JP2004197142A - 成形性および強度に優れるアルミニウム合金材とその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】成形性および強度に優れ、低コストのＡｌ合金材およびその製造方法を提供する。
【解決手段】Ｍｇを 5.3〜5.7% (質量%)、Ｃｕを0.10〜0.25% 、Ｚｎを0.05％超え0.10％以下、Ｍｎを0.05％以下、Ｆｅを0.15％以下、Ｓｉを0.10％以下、Ｃｒを0.01％以下含有するＡｌ合金材であって、平均結晶粒径が30〜50μｍ、耐力が130MPa以上、伸びが30％以上、エリクセン値が10.0mm以上の成形性および強度に優れるＡｌ合金材。
【効果】成形性および保形性を向上させる固溶Ｍｇ量を、Ｚｎを添加して増加させたものであり、従って本発明では成形性に有害な不純物元素の多い地金が使用でき原料費を安くできる。また本発明のＡｌ合金材は、その平均結晶粒径を30〜50μｍ、伸びを30％以上に規定するのでエリクセン値10.0mm以上の成形性が得られ、さらに耐力を130MPa以上に規定するので保形性に優れる。従ってパソコン本体カバーなどの筐体類に好適である。
【選択図】 なし
【解決手段】Ｍｇを 5.3〜5.7% (質量%)、Ｃｕを0.10〜0.25% 、Ｚｎを0.05％超え0.10％以下、Ｍｎを0.05％以下、Ｆｅを0.15％以下、Ｓｉを0.10％以下、Ｃｒを0.01％以下含有するＡｌ合金材であって、平均結晶粒径が30〜50μｍ、耐力が130MPa以上、伸びが30％以上、エリクセン値が10.0mm以上の成形性および強度に優れるＡｌ合金材。
【効果】成形性および保形性を向上させる固溶Ｍｇ量を、Ｚｎを添加して増加させたものであり、従って本発明では成形性に有害な不純物元素の多い地金が使用でき原料費を安くできる。また本発明のＡｌ合金材は、その平均結晶粒径を30〜50μｍ、伸びを30％以上に規定するのでエリクセン値10.0mm以上の成形性が得られ、さらに耐力を130MPa以上に規定するので保形性に優れる。従ってパソコン本体カバーなどの筐体類に好適である。
【選択図】 なし
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、成形性および強度に優れ、低コストのアルミニウム（以下、適宜Ａｌと記載する）合金材およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
電気部品用筐体、パソコン本体のカバー、パソコン内蔵ケースなどの筐体類には鉄やステンレス材が使用されてきたが、近年、ノート型パソコンなどの普及に伴って軽量で携帯に便利なように、Ａｌ合金材が注目されるようになった。
【０００３】
前記筐体類には、高度な成形性（張出成形性など）が要求されるため、前記Ａｌ合金材には、成形性に悪影響を及ぼす不純物元素（Ｆｅ、Ｓｉなど）の少ない純度が９９．９％以上の高純度Ａｌ地金にＭｇを添加した５０００系Ａｌ合金が提案されている。
しかし、高純度Ａｌ地金を用いたのでは十分な強度が得られず、アセンブリ時や使用時に変形し易く、保形性（形状保持性）に劣るという問題があった。また原料費が高くついた。
このようなことから、本発明者等は、成形性および強度に優れるＡｌ合金材を種々探索し、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ−Ｚｎ系合金によれば、Ａｌ地金の純度を落としても、良好な成形性および強度が得られることを知見し、さらに検討を進めて本発明を完成させるに至った。
本発明の目的は、成形性および強度に優れ、低コストのＡｌ合金材およびその製造方法を提供することにある。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
