JPH049445A - 成形性に優れたAl―Mg系合金及び製造方法 - Google Patents
成形性に優れたAl―Mg系合金及び製造方法Info
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- Powder Metallurgy (AREA)
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。
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)
本発明は成形加工用のAl−Mg系合金及びその製造方
法に係り、より詳しくは、特に成形加工性の一つの指針
となる高い伸びの得られる成形性に優れたA犯−Mg系
合金及びその製造方法に関する。
法に係り、より詳しくは、特に成形加工性の一つの指針
となる高い伸びの得られる成形性に優れたA犯−Mg系
合金及びその製造方法に関する。
(従来の技術及び解決しようとする課題)一般に展伸加
工用Al−Mg系合金として知られている5182合金
(A Q −4,5Mg−0,35M n )は、伸び
が軟質材で26〜28%であるが、自動車外板等の高成
形性を要求される部材には。
工用Al−Mg系合金として知られている5182合金
(A Q −4,5Mg−0,35M n )は、伸び
が軟質材で26〜28%であるが、自動車外板等の高成
形性を要求される部材には。
より高い伸びの得られる材料の開発が要求されていた。
そのため、本発明者等は、5182合金の伸びを向上す
る方法を開発し、先に特公昭59−39500号を提案
した。しかし、その方法では、分散粒子MnAD、のサ
イズが1000−5000人(体積分率1.0〜1.5
%)と大きく、この分散粒子の回りの応力集中により伸
びは28〜31%止まりであった。
る方法を開発し、先に特公昭59−39500号を提案
した。しかし、その方法では、分散粒子MnAD、のサ
イズが1000−5000人(体積分率1.0〜1.5
%)と大きく、この分散粒子の回りの応力集中により伸
びは28〜31%止まりであった。
近年、軽量化への要求がますます強くなり、より複雑な
成形加工部材用としては、伸びがおおよそ35%以上(
少なくとも33%以上)の材料の開発への要望が強くな
ってきており、上記方法では充分対応できないのが現状
である。
成形加工部材用としては、伸びがおおよそ35%以上(
少なくとも33%以上)の材料の開発への要望が強くな
ってきており、上記方法では充分対応できないのが現状
である。
本発明は、上記要請に応えるべくなされたもので、特に
高い伸びの得られる成形性に優れたAl−Mg系合金材
を提供し、またか\る材料を工業的に容易に製造できる
方法を提供することを目的とするものである。
高い伸びの得られる成形性に優れたAl−Mg系合金材
を提供し、またか\る材料を工業的に容易に製造できる
方法を提供することを目的とするものである。
(課題を解決するための手段)
前記課題を解決するため、本発明者等は、Mg量の影響
、組織制御、工業的製造方法等の観点より鋭意研究を行
ったところ、合金組成の適正化と製造条件の最適化によ
り、成形性に優れたAl−Mg系合金材料を開発し、こ
こに本発明をなしたものである。
、組織制御、工業的製造方法等の観点より鋭意研究を行
ったところ、合金組成の適正化と製造条件の最適化によ
り、成形性に優れたAl−Mg系合金材料を開発し、こ
こに本発明をなしたものである。
すなわち、本発明は、Mg:4〜6wt%を含有し、大
きさ200〜500人のZr系金属間化合物が分散粒子
として体積分率で0.5〜2.0%含まれていることを
特徴とする成形性に優れたAl−Mg系合金を要旨とす
るものである。
きさ200〜500人のZr系金属間化合物が分散粒子
として体積分率で0.5〜2.0%含まれていることを
特徴とする成形性に優れたAl−Mg系合金を要旨とす
るものである。
また、その製造方法は、Mg:4〜6wt%及びZr:
0.05〜0.20wt%を含有するAl−Mg系合金
につき、400〜550℃の温度で均質化熱処理を施し
、熱間圧延と冷間圧延を行った後、軟質化焼鈍を施し、
次いで30%以上の冷間加工を行った後、450〜55
0℃の温度で高温短時間の焼鈍を施し、その後80〜1
000℃/mj、nの平均冷却速度で100℃以下まで
