JP2001107167A - 強度と成形性に優れたアルミニウム基合金板材およびその製造方法 - Google Patents
強度と成形性に優れたアルミニウム基合金板材およびその製造方法Info
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Abstract
るとともに、優れた成形性をそなえ、薄肉・軽量化を求
められている自動車部品や電気機器部品等の用途に最適
なアルミニウム基合金板およびその製造方法を提供す
る。 【解決手段】 Mg3.0 〜8.0wt %、Cu0.2 〜0.7 wt
%を含有し、残部アルミニウムと不可避不純物からな
り、最終の再結晶粒度が5μm以下で、且つ加工硬化指
数(n値)が0.25以上である。
Description
れたアルミニウム基合金板材、特に、自動車部品、電気
製品部品等に使用される成形加工用アルミニウム板材と
して好適に使用される強度と成形性に優れたアルミニウ
ム基合金板材およびその製造方法に関するものである。
うち、複雑な形状の部品用アルミニウム材料としては、
例えば、延性の優れた3003合金等のAl−Mn系合
金、5052合金、5182合金等のAl−Mg系合金
の軟質材(O材)が使用される場合が多い。また、形状
が単純で、強度が必要とされる部材に対しては、505
2合金、5182合金等の半硬質あるいは硬質(H14
〜18調質、H34〜38調質)が板材として使用され
ている。さらに、形状が複雑でかつ強度が必要な製品に
対しては上記の軟質材の板厚を増大させて対応してい
る。
電気製品の小型化、高性能化がますます要望され、これ
に対応して材料の薄肉化が必要とされており、材料の強
度と成形性の両立が重要な課題となっているが、前述の
ように強度を増大させるために、例えば硬質調質をおこ
なうと延性が低下するため高い成形性は望めず、従来の
アルミニウム合金と公知の調質の組合わせでは強度と成
形性を両立させたアルミニウム合金板を得ることは困難
であった。
向上させるために、最終板の再結晶粒度を微細化する研
究がなされており、例えば、最大で7%までのMgを含
有させるとともに、さらにFe 0.1〜2.0wt %、Mn0.
05〜0.5 wt%、Cr0.05〜 0.2wt%、Zr0.05〜0.2wt
%のうち1種または2種以上を含むアルミニウム基合金
について、圧延率が約90%以上の冷間圧延を行って、
250℃〜350℃の再結晶焼鈍後の再結晶粒度(ここ
において再結晶粒度は再結晶粒の平均結晶粒径を表すも
のとする)を5μm以下の微細粒にすることが提案され
ている。(特願平10−274477号)この技術は、
Mg含有量を多くするとともに、Feを含んだ分散粒子
(晶出物)を増加させて、冷間圧延において約90%以
上の大きな加工を行って再結晶の核生成サイトとなる局
部変形領域を増大させ、さらにMn、Cr、Zrなどの
分散粒子(析出物)によって、粒界の移動による再結晶
粒の粗大化を抑制しようとしたものであり、強度、成形
性の改善効果は得られるが、再結晶焼鈍を低温の狭い温
度範囲に制御しなければならない等の難点もある。
用アルミニウム合金板における上記従来の問題を解消す
るために、特にAl−Mg系合金をベースとして前記特
願平10−274477号で提案された手法とは別の観
点から、成分組成、製造工程と強度および成形性の関連
を見直すために、実験、検討を繰り返した結果としてな
されたものであり、その目的は、高い強度と優れた成形
性をそなえ、特に、自動車部品や電気機器部品として好
適に使用でき、再結晶焼鈍も高温域のより広い範囲で行
うことを可能する強度と成形性に優れたアルミニウム基
合金板およびその製造方法を提供することにある。
めの本発明の請求項1(第1発明)による強度と成形性
に優れたアルミニウム基合金板は、Mg3.0 〜8.0wt
%、Cu0.2 〜0.7 wt%を含有し、残部アルミニウムと
不可避不純物からなり、最終の再結晶粒度が5μm以下
で、且つ加工硬化指数(n値)が0.25以上であるこ
とを特徴とする。
と成形性に優れたアルミニウム基合金板材は、請求項1
のアルミニウム基合金板において、さらにFe0.1 〜2.
