JPH0361351A

JPH0361351A - Ａｌ―Ｍｇ基合金板の製造方法

Info

Publication number: JPH0361351A
Application number: JP19639089A
Authority: JP
Inventors: Yasunori Sasaki; 佐々木　靖紀
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1989-07-28
Filing date: 1989-07-28
Publication date: 1991-03-18

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】［産業上の利用分野コ本発明は２乃至６重量％のＭｇを含有するＡｌ−Ｍｇ基
合金を素材として、巨大結晶粒が存在しないＡｌ−Ｍｇ
基合金板を製造する方法に関し、更に詳述すれば、自動
車及びアタッシュケース等のようなプレス成形加工品の
製造に使用するのに好適のＡｌ−Ｍｇ基合金板の製造方
法に関する。

［従来の技術］従来から自動車部品及びアタッシュケース等の製造に使
用されるプレス成形加工用Ａｌ−Ｍｇ基合金は、生産性
向上のために、最終熱処理工程において連続熱処理装置
（所謂、連続焼鈍炉；ＣＡＬ）を使用して４００乃至５
５０°Ｃに熱処理することにより生産されている。即ち
、Ａｚ−Ｍｇ基合金の圧延板はこの連続熱処理装置によ
り熱処理された焼鈍材として自動車部品及びアタッシュ
ケース等のプレス成形に供されている。

［発明が解決しようとする課題］しかしながら、このようにして製造されたＡｌ−Ｍｇ基
合金板においては、そのミクロ組織が多数の微細な結晶
粒に加えて巨大な結晶粒が存在するものとなる。そして
、この巨大な結晶粒がプレス加工後に所謂アバタ欠陥と
なり、製品の表面品質を劣化させる要因になっている。

このため、従来のＡｌ−Ｍｇ基合金板の製造方法におい
ては、表面品質が優れたプレス成形加工品を製造するこ
とは困難である。

本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、
従来同様に連続熱処理装置を使用しても従来のＡｌ−Ｍ
ｇ基合金の焼鈍材に存在していた巨大な結晶粒が発生し
ないＡ７−Ｍｇ基合金板の製造方法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］本発明に係るＡＪ−Ｍｇ基合金板の製造方法は、Ｍｇ；
２乃至６重量％を含有し、残部がＡＪ及び不可避的不純
物からなるＡｌ−Ｍｇ基合金を素材とし、この素材を熱
間圧延した後、５０％以上の圧延率で冷間圧延を行って
所定の板厚の圧延板を得る工程と、この圧延板を２００
乃至４００℃の温度に加熱する第１段熱処理工程と、そ
の後前記圧延板を４５０乃至６００°Ｃの範囲内の温度
に加熱した後、直ちに又は所定時間保持した後に降温を
開始して室温まで冷却する第２段熱処理工程とを有する
。

なお、素材の組成としては、Ｍｇの外に、Ｃｕ；　０．
０５乃至１．０電量％、Ｍｎ；０．０５乃至０．５重量
％、Ｃｒ　；　０．０５乃至０．３重量％、Ｚ　ｒ　：
　０．Ｏｔ乃至０．３重量％、ｙ　；　ｏ、ｏｔ乃至０
．３重量％、Ｔｌ；０゜００５乃至０．５重量％及びＢ
；　０．０００５乃至０．０６重量％からなる群から選
択された１種又は２種以上の成分を含有してもよい。

［作用］本発明は素材の組成及び熱処理条件等を適切に設定する
ことにより、製造された板に巨大な結晶粒が発生しない
ようにしたものである。これにより、本発明方法により
製造されたＡｌ−Ｍｇ基合金板をプレス加工に供すると
、所謂アバタ欠陥がなく表面品質が優れたプレス成形加
工品が得られる。

次に、本発明方法にて使用する素材の成分添加理由及び
組成限定理由について説明する。

ｋ止ＡｌにＭｇを添加すると成形加工性及び強度が向上する
。しかし、Ｍｇ含有量が２重量％未満の場合は十分な強
度が得られない。一方、Ｍｇ含有量が６重量％を超える
と、強度及び成形加工性は向上するものの、通常の鋳造
及び圧延条件では量産が困難である。

従って、Ｍｇ含有量は２乃至６重量％とする。

ＪＬ前述の２乃至６重量％のＭｇを含有するＡｌ−Ｍｇ基合
金にＭｎを添加すると、結晶粒が微細化し、強度が向上
する。しかし、Ｍｎ含有量が０．０５５重量％未満場合
は、この効果が十分ではない。

