JP2858069B2 - 耐応力腐食割れ性高強度アルミニウム合金板およびその製造方法 - Google Patents
耐応力腐食割れ性高強度アルミニウム合金板およびその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は主として自動車用ホイ
ールのリム材やディスク材あるいは足廻り部品等の自動
車部品として使用されるアルミニウム合金板に関し、特
に耐応力腐食割れ性（以下耐ＳＣＣ性と記す）に優れ、
かつ高強度を有し、成形性も良好なアルミニウム合金板
およびその製造方法に関するものである。
ールのリム材やディスク材あるいは足廻り部品等の自動
車部品として使用されるアルミニウム合金板に関し、特
に耐応力腐食割れ性（以下耐ＳＣＣ性と記す）に優れ、
かつ高強度を有し、成形性も良好なアルミニウム合金板
およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】一般に自動車用２ピースホイールあるい
は３ピースホイールのリム材としては、成形加工性が良
好であることはもちろんのこと、高強度を有することが
必要であり、さらに応力付加状態で使用されかつ腐食環
境に曝されることが多いことから、耐ＳＣＣ性に優れて
いることが要求される。このような要求を満たすアルミ
ニウム合金のリム材としては、従来はＪＩＳ ５４５４
合金で代表されるＡｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系合金の軟質材が広
く使用されており、そのほか一部ではＪＩＳ ５０５２
合金で代表されるＡｌ−Ｍｇ系合金の軟質材も使用され
ている。
は３ピースホイールのリム材としては、成形加工性が良
好であることはもちろんのこと、高強度を有することが
必要であり、さらに応力付加状態で使用されかつ腐食環
境に曝されることが多いことから、耐ＳＣＣ性に優れて
いることが要求される。このような要求を満たすアルミ
ニウム合金のリム材としては、従来はＪＩＳ ５４５４
合金で代表されるＡｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系合金の軟質材が広
く使用されており、そのほか一部ではＪＩＳ ５０５２
合金で代表されるＡｌ−Ｍｇ系合金の軟質材も使用され
ている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】近年、自動車車体の軽
量化による燃費向上あるいは材料コストの低減などを目
的として、自動車用ホイールのリムを従来よりも一層薄
肉化することが強く望まれている。薄肉化を図るために
は、リム材を従来の５４５４合金よりも高強度化する必
要がある。高強度化のための方法としては、Ｍｇ量を増
量することが考えられるが、Ｍｇは耐ＳＣＣ性に悪影響
を及ぼす元素であり、そのため従来の５４５４合金より
Ｍｇ量を増量すれば、高強度化は図れても耐ＳＣＣ性が
低下してしまい、したがってＭｇの増量によって高強度
化を図ることは実際上好ましいことではなかった。
量化による燃費向上あるいは材料コストの低減などを目
的として、自動車用ホイールのリムを従来よりも一層薄
肉化することが強く望まれている。薄肉化を図るために
は、リム材を従来の５４５４合金よりも高強度化する必
要がある。高強度化のための方法としては、Ｍｇ量を増
量することが考えられるが、Ｍｇは耐ＳＣＣ性に悪影響
を及ぼす元素であり、そのため従来の５４５４合金より
Ｍｇ量を増量すれば、高強度化は図れても耐ＳＣＣ性が
低下してしまい、したがってＭｇの増量によって高強度
化を図ることは実際上好ましいことではなかった。
【０００４】この発明は以上の事情を背景としてなされ
たもので、耐ＳＣＣ性を損なうことなく、従来よりも高
強度化して、リムの薄肉化を図れるようにしたアルミニ
ウム合金板およびその製造方法を提供することを目的と
するものである。
たもので、耐ＳＣＣ性を損なうことなく、従来よりも高
強度化して、リムの薄肉化を図れるようにしたアルミニ
ウム合金板およびその製造方法を提供することを目的と
するものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】前述のような課題を解決
するため、本発明者等が種々実験検討を重ねた結果、耐
ＳＣＣ性に悪影響を与えるＭｇは特に増量させない代り
に、Ｍｎ量を５４５４合金よりも若干増量させ、しかも
鋳塊の均質化処理においてＡｌ6 Ｍｎ析出物を適度に析
出させて、最終板の再結晶粒径を微細化することによっ
て、耐ＳＣＣ性を損なうことなく高強度化を図れること
を見出し、この発明をなすに至った。
するため、本発明者等が種々実験検討を重ねた結果、耐
ＳＣＣ性に悪影響を与えるＭｇは特に増量させない代り
に、Ｍｎ量を５４５４合金よりも若干増量させ、しかも
鋳塊の均質化処理においてＡｌ6 Ｍｎ析出物を適度に析
出させて、最終板の再結晶粒径を微細化することによっ
て、耐ＳＣＣ性を損なうことなく高強度化を図れること
を見出し、この発明をなすに至った。
【０００６】具体的には、請求項１の発明の耐ＳＣＣ性
高強度アルミニウム合金板は、Ｍｇ２．０〜３．５％、
Ｍｎ１．０％を越え１．８％以下、Ｆｅ０．２０％以下