0wt%、Mn0.05〜0.8 wt%、Cr0.05〜 0.2wt%、Z
r0.05〜0.2wt %のうち1種または2種以上を含み、残
部アルミニウムと不可避不純物からなることを特徴とす
る。
る強度と成形性に優れたアルミニウム基合金板の製造方
法は、請求項1または請求項2記載のアルミニウム基合
金の鋳塊を、均質化処理、熱間圧延、溶体化処理、焼入
れ、時効処理、冷間圧延、焼鈍するアルミニウム基合金
板の製造工程において、450℃〜550℃の温度範囲
に加熱する溶体化処理、150℃〜200℃の温度範囲
で1〜24時間加熱する時効処理、圧延率90%以上の
冷間圧延、および20℃/h 以上の昇温速度で300℃
をこえ500℃以下の温度範囲まで加熱し、その温度域
に10秒〜3時間保持する焼鈍の各工程を実施すること
を包含することを特徴とする。
2 〜0.7 %のCuを添加することを基本にして、冷間加
工前に溶体化・時効処理を行うことによって、最終焼鈍
後の結晶粒を微細化できることを見出したことに基づく
ものである。冷間加工前に溶体化・時効処理を行うと、
時効硬化が生じ、同じ圧延率でも効率良くひずみエネル
ギーを蓄積することができると考えられる。また、本発
明は、最終焼鈍前の最終圧延率を低下させる効果があ
り、材料の板厚を厚くすることに有効である。
理を行わないで冷間圧延すると、約90%以上の大圧下
を加えても、結晶粒が5μm以下に微細化する効果は見
られなかった。これは、Cuを添加した本発明の合金に
おいて、溶体化・時効処理を行わない工程では、再結晶
時の核発生が抑制されるためであると推察される。
提案してしているAl−Mg系合金の製造方法において
は、最終焼鈍温度を250〜350℃に規定しており、
350℃より高温では粒成長により微細粒が得られない
としているが、溶体化・時効処理を用いて製造した本発
明の合金板では、溶体化・時効処理で析出するAl−C
u系析出物が再結晶時の核発生を抑制せずに、結晶粒の
成長を抑制する先願とは反対の効果があるため、最終焼
鈍温度を300℃をこえ500℃以下とした場合におい
て、再結晶粒度の微細化の効果が生じることを知見し、
高温のより広い温度範囲で焼鈍処理を行うことを可能と
している。
再結晶粒度、加工硬化指数を規定した理由について説明
する。Mgは、固溶硬化によって強度を増大させるとと
もに、冷間圧延時の回復を抑制し、最終の再結晶粒度を
微細にするために欠かせない元素である。その添加量が
3.0wt %未満では固溶硬化が充分でなく、冷延時の回復
抑制効果が不足するため、再結晶粒度の微細化が困難で
あり最終製品の強度が不足する。一方添加量が8.0wt %
をこえる場合は鋳造、熱間圧延が困難となり、冷間圧延
でのエッジクラックも増大するため、工業的な製造に適
さない。したがって、Mgの好ましい添加量は3.0wt %
以上8.0wt %以下と規定する。
を増大させる効果があるとともに、加工硬化性を向上さ
せ、最終の再結晶粒微細化に有効な元素である。その添
加量が0.2wt %未満では固溶硬化、時効効果が充分でな
く、再結晶粒微細化に有効に機能しない。一方添加量が
0.7wt %こえる場合は、鋳造、熱間圧延等で割れが生じ
易く、工業的な製造に適さない。したがって、Cuの好
ましい添加量は0.2wt%以上0.7wt %以下と規定する。
粒微細化に有効な元素であり、1種または2種以上を選
択的に添加する。Feは、比較的粗大な金属間化合物を
形成し、焼鈍時に再結晶の核サイトとして働くため、再
結晶粒の微細化に効果があるが、その添加量が0.1wt %
未満では充分な再結晶微細化が達成できず、2.0wt %を
こえると、破断の起点となるため成形性が低下する。し
たがって、Feの好ましい添加量は0.1wt%以上、2.0wt%
以下と規定する。
することにより、焼鈍時の再結晶粒の成長を抑制する効
果があり、結果的に再結晶粒微細化に寄与する。その添
加量が0.05wt%未満の場合は充分な再結晶微細化が達成
できず,0.8wt %をこえると、加工硬化性が低下し成形
性が低下する。したがって、Mnの添加量は0.05wt%以
上、0.8wt %以下と規定する。
することにより、焼鈍時の再結晶粒の成長を抑制する効
果があり、結果的に再結晶粒微細化に寄与する。その添
加量が0.05wt%未満の場合は充分な再結晶微細化が達成
できない。一方、0.2wt %をこえて添加してもその効果
が飽和するだけでなく、加工硬化性が低下し成形性が劣
化する。したがって、Crの添加量を0.05wt%以上、0.
