JP4542016B2 - 成形用アルミニウム合金板の製造方法 - Google Patents
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本発明のアルミニウム合金板状鋳塊および成形用アルミニウム合金板の化学成分組成の、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。
本発明における、双ロールに供給される溶湯の組成(アルミニウム合金板状鋳塊の組成)は、質量% で、Mg:8% を超え14% 以下を含み、残部がAlおよび不純物からなるものとする。この組成において、アルミニウム合金板状鋳塊は、前記Mg以外の不純物元素として、Fe:1.0% 以下、Si:5.0% 以下、Mn:5.0% 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% 以下と各々含むことを許容する。
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合金の特徴の強度延性バランスが出ず、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、やはり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、スクラップなど溶湯の溶解原料から必然的に含まれる不純物であり、できるだけ少ない量が好ましい。FeとSiは、Al-Mg-(Fe 、Si) などから成るAl-Mg 系化合物や、Al-Fe 、Al-Si 系などのAl-Mg 系以外の化合物となって多く生成する。Feの含有量が1.0%、Siの含有量が5.0%、を各々超えた場合には、これらの化合物が過大となって、破壊靱性や成形性を大きく阻害する。この結果、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5.0%以下、好ましくは3.0%以下に各々規制する。
Tiは、B とともに、不純物ではあるが、鋳造板 (鋳塊) 組織の微細化効果があり、これによって、鋳造板の空隙発生を抑制する効果がある。しかし、0.1%を越えて含有すると、却って、成形性を阻害する。このため、Tiの含有量は0.1%以下の範囲とする。一方B は、Tiとともに、B:0.05% 以下まで含有させて良い。
Mn、Cu、Cr、Zr、Zn、V なども、スクラップなど溶湯の溶解原料から含まれやすい不純物元素であり、含有量は少ない方が良い。しかし、Mn、Cr、Zr、V には圧延板組織の微細化効果もある。また、Cu、Znには、強度を向上させる効果もある。このため、これら効果を狙って、敢えて減らさずに、含有させる場合もあり、本発明板の特性である成形性を阻害しない範囲で、これら元素を許容量以下含有することは許容する。これらの許容量は、各々質量% で、Mn:0.3% 以下、Cr:0.3% 以下、Zr:0.3% 以下、V:0.3%以下、Cu:1.0% 以下、Zn:1.0% 以下、である。この他、Ni、Be、希土類金属なども、Niは1.0%以下、Be、希土類金属はこれらの合計で0.1%以下の含有を許容する。
本発明のアルミニウム合金板状鋳塊の水素含有量は1.0ppm以下とする。水素含有量が1.0ppmを超えた場合、本発明のような高MgのAl-Mg 系合金では、この水素に起因する、冷間圧延時に板の幅方向の両端部での割れ発生を抑制できなくなる。この結果、冷間圧延時に前記割れが発生しやすく、トリミングにより除去する板の幅方向の両端部代が大きくなり、歩留まりが低下する。また、冷間圧延工程の高効率化に伴い、タンデム冷間圧延などのように、冷間圧延が高速化されるとともに高圧下率化される場合や、中間焼鈍が省略されて冷間圧延される場合には、冷間圧延自体が不能となる可能性ある。
アルミニウム合金溶湯中の水素含有量の測定は、溶湯中の水素含有量測定として公知の分圧平衡法によって行なう。分圧平衡法は、溶湯 (試料) の不活性ガスバブリングによって、アルミニウム合金溶湯中から放出される水素をプローブにより採取して、単位質量当たりの水素含有量(ml/100gAl換算) を測定する方法である。
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。
本発明では、双ロール式連続鋳造前に、アルミニウム合金溶湯を例えば組成調整後に脱水素精錬する。これによって、冷延用アルミニウム合金板状鋳塊中の水素を低減し、この水素に起因する、冷間圧延時に板の幅方向の両端部での割れ発生を抑制する。
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。しかし、8%を超える高MgのAl-Mg 系合金板を連続鋳造するためには、後述する鋳造の際の冷却速度を高くする必要があり、そのためにも双ロール式とする。
前記双ロールに注湯後に、双ロール間で凝固しつつある板状鋳塊に対して、双ロールによって、板状鋳塊の長さ1m当たりにつき300 トン以上、即ち、300 トン/m以上の圧下荷重を負荷しつつ鋳造することが好ましい。
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、冷却速度が小さくなって、必要な冷却速度が得られない。