請求項１記載発明は、Ｍｇを５．３〜５．７質量％（以下％と略記する）、Ｃｕを０．１０〜０．２５％、Ｚｎを０．０５％超え０．１０％以下、Ｍｎを０．０５％以下、Ｆｅを０．１５％以下、Ｓｉを０．１０％以下、Ｃｒを０．０１％以下含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金材であって、平均結晶粒径が３０〜５０μｍ、耐力が１３０ＭＰａ以上、伸びが３０％以上、エリクセン値が１０．０ｍｍ以上であることを特徴とする成形性および強度に優れるアルミニウム合金材である。
【０００５】
請求項２記載発明は、Ｍｇを５．３〜５．７％、Ｃｕを０．１０〜０．２５％、Ｚｎを０．０５％超え０．１０％以下、Ｍｎを０．０５％以下、Ｆｅを０．１５％以下、Ｓｉを０．１０％以下、Ｃｒを０．０１％以下含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金素材に均質化処理、熱間圧延、冷間圧延をこの順に施し、冷間圧延後、５００〜５５０℃の温度に１０〜２０秒間保持する連続焼鈍を施し、連続焼鈍後、１００℃以下の温度まで１００℃／分以上の冷却速度で冷却することを特徴とする成形性および強度に優れるアルミニウム合金材の製造方法である。
【０００６】
【発明の実施の形態】
請求項１発明は、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｚｎを適量含有し、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒの含有量を抑えたＡｌ合金材で、純度が９９．７％レベルの比較的安価なＡｌ地金が使用でき、また平均結晶粒径を３０〜５０μｍ、伸びを３０％以上に規定して、エリクセン値１０．０ｍｍ以上の成形性を確保し、さらに耐力（０．２％耐力）を１３０ＭＰａ以上に規定して保形性を高めた、パソコン本体カバーなどの筐体類に適したＡｌ合金材である。
【０００７】
本発明において、Ｍｇは主にＡｌマトリックスに固溶した分が、成形性および強度（耐力）の向上に寄与する。その含有量を５．３〜５．７％に規定する理由は、５．３％未満では、変形防止に必要な強度が十分に得られず、５．７％を超えると伸びが低下して十分な成形性が得られなくなるためである。
【０００８】
Ｃｕは固溶および析出して強度向上に寄与する。その含有量を０．１０〜０．２５％に規定する理由は、０．１０％未満ではその効果が十分に得られず、０．２５％を超えると耐食性が低下するためである。
【０００９】
Ｚｎは、Ｍｇの固溶量を増加させて、Ｍｇの成形性および強度向上効果を助長する。その含有量を０．０５％を超え０．１０％以下に規定する理由は、０．０５％以下ではその効果が十分に得られず、０．１０％を超えると鋳造性が低下するためである。
【００１０】
Ｍｎは、固溶して強度向上に寄与するとともに、焼鈍工程で析出して結晶粒を適度に微細化して成形性を高める。その含有量を０．０５％以下に規定する理由は、０．０５％を超えると結晶粒が微細になり過ぎて成形性が低下するためである。
【００１１】
Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃｒは固溶および析出して強度向上に寄与する。その量をそれぞれ０．１５％以下、０．１０％以下、０．０１％以下に規定する理由は、前記上限値を超えると、ＦｅおよびＳｉは伸びが低下して十分な成形性が得られなくなり、また鋳造性、圧延性および耐食性も低下するため、Ｃｒは鋳造性が低下するためである。
【００１２】
この他、鋳塊組織微細化のために添加するＴｉおよびＢはそれぞれ０．２％以下、０．０４％以下であれば、特に支障はない。
【００１３】
請求項１記載発明において、前記組成のＡｌ合金材の平均結晶粒径を３０〜５０μｍの範囲内に規定し、また伸びを３０％以上に規定する理由は、結晶粒径が前記範囲外でも、また伸びが３０％未満でもエリクセン値１０．０ｍｍ以上の良好な成形性が得られないためである。また耐力（０．２％耐力）を１３０ＭＰａ以上に規定する理由は、耐力が１３０ＭＰａ未満ではアセンブリ時や使用時に筐体類が変形する恐れがあるためである。
【００１４】
請求項２記載発明は、請求項１記載発明のＡｌ合金材の製造方法である。
