JPH06136497A - 高成形性アルミニウム合金板の製造方法 - Google Patents
高成形性アルミニウム合金板の製造方法Info
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- JPH06136497A JPH06136497A JP30964892A JP30964892A JPH06136497A JP H06136497 A JPH06136497 A JP H06136497A JP 30964892 A JP30964892 A JP 30964892A JP 30964892 A JP30964892 A JP 30964892A JP H06136497 A JPH06136497 A JP H06136497A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 強度と成形性を要求される成形加工品に使用
されるアルミニウム合金板の製造方法を提供する。 【構成】 Ｍｇ５〜１０ｗｔ％、Ｃｕ０．２〜１．０ｗ
ｔ％、Ｂｅ０．０００１〜０．０１ｗｔ％を含有し、か
つＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上を合
計で０．０１〜０．２ｗｔ％含有し、さらにＴｉ０．０
０５〜０．１ｗｔ％またはＴｉ０．００５〜０．１ｗｔ
％とＢ０．００００１〜０．０５ｗｔ％を含有し、残部
が通常の不純物とＡｌからなり、かつ最大結晶粒径が１
０００μｍ未満であるアルミニウム合金鋳塊を、４５０
〜５４０℃で２４時間以下の均質化処理を施した後、熱
間圧延し、３６０〜５５０℃で１〜１００時間の折出物
粗大化処理を１回以上施し、所定の板厚まで最終冷間圧
延し、４５０〜５５０℃で１２０秒以下の焼鈍を施す。
されるアルミニウム合金板の製造方法を提供する。 【構成】 Ｍｇ５〜１０ｗｔ％、Ｃｕ０．２〜１．０ｗ
ｔ％、Ｂｅ０．０００１〜０．０１ｗｔ％を含有し、か
つＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上を合
計で０．０１〜０．２ｗｔ％含有し、さらにＴｉ０．０
０５〜０．１ｗｔ％またはＴｉ０．００５〜０．１ｗｔ
％とＢ０．００００１〜０．０５ｗｔ％を含有し、残部
が通常の不純物とＡｌからなり、かつ最大結晶粒径が１
０００μｍ未満であるアルミニウム合金鋳塊を、４５０
〜５４０℃で２４時間以下の均質化処理を施した後、熱
間圧延し、３６０〜５５０℃で１〜１００時間の折出物
粗大化処理を１回以上施し、所定の板厚まで最終冷間圧
延し、４５０〜５５０℃で１２０秒以下の焼鈍を施す。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は自動車用のボディパネ
ル，エアクリーナ，オイルタンクなどのように、強度と
成形性を要求される成形加工品に使用される高成形性ア
ルミニウム合金板の製造方法に関する。
ル，エアクリーナ，オイルタンクなどのように、強度と
成形性を要求される成形加工品に使用される高成形性ア
ルミニウム合金板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来一般に自動車ボディパネルなどの成
形用板材としては冷延鋼板が多用されていたが、最近で
は自動車の車体を軽量化してその燃費を改善するため、
アルミニウム合金板を使用する要望が強まっている。こ
のような用途に使用されるアルミニウム合金板として
は、Ａｌ−Ｍｇ系の５０５２合金（Ａｌ−２．５ｗｔ％
Ｍｇ−０．２５ｗｔ％Ｃｒ合金）Ｏ材や、５１８２合金
（Ａｌ−４．５ｗｔ％Ｍｇ−０．３５ｗｔ％Ｍｎ合金）