一方、Ｍｎ含有量が０．５重量％を超えると、通常の鋳
造条件では成形性が低下する。

従って、Ａｌ−２乃至６重量％Ｍｇ基合金へのＭｎの添
加量は０．０５乃至０．５重量％とする。

豆ＬＣｒはＡｌ−２乃至６重量％Ｍｇ基合金へ添加されて、
その結晶粒を微細化し、強度を向上させる作用を有する
。Ｃｒ含有量が０．０５５重量％未満場合はその効果が
小さく、０゜３重量％を超えると、通常実施されている
製造方法では粗大な金属間化合物が発生して成形加工性
を低下させる。

従って、Ａ、Ｉ！−２乃至６重量％Ｍｇ基合金へのＣｒ
の添加量は０．０５乃至０．３重量％とする。

ヱユ」Ｅσ亙− Ａｌ−２乃至６重量％Ｍｇ基合金にＺｒ又はＶを添加す
ると、結晶粒が微細化し、強度が向上する。Ｚｒ又はＶ
の含有量が０．０１重量％未満の場合ではその効果が小
さく、逆に０．３重量％を超えると金属間化合物が発生
して成形性を低下させる。

従って、Ａｌ−２乃至６重量％Ｍｇ基合金へのＺｒ又は
Ｖの添加量はいずれも０．Ｏｌ乃至０．３重量％とする
。

豆」− Ｃｕは、Ａｌ−２乃至６重量％Ｍｇ基合金の強度向」二
に寄与するが、適量を超えると耐食性を低下させる作用
を有する。Ｃｕ含有量が０３０５重量％未満の場合は強
度向」二効果がなく、逆に１重量％を超えると、耐食性
の低下が大きく、常法での鋳造及び圧延条件では量産は
困難である。

従って、Ａｌ−２乃至６重量％Ｍｇ基合金へのＣｕ添加
量は０．０５乃至１重量％の範囲とする。

ＬＡｌ−２乃至６重量％Ｍｇ基合金にＴｉを添加すると、
鋳塊の結晶粒が微細になり、通常の量産工程での熱間圧
延が容易になる。Ｔｉ含有量が０．００５重量％未満で
はその効果が少なく、また、０．５重量％を超えて添加
してもその効果は変わらないため無駄である。

従って、Ａ７−２乃至６重量％Ｍｇ基合金へのＴｉの添
加量は０．００５乃至０゜５重量％とする。

、ＬＡｌ−２乃至６重量％Ｍｇ基合金へＢを添加すると、鋳
塊の結晶粒が微細化し、Ｔｉと同様に常法での熱間圧延
が容易になる。Ｂは主にＴｉとの相剰効果により結晶粒
を微細化するため、Ｔｉと併用して添加することが望ま
しい。Ｂ含有量が０．０００５重量％未満の場合はその
効果が少なく、逆に０．０６重量％を超えると添加効果
が飽和して無駄である。

なお、Ｔｉ及びＢはＡｌ−Ｔｉ、Ａ７−Ｂ又はＡｌ−Ｔ
ｉ−Ｂ等の中間合金として添加することができる。

また、上述のＭｎ＋　Ｃｒ　ｔ　Ｚ　ｒ　＋　Ｖ＋　Ｃ
ｕ＋Ｔｉ及びＢは、Ａ７　　Ｍｇ基合金に対して任意の
添加成分であり、必要に応じて添加される。

更に、上記各添加元素の他に、通常のＡｌ合金に含有さ
れる不可避的不純物としては、Ｆｅ及びＳｉがある。こ
れらの不可避的不純物は、その含有量が０．５重量％を
超えると、Ａｌ３Ｆｅ。

ＡｌａＦｅｚＳｉ又はＡｌ４ＦｅＳｉ２等の金属間化合
物を生成して成形加工性を低下させる。

従って、これらの不可避的不純物は総量で０．５重量％
以下に規制することが好ましい。

次に、本発明方法における冷間圧延条件及び熱処理条件
について説明する。

先ず、上述の組成のＡｌ−Ｍｇ基合金は、従来と同様の
造塊工程により造塊され、得られた鋳塊は均質化処理工
程により均質化された後、熱間圧延工程により熱間圧延
されて熱間圧延板に成形される。

次いで、この熱間圧延板は５０％以上の圧延率で冷間圧
延される。

第１段目の熱処理に先立つ冷間圧延における冷間圧延率
は、巨大結晶粒の発生に影響を与え、冷間圧延率が大き
くなるにつれて、巨大結晶粒が発生しやすくなる。しか
し、冷間圧延率が５０％未満の場合は、巨大結晶粒が発
生しないものの、材料全体の結晶粒が大きくなり、成形
加工品の表面が粗くなるため好ましくない。従って、成
形加工品の表面品質上、冷間圧延率は５０％以上とする
。