を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなり、
かつ粒径１μｍ以上のＡｌ6Ｍｎ析出物粒子の数が０．
１mm2 当り１０００個以上で、しかも平均結晶粒径が５
０μｍ以下であることを特徴とするものである。
高強度アルミニウム合金板は、Ｍｇ２．０〜３．５％、
Ｍｎ１．０％を越え１．８％以下、Ｆｅ０．２０％以下
を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなり、
かつ粒径１μｍ以上のＡｌ6Ｍｎ析出物粒子の数が０．
１mm2 当り１０００個以上で、しかも平均結晶粒径が５
０μｍ以下であることを特徴とするものである。
【０００７】また請求項２の発明の耐ＳＣＣ性高強度ア
ルミニウム合金板の製造方法は、Ｍｇ２．０〜３．５
％、Ｍｎ１．０％を越え１．８％以下、Ｆｅ０．２０％
以下を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりな
る合金の鋳塊を鋳造し、得られた鋳塊に５００〜６００
℃の範囲内の温度で５〜４８時間の均質化処理を施し
て、粒径１μｍ以上のＡｌ6 Ｍｎ粒子を０．１mm2 当り
１０００個以上析出させ、その後圧延を施して所要の最
終板厚とするにあたり、熱間圧延での圧延終了温度を２
８０℃以下とし、さらに最終板厚の圧延板に対して３０
０〜５００℃にて軟質化処理を施すことを特徴とするも
のである。
ルミニウム合金板の製造方法は、Ｍｇ２．０〜３．５
％、Ｍｎ１．０％を越え１．８％以下、Ｆｅ０．２０％
以下を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりな
る合金の鋳塊を鋳造し、得られた鋳塊に５００〜６００
℃の範囲内の温度で５〜４８時間の均質化処理を施し
て、粒径１μｍ以上のＡｌ6 Ｍｎ粒子を０．１mm2 当り
１０００個以上析出させ、その後圧延を施して所要の最
終板厚とするにあたり、熱間圧延での圧延終了温度を２
８０℃以下とし、さらに最終板厚の圧延板に対して３０
０〜５００℃にて軟質化処理を施すことを特徴とするも
のである。
【０００８】
【作用】先ずこの発明における成分組成の限定理由につ
いて説明する。
いて説明する。
【０００９】Ｍｇ：Ｍｇは強度向上に有効な元素である
が、耐ＳＣＣ性を低下させる元素でもある。Ｍｇ量が
２．０％未満ではこの発明の主用途であるリム材として
強度不足となり、一方３．５％を越えれば耐ＳＣＣ性が
悪くなる。したがってＭｇ量は２．０〜３．５％の範囲
内とした。
が、耐ＳＣＣ性を低下させる元素でもある。Ｍｇ量が
２．０％未満ではこの発明の主用途であるリム材として
強度不足となり、一方３．５％を越えれば耐ＳＣＣ性が
悪くなる。したがってＭｇ量は２．０〜３．５％の範囲
内とした。
【００１０】Ｍｎ：Ｍｎは鋳造時に強制固溶されて、固
溶強化により強度向上に有効となるばかりでなく、鋳塊
に対する高温の均熱処理（均質化処理）によって析出す
るＡｌ6 Ｍｎが最終板の再結晶粒を微細化して、強度を
向上させるに有効に作用する。但し、Ｍｎ量が１．０％
以下ではＭｎの固溶量が不充分で、高温の均熱処理によ
り析出するＡｌ6 Ｍｎ粒子の数、大きさが充分ではな
く、そのため最終板の再結晶粒を微細化する効果が充分
に得られず、強度向上が充分に図れなくなる。一方Ｍｎ
量が１．８％を越えればＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系の晶出物が
粗大となって成形性を阻害するおそれがある。したがっ
てＭｎ量は１．０％を越え１．８％以下とした。
溶強化により強度向上に有効となるばかりでなく、鋳塊
に対する高温の均熱処理（均質化処理）によって析出す
るＡｌ6 Ｍｎが最終板の再結晶粒を微細化して、強度を
向上させるに有効に作用する。但し、Ｍｎ量が１．０％
以下ではＭｎの固溶量が不充分で、高温の均熱処理によ
り析出するＡｌ6 Ｍｎ粒子の数、大きさが充分ではな
く、そのため最終板の再結晶粒を微細化する効果が充分
に得られず、強度向上が充分に図れなくなる。一方Ｍｎ
量が１．８％を越えればＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系の晶出物が
粗大となって成形性を阻害するおそれがある。したがっ
てＭｎ量は１．０％を越え１．８％以下とした。
【００１１】Ｆｅ：Ｆｅは通常のアルミニウム合金にお
いて不純物として不可避的に含有される元素である。Ｆ
ｅが０．２０％を越えれば、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系の化合
物晶出物の数が増えてＭｎ固溶量が減少し、強度向上を
図れなくなるとともに成形性を阻害するから、Ｆｅは
０．２０％以下に規制することとした。
いて不純物として不可避的に含有される元素である。Ｆ
ｅが０．２０％を越えれば、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系の化合
物晶出物の数が増えてＭｎ固溶量が減少し、強度向上を
図れなくなるとともに成形性を阻害するから、Ｆｅは
０．２０％以下に規制することとした。
【００１２】以上の各元素のほかは、基本的にはＡｌお
よびＦｅ以外の不可避的不純物とすれば良い。