Ｏ材、あるいはＡｌ−Ｃｕ系の２０３６合金（Ａｌ−
２．６ｗｔ％Ｃｕ−０．２５Ｗｔ％Ｍｎ−０．４５ｗｔ
％Ｍｇ）Ｔ４材などがある。この内、Ａｌ−Ｍｇ系の合
金は成形性と強度が共に優れるので、きびしい成形を受
ける部材にしばしば用いられている。
形用板材としては冷延鋼板が多用されていたが、最近で
は自動車の車体を軽量化してその燃費を改善するため、
アルミニウム合金板を使用する要望が強まっている。こ
のような用途に使用されるアルミニウム合金板として
は、Ａｌ−Ｍｇ系の５０５２合金（Ａｌ−２．５ｗｔ％
Ｍｇ−０．２５ｗｔ％Ｃｒ合金）Ｏ材や、５１８２合金
（Ａｌ−４．５ｗｔ％Ｍｇ−０．３５ｗｔ％Ｍｎ合金）
Ｏ材、あるいはＡｌ−Ｃｕ系の２０３６合金（Ａｌ−
２．６ｗｔ％Ｃｕ−０．２５Ｗｔ％Ｍｎ−０．４５ｗｔ
％Ｍｇ）Ｔ４材などがある。この内、Ａｌ−Ｍｇ系の合
金は成形性と強度が共に優れるので、きびしい成形を受
ける部材にしばしば用いられている。
【０００３】このＡｌ−Ｍｇ系合金板は通常、鋳造→均
質化処理→熱間圧延→焼鈍という工程で製造され、必要
に応じて冷間圧延の途中に中間焼鈍を施すこともある。
なお、板の平坦性がとくに要求される場合は、焼鈍の後
にテンションレベラー，ローラーレベラー，スキンパス
圧延等の手段により整直矯正が施されることもある。
質化処理→熱間圧延→焼鈍という工程で製造され、必要
に応じて冷間圧延の途中に中間焼鈍を施すこともある。
なお、板の平坦性がとくに要求される場合は、焼鈍の後
にテンションレベラー，ローラーレベラー，スキンパス
圧延等の手段により整直矯正が施されることもある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】上記従来のＡｌ−Ｍｇ
系合金板は、アルミニウム合金としては延性が優れてい
るが、その伸びは高々３０％程度であり、冷延鋼板の伸
びが４０％以上あるのに対し劣っている。このため、特
に張出し、曲げ、伸びフランジ加工など、伸びが支配要
因とされる成形性が冷延鋼板に比べて劣っているのが実
情である。
系合金板は、アルミニウム合金としては延性が優れてい
るが、その伸びは高々３０％程度であり、冷延鋼板の伸
びが４０％以上あるのに対し劣っている。このため、特
に張出し、曲げ、伸びフランジ加工など、伸びが支配要
因とされる成形性が冷延鋼板に比べて劣っているのが実
情である。
【０００５】さて、Ａｌ−Ｍｇ系合金板においては、Ｍ
ｇ含有量が多いほど伸びが向上することが知られてい
る。従って、伸びを向上させるためＭｇ含有率を従来
（２．５〜５ｗｔ％）よりも多くしたＡｌ−高Ｍｇ合金
板が検討されている。しかるに、Ｍｇ含有量が多くなる
と熱間圧延性が低下し、圧延が不可能になるという問題
点がある。また発明者らの検討によると、Ａｌ−高Ｍｇ
合金板においては、伸びが大きく、しかも成形時にリュ
ーダースマーク（ストレッチャーストレインマーク）や
肌荒れの発生を防ぐためには、その平均結晶粒径を２０
〜１２０μｍ、望ましくは３０〜８０μｍに調整する必
要がある（特願平４−１０２４５６号）。ところが、そ
の後さらに検討したところ、Ｍｇ含有量が極めて多い場
合には結晶粒径が微細化する傾向にあり、平均結晶粒径
を上記の大きさに調整するのが困難であることが判明し
た。
ｇ含有量が多いほど伸びが向上することが知られてい
る。従って、伸びを向上させるためＭｇ含有率を従来
（２．５〜５ｗｔ％）よりも多くしたＡｌ−高Ｍｇ合金
板が検討されている。しかるに、Ｍｇ含有量が多くなる
と熱間圧延性が低下し、圧延が不可能になるという問題
点がある。また発明者らの検討によると、Ａｌ−高Ｍｇ
合金板においては、伸びが大きく、しかも成形時にリュ
ーダースマーク（ストレッチャーストレインマーク）や