2wt %以下と規定する。
することにより、焼鈍時の再結晶粒の成長を抑制する効
果があり、結果的に再結晶粒微細化に寄与する。その添
加量が0.05wt%未満の場合は充分な再結晶微細化が達成
できない。一方、0.2wt %をこえて添加すると、鋳造時
に粗大な晶出物を形成し成形性を低下させる。したがっ
て、Zrの添加量は0.05wt%以上、0.2wt %以下と規定
する。なお、本発明のアルミニウム基合金には、この
他、通常アルミニウムおよびアルミニウム合金に鋳塊の
結晶粒微細化のために添加される、例えば0.1wt %以下
のTi、0.05wt%以下のBが含有されていても本発明の
特性が害されることはない。
硬化)による強度増大と異なり、延性を低下させずに強
度を増大させることができる。本発明者は、種々の検討
を行った結果、従来のAl−Mg系合金の通常の再結晶
粒度である20〜50μm程度から5μm以下に微細化
することにより、従来得られなかった強度と延性の両立
が可能であることを見出した。このような再結晶粒微細
化において、高度な剪断ひずみ付加加工によって微細粒
が得られる例が報告されているが、O材調質に匹敵する
延性は得られていない。これは粒界の転位密度が大き
く、加工硬化性が小さいことに起因するものと考えられ
る。したがって、本発明の目的である強度と成形性を両
立させるためには、微細な再結晶粒度と高い加工硬化性
の両立が必須であり、本発明者はさらに、加工硬化性の
指標である加工硬化指数(n値)が0.25以上(5
%、10%の2点から計算)があれば、良好な成形性が
確保されることを見出した。したがって、本発明におい
ては、最終の再結晶粒度が5μm以下で且つn値が0.