よびＦｅ以外の不可避的不純物とすれば良い。
【００１３】なおＦｅ以外の不可避的不純物としては、
Ｓｉ，Ｚｎ，Ｃｕ等が含有されることがあるが、Ｓｉは
０．４％以下、Ｚｎは０．５％以下、Ｃｕは０．３％以
下であれば、この発明の効果を損なうことはない。
Ｓｉ，Ｚｎ，Ｃｕ等が含有されることがあるが、Ｓｉは
０．４％以下、Ｚｎは０．５％以下、Ｃｕは０．３％以
下であれば、この発明の効果を損なうことはない。
【００１４】また一般のアルミニウム合金においては、
鋳塊結晶組織の微細化のために、少量のＴｉを単独で、
あるいは少量のＴｉを微量のＢもしくはＣと組合せて添
加することがあるが、この発明の場合も必要に応じてこ
れらを添加しても良い。但し、Ｔｉを単独で添加する場
合のＴｉ量は０．２０％以下、ＴｉとＢとを複合添加す
る場合のＴｉ量は０．１０％以下、Ｂは０．０５％以
下、ＴｉとＣとを複合添加する場合のＴｉ量は０．１０
％以下、Ｃ量は０．０５％以下とすることが望ましく、
これらの範囲内であれば特にこの発明の効果を損なうこ
とはない。
鋳塊結晶組織の微細化のために、少量のＴｉを単独で、
あるいは少量のＴｉを微量のＢもしくはＣと組合せて添
加することがあるが、この発明の場合も必要に応じてこ
れらを添加しても良い。但し、Ｔｉを単独で添加する場
合のＴｉ量は０．２０％以下、ＴｉとＢとを複合添加す
る場合のＴｉ量は０．１０％以下、Ｂは０．０５％以
下、ＴｉとＣとを複合添加する場合のＴｉ量は０．１０
％以下、Ｃ量は０．０５％以下とすることが望ましく、
これらの範囲内であれば特にこの発明の効果を損なうこ
とはない。
【００１５】そのほか、強度向上のためにＣｒ０．１５
％以下、Ｖ０．１５％以下、Ｚｒ０．１５％以下のいず
れか１種または２種以上を含有することは許容される。
また、鋳造時の溶湯酸化の防止のため、Ｂｅを０．０１
％以下添加することも許容される。
％以下、Ｖ０．１５％以下、Ｚｒ０．１５％以下のいず
れか１種または２種以上を含有することは許容される。
また、鋳造時の溶湯酸化の防止のため、Ｂｅを０．０１
％以下添加することも許容される。
【００１６】請求項１の発明のアルミニウム合金板にお
いては、前述のように成分組成を規定するのみならず、
Ａｌ6 Ｍｎ析出物の析出状態、および結晶粒径（再結晶
粒径）が重要である。すなわちこの発明では耐ＳＣＣ性
を損なうことなく強度向上を図ることを目的としている
が、そのためには、最終板の状態で、粒径１μｍ以上の
Ａｌ6 Ｍｎ析出物が０．１mm2 当り１０００個以上分散
している状態とし、平均結晶粒径を５０μｍ以下とする
ことが必要である。
いては、前述のように成分組成を規定するのみならず、
Ａｌ6 Ｍｎ析出物の析出状態、および結晶粒径（再結晶
粒径）が重要である。すなわちこの発明では耐ＳＣＣ性
を損なうことなく強度向上を図ることを目的としている
が、そのためには、最終板の状態で、粒径１μｍ以上の
Ａｌ6 Ｍｎ析出物が０．１mm2 当り１０００個以上分散
している状態とし、平均結晶粒径を５０μｍ以下とする
ことが必要である。
【００１７】最終板の結晶粒径（通常は最終板厚の圧延
板に軟質化処理を施した軟質材の再結晶粒径）は強度に
大きく影響を与え、平均結晶粒径が５０μｍ以下の微細
組織とすることによって所期の高強度が得られ、５０μ
ｍを越える結晶粒径の組織では充分な高強度が得られな
い。また上述のような微細組織を得るためには、Ａｌ6
Ｍｎ析出物の分散状態が関係し、粒径１μｍ以上のＡｌ
6 Ｍｎ析出物の数が０．１mm2 当り１０００個以上であ
れば、最終軟質化処理時に微細に再結晶して、平均結晶
粒径５０μｍ以下の微細組織が得られる。Ａｌ6 Ｍｎ析
出物の大きさが１μｍ未満では軟質化処理時に再結晶遅
れが生じて未再結晶粒組織あるいは未再結晶粒と再結晶
粒との混粒組織となり、伸びや成形性が低下する。一方
Ａｌ6 Ｍｎ析出物の大きさが１μｍ以上であっても、そ
の数が０．１mm2 当り１０００個未満では、平均結晶粒
径が５０μｍを越えて大きくなり、充分な強度が得られ
なくなる。
板に軟質化処理を施した軟質材の再結晶粒径）は強度に
大きく影響を与え、平均結晶粒径が５０μｍ以下の微細
組織とすることによって所期の高強度が得られ、５０μ
ｍを越える結晶粒径の組織では充分な高強度が得られな
い。また上述のような微細組織を得るためには、Ａｌ6
Ｍｎ析出物の分散状態が関係し、粒径１μｍ以上のＡｌ
6 Ｍｎ析出物の数が０．１mm2 当り１０００個以上であ
れば、最終軟質化処理時に微細に再結晶して、平均結晶
粒径５０μｍ以下の微細組織が得られる。Ａｌ6 Ｍｎ析
出物の大きさが１μｍ未満では軟質化処理時に再結晶遅
れが生じて未再結晶粒組織あるいは未再結晶粒と再結晶
粒との混粒組織となり、伸びや成形性が低下する。一方
Ａｌ6 Ｍｎ析出物の大きさが１μｍ以上であっても、そ
の数が０．１mm2 当り１０００個未満では、平均結晶粒
径が５０μｍを越えて大きくなり、充分な強度が得られ
なくなる。
【００１８】なおここで、最終軟質化処理時において再
結晶組織を微細化するためには、その最終軟質化処理直
前の状態で前述のように１μｍ以上のＡｌ6 Ｍｎ析出物
が０．１mm2 当り１０００個以上存在することが必要で
あるが、最終軟質化処理後の状態でＡｌ6 Ｍｎ析出物が
上記の条件を満たしていれば、必然的に最終軟質化処理