肌荒れの発生を防ぐためには、その平均結晶粒径を２０
〜１２０μｍ、望ましくは３０〜８０μｍに調整する必
要がある（特願平４−１０２４５６号）。ところが、そ
の後さらに検討したところ、Ｍｇ含有量が極めて多い場
合には結晶粒径が微細化する傾向にあり、平均結晶粒径
を上記の大きさに調整するのが困難であることが判明し
た。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は上記に鑑みてな
されたものであって、従来のＡｌ−Ｍｇ合金板の伸びを
改善して、冷延鋼板並の４０％程度とし、かつ熱間圧延
性が優れ、さらにリューダースマークや肌荒れの発生の
ない成形用アルミニウム合金板を提供するものである。
すなわち本発明は、Ｍｇ５〜１０ｗｔ％、Ｃｕ０．２〜
１．０ｗｔ％、Ｂｅ０．０００１〜０．０１ｗｔ％を含
有し、かつＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種
以上を合計で０．０１〜０．２ｗｔ％含有し、さらにＴ
ｉ０．００５〜０．１ｗｔ％またはＴｉ０．００５〜
０．１ｗｔ％とＢ０．００００１〜０．０５ｗｔ％を含
有し、残部が通常の不純物とＡｌからなり、かつ最大結
晶粒径が１０００μｍ未満であるアルミニウム合金鋳塊
を、４５０〜５４０℃で２４時間以下の均質化処理を施
した後、熱間圧延し、熱間圧延後ただちに、または続く
冷間圧延の途中で３６０〜５５０℃で１〜１００時間の
析出物粗大化処理を１回以上施し、所定の板厚まで最終
冷間圧延し、次いで４５０〜５５０℃で１２０秒以下の
焼鈍を施すことにより、その平均結晶粒径を２０〜１２
０μｍとすることを特徴とする高成形性アルミニウム合
金板の製造方法を請求項１とし、前記のアルミニウム合
金鋳塊は、不純物としてのＦｅ，Ｓｉがそれぞれ０．２
ｗｔ％未満に規制されていることを特徴とする請求項１
記載の高成形性アルミニウム合金板の製造方法を請求項
２とするものである。
されたものであって、従来のＡｌ−Ｍｇ合金板の伸びを
改善して、冷延鋼板並の４０％程度とし、かつ熱間圧延
性が優れ、さらにリューダースマークや肌荒れの発生の
ない成形用アルミニウム合金板を提供するものである。
すなわち本発明は、Ｍｇ５〜１０ｗｔ％、Ｃｕ０．２〜
１．０ｗｔ％、Ｂｅ０．０００１〜０．０１ｗｔ％を含
有し、かつＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種
以上を合計で０．０１〜０．２ｗｔ％含有し、さらにＴ
ｉ０．００５〜０．１ｗｔ％またはＴｉ０．００５〜
０．１ｗｔ％とＢ０．００００１〜０．０５ｗｔ％を含
有し、残部が通常の不純物とＡｌからなり、かつ最大結
晶粒径が１０００μｍ未満であるアルミニウム合金鋳塊
を、４５０〜５４０℃で２４時間以下の均質化処理を施
した後、熱間圧延し、熱間圧延後ただちに、または続く
冷間圧延の途中で３６０〜５５０℃で１〜１００時間の
析出物粗大化処理を１回以上施し、所定の板厚まで最終
冷間圧延し、次いで４５０〜５５０℃で１２０秒以下の
焼鈍を施すことにより、その平均結晶粒径を２０〜１２
０μｍとすることを特徴とする高成形性アルミニウム合
金板の製造方法を請求項１とし、前記のアルミニウム合
金鋳塊は、不純物としてのＦｅ，Ｓｉがそれぞれ０．２
ｗｔ％未満に規制されていることを特徴とする請求項１
記載の高成形性アルミニウム合金板の製造方法を請求項
２とするものである。
【０００７】
【作用】まず、本発明の対象となる合金成分の限定理由
について説明する。Ｍｇは強度と伸びを付与するために
添加する。しかしてＭｇが５ｗｔ％未満では本合金板は
４０％程度の伸びが得られず、一方１０ｗｔ％を越える
