JP4224464B2 - 成形用アルミニウム合金板の製造方法 - Google Patents
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先ず、本発明Al合金板における化学成分組成の、各合金元素の意義及びその限定理由について以下に説明する。本発明Al合金板、即ち双ロール式連続鋳造方法によって鋳造されるAl合金板状鋳塊(あるいは双ロールに供給される溶湯)の組成は、質量% で、Mg:8% を超え14% 以下、Fe:1.0% 以下、Si:0.5% 以下を含み、残部がAlおよび不可避的な不純物からなる化学成分組成とする。
MgはAl合金板の強度、延性、そして強度延性バランスを高める重要合金元素である。Mgが8%以下の含有量では、強度、延性が不足して、高MgのAl-Mg 系Al合金の特徴が出ず、特に本発明が意図する、自動車用パネルへのプレス成形性が不足する。一方、Mgを14% を越えて含有すると、連続鋳造の際の冷却速度を高めたり、焼鈍後の冷却速度を高めるなどの、製造方法や条件の制御を行なっても、Al-Mg 系化合物の晶析出が多くなる。この結果プレス成形性が著しく低下する。また、加工硬化量が大きくなり、冷間圧延性も低下させる。したがって、Mgは8%を超え14% 以下の範囲とする。
FeとSiは、溶湯の溶解原料から必然的に含まれ、できるだけ少ない量に規制すべき不純物である。FeとSiは、Al-Mg-(Fe 、Si) などから成るAl-Mg 系化合物量や、Al-Fe 、Al-Si 系などのAl-Mg 系以外の化合物量となって多く生成する。Feの含有量が1.0%、Siの含有量が0.5%、を各々超えた場合には、これらの化合物量が過大となって、破壊靱性や成形性を大きく阻害する。この結果プレス成形性が著しく低下する。したがって、Feは1.0%以下、好ましくは0.5%以下、Siは0.5%以下、好ましくは0.3%以下に各々規制する。
以下に、本発明における8%を超える高MgのAl-Mg 系合金板の製造方法につき説明する。
本発明の高MgのAl-Mg 系Al合金板は、前記した通り、DC鋳造などで鋳造した鋳塊を均熱処理後に熱間圧延を施す、通常の製造方法では、工業的に製造することは困難である。したがって、本発明の高MgのAl-Mg 系Al合金板は、双ロール式などの連続鋳造と、熱間圧延を省略した、冷間圧延、焼鈍とを組み合わせて製造する。
Al合金薄板の連続鋳造方法としては、双ロール式の他に、ベルトキャスター式、プロペルチ式、ブロックキャスター式などがあるが、後述する鋳造の際の冷却速度を高くするためには、双ロール式とする。
この際、双ロールとしては、潤滑剤によって表面が潤滑されていないロールを用いることが望ましい。従来では、溶湯がロール表面に接触および急冷されて、双ロール表面に造形される凝固殻の割れを防止するために、酸化物粉末 (アルミナ粉、酸化亜鉛粉等) 、SiC 粉末、グラファイト粉末、油、溶融ガラスなどの潤滑剤 (離型剤) を、双ロール表面に塗布あるいは流下させて用いることが一般的であった。しかし、これら潤滑剤を用いた場合、冷却速度が遅くなって、必要な冷却速度が得られない。このため、8%を超える高MgのAl-Mg 系合金板の平均導電率が上記規定範囲から外れる可能性が高くなる。
例えば、鋳造する板厚が1 〜13mmの比較的薄板の範囲であっても、この双ロールによる鋳造の冷却速度は50℃/s以上のできるだけ速い速度が必要である。上記潤滑剤を用いた場合、理論計算上は冷却速度が速くても、実質的な、あるいは実際における冷却速度が実質的に50℃/s未満となりやすい。このため、平均結晶粒が50μm を超えて粗大化するとともに、Al-Mg 系などの金属間化合物全般が粗大化するか、多量に晶出する。この結果、導電率が前記範囲から外れる可能性が高い。このため、強度伸びバランスが低下し、プレス成形性が著しく低下する可能性が高くなる。また、板の均質性も低下する。