冷却することを特徴とするものである。
0.05〜0.20wt%を含有するAl−Mg系合金
につき、400〜550℃の温度で均質化熱処理を施し
、熱間圧延と冷間圧延を行った後、軟質化焼鈍を施し、
次いで30%以上の冷間加工を行った後、450〜55
0℃の温度で高温短時間の焼鈍を施し、その後80〜1
000℃/mj、nの平均冷却速度で100℃以下まで
冷却することを特徴とするものである。
以下に本発明を更に詳細に説明する。
(作用)
まず、本発明における化学成分の限定理由について説明
する。なお、成分含有量は重量%である。
する。なお、成分含有量は重量%である。
Mg:
本発明が対象とするアルミニウム合金はMgを4〜6%
含有するAl2−Mg系合金であり、その材料の強度は
主としてMg原子の固溶体強化機構によってもたらされ
、含有量に比例して高い強度が得られる。
含有するAl2−Mg系合金であり、その材料の強度は
主としてMg原子の固溶体強化機構によってもたらされ
、含有量に比例して高い強度が得られる。
しかし、Mg量が4%未満では材料の十分な強度(少な
くとも耐力11 kgf/am”程度)が得られず、ま
た6%を超えると、高い伸びは得られるものの。
くとも耐力11 kgf/am”程度)が得られず、ま
た6%を超えると、高い伸びは得られるものの。
熱間加工時に加工割れが発生し易く、製造が難しい。ま
た、Mg量が高くなると応力腐食割れの発生を招き易い
。よって、Mg量は4〜6%の範囲とする。
た、Mg量が高くなると応力腐食割れの発生を招き易い
。よって、Mg量は4〜6%の範囲とする。
zr:
Zrは球状の金属間化合物ZrAl3を形成し、変形中
に転位に切断されない状態(すなわち、直径20OA以
上)で存在すると、すべりの集中を妨げ、他のすベリ面
でのすべりを誘発し、結果として材料全体に均一微細な
すベリを生じさせ、高い変形能を材料に付与することが
できる。しかし。
に転位に切断されない状態(すなわち、直径20OA以
上)で存在すると、すべりの集中を妨げ、他のすベリ面
でのすべりを誘発し、結果として材料全体に均一微細な
すベリを生じさせ、高い変形能を材料に付与することが
できる。しかし。
直径が500人を超えると、分散粒子の回りで応力集中
状態が発生し、伸びの低下を招く。このようなZrAl
、の最適分散状態は、直径が200〜500A、体積分
率が0.5〜2.0%で実現することができ、そのため
には、Zr量は0.05〜0゜20%が必要である。
状態が発生し、伸びの低下を招く。このようなZrAl
、の最適分散状態は、直径が200〜500A、体積分
率が0.5〜2.0%で実現することができ、そのため
には、Zr量は0.05〜0゜20%が必要である。
その他の元素:
本発明はAl11−Mg系合金に関するものであるが、
従来より強度向上元素として知られているCu、Zn等
の元素については1強度上昇に伴う伸びの低下や耐食性
を損なわない範囲として0.5%程度を上限として含ん
でも良い。
従来より強度向上元素として知られているCu、Zn等
の元素については1強度上昇に伴う伸びの低下や耐食性
を損なわない範囲として0.5%程度を上限として含ん
でも良い。
なお、不純物は本発明の効果を損なわない限度で許容さ
れるが、例えば、Al地金中に含まれるSl、Fe等の
不純物が多くなると成形性を劣化させるので、Siは0
.15%以下、Feは0.20%以下に規制するのが望
ましい。
れるが、例えば、Al地金中に含まれるSl、Fe等の
不純物が多くなると成形性を劣化させるので、Siは0
.15%以下、Feは0.20%以下に規制するのが望
ましい。
次に本発明の製造方法について説明する。
上記の如く成分調整したAl−Mg系合金を通常はDC
鋳造法で造塊し、均質化熱処理を施した後、熱間圧延を
行う。均質化熱処理温度は400℃以上でないと、■材
料中のMg原子のミクロ偏析の均一化、■ZrAl、の
形成(Zrの拡散)、■鋳造中に晶出した不純物元素を
核とする金属間化合物(晶出物)の部分固溶、等が十分
にできない。
鋳造法で造塊し、均質化熱処理を施した後、熱間圧延を
行う。均質化熱処理温度は400℃以上でないと、■材
料中のMg原子のミクロ偏析の均一化、■ZrAl、の
形成(Zrの拡散)、■鋳造中に晶出した不純物元素を
核とする金属間化合物(晶出物)の部分固溶、等が十分
にできない。
