JPH03271349A - 成形性に優れた成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 産業上の利用分野 この発明は強度、成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ系の成形加
工用アルミニウム合金板の製造方法に関し、特に各種陸
運車両、電気機械用部品等の材料に適した、深絞り性の
優れた成形加工用アルミニウム合金板の製造方法に関す
るものである。

従来の技術 成形加工用のアルミニウム合金板としては従来からＡｌ
−Ｍｇ系のＪＩ３５１８２合金Ｏ材や５０合金合材Ｏ材
などが広く使用されている。一方最近では主として軽量
化の要請から、自動車等の陸運車両部品や電気機械部品
等として鋼板に代えてアルミニウム合金板を使用する傾
向が強まっている。しかしながら従来のＡｌ−Ｍｇ系合
金板においては、強度は鋼板とほぼ同等のものが得られ
ているが、同じ強度で比較すれば成形加工性、特に深絞
り性は鋼板よりも劣るのが実情である。

ところで一般に引張試験によって与えられる幅方向歪（
εＷ）と厚み方向歪（εｔ）との比ｒ＝εＷ／εｔの値
はランクフォード値（ｒ値）と称されており、鋼板の分
野においては、圧延方向に対し　０°方向のｒ値（ｒＯ
）、４５°方向のｒ値（ｒ４ｓ）、９０°゛方向のｒ値
（ｒ９０）の平均値７ｒ＝　　（ｒｏ　　＋　　２ｘｒ
　４５＋ｒｃ＋ｏ）／４が成形加工性、特に深絞り性の
指標となることが知られている。そして銭形加工用鋼板
を製造するにあたっては、このｒ値を高めて優れた深絞
り性を有する鋼板を得る技術が既に確立している。

しかしながらアルミニウム合金板における７値は鋼板と
比較してかなり低く、しかも従来の技術ではアルミニウ
ム合金の場合には材料強度を変えずに７値のみを制御す
ることは困難であり、そのため一般にアルミニウム合金
板の成形加工性にｒ値は相関がないものとされていた。

発明が解決しようとする課題 前述のようにアルミニウム合金板の成形加工性、特に深
絞り性は同じ強度で比較すれば鋼板よりも劣り、そのた
め高強度を有すると同時に成形加工性、特に深絞り性が
優れた成形加工用アルミニウム合金板を製造する方法の
確立が強く望まれている。一方、鋼板において成形加工
性、特に深絞り性の指標となっているｒ値は、前述のよ
うに従来のアルミニウム合金板では低い値しか有してお
らず、そのｒ値は深絞り性に相関しないとされており、
そのため特にｒ値の高いアルミニウム合金板を製造する
試みもなされていなかったのが実情である。

しかるに本発明者等が各種アルミニウム合金のうちでも
特にＡｌ−Ｍｇ系の成形加工用アルミニウム合金板の製
造条件について種々実験・検討を重ねたところ、？値の
高いＡ　１−Ｍｇ系アルミニウム合金板を製造すること
か可能となるとともに、そのｒ値の高いＡｌ−Ｍｇ系ア
ルミニウム合金板が実際に優れた成形加工性、特に優れ
た深絞り性を有することを見出し、この発明をなすに至
ったのである。

したがってこの発明は、陸運車両や電気機械部品等の用
途に使用されるＡｌ−Ｍｇ系の成形加工用アルミニウム
合金板として、高強度を有するのみならず、従来よりも
７値が高く、成形加工性、特に深絞り性が優れたアルミ
ニウム合金板を提供することを目的とする。

課題を解決するための手段 本発明者等がＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の製造過
程について実験・検討を重ねた結果、中間焼鈍後、最終
焼鈍までの冷間圧延率が材料の７値に大きく影響し、そ
の中間焼鈍後の冷間圧延率を４０％以下とすることによ
って７値を０．７５以上とすることがてきることを見出
した。そしてこのようにｒ値を０．７５以上とすること
によって、実際に優れた深絞り性が得られることを見出
した。

具体的には、この発明の成形加工用アルミニウム合金板
の製造方法は、必須合金成分としてＭｇを　１５〜６０
％含有するＡｌ−Ｍｇ系合金を中間板厚まで圧延した後
、中間焼鈍を行ない、その後に圧延率１５〜４０％の範
囲内で冷間圧延を行ない、さらに最終焼鈍を施して、次
式で規定される圧延方向に対して０°、４５°、９０°
各方向のランクフォード値ｒｏ　、　　ｒ４５１　　ｒ
９０の平均値Ｔｒ＝　（ｒｏ　＋　２ｘｒ４ｓ＋ｒ９０
）／４が０７５以上の最終板を得ることを特徴とするも
のである。

