蚀的18-8 不锈钢，Fe-C-Si合金(通过轧制片状石墨铸铁或球状石墨铸铁得到 的轧制铸铁)等，这些合金具有大的比衰减率并且被称为高减震合金， 吸震合金，防震合金等等。
如下式所示，比衰减率通过振动物体每个周期的振动能量损失率 来表示：
SDC(％)＝(ΔW/W)×100
其中W是振动能量而ΔW是一个周期内损失的能量。
在比衰减率不小于10％的高减震金属材料中，Mg或Mg合金最适于 应用本方法。所有金属材料中Mg具有最大的减震能力并且具有不小于 60％的比衰减率，在Mg中振动能量容易积累成应变，并且通过在适当 温度下进行热处理，可以获得由细晶粒构成的再结晶组织。Mg具有相 对小的强度和耐腐蚀性。然而在通过添加Al，Zn，Zr等在这方面对其 进行改良的Mg合金中，尽管减震能力低于Mg，但由于添加元素的效 果产生的协同效应，部分超声振动能量积累成应变并且通过热处理得 到细晶粒构成的再结晶组织。因此，较高的强度和超塑性可以相互共 存。
对于Mg合金，Mg-Al合金，Mg-Al-Zn合金，Mg-Zr合金，Mg-Zn-Zr合金，Mg-Mg2Ni合金，Mg-RE-Zn(RE是稀土元素)，Mg-Ag-RE合金 (RE是稀土元素)，Mg-Y-RE合金(RE是稀土元素)等被认为是实用 的合金。由于当Al的加入量增加时减震能力降低，因此在Mg-Al合金 和Mg-Al-Zn合金之中，Mg-10％Al合金(Al100)，Mg-9％Al-1％Zn合 金(AZ91)，Mg-6％Al-3％Zn合金(AZ63)等的比衰减率小于10％。
正如上文振动能量转变机制(3)中所述，可以认为施加到Mg或Mg合金上的超声振动能通过位错由于杂质原子从固着点脱离或变形孪晶 的产生被吸收。
对于施加了超声波的金属材料，由于在以绝对温度表示的金属材 料的熔点乘以0.35至0.6得到的温度下进行热处理而再结晶。在高于 以绝对温度表示的熔点乘以0.6得到的温度下，存在抑制再结晶晶粒 生长的能量损失并且控制困难。在低于以绝对温度表示的熔点乘以 0.35得到的温度下，只发生应变回复并且不形成再结晶晶粒，其中应 变回复是一部分金属材料中的应变消失的现象。
实际上，结晶温度是经过冷加工的金属组织通过一小时热处理完 全转变成具有新的再结晶晶粒的组织的温度，并且这个温度是一个根 据金属材料的种类和纯度，内应变程度等变化的特征值。然而，当内 应变增加时，存在结晶温度汇集到一特定温度的趋势。即可以认为经 过大内应变的金属材料中，使用上述温度范围作为粗略的标准，通过 实施控制可抑制晶粒的生长，结果易于得到需要的高强度超塑性材料。
本发明的最佳实施方式
对金属材料的形状没有具体的限制。可以使用例如固化粉末坯， 或板材，棒材和管材，这些材料是锻造材料或通过压制形成要求形状 得到的成形体。固化粉末坯是通过对粉末烧结体或粉体进行压制剪切 制成的固化坯，锻造材料是将铸件或熔化后凝固的金属材料压制或挤 压成要求形状得到的物体。
作为向金属材料施加超声波的方法，可以利用的方法是例如将与 超声振动器相连的喇叭(horn)与金属材料紧密接触并施加超声波一 定的时间。为了确保振动从喇叭有效传递到金属材料，还可以在喇叭 和金属材料之间施加油脂。然而，必须使用不易变质或不易引燃的安 全油脂。例如可以使用硅脂。
此外，还可以通过中间介质传递振动，例如将金属材料放入水中 或有机溶剂中并使喇叭发出的振动通过水或该有机溶剂传递的方法， 还可以使用与上文所述的方法不同方法，只要该方法可确保有效且安 金的传递。
对于超声波的频率，输出和作用时间，必须通过适当考虑金属材 料的熔点，比衰减率，尺寸等来确定最佳值。例如，在高减震Mg合金 Mg-3％Al-1％Zn合金(AZ31)的伸长材料(elongated material)的情 形中(20mm×50mm×1.25mm)，可以使用直径22mm的钛合金喇叭施加 频率为19kHz且输出为200W的超声波5到60秒。
将已施加超声波的金属材料在再结晶温度下加热1小时。例如， 将再结晶温度预计为180至230℃的AZ31在230℃下于真空中加热1 小时。如果不在真空中，则优选在氩气气氛中加热AZ31。如果在氮气， 氢气或氧气中加热AZ31，AZ31会与这些元素形成化合物，从而损害表 面性能和机械性能。顺便提及，如果使用耐氧化金属材料则允许在空 气中进行加热。