直前でもその条件を満たすところから、請求項１の発明
では最終軟質化処理後の板として、上記条件を規定し
た。
結晶組織を微細化するためには、その最終軟質化処理直
前の状態で前述のように１μｍ以上のＡｌ6 Ｍｎ析出物
が０．１mm2 当り１０００個以上存在することが必要で
あるが、最終軟質化処理後の状態でＡｌ6 Ｍｎ析出物が
上記の条件を満たしていれば、必然的に最終軟質化処理
直前でもその条件を満たすところから、請求項１の発明
では最終軟質化処理後の板として、上記条件を規定し
た。
【００１９】次に上述のようなアルミニウム合金板の製
造方法、すなわち請求項２の発明の製造方法について説
明する。
造方法、すなわち請求項２の発明の製造方法について説
明する。
【００２０】先ず前述のような成分組成の合金を鋳造す
る。鋳造方法は特に限定されるものではないが、Ｍｎの
固溶量を高めてＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系の化合物晶出物を微
細化するためには、ＤＣ鋳造法（半連続鋳造法）などに
よって０．５℃／sec 以上の冷却速度で鋳造することが
好ましい。
る。鋳造方法は特に限定されるものではないが、Ｍｎの
固溶量を高めてＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系の化合物晶出物を微
細化するためには、ＤＣ鋳造法（半連続鋳造法）などに
よって０．５℃／sec 以上の冷却速度で鋳造することが
好ましい。
【００２１】得られた鋳塊に対しては、均質化処理（均
熱処理）を施す。この均熱処理は、単に鋳塊組織を均一
化するのみならず、Ａｌ6 Ｍｎを析出させるために重要
な工程である。すなわちこの発明では高温長時間の均熱
処理を施すことによって、１μｍ以上のＡｌ6 Ｍｎ析出
物を０．１mm2 当り１０００個以上析出させ、これによ
って後の軟質化処理時における再結晶粒を微細化させ、
耐ＳＣＣ性の低下を招くことなく強度向上を図ることが
できるのである。ここで、均熱処理温度が５００℃未満
または均熱処理時間が５時間未満ではＡｌ6 Ｍｎ析出物
の析出が不充分となり、一方均熱処理温度が６００℃を
越えれば局部融解を生じてしまい、また均熱処理時間が
４８時間を越えれば、Ａｌ6 Ｍｎ析出の効果が飽和して
経済性の点で問題が生じ、しかも表面の酸化が進行して
表面品質が悪くなる。したがって均熱処理条件は、５０
０〜６００℃×５〜４８時間の範囲内とする必要があ
る。なおこのような均熱処理によって析出したＡｌ6 Ｍ
ｎ析出物は、その後のプロセスでマトリックスに固溶し
てしまうことはなく、またそもそも微細であるため加工
によって破砕されてそれ以上小径となってしまうことも
ほとんどなく、したがって均熱処理段階で１μｍ以上の
Ａｌ6 Ｍｎ析出物を０．１mm2 当り１０００個以上析出
させておけば、最終板の再結晶処理時においてもＡｌ6
Ｍｎ析出物は同じ条件を満たすことができ、そのため既
に述べたように再結晶組織を平均結晶粒径が５０μｍ以
下の微細組織として、強度向上を図ることができるので
ある。
熱処理）を施す。この均熱処理は、単に鋳塊組織を均一
化するのみならず、Ａｌ6 Ｍｎを析出させるために重要
な工程である。すなわちこの発明では高温長時間の均熱
処理を施すことによって、１μｍ以上のＡｌ6 Ｍｎ析出
物を０．１mm2 当り１０００個以上析出させ、これによ
って後の軟質化処理時における再結晶粒を微細化させ、
耐ＳＣＣ性の低下を招くことなく強度向上を図ることが
できるのである。ここで、均熱処理温度が５００℃未満
または均熱処理時間が５時間未満ではＡｌ6 Ｍｎ析出物
の析出が不充分となり、一方均熱処理温度が６００℃を
越えれば局部融解を生じてしまい、また均熱処理時間が
４８時間を越えれば、Ａｌ6 Ｍｎ析出の効果が飽和して
経済性の点で問題が生じ、しかも表面の酸化が進行して
表面品質が悪くなる。したがって均熱処理条件は、５０
０〜６００℃×５〜４８時間の範囲内とする必要があ
る。なおこのような均熱処理によって析出したＡｌ6 Ｍ
ｎ析出物は、その後のプロセスでマトリックスに固溶し
てしまうことはなく、またそもそも微細であるため加工
によって破砕されてそれ以上小径となってしまうことも
ほとんどなく、したがって均熱処理段階で１μｍ以上の
Ａｌ6 Ｍｎ析出物を０．１mm2 当り１０００個以上析出
させておけば、最終板の再結晶処理時においてもＡｌ6
Ｍｎ析出物は同じ条件を満たすことができ、そのため既
に述べたように再結晶組織を平均結晶粒径が５０μｍ以
下の微細組織として、強度向上を図ることができるので
ある。
【００２２】均熱処理後には熱間圧延を行なう。この熱
間圧延開始温度は、従来のＡｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系合金と同
様であれば良く、通常は４００〜５５０℃とする。なお
この熱間圧延を行なうにあたっては、均熱処理後、一旦
冷却してから４００〜５５０℃に再加熱しても良く、あ
るいは均熱処理後再加熱することなく、４００〜５５０
℃の状態から熱間圧延を施しても良い。この熱間圧延に
おいては、熱間圧延終了温度が重要である。すなわち、
熱間圧延終了温度を２８０℃以下と比較的低温とするこ