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以上のできるだけ大き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大きくても、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、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、更に好ましくは、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小さくなり、上記圧下荷重をかけることが困難となるとともに、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、空隙が増し、強度伸びバランスが低下し、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、上記圧下荷重をかけることが困難となる。また、Al-Mg 系などの金属間化合物全般が粗大化したり、多量に晶出する可能性がある。この結果、強度伸びバランスが低下し、成形性が著しく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。また、凝固が進み過ぎて、上記圧下荷重をかけても空隙を抑制出来ない可能性がある。この点、双ロールの好ましい周速範囲は、ロール径が100 〜1200Φmmの範囲で、30〜100m/min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200 ℃を超える高温から板状鋳塊を冷却する際の、熱履歴工程では、成形性にとって有害なAl-Mg 系金属間化合物が発生する可能性がある。
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、冷却速度が小さいと、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以上にて冷却することが好ましい。
本発明方法では、鋳造されたアルミニウム合金板状鋳塊に、冷間圧延前に、400 ℃以上液相線温度以下の特定温度範囲で均熱処理(均質化熱処理、荒焼鈍、荒鈍とも言う)を施して、鋳塊中の水素を拡散させる。これによって、冷延用アルミニウム合金板状鋳塊中の水素を低減し、この水素に起因する、冷間圧延時に板の幅方向の両端部での割れ発生を抑制する。均熱処理温度が400 ℃未満では、水素低減効果が無い。また、均熱処理温度を液相線温度以上に高くする必要は無い。
本発明では、鋳造後に、オンラインでもオフラインでも熱間圧延をせずに、成形用の製品板の板厚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率にもより、鋳造組織が残留する場合もあるが、成形性や機械的な特性を阻害しない範囲で許容される。
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小さいと、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。
脱水素処理は、双ロールへの供湯前に非ハロゲン系の脱水素フラックスを用いて行い、溶湯中の水素含有量を制御 (低減) した。非ハロゲン系の脱水素フラックスとしては、硫酸カリウムを主体とし、これに融点降下剤や助燃剤などのフラックスや金属アルミを加えた組成としたフラックスを、ランスによって、窒素ガスとともに溶湯内へ吹き込み行なった。なお、溶湯の水素含有量 (低減程度) は、この脱水素処理における溶湯量に対する使用フラックス量の制御、あるいはこの脱水素処理自体を行なわない、などによって制御した。
アルミニウム合金溶湯中の水素含有量の測定は前記分圧平衡法によって行ない、単位質量当たりの水素含有量(ml/100gAl換算) を測定してppm に換算した。均熱後のアルミニウム合金板状鋳塊中の水素含有量の測定は、前記金属中の水素分析装置(LECO 社製) を用いて行なった。
均質化熱処理時の200 〜400 ℃の平均昇温速度:10 ℃/s
均質化熱処理時の200 ℃までの平均冷却速度:10 ℃/s
最終焼鈍時の200 〜400 ℃の平均昇温速度: 5 〜20℃/s
最終焼鈍時の200 ℃までの平均冷却速度: 5 〜20℃/s
曲げ加工性は、前記採取試験片を、パネルとして、プレス成形後にフラットヘム加工されることを模擬して、常温にて、試験片に10% のストレッチを行った後、曲げ試験を行い評価した。試験片条件は、前記採取試験片を、JIS Z 2204に規定される3 号試験片 (幅30mm×長さ200mm)を用い、試験片長手方向が圧延方向と一致するように作製した。曲げ試験は、JIS Z 2248に規定されるVブロック法により、フラットヘム加工を模擬して、先端半径0.3mm 、曲げ角度60度の押金具で60度に曲げた後、更に180 度に曲げた。
比較例15は、Mg含有量が上限を上回って多過ぎるK の合金を用いている。
比較例16は、Fe含有量が上限を上回って多過ぎるL の合金を用いている。
比較例17は、Si含有量が上限を上回って多過ぎるM の合金を用いている。
比較例18は、Ti含有量が上限を上回って多過ぎるN の合金を用いている。
Claims (2)
- 質量% で、Mg:8% を超え14% 以下を含み、残部がAlおよび不純物からなる組成を有するアルミニウム合金溶湯を、脱水素精錬した後に、双ロールに注湯して、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、連続的に鋳造して、板厚が1 〜13mmのアルミニウム合金板状鋳塊を得、この板状鋳塊を400 ℃以上液相線温度以下の温度で均熱処理を施し、水素含有量を1.0ppm以下とした後に、冷間圧延してアルミニウム合金板を製造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。
- 前記アルミニウム合金板状鋳塊が、前記Mg以外の元素として、Fe:1.0% 以下、Si:5.0% 以下、Mn:5.0% 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% 以下と各々した請求項1に記載の成形用アルミニウム合金板の製造方法。
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