JPH049445A - 成形性に優れたＡｌ―Ｍｇ系合金及び製造方法 - 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） 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。

（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。

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。

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。

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。

（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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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)

【特許請求の範囲】
1. （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. （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。