施加超声波之后，再结晶的金属材料保持其初始形状并且晶粒尺 寸变成施加超声波之前晶粒尺寸的1/10至1/150。例如，对于AZ31 的伸长材料(20mm×50mm×1.25mm)，该材料的尺寸无变化但从晶粒 尺寸为150至200μm的晶体组织变成1至15μm的等轴晶体组织。因 此，可以将这种AZ31改良成具有高强度且表现超塑性的AZ31材料。
根据上文所述本发明的高强度超塑性材料的制造方法，可以获得 高强度超塑性材料，该材料的内部组织均匀并且该材料是在不改变金 属材料形状的情况下由细晶粒组织形成。
[实施方案1]
作为金属材料，使用具有外圆切削刃的切割机从工业纯铝(JIS 合金编号：1100)制伸长材料上切出20mm×50mm×1.25mm的试件，并 用乙醇迅速清洁试件的表面。
使用超声波均质机作为超声波施加装置，向直径22mm的钛合金喇 叭的端面涂覆适量硅脂，然后利用夹具将上述工业纯铝制伸长材料的 试件压在该端面，施加19kHz和300W的超声波振动60秒。重复该操 作三次。
将施加过超声波的工业纯铝制伸长材料的试件置于真空加热炉 中，并使用5Pa的真空度和468K的加热温度进行1小时的热处理，即 加热温度/熔点＝0.50。
在工业纯铝制伸长材料的试件中几乎没有观察到由于上述处理引 起的变形和尺寸改变。
经过热处理的工业纯铝制伸长材料的拉伸强度是180MPa，在473K 下并且以10-4/s的应变速率研究断裂延伸率时，延伸率显示为150％。 因此，显然产生了超塑性现象。
此外，当切出10mm×10mm×1.25mm的用于组织观察的试件，并用 0.5％王水腐蚀后在光学显微镜下进行偏振光简单观察时，晶粒尺寸约 为15μm。这个值是施加超声波之前晶粒尺寸150μm的1/10。
[实施方案2]
作为金属材料，使用具有外圆切削刃的切割机从工业纯铁制冷轧 材料上切出20mm×50mm×1.25mm的试件，并用乙醇迅速清洁试件的表 面。
使用超声波均质机作为超声波施加装置，向直径22mm的钛合金喇 叭的端面涂覆适量硅脂，然后利用夹具将上述工业纯铁制冷轧材料的 试件压于该端面，施加19kHz和300W的超声波振动60秒。
将施加过超声波的工业纯铁制冷轧材料的试件置于真空加热炉 中，并使用5Pa的真空度和923K的加热温度进行1小时的热处理，即 加热温度/熔点＝0.51。
在工业纯铁制冷轧材料的试件中几乎没有观察到由于上述处理引 起的变形和尺寸改变。
经过热处理的工业纯铁制冷轧材料的拉伸强度是700MPa，在923K 下并且以10-3/s的应变速率研究断裂延伸率时，延伸率显示为200％。 因此，显然产生了超塑性现象。
此外，当切出10mm×10mm×1.25mm的用于组织观察的试件，并用 1％的硝酸乙酯(ethanol nitrate)溶液腐蚀后在光学显微镜下进行偏 振光简单观察时，晶粒尺寸约为10μm。这个值是施加超声波之前晶 粒尺寸150μm的1/15。
[实施方案3]
作为金属材料，使用具有外圆切削刃的切割机从AZ31制伸长材料 上切出20mm×50mm×1.25mm的试件，并用乙醇迅速清洁试件的表面。
使用超声波均质机作为超声波施加装置，向直径22mm的钛合金喇 叭的端面涂覆适量硅脂，然后利用夹具将上述AZ31制伸长材料的试件 压在该端面，施加19kHz和200W的超声波振动15秒。
将施加过超声波的AZ31制伸长材料的试件置于真空加热炉中，并 使用5Pa的真空度和503K的加热温度进行1小时的热处理，即加热温 度/熔点＝0.54。
在AZ31制伸长材料的试件中几乎没有观察到由于上述处理引起 的变形和尺寸改变。
经过热处理的AZ31制伸长材料的拉伸强度是300MPa，在503K下 并且以10-2/s的应变速率研究断裂延伸率时，延伸率显示为100％。 因此，显然产生了超塑性现象。
此外，当切出10mm×10mm×1.25mm的用于组织观察的试件，并用 1％的硝酸乙酯溶液腐蚀后在光学显微镜下进行偏振光简单观察时，晶 粒尺寸约为5μm。这个值是施加超声波之前晶粒尺寸150μm的1/30。
[实施方案4]
将施加过超声波的AZ31制伸长材料的试件置于真空加热炉中，并 使用5Pa的真空度和463K的加热温度进行1小时的热处理，即加热温 度/熔点＝0.50。在其它方面，进行与实施方案3相同的操作。