双ロールにより連続鋳造する薄板の板厚は1 〜13mmの範囲とする。そして、好ましくは、1mm 以上、5mm 未満の薄い板厚とする。板厚1mm 未満の連続鋳造は、双ロール間への注湯や、双ロール間のロールギャップ制御などの鋳造限界から、困難である。他方、板厚が13mm、より厳しくは板厚が5mm を超えて厚くなった場合、鋳造の冷却速度が著しく遅くなり、Al-Mg 系などの金属間化合物全般が粗大化したり、多量に晶出する傾向がある。この結果、導電率が前記範囲から外れる可能性が高い。このため、強度伸びバランスが低下し、プレス成形性が著しく低下する可能性が高くなる。
Al合金溶湯を双ロールに注湯する際の注湯温度は、液相線温度+30℃以下とすることが好ましい。注湯温度が液相線温度+30℃を超えた場合、後述する鋳造冷却速度が小さくなり、Al-Mg 系などの金属間化合物全般が粗大化したり、多量に晶出し、導電率が前記範囲から外れる可能性がある。この結果、強度伸びバランスが低下し、プレス成形性が著しく低下する可能性がある。また、双ロールに圧下効果が小さくなり、中心欠陥が多くなって、Al合金板としての基本的の機械的性質自体が低下する可能性がある。
回転する一対の双ロールの周速は1m /min 以上とすることが好ましい。双ロールの周速が1m /min 未満では、溶湯と鋳型 (双ロール) との接触時間が長くなり、鋳造薄板の表面品質が低下する可能性がある。この点、双ロールの周速は速いほど良く、好ましい周速は30m/min 以上である。
本発明において、上記前記板状鋳塊または薄板を400 ℃以上の温度に加熱する際、あるいは上記200 ℃を超える高温から板状鋳塊または薄板を冷却する際、というのは、前記した通り、Al-Mg 系金属間化合物が発生する可能性が十分にある熱履歴工程を意味する。
双ロール式連続鋳造方法による板状鋳塊の鋳造直後から例えば室温まで冷却する際、板状鋳塊が200 ℃までの温度範囲において、冷却速度が遅いと、Al-Mg 系金属間化合物が発生する可能性が十分にある。このため、このような冷却工程を選択的に行なう際には、Al-Mg 系金属間化合物発生を抑制するために、板状鋳塊の鋳造直後から200 ℃までの温度範囲を平均冷却速度が5 ℃/s以上にて冷却する。
双ロール式連続鋳造方法による板状鋳塊を、鋳塊均質化のために、冷間圧延前に400 ℃以上液相線温度以下で、選択的に均質化熱処理(均熱処理、荒焼鈍、荒鈍とも言う)するに際しては、鋳塊の昇温時と冷却時の両方の途中過程で、昇温速度と冷却速度が遅いと、Al-Mg 系金属間化合物が発生する可能性が十分にある。特に、Al-Mg 系金属間化合物が発生する可能性が高い温度域は、昇温時は鋳塊中心部の温度が200 ℃から400 ℃までの範囲、冷却時は均質化熱処理温度から100 ℃までの範囲である。
双ロール式連続鋳造方法による板状鋳塊の鋳造直後から室温まで冷却せずに、例えば、連続して冷間圧延(あるいは温間圧延)を行なう場合がある。このような場合は、冷間圧延(あるいは温間圧延)開始温度が300 ℃以上の場合に、冷間圧延中に、Al-Mg 系金属間化合物が発生する可能性が十分にある。
冷間圧延後に板を400 ℃以上液相線温度以下で、選択的に最終焼鈍(溶体化処理とも言う)するに際しては、板の昇温時と冷却時の両方の途中過程で、昇温速度と冷却速度が遅いと、Al-Mg 系金属間化合物が発生する可能性が十分にある。特に、Al-Mg 系金属間化合物が発生する可能性が高い温度域は、最終焼鈍温度までの昇温時は板中心部の温度が200 ℃から400 ℃までの範囲、冷却時は最終焼鈍温度から100 ℃までの範囲である。