25以上と規定する。このような再結晶粒度とn値は、
後述する不連続再結晶プロセスによって得ることができ
る。
る。本発明においては、前記の組成を有するアルミニウ
ム基合金を鋳造後、均質化処理、熱間圧延、溶体化処
理、焼入れ、時効処理、冷間圧延、焼鈍の各工程を実施
する。鋳造は一般的なDC鋳造を行われるが、双ロール
キャスター等の連続鋳造圧延機を使用してもよく、この
方式によれがFe系晶出物がより微細に分散されるた
め、通常のDC鋳造法よりもより微細な結晶粒が得られ
易い。
n、Cr、Zrの微細析出を促進させる効果がある。均
質化処理は、450〜550℃の温度範囲に加熱し、こ
の温度域に1〜24h保持する条件で行われる。
が、熱間圧延の終了温度と圧延終了時の板厚は、最終の
板厚を得るための冷間圧延時の加工度に影響を与える。
すなわち、同一の最終板厚の場合、熱間圧延終了時の板
厚が厚いほど加工度が高く、また終了温度が低いほど熱
間圧延時に導入されたひずみ(転位密度)が大きいた
め、実質的な加工度は高くなる。最終板での微細な再結
晶を得るためには、高い転位密度による高密度の再結晶
核発生が必要なため、熱間圧延終了時の板厚は大きく、
終了温度は低い方が望ましい。また、核発生密度を増大
させるには前記のようにFe系晶出物密度の増大も有効
である。
いて析出したAl−Cu系化合物等を固溶させる効果が
ある。溶体化処理温度は450℃〜550℃で、この温
度に10秒から3時間保持するのが好ましい。処理温度
が450℃未満では溶体化が十分に進行せず、550℃
を超えると工業的に非効率的であるとともに、融点近傍
になるため取り扱いが危険である。また、保持時間が1
0秒未満では、溶体化が十分に進行し難く、3時間を超
えると工業的に非効率的である。溶体化処理後の冷却
は、冷却速度を20℃/min以上として行うのが好まし
く、この冷却速度未満では、冷却時に析出が生じてしま
い溶体化が十分に行われなくなるおそれがある。溶体
化、焼入れには、バッチ型の炉を用いて加熱した後水冷
する方法、連続焼鈍炉を使用する方法が適用されるが、
連続焼鈍炉を使用するのがより有効である。
で1〜24時間行う。時効処理温度が150℃未満では
時効が十分に進行せず、200℃をこえると過時効にな
り強度向上効果は生じ難くなる。また、時効処理時間に
ついても同様で、1時間未満では時効が十分に進行せ
ず、24時間を超えると過時効になり強度向上効果は生
じ難くなる。
以上の冷間圧延率が必要である。冷間圧延率が90%未
満では導入されるひずみエネルギーが少なく、最終焼鈍
後の再結晶粒度を5μm以下にすることができない。9
0%以上の圧延率で冷間圧延することにより、転位を高
密度に導入すること共に局部変形領域を高密度に形成さ
せ、これらを再結晶核発生サイトとして作用させ、最終
焼鈍後の再結晶粒度を5μm以下にすることが可能とな
る。
速度で300℃をこえ500℃以下の温度範囲まで加熱
し、その温度範囲で10秒〜3時間保持する条件で行わ
れる。焼鈍時の昇温速度が遅いと、昇温時に回復が生
じ、転位密度が低下するため、微細再結晶粒が得られ難
くなる。本発明においては、回復を抑制するMgを添加
しているため、箱形焼鈍炉のような比較的昇温速度の遅
い炉でも20℃/h以上の昇温速度があれば微細粒が得
られる。
温度に加熱し、10秒から3時間の範囲の時間保持する
のが好ましい。より好ましい焼鈍温度は350℃をこえ
500℃以下の範囲であり、この範囲であれば成形性を
さらに向上させることができる。この範囲内で、微細な
再結晶が得られる条件が存在するが、300℃以下の温
度、10秒未満の短時間では再結晶が完了せず、500
℃をこえる高温では粒成長により微細再結晶が得られな
い。また3時間をこえる保持は生産性を悪化させるた
め、工業的な生産においては適さない。以上の製造法に
よって得られるアルミニウム基合金板材は5μm以下の
再結晶粒度でかつ0.25以上のn値を有しており、強
度と成形性を両立させることができる。
して説明する。本実施例は、本発明の一実施態様を示す
ものであり、本発明はこれに限定されるものではない。
DC鋳造により造塊し、厚さ100mmの鋳塊とし、得
られた鋳塊について、500℃の温度で、10時間の均
質化処理を行った。ついで、所定の厚さまで熱間圧延を
行った後、表2に示す条件で溶体化処理、時効処理、冷
間圧延、最終焼鈍処理を行った。なお、最終板厚は0.