即ち、前記規定組成のＡｌ合金の溶湯を常法により鋳造し、得られた鋳塊に均質化処理、熱間圧延、冷間圧延、連続焼鈍をこの順に施す際、前記連続焼鈍条件を規定した製造方法である。
【００１５】
請求項２記載発明において、前記Ａｌ合金は半連続鋳造法などの常法により鋳造することができる。前記鋳塊の均質化処理条件は、処理温度が４５０℃未満でも、処理時間が１時間未満でも十分に均質化されない場合があり、また６００℃を超えると共晶組織部分が溶融する場合があり、いずれの場合も熱間圧延性が低下し、圧延材に割れが発生する恐れがある。また１５時間を超えて均質化処理してもその効果が飽和し生産性が悪化するだけとなる。このため均質化処理は４５０〜６００℃の温度で１〜１５時間保持する条件で施すのが望ましい。
【００１６】
請求項２記載発明において、熱間圧延および冷間圧延は常法により施すことができる。
また、請求項２記載発明では、前記冷間圧延後に連続焼鈍を施して、組織を適度な結晶粒径の再結晶組織とし、伸びを回復させ、またＭｇの固溶量を増加させて、エリクセン値１０．０ｍｍ以上の成形性が確保される。前記Ｍｇの固溶量増加により、耐力が高まり保形性も向上する。
【００１７】
本発明において、前記連続焼鈍で、温度を５００〜５５０℃、時間を１０〜２０秒に規定する理由は、温度が５００℃未満でも、時間が１０秒未満でも、結晶粒径および伸びが規定値を下回り、またＭｇの固溶量が不足して、エリクセン値１０．０ｍｍ以上の十分な成形性が得られず、さらにＭｇの固溶量が不足して耐力が低下して十分な保形性が得られなくなるためである。
一方、温度が５５０℃を超えても、また時間が２０秒を超えても、結晶粒径が５０μｍを超えるため十分な成形性が得られず、また耐力が１３０ＭＰａ未満となって保形性が低下するためである。なお保持時間を長くするのは、線速の低下または炉の大型化を要し不利である。
【００１８】
本発明において、連続焼鈍後１００℃までの冷却速度を１００℃／分以上に規定する理由は、１００℃／分未満では平均結晶粒径が５０μｍを超え、またβ相が生成して伸びが低下し、十分な成形性が得られなくなるためである。β相は強度も低下させる。前記連続焼鈍後の冷却には、空冷、水冷など任意の冷却方法が適用できる。
【００１９】
【実施例】
以下に、本発明を実施例により詳細に説明する。
（実施例１）
表１に示す本発明規定組成のＡｌ合金を半連続鋳造法により鋳造して厚さ５００ｍｍ、巾１２００ｍｍ、長さ４０００ｍｍの鋳塊とし、前記鋳塊を５５０℃で４時間均質化処理し、その後、厚さ３０ｍｍまで熱間粗圧延し、次いで厚さ２．７ｍｍまで熱間仕上圧延し、次いで厚さ０．６ｍｍまで冷間圧延し、次いで連続焼鈍を施し、その後冷却（空冷）してＡｌ合金材を製造した。
地金には、純度が９９．７％レベルのものを用いた。前記連続焼鈍およびその後の冷却は本発明の規定条件で行った。
得られたＡｌ合金材について、結晶粒径（再結晶粒径）、耐力、伸び、エリクセン値を下記方法により測定し評価した。
この他、鋳造性、圧延性、耐食性についても、常法により調査した。
【００２０】
（１）結晶粒径はバーカー法により調べた。
即ち、各サンプルの表面を研削加工→電解研磨→エッチング処理（ＨＢＦ4 液使用）し、偏光式画像処理装置により結晶組織を観察し、５ｍｍ×５ｍｍの視野面積における結晶粒径を測定した。平均結晶粒径（ｎ＝５）が３０〜５０μｍの範囲内のものを良好（○）、前記範囲を外れたものを不良（×）と評価した。
（２）耐力（０．２％耐力）および伸びは、Ａｌ合金材から５号試験片を切出し、ＪＩＳ Ｈ ４０００に準じて測定した。
耐力は、その平均値（ｎ＝３）が１３０ＭＰａ以上のものを良好（○）、１３０ＭＰａ未満のものを不良（×）と評価した。伸びは、その平均値（ｎ＝３）が３０％以上のものを良好（○）、３０％未満のものを不良（×）と評価した。
（３）エリクセン値はＪＩＳ Ｂ ７７２９ Ａ法に準じて測定した。
即ち、Ａｌ合金材から切出した巾９０ｍｍ、長さ３００ｍｍの試験片に２０ｍｍφの球頭張出治具を押込み、割れが発生したときの押込み深さを測定した。