とによって、最終板の軟質化処理時における再結晶粒を
微細化する効果が得られる。熱間圧延終了温度が２８０
℃を越える高温の場合には、再結晶粒が微細化されず、
したがって強度向上の効果も得られなくなる。
間圧延開始温度は、従来のＡｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系合金と同
様であれば良く、通常は４００〜５５０℃とする。なお
この熱間圧延を行なうにあたっては、均熱処理後、一旦
冷却してから４００〜５５０℃に再加熱しても良く、あ
るいは均熱処理後再加熱することなく、４００〜５５０
℃の状態から熱間圧延を施しても良い。この熱間圧延に
おいては、熱間圧延終了温度が重要である。すなわち、
熱間圧延終了温度を２８０℃以下と比較的低温とするこ
とによって、最終板の軟質化処理時における再結晶粒を
微細化する効果が得られる。熱間圧延終了温度が２８０
℃を越える高温の場合には、再結晶粒が微細化されず、
したがって強度向上の効果も得られなくなる。
【００２３】熱間圧延終了後の板は、その熱延板のまま
で最終板厚の板（最終圧延板）としても良く、また板厚
精度や組織の安定性等を考慮してさらに冷間圧延を施し
て冷延板としても良い。
で最終板厚の板（最終圧延板）としても良く、また板厚
精度や組織の安定性等を考慮してさらに冷間圧延を施し
て冷延板としても良い。
【００２４】また最終板厚となった圧延板（最終圧延
板）に対しては、軟質化処理を施す。この軟質化処理
は、最終圧延板の組織を再結晶させ、所要の軟質材を得
るために必要な工程であり、その温度が３００℃未満で
は再結晶が充分に進行せず、５００℃を越えれば再結晶
粒の粗大化が生じやすい。したがって軟質化処理は３０
０〜５００℃の範囲内の温度で行なう必要がある。なお
軟質化処理の時間は特に限定しないが、通常は０．５〜
５時間の範囲内とすることが好ましい。このような軟質
化処理においては、既に述べたように１μｍ以上のＡｌ
6 Ｍｎ析出物が０．１mm2 当り１０００個以上分散して
いるため、平均結晶粒径が５０μｍ以下となる微細な再
結晶組織が得られる。そしてこのような微細な再結晶組
織となるため、強度向上を充分に図ることができるので
ある。
板）に対しては、軟質化処理を施す。この軟質化処理
は、最終圧延板の組織を再結晶させ、所要の軟質材を得
るために必要な工程であり、その温度が３００℃未満で
は再結晶が充分に進行せず、５００℃を越えれば再結晶
粒の粗大化が生じやすい。したがって軟質化処理は３０
０〜５００℃の範囲内の温度で行なう必要がある。なお
軟質化処理の時間は特に限定しないが、通常は０．５〜
５時間の範囲内とすることが好ましい。このような軟質
化処理においては、既に述べたように１μｍ以上のＡｌ
6 Ｍｎ析出物が０．１mm2 当り１０００個以上分散して
いるため、平均結晶粒径が５０μｍ以下となる微細な再
結晶組織が得られる。そしてこのような微細な再結晶組
織となるため、強度向上を充分に図ることができるので
ある。
【００２５】なお請求項２の発明の製造方法では、軟質
化処理を必須の要件としているが、さほど成形性が要求
されないような比較的単純な成形加工材、構造材とし
て、主として強度を重視する場合は、上述のような条件
の軟質化処理に代えて、Ｈ3nあるいはＨ2nの調質処理を
行なって、請求項１で規定するアルミニウム合金板を得
ることも可能である。
化処理を必須の要件としているが、さほど成形性が要求
されないような比較的単純な成形加工材、構造材とし
て、主として強度を重視する場合は、上述のような条件
の軟質化処理に代えて、Ｈ3nあるいはＨ2nの調質処理を
行なって、請求項１で規定するアルミニウム合金板を得
ることも可能である。
【００２６】
【実施例】表１の合金符号Ａ〜Ｅに示される合金につい
て、常法に従ってＤＣ鋳造法（半連続鋳造法）により鋳
造し、厚さ４６０mm、幅１２００mm、長さ３０００mmの
鋳塊を得た。得られた鋳塊に対し、表２の製造条件Ｎ
ｏ．１〜Ｎｏ．８に示すような種々の条件で均熱処理
（均質化処理）、熱間圧延前予備加熱、熱間圧延を施し
て、厚さ７mmの圧延板とした。その後冷間圧延を施して
板厚５mmの冷延板とした後、３５０℃×２時間の軟質化
処理を施した。なお製造条件Ｎｏ．２の場合のみ、熱間
圧延によって厚さ５mmの熱延板とした後、冷間圧延を施
すことなく、３５０℃×２時間の軟質化処理を施した。
て、常法に従ってＤＣ鋳造法（半連続鋳造法）により鋳
造し、厚さ４６０mm、幅１２００mm、長さ３０００mmの
鋳塊を得た。得られた鋳塊に対し、表２の製造条件Ｎ
ｏ．１〜Ｎｏ．８に示すような種々の条件で均熱処理
（均質化処理）、熱間圧延前予備加熱、熱間圧延を施し
て、厚さ７mmの圧延板とした。その後冷間圧延を施して
板厚５mmの冷延板とした後、３５０℃×２時間の軟質化
処理を施した。なお製造条件Ｎｏ．２の場合のみ、熱間
圧延によって厚さ５mmの熱延板とした後、冷間圧延を施
すことなく、３５０℃×２時間の軟質化処理を施した。
【００２７】均熱処理直後、および軟質化処理後におい
て、それぞれ１μｍ以上のＡｌ6 Ｍｎ析出物の０．１mm
2 当りの数を調べ、また軟質化処理後の平均結晶粒径を
調べたので、その結果を表２中に併せて示す。
て、それぞれ１μｍ以上のＡｌ6 Ｍｎ析出物の０．１mm