作　　　用 先ずこの発明で用いるアルミニウム合金の成分組成につ
いて説明する。

この発明ではＡ７−Ｍｇ系合金、すなわち実用合金とし
ては所謂５０００番系の合金を対象とする。

Ａｌ−Ｍｇ系合金は、Ｍｇの固溶による固溶強化を材料
強化の基本手段とする合金であり、そのほか補助的にＣ
ｕ、Ｚｎ等の添加による析出強化、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、
Ｖ等の添加による結晶粒微細化が考慮されたものも含む
。

具体的には、必須成分としてＭｇを　１５〜６％含有し
、そのほか必要に応してＭ　ｎ　０．０５〜１０％、Ｃ
ｒ　Ｏ，０３〜０．３％、Ｚ　ｒ　Ｏ，０３〜０．３％
、Ｖ　Ｏ，０３〜０３％のうちの１種または２種以上を
含有し、さらに必要に応じてＣｕ　０．０５〜２．０％
、ＺｎＯ，１〜２０％の１種または２種を含有するもの
とする。

これらの必須成分および必要に応じて添加される成分の
限定理由を次に説明する。

Ｍｇ： Ｍｇはこの発明で対象とする系のアルミニウム合金にお
いて基本となる合金成分であって、強度および成形性に
寄与する元素である。Ｍｇが　１．５％未満では強度が
不充分となって自動車ボディシート等として不適当とな
り、一方Ｍｇが６．０％を越えれば鋳造が困難となるか
ら、１．５〜６．０％の範囲内とした。

Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ： これらの元素はいずれも再結晶粒を微細化させて組織を
均一化するとともに強度を向上させるに有効な元素であ
り、この発明で対象とする合金でも必要に応じて添加さ
れる。Ｍ　ｎ　０．０５％未満、Ｃｒ　０．０３％未満
、ＺｒＯ，０３％未満、■００３％未満では上述の効果
が得られず、一方Ｍｎが１．０％を越えれば成形性が低
下し、またＣｒ、Ｚｒ、Ｖがそれぞれ０．３％を越えれ
ば粗大な金属間化合物が生じてしまう。したがってＭｎ
は０．０５〜１０％、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖはそれぞれ０．０
３〜０．３％の範囲内で添加することが好ましい。なお
これらの元素はいずれか１種を単独で添加しても、２種
以上を複合添加しても良い。

Ｃｕ、Ｚｎ： これらの元素は析出強化によって強度を向上させるに有
効であるとともに、リューダースマークの発生を防止す
るに有効な元素であり、したがってこの発明で対象とす
る合金においても必要に応じて添加される。ここてＣｕ
が００５％未満、Ｚｎが０．１％未満では上記の効果が
得られず、一方Ｃｕ、Ｚｎがそれぞれ２０％を越えれば
耐食性が低下してしまうから、Ｃｕは００５〜２．０％
、Ｚｎは０．１〜２０％の範囲内とすることが好ましい
。

なおＣｕ、Ｚｎはいずれか一方を単独で添加しても、両
者を複合添加しても良い。

上記の各元素のほか、通常のアルミニウム合金には不可
避的不純物としてＦｅ、Ｓｉが含有される。Ｆｅ、Ｓｉ
はこの発明においても特に重要な元素ではないが、それ
ぞれ０．５％を越えて含有されれば、晶出物量が増大し
て成形性を劣化させるから、いずれも　０５％以下とす
ることが好ましい。

さらに上記各元素のほか、鋳塊結晶粒微細化のためにＴ
ｉ１もしくはＴｉおよびＢを添加しても良い。但し初晶
Ｔ　ｉ　Ａ　／　３粒子の晶出を防止するためには、Ｔ
ｉは０．１５％以下とすることが好ましく、またＴｉＢ
２粒子の生成を防止するためにはＢは０．０１％以下と
することが好ましい。

また一般にＡｌ−Ｍｇ系合金においては鋳造時の溶湯酸
化防止や圧延性改善のために微量のＢｅを添加すること
があるが、この発明で用いるＡ１Ｍｇ系合金についても
Ｂｅを５０ｐｐｍ程度以下添加しても支障ない。