と、圧延性が急激に低下し、製造が困難となる。Ｃｕは
強度と伸びをさらに向上せさるために添加する。しかし
てＣｕが０．２ｗｔ％未満ではその効果が不十分であ
り、１．０ｗｔ％を越えると圧延性が急激に低下し、製
造が困難となる。Ｂｅは溶解鋳造時の溶湯酸化防止と、
均質化処理中の鋳塊の酸化によるＭｇの減失と表面変色
を防ぐため添加する。しかして０．０００１ｗｔ％未満
ではその効果が不十分であり、０．０１％を越えると毒
性が問題となる。
について説明する。Ｍｇは強度と伸びを付与するために
添加する。しかしてＭｇが５ｗｔ％未満では本合金板は
４０％程度の伸びが得られず、一方１０ｗｔ％を越える
と、圧延性が急激に低下し、製造が困難となる。Ｃｕは
強度と伸びをさらに向上せさるために添加する。しかし
てＣｕが０．２ｗｔ％未満ではその効果が不十分であ
り、１．０ｗｔ％を越えると圧延性が急激に低下し、製
造が困難となる。Ｂｅは溶解鋳造時の溶湯酸化防止と、
均質化処理中の鋳塊の酸化によるＭｇの減失と表面変色
を防ぐため添加する。しかして０．０００１ｗｔ％未満
ではその効果が不十分であり、０．０１％を越えると毒
性が問題となる。
【０００８】Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ｚｒは熱間圧延性を改善
するために添加する。本発明者らは、種々検討の結果、
高Ｍｇ合金の熱間圧延性は熱間圧延前、すなわち均質化
処理後の鋳塊の結晶粒が粗大でその最大結晶粒径が１０
００μｍ以上となると非常に劣化することを知見した。
さらに、これに対してＭｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ｚｒを添加する
ことにより均質化処理中の粗大結晶粒の発生を抑制し
て、熱間圧延性が顕著に改善されることを見いだした。
Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ｚｒは、均質化処理の昇温過程におい
て極めて微細な折出物としてアルミニウム基地中に折出
し、この微細折出物は均質化処理中の粗大結晶粒（二次
再結晶）の成長を抑制する効果がある。これらの元素は
１種または２種以上を合計０．０１〜０．２ｗｔ％添加
するが、 ０．０１ｗｔ％未満では上記効果が不十分で
あり、０．２ｗｔ％をこえると粗大な金属間化合物を形
成し伸びが低下する。
するために添加する。本発明者らは、種々検討の結果、
高Ｍｇ合金の熱間圧延性は熱間圧延前、すなわち均質化
処理後の鋳塊の結晶粒が粗大でその最大結晶粒径が１０
００μｍ以上となると非常に劣化することを知見した。
さらに、これに対してＭｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ｚｒを添加する
ことにより均質化処理中の粗大結晶粒の発生を抑制し
て、熱間圧延性が顕著に改善されることを見いだした。
Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ｚｒは、均質化処理の昇温過程におい
て極めて微細な折出物としてアルミニウム基地中に折出
し、この微細折出物は均質化処理中の粗大結晶粒（二次
再結晶）の成長を抑制する効果がある。これらの元素は
１種または２種以上を合計０．０１〜０．２ｗｔ％添加
するが、 ０．０１ｗｔ％未満では上記効果が不十分で
あり、０．２ｗｔ％をこえると粗大な金属間化合物を形
成し伸びが低下する。
【０００９】Ｔｉ、またはＴｉとＢは、鋳塊組織を均一
微細化し、その最大結晶粒を１０００μｍ未満とするた
めに添加する。しかしてＴｉが０．００５ｗｔ％未満で
はその効果が少なく、０．１ｗｔ％を越えると粗大な金
属間化合物を形成し伸びが低下する。他方ＢはＴｉと共