5mmとした。
を試験材として、再結晶粒度、機械的特性、成形性を評
価した。結果を表3に示す。なお、再結晶粒度の測定
は、合金板の表面をバフ研磨後、陽極酸化して偏光顕微
鏡で観察し、400倍の写真から切断法により求めた。
具体的には、直線で切断された結晶粒の数が100個以
上となるように直線を引き、この直線の長さを切断され
た結晶粒の数で除して再結晶粒度とした。ここでは、再
結晶粒度は再結晶粒径を表す。
方向と平行に切り出し、インストロン型引張試験機によ
り測定した。また、成形性は直径40mm、肩R4.5
mmの円筒パンチと直径41mm、R4.5mmのダイ
スを用い、直径が84mmのブランクを絞り成形し、そ
の際の破断高さで評価した。この際のしわ押え力は9.
8KN、パンチ速度は2mm/secとし、潤滑剤とし
て2cSt低粘度防錆油を使用した。
o.1〜9はいずれも、引張強さが320MPa以上、
耐力が170MPa以上の高い強度と、絞り高さ9.0
mm以上の良好な成形性をそなえている。これに対し
て、Mg量、Cu量が本発明の範囲を外れ、溶体化・時
効を行わない試験材No.10〜11は強度が劣り、合
金組成は本発明の範囲内であるが、溶体化・時効を行わ
ない試験材No.12は成形性がわるい。また、最終焼
鈍処理を行わない試験材No.13および冷間圧延率の
低い試験材No.14はいずれも成形性において劣って
いる。
により高い強度を有するとともに、優れた成形性をそな
え、薄肉・軽量化を求められている自動車部品や電気機
器部品等の用途に最適なアルミニウム基合金板が得られ
る。
Claims (3)
- 【請求項1】 Mg3.0 〜8.0wt %、Cu0.2 〜0.7 wt
%を含有し、残部アルミニウムと不可避不純物からな
り、最終の再結晶粒度が5μm以下で、且つ加工硬化指
数(n値)が0.25以上であることを特徴とする強度
と成形性に優れたアルミニウム基合金板材。 - 【請求項2】 前記アルミニウム基合金板が、さらにF
e0.1 〜2.0wt %、Mn0.05〜0.8 wt%、Cr0.05〜
0.2wt%、Zr0.05〜0.2wt %のうち1種または2種以
上を含み、残部アルミニウムと不可避不純物からなるこ
とを特徴とする請求項1記載の強度と成形性に優れたア
ルミニウム基合金板材。 - 【請求項3】 請求項1または請求項2記載のアルミニ
ウム基合金の鋳塊を、均質化処理、熱間圧延、溶体化処
理、焼入れ、時効処理、冷間圧延、焼鈍するアルミニウ
ム基合金板の製造工程において、450℃〜550℃の
温度範囲に加熱する溶体化処理、150℃〜200℃の
温度範囲で1〜24時間加熱する時効処理、圧延率90
%以上の冷間圧延、および20℃/h 以上の昇温速度で
300℃をこえ500℃以下の温度範囲まで加熱し、そ
の温度域に10秒〜3時間保持する焼鈍の各工程を実施
することを包含することを特徴とする強度と成形性に優
れたアルミニウム基合金板材の製造方法。
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JP27777999A JP4190674B2 (ja) | 1999-09-30 | 1999-09-30 | 強度と成形性に優れたアルミニウム基合金板材およびその製造方法 |
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN115449729A (zh) * | 2022-08-30 | 2022-12-09 | 广东工业大学 | 一种阶段式促进六系铝陶材料再结晶和晶粒细化的制备方法及其制得的铝基复合薄片 |
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1999
- 1999-09-30 JP JP27777999A patent/JP4190674B2/ja not_active Expired - Fee Related
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CN115449729A (zh) * | 2022-08-30 | 2022-12-09 | 广东工业大学 | 一种阶段式促进六系铝陶材料再结晶和晶粒细化的制备方法及其制得的铝基复合薄片 |
CN115449729B (zh) * | 2022-08-30 | 2023-08-29 | 广东工业大学 | 一种阶段式促进六系铝陶材料再结晶和晶粒细化的制备方法及其制得的铝基复合薄片 |
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