本発明においては、冷間圧延板を第１段及び第２段の２
段の熱処理工程で熱処理する。この第１段目の熱処理は
次順の第２段目の熱処理における巨大結晶粒の発生を防
止する効果がある。即ち、熱処理により再結晶が進行し
て結晶粒が成長するが、第１段目の熱処理工程において
は、特定の結晶粒のみが成長しないように冷間圧延板に
存在する加工歪（転位及び残留応力等）を均一に低減し
、第２段目の熱処理工程において、結晶全体が均一に成
長するようにする作用があるものと考えられる。

このように冷間圧延で発生した材料中の加工歪を小さく
シ、均一にするには加熱温度が２００°Ｃ未満では効果
がなく、逆に４００°Ｃを超えると従来の方法の場合と
同様に巨大結晶粒が発生する。一方、加熱保持時間は加
熱温度に比して巨大結晶粒の発生に対する影響が小さい
ので、工業生産性を考慮して決定すればよく、通常、加
熱保持時間は２時間以内に設定すればよい。なお、２０
０℃と４００℃との間の加熱速度及び冷却速度は巨大結
晶粒の生成に対する影響が加熱保持温度より小さいため
、特に考慮する必要はない。

従って、第１段目の熱処理は２００乃至４００℃の加熱
温度で、好ましくは２時間以内とする。

第２段目の熱処理は第１段目の熱処理により発生した再
結晶粒を完全な焼鈍材とする処理である。

加熱温度が４５０℃未満では完全な焼鈍組織とならず、
逆に６００℃を超えるとバーニングにより成形加工性が
低下する。

この加熱温度における保持時間は、０５０秒以下である
ことが好ましい。この条件は巨大結晶粒の抑制及び成形
加工性の点から設定されたものではなく、設備能力の状
況と生産性の面から規制したものである。即ち、連続焼
鈍炉を使用した場合には生産性の点から保持時間は１５
０秒以下であることが好ましく、４５０乃至６００℃の
加熱温度になった後、この温度に保持することなく直ち
に冷却してもよい。

なお、４５０乃至６００℃迄の加熱速度及び室温迄の冷
却速度は巨大結晶粒の発生及び成形加工性への影響が小
さい。従って、加熱速度及び冷却速度は任意に設定でき
る。

このように、第２段目の熱処理工程においては、４５０
乃至ｅ　ｏ　ｏ　’ｃまで加熱した後、直ちに又は好ま
しくは１５０秒以内に冷却を開始する。

なお、第１段目と第２段目の熱処理工程は夫々別個の工
程として実施してもよいが、設備的に可能であれば、こ
の２工程を連続して実施してもよい。

［実施例コ次に、本発明方法により巨大結晶粒が存在しないＡＩ！
−Ｍｇ基合金板を製造した場合の実施例について比較例
と比較して説明する。

先ず、下記第１表に示す組成の各合金を素材として、通
常の溶解工程、鋳造工程、通常の面側工程、通常の均質
化処理工程及び通常の熱間圧延工程を経て厚さが３．５
ｍｍの熱間圧延板を作製した。

そして、この熱間圧延板を通常の冷間圧延工程により７
１％の冷間圧延率で冷間圧延して、厚さが１．０ｍｍの
板に仕上げた。その後、第１段目の熱処理工程で５０°
Ｃ／時の昇降温速度で加熱して３００℃に１時間保持し
た。次いで、第２段目の熱処理工程で、６００℃／分の
昇降温速度で５００°Ｃに加熱して１０秒間保持した後
、室温まで冷却した。

そして、各試料について成形加工性及び生産性を調べた
。

なお、成形加工性は、ＪＩＳ規格の試験法であるエリク
セン試験に準じた。巨大結晶粒の有無は板の表面から幅
が１０１ｎ、長さが７５ｍ＋ｓの短冊状試片を採取し、
その表面をパフ研磨した後、電解研磨し、更に電解エツ
チングした後、光学顕微鏡観察（１００倍）により調査
した。製品の表面品質は前述のエリクセン試験後の表面
状況を目視で観察して調査した。

その結果を下記第２表に示す。

第２表但し、○は生産性が良い場合、Δは生産性が悪い場合、
×は圧延中に割れが発生する場合を示す。

この第２表から以下の事実が明らかである。

Ｍｇ含有量が１．５重量％と低い比較例１は生産性及び
成形加工性は良いものの、プレス成形加工に供するには
強度が不足する。一方、Ｍｇ含有量が６．５重量％と高
い比較例２は成形加工性及び強度が高いものの、生産性
が低いために不適当である。

また、主成分のＭｇ以外に、任意の添加成分であるＣｕ
ｔ　Ｍｎ＋　Ｃｒｙ　Ｚｒｔ　Ｖ＋　’ｒｉ、　　ＢＩ
Ｆｅ及びＳｉの含有量が本発明にて規定する範囲の上限
を超えたものは生産性、成形加工性及び強度のバランス
が悪い。