また、550℃以上ではバーニングが発生し易い。
したがって、均質化熱処理温度は400〜550℃の範
囲とする必要がある。なお、上記■の目的のために、1
段目:400℃(ZrAl3.の微細析出)→2段目:
500℃(ZrAl3のサイズの制御)の如く2段階で
実施しても良い。また、熱間圧延は300〜500℃の
温度で行うのが望ましい。
囲とする必要がある。なお、上記■の目的のために、1
段目:400℃(ZrAl3.の微細析出)→2段目:
500℃(ZrAl3のサイズの制御)の如く2段階で
実施しても良い。また、熱間圧延は300〜500℃の
温度で行うのが望ましい。
熱間圧延後、中間圧延、場合によっては焼鈍との組み合
わせで所定の板厚とし、軟質化焼鈍(通常は350〜4
50”C)を施し、焼鈍材とする。
わせで所定の板厚とし、軟質化焼鈍(通常は350〜4
50”C)を施し、焼鈍材とする。
次いで、焼鈍材に対して30%以上の冷間圧延を実施す
る。この場合、加工率が30%未満では最終焼鈍(後述
)時に結晶粒が粗大化し、成形加工時に肌荒れ(オレン
ジピールの出現)を招き、表面品質を損ねるので好まし
くない。
る。この場合、加工率が30%未満では最終焼鈍(後述
)時に結晶粒が粗大化し、成形加工時に肌荒れ(オレン
ジピールの出現)を招き、表面品質を損ねるので好まし
くない。
次に高温短時間焼鈍を450〜550℃で行う。
450℃未満ではMg原子が十分固溶されず、伸びの低
下やストレッチャー・ストレインの発生を招き、また5
50℃を超える温度ではバーニングや結晶粒の粗大化の
点から好ましくない。したがって、加熱温度は450〜
550℃の範囲とする。
下やストレッチャー・ストレインの発生を招き、また5
50℃を超える温度ではバーニングや結晶粒の粗大化の
点から好ましくない。したがって、加熱温度は450〜
550℃の範囲とする。
なお、処理時間は特に制限されないが、高温(500℃
以上)では数秒〜60秒で十分であるが、低温ではより
長時間が必要である。
以上)では数秒〜60秒で十分であるが、低温ではより
長時間が必要である。
高温短時間焼鈍後、80〜b
平均冷却速度で100℃以下まで冷却する。80℃/f
f1in未満の冷却速度ではMg原子の固溶状態を十分
に凍結できず、ストレッチャー・ストレインの発生や伸
びの低下を招き、また、1000℃/winを超える冷
却速度(例えば、水冷等の数1000℃/+in)は焼
入れ状態となり、Mgの拡散・析出により応力腐食割れ
等の原因となるので避けるべきである。
f1in未満の冷却速度ではMg原子の固溶状態を十分
に凍結できず、ストレッチャー・ストレインの発生や伸
びの低下を招き、また、1000℃/winを超える冷
却速度(例えば、水冷等の数1000℃/+in)は焼
入れ状態となり、Mgの拡散・析出により応力腐食割れ
等の原因となるので避けるべきである。
このようにして得られるAl−Mg系合金材料は、成形
性に優れ、特に高い伸びを有するので、成形加工時にか
なり複雑な加工が可能であり、しかも成形時にストレッ
チャー・ストレインマークの発生もなく、良好な表面品
質を得ることができる。
性に優れ、特に高い伸びを有するので、成形加工時にか
なり複雑な加工が可能であり、しかも成形時にストレッ
チャー・ストレインマークの発生もなく、良好な表面品
質を得ることができる。
以下に本発明の実施例を示す。
(実施例)
第1表に示す化学成分を有するAl合金鎚塊(厚さ50
+am)を固剤し、均質化熱処理を施した後、300〜
500℃の温度で熱間圧延を行い、厚さ61111の熱
延板とした。その後、400℃X2hrの中間焼鈍を実
施し、厚さ約1.3〜2111gの板に冷間圧延し1次
いで400℃X2hrの中間焼鈍(軟質化焼鈍)を施し
、軟質材とした。更に、第2表に示す条件で仕上冷延を
行い、最終板厚1.0mmの板材とし、高温短時間の加
熱処理を施し、供試材とした。
+am)を固剤し、均質化熱処理を施した後、300〜
500℃の温度で熱間圧延を行い、厚さ61111の熱
延板とした。その後、400℃X2hrの中間焼鈍を実
施し、厚さ約1.3〜2111gの板に冷間圧延し1次
いで400℃X2hrの中間焼鈍(軟質化焼鈍)を施し
、軟質材とした。更に、第2表に示す条件で仕上冷延を
行い、最終板厚1.0mmの板材とし、高温短時間の加
熱処理を施し、供試材とした。