エリクセン値は、その平均値（ｎ＝３）が１０．０ｍｍ以上のものを良好（○）、１０．０ｍｍ未満のものを不良（×）と評価した。
【００２１】
（実施例２）
均質化処理を４３０℃または６２０℃で行った他は、実施例２と同じ方法により厚さ０．６ｍｍのＡｌ合金材を製造し、それらの特性を実施例１と同じ方法により測定し評価した。
【００２２】
（比較例１）
表１に示す本発明規定外組成のＡｌ合金を用いて、実施例１と同じ方法により厚さ０．６ｍｍのＡｌ合金材を製造し、その特性を実施例１と同じ方法により測定し評価した。
【００２３】
（比較例２）
連続焼鈍を本発明規定外条件で施した他は、実施例１と同じ方法により厚さ０．６ｍｍのＡｌ合金材を製造し、その特性を実施例１と同じ方法により測定し評価した。
実施例１、２および比較例１、２の結果を、それぞれ表２、３に示す。表２、３には製造条件を併記した。
【００２４】
【表１】
【００２５】
【表２】
【００２６】
【表３】
【００２７】
表２から明らかなように、実施例１のＮｏ．１〜１２は、いずれも、耐力、伸び、結晶粒径、エリクセン値が本発明規定値を満足し、筐体類に要求される張出成形性および保形性を十分満足するものであった。
また、実施例２のＮｏ．１は均質化処理温度が低かったため均質化が若干不十分となり、Ｎｏ．２は均質化処理温度が高かったため共晶組織部分が局部的に溶融して、いずれも熱間圧延材に微細な圧延割れが発生した。しかし、これらの割れは冷間圧延前に手作業により容易に除去することができた。
【００２８】
一方、表３から明らかなように、比較例１のＮｏ．１はＭｇが少なかったため耐力が低下し、また結晶粒径が本発明規定値外となり保形性および張出成形性（エリクセン値）が劣った。またＮｏ．２はＭｇが多かったため伸びが低下し張出成形性が劣った。
Ｎｏ．３はＣｕが少なかったため耐力が低下して保形性が劣った。またＮｏ．４はＣｕが多かったため耐食性が劣った。
Ｎｏ．５はＺｎが少なかったためＭｇの固溶量が不足して保形性および張出成形性が劣った。またＮｏ．６はＺｎが多かったため鋳造性が劣った。
Ｎｏ．７はＭｎが多かったため結晶粒径が細かくなり過ぎて張出成形性が劣った。またＮｏ．８はＦｅが多く、Ｎｏ．９はＳｉが多かったため、いずれも、張出成形性に加え、鋳造性、圧延性および耐食性が劣った。Ｎｏ．１０はＣｒが多かったため鋳造性が劣った。
【００２９】
他方、比較例２のＮｏ．１は連続焼鈍温度が低く、Ｎｏ．２は連続焼鈍時間が短かったため、いずれも結晶粒径が小さくなり、また伸びおよびＭｇの固溶量が低下して、張出成形性が劣った。Ｎｏ．３は連続焼鈍温度が高く、Ｎｏ．４は連続焼鈍時間が長く、Ｎｏ．５は冷却速度が遅かったため、いずれも結晶粒が大きくなり、また耐力が低下して、張出成形性および保形性が劣った。
【００３０】
【発明の効果】
以上に述べたように、本発明のＡｌ合金材はＭｇ、Ｃｕ、Ｚｎを適量含有し、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃｒの含有量を微量に抑えたＡｌ合金からなり、成形性および保形性を向上させる固溶Ｍｇ量を、Ｚｎを添加して増加させたものであり、従って、本発明では成形性に有害な不純物元素の多い地金が使用でき原料費を安くできる。また本発明のＡｌ合金材は、その平均結晶粒径を３０〜５０μｍ、伸びを３０％以上に規定するのでエリクセン値１０．０ｍｍ以上の成形性が得られ、さらに耐力を１３０ＭＰａ以上に規定するので保形性に優れる。従ってパソコン本体カバーなどの筐体類に好適である。前記Ａｌ合金材は前記Ａｌ合金素材に均質化処理、熱間圧延、冷間圧延をこの順に施し、その後、連続焼鈍を、焼鈍条件および焼鈍後の冷却速度を規定して施すことにより容易に製造できる。依って、工業上顕著な効果を奏する。
【発明の属する技術分野】
本発明は、成形性および強度に優れ、低コストのアルミニウム（以下、適宜Ａｌと記載する）合金材およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