次にこの発明の製造方法におけるプロセスについて説明
する。

成形加工用のＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の一般的
な製造方法としては、鋳塊に均質化処理を施した後、熱
間圧延を行ない、得られた熱延板に対して冷間圧延を施
して最終板厚とし、さらにその最終板厚の冷延板に対し
最終焼鈍を施すのが通常であり、また熱間圧延後の検量
圧延前、あるいは冷間圧延の中途において中間焼鈍を行
なうのが一般的である。この発明の方法でも全体的なプ
ロセス自体は上記と同様であれば良いが、この発明の方
法では中間焼鈍後の中間板厚の板に対して最終板厚まて
冷間圧延するに際し、検量圧延率を１５〜４０％の範囲
内として、最終焼鈍後の７値が０７５以上の板を得るの
が特徴である。

以下さらに各プロセスの条件について説明する。

先ずアルミニウム合金鋳塊の製造方法としては、常法に
したがって半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法）を適用すれば良
い。

鋳塊に対する均質化処理は、成形性向上および再結晶粒
の安定化のために必要な工程であり、４５０〜５７０℃
の範囲内の温度で０５時間以上２４時間以下加熱するこ
とが望ましい。均質化処理温度が４５０℃未満ては上記
の効果か不充分であり、方５７０℃を越えれば共晶融解
が生しるおそれがある。また均質化処理時間が０．５時
間未満では上記の効果が不充分であり、一方２４時間を
越えても経済性が低下するだけである。

均質化処理後には、常法にしたがって熱間圧延を行ない
、その後直ちに中間焼鈍を施すか、または冷間圧延を行
なってから中間焼鈍を施す。この中間焼鈍は成形性を向
上させるために必要な工程であり、この発明の方法では
特に〒値の向上に有効である。中間焼鈍条件としては、
バッチ炉を用いる場合には、２５０〜４５０℃の範囲内
の温度で０．５〜２４時間とすることが適当である。バ
ッチ炉による中間焼鈍温度が２５０℃未満では中間焼鈍
の効果が充分に得られず、一方４５０℃を越えれば再結
晶粒が粗大化し、成形性が低下するおそれがある。また
バッチ炉による中間焼鈍時間が０．５時間未満では中間
焼鈍の効果が充分に得られず、一方２４時間を越えれば
成形性を損なうだけである。また中間焼鈍を連続焼鈍に
よって行なう場合の条件は、３５０〜５８０℃の範囲内
の温度で保持なしまたは５分以下の保持とすることが適
当である。この場合中間焼鈍温度が３５０℃未満では充
分な中間焼鈍の効果が得られず、一方５８０℃を越えれ
ば再結晶粒が粗大化し、成形性の低下を招くおそれがあ
り、また５分を越える保持でも再結晶粒が粗大化し、成
形性の低下を招くおそれがある。

中間焼鈍後の最終冷間圧延における圧延率はこの発明の
方法において極めて重要である。本発明者等の研究の結
果、中間焼鈍後、最終焼鈍までの冷間圧延率が材料の７
値に大きな影響を与え、かつそのＴ値が成形性、特に深
絞り性に大きな影響を与えることが見出された。すなわ
ちアルミニウム合金においては、再結晶集合組織は　＋
１００１集合組織（キューブ方位）が発達しやすいこと
が知られているが、この　＋１００＋集合組織は、成形
性、特に深絞り性を著しく阻害するため、成形加工の用
途では嫌われている。しかるに中間焼鈍後、４０９６以
下の圧延率で冷間圧延を行ない、その後最終焼鈍を施す
ことによって、成形性を阻害する　（ＩＨ＋集合組織の
形成を純アルミニウム粉末と比較した逆極点積分強度比
で３以下に抑えて、Ｔ値を０．７５以上とすることがで
き、これによって成形性、特に深絞り性を飛躍的に向上
させ得ることを見出したのである。

ここで、中間焼鈍後の冷間圧延率が４０％を越えれば、
Ｔ値が低くなり、成形加工性、特に深絞り性が低下する
。一方中間焼鈍後の冷間圧延率が１５％未満では、最終
焼鈍時に再結晶しないか、または再結晶しても再結晶粒
が不安定となって再結晶粒が粗大化し、成形性が低下し
、Ｔ値も低くなる。