2 当りの数を調べ、また軟質化処理後の平均結晶粒径を
調べたので、その結果を表２中に併せて示す。
【００２８】また、軟質化処理後の各板について引張試
験を施して機械的特性を調べ、さらにＳＣＣ試験による
破断寿命を調べたので、その結果を表３に示す。なお耐
ＳＣＣ性に関しては、軟質材のままではＳＣＣ感受性は
低く、成形加工後の経時変化によってＭｇ2 Ａｌ3 が粒
界に析出し、ＳＣＣ感受性が高くなることが一般に知ら
れている。そこでこの実施例では、軟質化処理後の板
（軟質材）に対し、成形加工相当の３０％の冷間圧延を
施して板厚３．５mmとし、さらに約１０年間のＭｇ2 Ａ
ｌ3 の変化に相当する１２０℃×７日間の熱処理を施す
ことによってＳＣＣ感受性を高めた状態とし、その状態
でＳＣＣ試験を実施した。またこのＳＣＣ試験は、Ｎａ
Ｃｌ水溶液中での単軸引張による応力付加を行なうとと
もに、耐ＳＣＣ性を比較的短時間で評価するために試験
片に直流５mA／cm2 の電流を流すことで粒界腐食を促進
させる方法、すなわち電流付加単軸引張方式で行なっ
た。なお付加応力は１００Ｎ／mm2 と１５０Ｎ／mm2 の
２水準として調べた。
験を施して機械的特性を調べ、さらにＳＣＣ試験による
破断寿命を調べたので、その結果を表３に示す。なお耐
ＳＣＣ性に関しては、軟質材のままではＳＣＣ感受性は
低く、成形加工後の経時変化によってＭｇ2 Ａｌ3 が粒
界に析出し、ＳＣＣ感受性が高くなることが一般に知ら
れている。そこでこの実施例では、軟質化処理後の板
（軟質材）に対し、成形加工相当の３０％の冷間圧延を
施して板厚３．５mmとし、さらに約１０年間のＭｇ2 Ａ
ｌ3 の変化に相当する１２０℃×７日間の熱処理を施す
ことによってＳＣＣ感受性を高めた状態とし、その状態
でＳＣＣ試験を実施した。またこのＳＣＣ試験は、Ｎａ
Ｃｌ水溶液中での単軸引張による応力付加を行なうとと
もに、耐ＳＣＣ性を比較的短時間で評価するために試験
片に直流５mA／cm2 の電流を流すことで粒界腐食を促進
させる方法、すなわち電流付加単軸引張方式で行なっ
た。なお付加応力は１００Ｎ／mm2 と１５０Ｎ／mm2 の
２水準として調べた。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】
【表３】
【００３２】以上の実施例において製造条件Ｎｏ．７
は、従来の代表的なリム材である５４５４合金に相当す
る合金符号Ｄの合金を用いて、従来の一般的な製造プロ
セスを適用して製造した例である。一般に５４５４合金
は、厳しい条件下においてもＳＣＣを生じないことが知
られており、そこで実施例においてもこの製造条件Ｎ
ｏ．７によって得られた５４５４相当合金の材料を基準
として、機械的特性、耐ＳＣＣ性を評価した。
は、従来の代表的なリム材である５４５４合金に相当す
る合金符号Ｄの合金を用いて、従来の一般的な製造プロ
セスを適用して製造した例である。一般に５４５４合金
は、厳しい条件下においてもＳＣＣを生じないことが知
られており、そこで実施例においてもこの製造条件Ｎ
ｏ．７によって得られた５４５４相当合金の材料を基準
として、機械的特性、耐ＳＣＣ性を評価した。
【００３３】製造条件Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３の材料は、い
ずれも成分組成および製造プロセスの両者がこの発明で
規定する条件を満たすものであり、これらはＮｏ．７の
５４５４相当の合金の比較例と比較して、ＳＣＣ破断寿
命は同等に優れており、一方引張強さは約４０Ｎ／m
m2 、また耐力は約２５Ｎ／mm2 高く、したがって５４
５４合金よりも高い強度を有する高強度耐ＳＣＣ性材料
となっていることが明らかである。
ずれも成分組成および製造プロセスの両者がこの発明で
規定する条件を満たすものであり、これらはＮｏ．７の
５４５４相当の合金の比較例と比較して、ＳＣＣ破断寿
命は同等に優れており、一方引張強さは約４０Ｎ／m
m2 、また耐力は約２５Ｎ／mm2 高く、したがって５４
５４合金よりも高い強度を有する高強度耐ＳＣＣ性材料
となっていることが明らかである。
【００３４】一方製造条件Ｎｏ．４の材料は、この発明
で規定する成分組成範囲内の合金Ａを用いてはいるが、
熱間圧延終了温度がこの発明で規定する上限よりも高い
比較例であり、この場合は熱間圧延終了温度が高過ぎた
ため、軟質化処理後の平均結晶粒径が大きくなってＮ
ｏ．７の５４５４相当合金並みの低強度しか得られなか
った。また製造条件Ｎｏ５の材料も、この発明で規定す
る成分組成範囲内の合金Ａを用いているが、均熱処理温
度がこの発明で規定する範囲よりも低い比較例であり、
この場合には均熱処理温度が低いため、均熱処理中のＡ
ｌ6 Ｍｎの析出が不充分となり、軟質化処理時における
再結晶が遅れ、未再結晶粒と再結晶粒との混粒組織とな
ってしまい、その結果伸びが著しく小さくなり、成形性
に著しく劣るものとなった。さらに製造条件Ｎｏ．６の
材料は、Ｍｇ量がこの発明で規定する範囲を越えている
合金Ｃを用い、製造プロセス条件はこの発明で規定する
条件範囲内とした比較例であり、この場合はＭｇ量が多
いため強度はＮｏ．７の５４５４相当合金よりも高い
が、ＳＣＣ破断寿命は約１／２〜１／４と短かくなって