これに対し、本発明の実施例材は生産性、成形加工性及
び強度のバランスが優れている。

次に、第１表の実施例１及び実施例８に示す組成の試料
を使用し、通常の溶解及び鋳造工程、通常の面側工程、
通常の均質化処理工程及び通常の熱間圧延工程を経て厚
さが１．５ｍｍ乃至４．６關の熱延板を作製し、通常の
冷間圧延を経て厚さが１．０關の冷間圧延板に仕上げた
。そして、第１段目の熱処理を１５０乃至４５０℃に０
乃至２時間保持することによって行った。なお、昇降温
速度は６００°Ｃ／分、冷却速度は５０°Ｃ／時であっ
た。第２段目の熱処理は４００乃至６２５℃に０乃至１
８０秒保持することによって行った。なお、昇降温速度
は４００°Ｃ／分であった。このようにして作製した試
料について、巨大結晶粒、成形加工性及び製品の表面品
質を調べた。その結果を下記第３表に示す。

この第３表から以下の事実が明らかである。

第１段熱処理に先立つ冷間圧延工程における冷間圧延率
が３０％の場合（比較例１２．１５）は、結晶粒が均一
に大きいために肌荒れが生じ、製品の表面品質が悪い。

これに対し、冷間圧延率が５０％を超えたもの（実施例
９，１０等）は製品の表面品質がよい。

第１段目の熱処理において、加熱温度が１５０　’Ｃの
場合（比較例１７）は巨大結晶粒が存在するが、他の条
件が同一で加熱温度が２００℃を超えると（実施例１１
．１２等）、巨大結晶粒は存在せず、製品の表面品質が
向上すると共に、成形加工性もよいものが得られる。

なお、保持時間については０秒（実施例Ｂ）でもよいが
、この保持時間が長くなると（実施例９．１０．１２）
、僅かではあるが成形加工性が向上する。

第２段目の熱処理においては、加熱温度が４００℃の場
合（比較例１９）は巨大結晶粒が存在するが、他の条件
が同一で加熱温度が４５０°Ｃを超えると（実施例１５
．１Ｂ、１８．１９）、巨大結晶粒がなく製品の表面品
質及び成形加工性が向上する。一方、加熱温度が６００
℃を超えると（比較例２０．２１）、成形加工性が低下
する。

なお、加熱温度への保持時間は０秒（実施例１７）でも
よいが、この保持時間が長くなると（実施例１６）、僅
かながら成形加工性が向上するようである。

［発明の効果］以上説明したように、本発明によれば、所定組成のＡｌ
−Ｍｇ基合金を所定の条件で熱処理するので、巨大結晶
粒が存在しない圧延板を製造することができる。従って
、本発明により製造した圧延板をプレス加工成形に供す
れば、表面品質が極めて優れた成形品を得ることができ
る。また、本発明においては、組成及び熱処理条件等を
規定することにより上述の優れた特性を有する圧延板を
製造することができるので、従来の連続焼鈍炉を使用し
て格別の設備投資をすることなく、表面品質が優れた成
形品を得ることができるという極めて優れた効果を奏す
る。

Claims

【特許請求の範囲】

（１）Ｍｇ：２乃至６重量％を含有し、残部がＡ！及び
不可避的不純物からなるＡｌ−Ｍｇ基合金を素材とし、
この素材を熱間圧延した後、５０％以上の圧延率で冷間
圧延を行って所定の板厚の圧延板を得る工程と、この圧
延板を２００乃至４００℃の範囲内の温度に加熱する第
１段熱処理工程と、その後前記圧延板を４５０乃至６０
０℃の範囲内の温度に加熱した後、直ちに又は所定時間
保持した後降温を開始して室温まで冷却する第２段熱処
理工程とを有することを特徴とするＡｌ−Ｍｇ基合金板
の製造方法。
（２）Ｍｇ；２乃至６重量％を含有すると共に、Ｍｎ；
０．０５乃至０．５重量％、Ｃｒ；０．０５乃至０．３
重量％、Ｚｒ；０．０１乃至０．３重量％、Ｖ；０．０
１乃至０．３重量％、Ｃｕ；０．０５乃至１重量％、Ｔ
ｉ；０．００５乃至０．５重量％及びＢ；０．０００５
乃至０．０６重量％からなる群から選択された１種又は
２種以上の成分を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純
物からなるＡｌ−Ｍｇ基合金を素材とし、この素材を熱
間圧延した後、５０％以上の圧延率で冷間圧延を行って
所定の板厚の圧延板を得る工程と、この圧延板を２００
乃至４００℃の温度に加熱する第１段熱処理工程と、そ
の後前記圧延板を４５０乃至６００℃の範囲内の温度に
加熱した後、直ちに又は所定時間保持した後降温を開始
して室温まで冷却する第２段熱処理工程とを有すること
を特徴とするＡｌ−Ｍｇ基合金板の製造方法。