電気部品用筐体、パソコン本体のカバー、パソコン内蔵ケースなどの筐体類には鉄やステンレス材が使用されてきたが、近年、ノート型パソコンなどの普及に伴って軽量で携帯に便利なように、Ａｌ合金材が注目されるようになった。
【０００３】
前記筐体類には、高度な成形性（張出成形性など）が要求されるため、前記Ａｌ合金材には、成形性に悪影響を及ぼす不純物元素（Ｆｅ、Ｓｉなど）の少ない純度が９９．９％以上の高純度Ａｌ地金にＭｇを添加した５０００系Ａｌ合金が提案されている。
しかし、高純度Ａｌ地金を用いたのでは十分な強度が得られず、アセンブリ時や使用時に変形し易く、保形性（形状保持性）に劣るという問題があった。また原料費が高くついた。
このようなことから、本発明者等は、成形性および強度に優れるＡｌ合金材を種々探索し、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ−Ｚｎ系合金によれば、Ａｌ地金の純度を落としても、良好な成形性および強度が得られることを知見し、さらに検討を進めて本発明を完成させるに至った。
本発明の目的は、成形性および強度に優れ、低コストのＡｌ合金材およびその製造方法を提供することにある。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
請求項１記載発明は、Ｍｇを５．３〜５．７質量％（以下％と略記する）、Ｃｕを０．１０〜０．２５％、Ｚｎを０．０５％超え０．１０％以下、Ｍｎを０．０５％以下、Ｆｅを０．１５％以下、Ｓｉを０．１０％以下、Ｃｒを０．０１％以下含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金材であって、平均結晶粒径が３０〜５０μｍ、耐力が１３０ＭＰａ以上、伸びが３０％以上、エリクセン値が１０．０ｍｍ以上であることを特徴とする成形性および強度に優れるアルミニウム合金材である。
【０００５】
請求項２記載発明は、Ｍｇを５．３〜５．７％、Ｃｕを０．１０〜０．２５％、Ｚｎを０．０５％超え０．１０％以下、Ｍｎを０．０５％以下、Ｆｅを０．１５％以下、Ｓｉを０．１０％以下、Ｃｒを０．０１％以下含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金素材に均質化処理、熱間圧延、冷間圧延をこの順に施し、冷間圧延後、５００〜５５０℃の温度に１０〜２０秒間保持する連続焼鈍を施し、連続焼鈍後、１００℃以下の温度まで１００℃／分以上の冷却速度で冷却することを特徴とする成形性および強度に優れるアルミニウム合金材の製造方法である。
【０００６】
【発明の実施の形態】
請求項１発明は、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｚｎを適量含有し、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒの含有量を抑えたＡｌ合金材で、純度が９９．７％レベルの比較的安価なＡｌ地金が使用でき、また平均結晶粒径を３０〜５０μｍ、伸びを３０％以上に規定して、エリクセン値１０．０ｍｍ以上の成形性を確保し、さらに耐力（０．２％耐力）を１３０ＭＰａ以上に規定して保形性を高めた、パソコン本体カバーなどの筐体類に適したＡｌ合金材である。
【０００７】
本発明において、Ｍｇは主にＡｌマトリックスに固溶した分が、成形性および強度（耐力）の向上に寄与する。その含有量を５．３〜５．７％に規定する理由は、５．３％未満では、変形防止に必要な強度が十分に得られず、５．７％を超えると伸びが低下して十分な成形性が得られなくなるためである。
【０００８】
Ｃｕは固溶および析出して強度向上に寄与する。その含有量を０．１０〜０．２５％に規定する理由は、０．１０％未満ではその効果が十分に得られず、０．２５％を超えると耐食性が低下するためである。
【０００９】
Ｚｎは、Ｍｇの固溶量を増加させて、Ｍｇの成形性および強度向上効果を助長する。その含有量を０．０５％を超え０．１０％以下に規定する理由は、０．０５％以下ではその効果が十分に得られず、０．１０％を超えると鋳造性が低下するためである。