通常の冷間圧延は、即ち、前記した板状鋳塊の鋳造直後から室温まで冷却せずにAl合金板状鋳塊を冷間圧延する以外の、室温まで冷却してから行なう冷間圧延は、オンラインでもオフラインでも熱間圧延をせずに、自動車パネル用の製品板の板厚0.5 〜3mm に圧延して、鋳造組織を加工組織化する。この加工組織化の程度は冷間圧延の圧下量にもより、鋳造組織が残留する場合もあるが、プレス成形性や機械的な特性を阻害しない範囲で許容される。
Al合金板表面の平均結晶粒径は100 μm 以下に微細化させることが、強度延性バランスを満たす前提条件として好ましい。結晶粒径をこの範囲に細かく乃至小さくすることによって、プレス成形性が確保乃至向上される。結晶粒径が100 μm を越えて粗大化した場合、プレス成形性が著しく低下し、成形時の割れや肌荒れなどの不良が生じ易くなる。一方、平均結晶粒径があまり細か過ぎても、5000系Al合金板に特有の、SS (ストレッチャーストレイン) マークがプレス成形時に発生するので、この観点からは、平均結晶粒径は20μm 以上とすることが好ましい。
引張試験はJIS Z 2201にしたがって行うとともに、試験片形状はJIS 5 号試験片で行い、試験片長手方向が圧延方向と一致するように作製した。また、クロスヘッド速度は5mm/分で、試験片が破断するまで一定の速度で行った。
Claims (7)
- 双ロール式連続鋳造方法によって、質量% で、Mg:8% を超え14% 以下、Fe:1.0% 以下、Si:0.5% 以下を含み、残部がAlおよび不可避的不純物からなり、板厚が1 〜13mmのアルミニウム合金板状鋳塊を得、この鋳塊を冷間圧延して板厚0.5 〜3mm の成形用アルミニウム合金薄板を製造する方法において、前記双ロールに注湯後に前記板状鋳塊中心部が凝固するまでの平均冷却速度を50℃/s以上として鋳造し、更にその後の工程において、前記板状鋳塊または薄板を400 ℃以上の温度に加熱するに際しては、前記板状鋳塊または薄板の中心部の温度が200 ℃から400 ℃までの範囲の平均昇温速度を5 ℃/s以上とし、200 ℃を超える高温から板状鋳塊または薄板を冷却するに際しては、200 ℃の温度までの平均冷却速度が5 ℃/s以上にて冷却することを特徴とする、成形用アルミニウム合金板の製造方法。
- 前記板状鋳塊の鋳造直後から200 ℃までの温度範囲を平均冷却速度が5 ℃/s以上にて冷却する請求項1に記載の成形用アルミニウム合金板の製造方法。
- 前記板状鋳塊を、冷間圧延前に、400 ℃以上液相線温度以下で均質化熱処理するに際し、鋳塊中心部の温度が200 ℃から400 ℃までの範囲の平均昇温速度を5 ℃/s以上とし、均質化熱処理温度から100 ℃までの範囲の平均冷却速度を5 ℃/s以上とする請求項1または2に記載の成形用アルミニウム合金板の製造方法。
- 前記冷間圧延を、鋳造後で温度が300 ℃以上の前記板状鋳塊に対して行い、冷間圧延中の板の平均冷却速度を50℃/s以上とするか、冷間圧延後の板を平均冷却速度5 ℃/s以上で冷却する請求項1乃至3のいずれか1項に記載の成形用アルミニウム合金板の製造方法。
- 前記冷間圧延後に、400 ℃以上液相線温度以下で最終焼鈍するに際し、板中心部の温度が200 ℃から400 ℃までの範囲の平均昇温速度を5 ℃/s以上とし、最終焼鈍温度から100 ℃までの範囲の平均冷却速度を5 ℃/s以上とする請求項1乃至4のいずれか1項に記載の成形用アルミニウム合金板の製造方法。
- 前記アルミニウム合金板状鋳塊が、質量% で、Mn:0.3% 以下、Cr:0.3% 以下、Zr:0.3% 以下、V:0.3%以下、Ti:0.1% 以下、Cu:1.0% 以下、Zn:1.0% 以下、に各々規制した請求項1乃至5のいずれか1項に記載の成形用アルミニウム合金板の製造方法。
- 前記アルミニウム合金板状鋳塊が、前記双ロール表面に潤滑剤を用いることなく鋳造されたものである請求項1乃至6のいずれか1項に記載の成形用アルミニウム合金板の製造方法。
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