しまった。一方製造条件Ｎｏ．８の材料は、Ｍｇ量がこ
の発明で規定する量よりも格段に多い従来合金である５
０８３合金（合金Ｅ）について、従来の通常のプロセス
で製造した比較例であり、この場合は、強度は高いもの
の、本発明例のＮｏ．１〜Ｎｏ．３、５４５４相当合金
のＮｏ．７と比較してＳＣＣ破断寿命は約１／１０〜１
／２５と著しく短かくなってしまった。
で規定する成分組成範囲内の合金Ａを用いてはいるが、
熱間圧延終了温度がこの発明で規定する上限よりも高い
比較例であり、この場合は熱間圧延終了温度が高過ぎた
ため、軟質化処理後の平均結晶粒径が大きくなってＮ
ｏ．７の５４５４相当合金並みの低強度しか得られなか
った。また製造条件Ｎｏ５の材料も、この発明で規定す
る成分組成範囲内の合金Ａを用いているが、均熱処理温
度がこの発明で規定する範囲よりも低い比較例であり、
この場合には均熱処理温度が低いため、均熱処理中のＡ
ｌ6 Ｍｎの析出が不充分となり、軟質化処理時における
再結晶が遅れ、未再結晶粒と再結晶粒との混粒組織とな
ってしまい、その結果伸びが著しく小さくなり、成形性
に著しく劣るものとなった。さらに製造条件Ｎｏ．６の
材料は、Ｍｇ量がこの発明で規定する範囲を越えている
合金Ｃを用い、製造プロセス条件はこの発明で規定する
条件範囲内とした比較例であり、この場合はＭｇ量が多
いため強度はＮｏ．７の５４５４相当合金よりも高い
が、ＳＣＣ破断寿命は約１／２〜１／４と短かくなって
しまった。一方製造条件Ｎｏ．８の材料は、Ｍｇ量がこ
の発明で規定する量よりも格段に多い従来合金である５
０８３合金（合金Ｅ）について、従来の通常のプロセス
で製造した比較例であり、この場合は、強度は高いもの
の、本発明例のＮｏ．１〜Ｎｏ．３、５４５４相当合金
のＮｏ．７と比較してＳＣＣ破断寿命は約１／１０〜１
／２５と著しく短かくなってしまった。
【００３５】ところで応力腐食割れは粒界腐食と応力と
の相互作用による脆性破壊であることが知られている。
前述のＳＣＣ試験では、破断寿命のみによって耐ＳＣＣ
性を評価しているが、破断寿命だけではなく、破面の破
壊様式からも耐ＳＣＣ性を評価することが必要であると
考えられ、そこで前述のＳＣＣ試験において負荷応力１
５０Ｎ／mm2 で破断した試験片の破面について、走査電
子顕微鏡にて破面の破壊様式を観察したので、その結果
を表４に示す。
の相互作用による脆性破壊であることが知られている。
前述のＳＣＣ試験では、破断寿命のみによって耐ＳＣＣ
性を評価しているが、破断寿命だけではなく、破面の破
壊様式からも耐ＳＣＣ性を評価することが必要であると
考えられ、そこで前述のＳＣＣ試験において負荷応力１
５０Ｎ／mm2 で破断した試験片の破面について、走査電
子顕微鏡にて破面の破壊様式を観察したので、その結果
を表４に示す。
【００３６】
【表４】
【００３７】表４から明らかなように、成分組成がこの
発明で規定する範囲内の合金Ａ，Ｂを用いた製造条件Ｎ
ｏ．１〜Ｎｏ．５、Ｎｏ．７の場合は、いずれも破面の
全域でディンプルが観察された。これは、粒界からの破
壊が生じていないことを意味し、したがって耐ＳＣＣ性
が優れていることが明らかである。一方Ｍｇ量がこの発
明で規定する範囲よりも若干多い４．０％である合金Ｃ
を用いた製造条件Ｎｏ．６の材料の破面は、大部分はデ
ィンプル破面ではあったが、一部に粒界破面が観察さ
れ、したがって耐ＳＣＣ性が充分ではないと推定され
る。さらに、Ｍｇ量が４．６％とこの発明で規定する範
囲よりも格段に多い５０８３相当合金（合金Ｅ）を用い
たＮｏ．８の材料の破面は、広範囲にわたって粒界破面
が観察され、したがってＳＣＣが極めて生じ易いと推定
できる。
発明で規定する範囲内の合金Ａ，Ｂを用いた製造条件Ｎ
ｏ．１〜Ｎｏ．５、Ｎｏ．７の場合は、いずれも破面の
全域でディンプルが観察された。これは、粒界からの破
壊が生じていないことを意味し、したがって耐ＳＣＣ性
が優れていることが明らかである。一方Ｍｇ量がこの発
明で規定する範囲よりも若干多い４．０％である合金Ｃ
を用いた製造条件Ｎｏ．６の材料の破面は、大部分はデ
ィンプル破面ではあったが、一部に粒界破面が観察さ
れ、したがって耐ＳＣＣ性が充分ではないと推定され
る。さらに、Ｍｇ量が４．６％とこの発明で規定する範
囲よりも格段に多い５０８３相当合金（合金Ｅ）を用い
たＮｏ．８の材料の破面は、広範囲にわたって粒界破面
が観察され、したがってＳＣＣが極めて生じ易いと推定
できる。
【００３８】また表４に示したような破壊様式の観察結
果による耐ＳＣＣ性評価と表３に示した破断寿命の結果
とは良く対応しており、したがって表３の電流付加単軸
引張方式のＳＣＣ試験破断寿命は、耐ＳＣＣ性を妥当に
評価していることが明らかである。
果による耐ＳＣＣ性評価と表３に示した破断寿命の結果
とは良く対応しており、したがって表３の電流付加単軸
引張方式のＳＣＣ試験破断寿命は、耐ＳＣＣ性を妥当に
評価していることが明らかである。
【００３９】
【発明の効果】前述の実施例からも明らかなように、こ
の発明によれば、耐応力腐食割れ性については、従来か
ら耐応力腐食割れ性が良好であることが知られている５
４５４合金並みに優れていて厳しい使用環境下でも応力
腐食割れのおそれがなく、しかも強度については５４５
４合金よりも格段に高い、高強度を有する耐応力腐食割