【００１０】
Ｍｎは、固溶して強度向上に寄与するとともに、焼鈍工程で析出して結晶粒を適度に微細化して成形性を高める。その含有量を０．０５％以下に規定する理由は、０．０５％を超えると結晶粒が微細になり過ぎて成形性が低下するためである。
【００１１】
Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃｒは固溶および析出して強度向上に寄与する。その量をそれぞれ０．１５％以下、０．１０％以下、０．０１％以下に規定する理由は、前記上限値を超えると、ＦｅおよびＳｉは伸びが低下して十分な成形性が得られなくなり、また鋳造性、圧延性および耐食性も低下するため、Ｃｒは鋳造性が低下するためである。
【００１２】
この他、鋳塊組織微細化のために添加するＴｉおよびＢはそれぞれ０．２％以下、０．０４％以下であれば、特に支障はない。
【００１３】
請求項１記載発明において、前記組成のＡｌ合金材の平均結晶粒径を３０〜５０μｍの範囲内に規定し、また伸びを３０％以上に規定する理由は、結晶粒径が前記範囲外でも、また伸びが３０％未満でもエリクセン値１０．０ｍｍ以上の良好な成形性が得られないためである。また耐力（０．２％耐力）を１３０ＭＰａ以上に規定する理由は、耐力が１３０ＭＰａ未満ではアセンブリ時や使用時に筐体類が変形する恐れがあるためである。
【００１４】
請求項２記載発明は、請求項１記載発明のＡｌ合金材の製造方法である。
即ち、前記規定組成のＡｌ合金の溶湯を常法により鋳造し、得られた鋳塊に均質化処理、熱間圧延、冷間圧延、連続焼鈍をこの順に施す際、前記連続焼鈍条件を規定した製造方法である。
【００１５】
請求項２記載発明において、前記Ａｌ合金は半連続鋳造法などの常法により鋳造することができる。前記鋳塊の均質化処理条件は、処理温度が４５０℃未満でも、処理時間が１時間未満でも十分に均質化されない場合があり、また６００℃を超えると共晶組織部分が溶融する場合があり、いずれの場合も熱間圧延性が低下し、圧延材に割れが発生する恐れがある。また１５時間を超えて均質化処理してもその効果が飽和し生産性が悪化するだけとなる。このため均質化処理は４５０〜６００℃の温度で１〜１５時間保持する条件で施すのが望ましい。
【００１６】
請求項２記載発明において、熱間圧延および冷間圧延は常法により施すことができる。
また、請求項２記載発明では、前記冷間圧延後に連続焼鈍を施して、組織を適度な結晶粒径の再結晶組織とし、伸びを回復させ、またＭｇの固溶量を増加させて、エリクセン値１０．０ｍｍ以上の成形性が確保される。前記Ｍｇの固溶量増加により、耐力が高まり保形性も向上する。
【００１７】
本発明において、前記連続焼鈍で、温度を５００〜５５０℃、時間を１０〜２０秒に規定する理由は、温度が５００℃未満でも、時間が１０秒未満でも、結晶粒径および伸びが規定値を下回り、またＭｇの固溶量が不足して、エリクセン値１０．０ｍｍ以上の十分な成形性が得られず、さらにＭｇの固溶量が不足して耐力が低下して十分な保形性が得られなくなるためである。
一方、温度が５５０℃を超えても、また時間が２０秒を超えても、結晶粒径が５０μｍを超えるため十分な成形性が得られず、また耐力が１３０ＭＰａ未満となって保形性が低下するためである。なお保持時間を長くするのは、線速の低下または炉の大型化を要し不利である。
【００１８】
本発明において、連続焼鈍後１００℃までの冷却速度を１００℃／分以上に規定する理由は、１００℃／分未満では平均結晶粒径が５０μｍを超え、またβ相が生成して伸びが低下し、十分な成形性が得られなくなるためである。β相は強度も低下させる。前記連続焼鈍後の冷却には、空冷、水冷など任意の冷却方法が適用できる。
【００１９】
【実施例】
以下に、本発明を実施例により詳細に説明する。
（実施例１）
表１に示す本発明規定組成のＡｌ合金を半連続鋳造法により鋳造して厚さ５００ｍｍ、巾１２００ｍｍ、長さ４０００ｍｍの鋳塊とし、前記鋳塊を５５０℃で４時間均質化処理し、その後、厚さ３０ｍｍまで熱間粗圧延し、次いで厚さ２．７ｍｍまで熱間仕上圧延し、次いで厚さ０．６ｍｍまで冷間圧延し、次いで連続焼鈍を施し、その後冷却（空冷）してＡｌ合金材を製造した。