经过热处理的AZ31制伸长材料的拉伸强度是310MPa，在503K下 并且以10-2/s的应变速率研究断裂延伸率时，延伸率显示为130％。 因此，显然产生了超塑性现象。
此外，当切出10mm×10mm×1.25mm的用于组织观察的试件，并用 1％的硝酸乙酯溶液腐蚀后在光学显微镜下进行偏振光简单观察时，晶 粒尺寸约为3μm。这个值是施加超声波之前晶粒尺寸150μm的1/50。
[实施方案5]
将施加过超声波的AZ31制伸长材料的试件置于真空加热炉中并 使用5Pa的真空度和523K的加热温度进行0.5小时的热处理，即加热 温度/熔点＝0.57。在其它方面，进行与实施方案3相同的操作。
经过热处理的AZ31制伸长材料的拉伸强度是300MPa，在503K下 并且以10-2/s的应变速率研究断裂延伸率时，延伸率显示为100％。 因此，显然产生了超塑性现象。
此外，当切出10mm×10mm×1.25mm的用于组织观察的试件，并用 1％的硝酸乙酯溶液腐蚀后在光学显微镜下进行偏振光简单观察时，晶 粒尺寸约为5μm。这个值是施加超声波之前晶粒尺寸150μm的1/30。
[实施方案6]
作为金属材料，使用具有外圆切削刃的切割机从AZ31制伸长材料 上切出20mm×50mm×1.25mm的试件，并用乙醇迅速清洁试件的表面。
使用超声波均质机作为超声波施加装置，以如下方式安装直径为 22mm的钛合金喇叭：喇叭的端面与浸入纯水的AZ31制伸长材料的试 件的距离为2cm，并施加19kHz和240W的超声波振动300秒。
将施加过超声波的AZ31试件置于真空加热炉中，并使用5Pa的真 空度和453K的加热温度进行1小时的热处理，即加热温度/熔点＝ 0.49。
在AZ31制试件中几乎没有观察到由于上述处理引起的变形和尺 寸改变。
经过热处理的AZ31制伸长材料的拉伸强度是375MPa，在503K下 并且以10-2/s的应变速率研究断裂延伸率时，延伸率显示为233％。 因此，显然产生了超塑性现象。
此外，当切出10mm×10mm×1.25mm的用于组织观察的试件，并用 1％的硝酸乙酯溶液腐蚀后在光学显微镜下进行偏振光简单观察时，晶 粒尺寸约为1μm。这个值是施加超声波之前晶粒尺寸150μm的1/150。
[对照实施例1]
作为金属材料，使用具有外圆切削刃的切割机从AZ31制伸长材料 上切出20mm×50mm×1.25mm的试件，并用乙醇迅速清洁试件的表面。
使用超声波均质机作为超声波施加装置，以如下方式安装直径为 22mm的钛合金喇叭：喇叭的端面与浸入纯水的AZ31制伸长材料的试 件的距离为2cm，然后施加19kHz和240W的超声波振动300秒。
将施加过超声波的AZ31试件置于真空加热炉中，并使用5Pa的真 空度和303K的加热温度进行1小时的热处理，即加热温度/熔点＝ 0.33。
在AZ31制试件中几乎没有观察到由于上述处理引起的变形和尺 寸改变。
经过热处理的AZ31制伸长材料的拉伸强度是260MPa，在503K下 并且以10-2/s的应变速率研究断裂延伸率时，延伸率显示为50％。因 此，显然没有产生超塑性现象。
此外，当切出10mm×10mm×1.25mm的用于组织观察的试件，并用 1％的硝酸乙酯溶液腐蚀后在光学显微镜下进行偏振光简单观察时，晶 粒尺寸约为150μm并且没有观察到相对于施加超声波之前晶粒尺寸 150μm的变化。
[对照实施例2]
将施加过超声波的AZ31制伸长材料的试件置于真空加热炉中，并 使用5Pa的真空度和533K的加热温度进行1小时的热处理，即加热温 度/熔点＝0.62。在其它方面，进行与对照实施例1相同的操作。
在AZ31制伸长材料的试件中几乎没有观察到由于上述处理引起 的变形和尺寸改变。
经过热处理的AZ31制延长材料的拉伸强度是280MPa，在503K下 并且以10-2/s的应变速率研究断裂延伸率时，延伸率显示为80％。因 此，显然没有产生超塑性现象。
此外，当切出10mm×10mm×1.25mm的用于组织观察的试件，并用 1％的硝酸乙酯溶液腐蚀后在光学显微镜下进行偏振光简单观察时，晶 粒尺寸约为30μm。这个值是施加超声波之前晶粒尺寸150μm的1/5。
工业应用性
根据本发明的高强度超塑性材料制造方法，可以向金属材料提供 大的内应变并且可以易于得到具有细晶粒构成的金属组织的高强度超 塑性材料。