れ性アルミニウム合金板を得ることができる。
の発明によれば、耐応力腐食割れ性については、従来か
ら耐応力腐食割れ性が良好であることが知られている５
４５４合金並みに優れていて厳しい使用環境下でも応力
腐食割れのおそれがなく、しかも強度については５４５
４合金よりも格段に高い、高強度を有する耐応力腐食割
れ性アルミニウム合金板を得ることができる。
【００４０】そしてこの発明によるアルミニウム合金板
を自動車ホイール用のリム材やディスク材に使用するこ
とによって、従来よりも薄肉化を図って、車体重量の軽
量化および材料コストの低減を図ることができる。なお
この発明のアルミニウム合金板は、その他の自動車の足
廻り部品や各種構造材料などにも使用できることはもち
ろんである。
を自動車ホイール用のリム材やディスク材に使用するこ
とによって、従来よりも薄肉化を図って、車体重量の軽
量化および材料コストの低減を図ることができる。なお
この発明のアルミニウム合金板は、その他の自動車の足
廻り部品や各種構造材料などにも使用できることはもち
ろんである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０Ａ ６３０Ｋ ６３１ ６３１Ｚ ６４０ ６４０Ａ ６８２ ６８２ ６８３ ６８３ ６８６ ６８６Ａ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９４ ６９４Ｂ
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｍｇ２．０〜３．５％（重量％、以下同
じ）、Ｍｎ１．０％を越え１．８％以下、Ｆｅ０．２０
％以下を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物より
なり、かつ粒径１μｍ以上のＡｌ6 Ｍｎ析出物粒子の数
が０．１mm2当り１０００個以上で、しかも平均結晶粒
径が５０μｍ以下であることを特徴とする、耐応力腐食
割れ性高強度アルミニウム合金板。 - 【請求項２】 Ｍｇ２．０〜３．５％、Ｍｎ１．０％を
越え１．８％以下、Ｆｅ０．２０％以下を含有し、残部
がＡｌおよび不可避的不純物よりなる合金の鋳塊を鋳造
し、得られた鋳塊に５００〜６００℃の範囲内の温度で
５〜４８時間の均質化処理を施して、粒径１μｍ以上の
Ａｌ6 Ｍｎ粒子を０．１mm2 当り１０００個以上析出さ
せ、その後圧延を施して所要の最終板厚とするにあた
り、熱間圧延での圧延終了温度を２８０℃以下とし、さ
らに最終板厚の圧延板に対して３００〜５００℃にて軟
質化処理を施すことを特徴とする、耐応力腐食割れ性高
強度アルミニウム合金板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17125593A JP2858069B2 (ja) | 1993-06-17 | 1993-06-17 | 耐応力腐食割れ性高強度アルミニウム合金板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17125593A JP2858069B2 (ja) | 1993-06-17 | 1993-06-17 | 耐応力腐食割れ性高強度アルミニウム合金板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH073372A JPH073372A (ja) | 1995-01-06 |
| JP2858069B2 true JP2858069B2 (ja) | 1999-02-17 |
Family
ID=15919937
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17125593A Expired - Fee Related JP2858069B2 (ja) | 1993-06-17 | 1993-06-17 | 耐応力腐食割れ性高強度アルミニウム合金板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2858069B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001064744A (ja) * | 1999-08-30 | 2001-03-13 | Nippon Light Metal Co Ltd | スピニング加工に適した高強度アルミニウム合金板およびその製造方法 |
| JP2008190021A (ja) * | 2007-02-07 | 2008-08-21 | Kobe Steel Ltd | Ａｌ−Ｍｇ系合金熱延上り板およびその製造法 |
| JP5411924B2 (ja) * | 2011-12-27 | 2014-02-12 | 株式会社神戸製鋼所 | Ａｌ−Ｍｇ系合金熱延上り板の製造法 |
-
1993
- 1993-06-17 JP JP17125593A patent/JP2858069B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH073372A (ja) | 1995-01-06 |
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