地金には、純度が９９．７％レベルのものを用いた。前記連続焼鈍およびその後の冷却は本発明の規定条件で行った。
得られたＡｌ合金材について、結晶粒径（再結晶粒径）、耐力、伸び、エリクセン値を下記方法により測定し評価した。
この他、鋳造性、圧延性、耐食性についても、常法により調査した。
【００２０】
（１）結晶粒径はバーカー法により調べた。
即ち、各サンプルの表面を研削加工→電解研磨→エッチング処理（ＨＢＦ4 液使用）し、偏光式画像処理装置により結晶組織を観察し、５ｍｍ×５ｍｍの視野面積における結晶粒径を測定した。平均結晶粒径（ｎ＝５）が３０〜５０μｍの範囲内のものを良好（○）、前記範囲を外れたものを不良（×）と評価した。
（２）耐力（０．２％耐力）および伸びは、Ａｌ合金材から５号試験片を切出し、ＪＩＳ Ｈ ４０００に準じて測定した。
耐力は、その平均値（ｎ＝３）が１３０ＭＰａ以上のものを良好（○）、１３０ＭＰａ未満のものを不良（×）と評価した。伸びは、その平均値（ｎ＝３）が３０％以上のものを良好（○）、３０％未満のものを不良（×）と評価した。
（３）エリクセン値はＪＩＳ Ｂ ７７２９ Ａ法に準じて測定した。
即ち、Ａｌ合金材から切出した巾９０ｍｍ、長さ３００ｍｍの試験片に２０ｍｍφの球頭張出治具を押込み、割れが発生したときの押込み深さを測定した。
エリクセン値は、その平均値（ｎ＝３）が１０．０ｍｍ以上のものを良好（○）、１０．０ｍｍ未満のものを不良（×）と評価した。
【００２１】
（実施例２）
均質化処理を４３０℃または６２０℃で行った他は、実施例２と同じ方法により厚さ０．６ｍｍのＡｌ合金材を製造し、それらの特性を実施例１と同じ方法により測定し評価した。
【００２２】
（比較例１）
表１に示す本発明規定外組成のＡｌ合金を用いて、実施例１と同じ方法により厚さ０．６ｍｍのＡｌ合金材を製造し、その特性を実施例１と同じ方法により測定し評価した。
【００２３】
（比較例２）
連続焼鈍を本発明規定外条件で施した他は、実施例１と同じ方法により厚さ０．６ｍｍのＡｌ合金材を製造し、その特性を実施例１と同じ方法により測定し評価した。
実施例１、２および比較例１、２の結果を、それぞれ表２、３に示す。表２、３には製造条件を併記した。
【００２４】
【表１】
【表２】
【表３】
表２から明らかなように、実施例１のＮｏ．１〜１２は、いずれも、耐力、伸び、結晶粒径、エリクセン値が本発明規定値を満足し、筐体類に要求される張出成形性および保形性を十分満足するものであった。
また、実施例２のＮｏ．１は均質化処理温度が低かったため均質化が若干不十分となり、Ｎｏ．２は均質化処理温度が高かったため共晶組織部分が局部的に溶融して、いずれも熱間圧延材に微細な圧延割れが発生した。しかし、これらの割れは冷間圧延前に手作業により容易に除去することができた。
【００２８】
一方、表３から明らかなように、比較例１のＮｏ．１はＭｇが少なかったため耐力が低下し、また結晶粒径が本発明規定値外となり保形性および張出成形性（エリクセン値）が劣った。またＮｏ．２はＭｇが多かったため伸びが低下し張出成形性が劣った。
Ｎｏ．３はＣｕが少なかったため耐力が低下して保形性が劣った。またＮｏ．４はＣｕが多かったため耐食性が劣った。
Ｎｏ．５はＺｎが少なかったためＭｇの固溶量が不足して保形性および張出成形性が劣った。またＮｏ．６はＺｎが多かったため鋳造性が劣った。
Ｎｏ．７はＭｎが多かったため結晶粒径が細かくなり過ぎて張出成形性が劣った。またＮｏ．８はＦｅが多く、Ｎｏ．９はＳｉが多かったため、いずれも、張出成形性に加え、鋳造性、圧延性および耐食性が劣った。Ｎｏ．１０はＣｒが多かったため鋳造性が劣った。
【００２９】
他方、比較例２のＮｏ．１は連続焼鈍温度が低く、Ｎｏ．２は連続焼鈍時間が短かったため、いずれも結晶粒径が小さくなり、また伸びおよびＭｇの固溶量が低下して、張出成形性が劣った。Ｎｏ．３は連続焼鈍温度が高く、Ｎｏ．４は連続焼鈍時間が長く、Ｎｏ．５は冷却速度が遅かったため、いずれも結晶粒が大きくなり、また耐力が低下して、張出成形性および保形性が劣った。