したがって中間焼鈍後、最終焼鈍前の冷開圧延率は１５
〜４０％の範囲内とする必要がある。

最終焼鈍も、結晶粒を微細かつ安定化させて成形性を向
上させるための再結晶処理として重要である。最終焼鈍
をバッチ炉によって行なう場合、その条件は２５０〜４
５０℃の範囲内の温度で０．５〜２４時間とすることが
望ましい。この場合、焼鈍温度が２５０℃未満では再結
晶しないため成形性が低下し、一方４５０℃を越えれば
再結晶粒が粗大化し、肌荒れが発生して外観不良が生じ
るとともに、成形性も低下する。さらにこの場合焼鈍時
間が０５時間未満では最終焼鈍の効果が充分に得られず
、一方２４時間を越えれば経済性を損なう。また最終焼
鈍を連続焼鈍によって行なう場合、最終焼鈍条件は　３
５０〜５８０℃の範囲内の温度で保持なしまたは５分以
下の保持とすることが望ましい。この場合、焼鈍温度が
３５０℃未満ては再結晶しないため成形性か低下し、一
方５８０℃を越えれば再結晶粒が粗大化して肌荒れが発
生し、外観不良を招くとともに、成形性の低下を招く。

さらに保持時間が５分を越えた場合も再結晶粒が粗大化
して肌荒れが発生し、外観不良を招くとともに成形性の
低下を招く。なお最終焼鈍における再結晶粒粗大化防止
の目安としては、再結晶粒径を　１５０−未満に抑える
ことが適当である。

以上のようにして得られた最終焼鈍後のアルミニウム合
金板は、Ｔ値が０．７５以上となり、成形性、特に深絞
り性が著しく優れたものとなる。

実　　施　　例 第工表に示す成分組成のアルミニウム合金を常法にした
がって溶製し、通常のＤＣ鋳造法により鋳造して４００
ｍｍ″Ｘ　ｌＯＨｍｍ　Ｘ　３０００ｍ＋ａの鋳塊とし
た。

その鋳塊に対し　５（ｌｆ１℃×１０時間の均質化処理
を施した後、板厚４恥となるまで熱間圧延し、次いて１
次冷間圧延を施して第２表中に示すような中間板厚まで
圧延した後、同じく第２表中に示す条件で中間焼鈍を施
し、さらに　１ｍ厚まで最終冷間圧延を施した後、第２
表中に示す条件で最終焼鈍を施した。なお第２表中の中
間焼鈍および最終焼鈍におけるソルトバスによる焼鈍は
、連続焼鈍に相当する焼鈍として行なったものである。

以上のようにして得られた最終焼鈍後の板について、各
種機械的性質および各種成形性と、逆極点積分強度比を
調べた結果を第３表に示す。なおここで逆極点積分強度
比は、Ｘ線回折によって純アルミニウム粉末からなる標
準試料の　（２００）積分強度に対する試料の　ｆ２０
０１積分強度の比を調べた値を示す。また各機械的性質
はいずれも圧延方向と平行な方向（Ｌ方向）の引張試験
による値を示す。

第 表 第　　１　　表 第３表に示すように、この発明の方法により得られたア
ルミニウム合金板は、いずれもＴ値が０．７５以上とな
っていて、成形性、特に深絞り性が従来法によるものと
比較して著しく優れており、また強度は従来法による場
合とほとんど遜色ないことが明らかである。

発明の効果 以上の実施例からも明らかなように、この発明の方法に
よれば、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金からなる成形加
工用アルミニウム合金板を製造するにあたって、高強度
を損なうことなくＴ値を制御して、成形性、特に深絞り
性が従来よりも飛躍的に優れたアルミニウム合金板を得
ることができ、したがって自動車車体などの陸運車両や
電気機械用部品などの成形加工の用途に供されるアルミ
ニウム合金板の製造に適用して極めて有益である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 必須合金成分としてＭｇを１．５〜６．０％含有するＡ
   ｌ−Ｍｇ系合金を中間板厚まで圧延した後、中間焼鈍を
   行ない、その後に圧延率１５〜４０％の範囲内で冷間圧
   延を行ない、さらに最終焼鈍を施して、次式で規定され
   る圧延方向に対して０°、４５°、９０°各方向のラン
   クフォード値ｒ＿０、ｒ＿４＿５、ｒ＿９＿０の平均値
   ＠ｒ＠ ＠ｒ＠＝（ｒ＿０＋２×ｒ＿４＿５＋ｒ＿９＿０）／４
   が０．７５以上の最終板を得ることを特徴とする成形性
   に優れた成形加工用アルミニウム合金板の製造方法。