供試材の機械的性質、ストレッチャー・ストレインマー
ク評価、肌荒れ状況を調べた結果を第2表に併記する。
ク評価、肌荒れ状況を調べた結果を第2表に併記する。
なお、機械的性質は、J I 85号試験片を作製し、
測定を行った。
測定を行った。
第2表より明らかなように、本発明例は、いずれも高い
伸びを有すると共に所要の強度が確保でき、しかもスト
レッチャー・ストレインマークが発生せず、肌荒れ発生
も認められず、高表面品質である。
伸びを有すると共に所要の強度が確保でき、しかもスト
レッチャー・ストレインマークが発生せず、肌荒れ発生
も認められず、高表面品質である。
一方、比較例は、いずれも高い伸びが得られていない。
(発明の効果)
以上詳述したように、本発明によれば、成形加工性の重
要な1つの指標となる高b)伸びを有する高成形性のA
、Q−Mg系合金材料が得られ、しかもその工業的製造
が容易である。
要な1つの指標となる高b)伸びを有する高成形性のA
、Q−Mg系合金材料が得られ、しかもその工業的製造
が容易である。
特許出願人 株式会社神戸製鋼所
代理人弁理士 中 村 尚
Claims (2)
- (1)Mg:4〜6wt%を含有し、大きさ200〜5
00ÅのZr系金属間化合物が分散粒子として体積分率
で0.5〜2.0%含まれていることを特徴とする成形
性に優れたAl−Mg系合金。 - (2)Mg:4〜6wt%及びZr:0.05〜0.2
0wt%を含有するAl−Mg系合金につき、400〜
550℃の温度で均質化熱処理を施し、熱間圧延と冷間
圧延を行った後、軟質化焼鈍を施し、次いで30%以上
の冷間加工を行った後、450〜550℃の温度で高温
短時間の焼鈍を施し、その後80〜1000℃/min
の平均冷却速度で100℃以下まで冷却することを特徴
とする成形性に優れたAl−Mg系合金の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP11097190A JPH049445A (ja) | 1990-04-26 | 1990-04-26 | 成形性に優れたAl―Mg系合金及び製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP11097190A JPH049445A (ja) | 1990-04-26 | 1990-04-26 | 成形性に優れたAl―Mg系合金及び製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH049445A true JPH049445A (ja) | 1992-01-14 |
Family
ID=14549143
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP11097190A Pending JPH049445A (ja) | 1990-04-26 | 1990-04-26 | 成形性に優れたAl―Mg系合金及び製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH049445A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH1143650A (ja) * | 1997-07-28 | 1999-02-16 | Nitto Denko Corp | 粘着テープ |
JP2014196530A (ja) * | 2013-03-29 | 2014-10-16 | 株式会社Uacj | 磁気ディスク基板用アルミニウム合金板及びその製造方法 |
-
1990
- 1990-04-26 JP JP11097190A patent/JPH049445A/ja active Pending
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH1143650A (ja) * | 1997-07-28 | 1999-02-16 | Nitto Denko Corp | 粘着テープ |
JP2014196530A (ja) * | 2013-03-29 | 2014-10-16 | 株式会社Uacj | 磁気ディスク基板用アルミニウム合金板及びその製造方法 |
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