【００３０】
【発明の効果】
以上に述べたように、本発明のＡｌ合金材はＭｇ、Ｃｕ、Ｚｎを適量含有し、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃｒの含有量を微量に抑えたＡｌ合金からなり、成形性および保形性を向上させる固溶Ｍｇ量を、Ｚｎを添加して増加させたものであり、従って、本発明では成形性に有害な不純物元素の多い地金が使用でき原料費を安くできる。また本発明のＡｌ合金材は、その平均結晶粒径を３０〜５０μｍ、伸びを３０％以上に規定するのでエリクセン値１０．０ｍｍ以上の成形性が得られ、さらに耐力を１３０ＭＰａ以上に規定するので保形性に優れる。従ってパソコン本体カバーなどの筐体類に好適である。前記Ａｌ合金材は前記Ａｌ合金素材に均質化処理、熱間圧延、冷間圧延をこの順に施し、その後、連続焼鈍を、焼鈍条件および焼鈍後の冷却速度を規定して施すことにより容易に製造できる。依って、工業上顕著な効果を奏する。
Claims (2)
- Ｍｇを５．３〜５．７質量％（以下％と略記する）、Ｃｕを０．１０〜０．２５％、Ｚｎを０．０５％超え０．１０％以下、Ｍｎを０．０５％以下、Ｆｅを０．１５％以下、Ｓｉを０．１０％以下、Ｃｒを０．０１％以下含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金材であって、平均結晶粒径が３０〜５０μｍ、耐力が１３０ＭＰａ以上、伸びが３０％以上、エリクセン値が１０．０ｍｍ以上であることを特徴とする成形性および強度に優れるアルミニウム合金材。
- Ｍｇを５．３〜５．７％、Ｃｕを０．１０〜０．２５％、Ｚｎを０．０５％超え０．１０％以下、Ｍｎを０．０５％以下、Ｆｅを０．１５％以下、Ｓｉを０．１０％以下、Ｃｒを０．０１％以下含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金素材に均質化処理、熱間圧延、冷間圧延をこの順に施し、冷間圧延後、５００〜５５０℃の温度に１０〜２０秒間保持する連続焼鈍を施し、連続焼鈍後、１００℃以下の温度まで１００℃／分以上の冷却速度で冷却することを特徴とする成形性および強度に優れるアルミニウム合金材の製造方法。
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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| JP2002365244A JP2004197142A (ja) | 2002-12-17 | 2002-12-17 | 成形性および強度に優れるアルミニウム合金材とその製造方法 |
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|---|---|
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| JP (1) | JP2004197142A (ja) |
Cited By (2)
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|---|---|---|---|---|
| CN103572119A (zh) * | 2013-11-05 | 2014-02-12 | 吴高峰 | 一种耐高温包装罐用铝合金板 |
| CN106466947A (zh) * | 2015-08-21 | 2017-03-01 | 华为技术有限公司 | 一种复合材料及其制备方法 |
-
2002
- 2002-12-17 JP JP2002365244A patent/JP2004197142A/ja active Pending
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