存して鋳塊組織微細化効果をさらに高めるので、０．０
０００１〜０．０５ｗｔ％添加するのが望ましい。しか
してＢが０．００００１ｗｔ％未満ではその効果が少な
く、０．０５ｗｔ％を越えると粗大なＴｉＢ2 粒子を形
成し、伸びが低下する。
微細化し、その最大結晶粒を１０００μｍ未満とするた
めに添加する。しかしてＴｉが０．００５ｗｔ％未満で
はその効果が少なく、０．１ｗｔ％を越えると粗大な金
属間化合物を形成し伸びが低下する。他方ＢはＴｉと共
存して鋳塊組織微細化効果をさらに高めるので、０．０
０００１〜０．０５ｗｔ％添加するのが望ましい。しか
してＢが０．００００１ｗｔ％未満ではその効果が少な
く、０．０５ｗｔ％を越えると粗大なＴｉＢ2 粒子を形
成し、伸びが低下する。
【００１０】Ｆｅ，Ｓｉは、本合金において不純物とな
るものであり、それぞれ０．２ｗｔ％未満に制限する。
これらの含有率がそれぞれ０．２ｗｔ％以上の場合、Ｆ
ｅとＳｉは粗大な金属化合物を形成し、伸びが低下す
る。なお、その他の不純物（Ｚｎ、Ｐｂなど）は合計
０．３ｗｔ％以下ならば、本発明の効果を奏する上で特
に問題はない。
るものであり、それぞれ０．２ｗｔ％未満に制限する。
これらの含有率がそれぞれ０．２ｗｔ％以上の場合、Ｆ
ｅとＳｉは粗大な金属化合物を形成し、伸びが低下す
る。なお、その他の不純物（Ｚｎ、Ｐｂなど）は合計
０．３ｗｔ％以下ならば、本発明の効果を奏する上で特
に問題はない。
【００１１】次に本発明の製造条件について説明する。
まず、上述のような成分組成の、最大結晶粒径が１００
０μｍ未満であるアルミニウム合金鋳塊に対し、その最
大結晶粒径が１０００μｍ以上とならないように４５０
〜５５０℃で２４時間以下の均質化処理を施す。最大結
晶粒径が１０００μｍ以上となると続く熱間圧延におい
て結晶粒界に応力集中が著しくなり、粒界破断を誘発し
て圧延割れが顕著となり、製造が不可能となる。この結
晶粒は微細であるほど熱間圧延性は良好となり、最大結
晶粒径は２００μｍ以下とするのが望ましい。均質化処
理は溶質原子の分布均一化をはかり、強度と伸びを向上
し、焼鈍後の組織を均一化するために施す。その温度が
４５０℃未満では効果が不十分であり、５４０℃をこえ
るか、または時間が２４時間を越えると結晶粒が粗大に
成長（二次再結晶）して、その最大結晶粒径が１０００
μｍ以上となり熱間圧延性が劣化する。この均質化処理
の前、すなわち鋳造後の組織が粗大であると、均質化処
理を施しても結晶粒はもはや微細化をすることはあり得
ず、従って、Ｔｉ，またはＴｉとＢの添加により鋳塊組
織を微細化しておく必要があるのである。
まず、上述のような成分組成の、最大結晶粒径が１００
０μｍ未満であるアルミニウム合金鋳塊に対し、その最
大結晶粒径が１０００μｍ以上とならないように４５０
〜５５０℃で２４時間以下の均質化処理を施す。最大結
晶粒径が１０００μｍ以上となると続く熱間圧延におい
て結晶粒界に応力集中が著しくなり、粒界破断を誘発し
て圧延割れが顕著となり、製造が不可能となる。この結
晶粒は微細であるほど熱間圧延性は良好となり、最大結
晶粒径は２００μｍ以下とするのが望ましい。均質化処
理は溶質原子の分布均一化をはかり、強度と伸びを向上
し、焼鈍後の組織を均一化するために施す。その温度が
４５０℃未満では効果が不十分であり、５４０℃をこえ
るか、または時間が２４時間を越えると結晶粒が粗大に
成長（二次再結晶）して、その最大結晶粒径が１０００
μｍ以上となり熱間圧延性が劣化する。この均質化処理
の前、すなわち鋳造後の組織が粗大であると、均質化処
理を施しても結晶粒はもはや微細化をすることはあり得
ず、従って、Ｔｉ，またはＴｉとＢの添加により鋳塊組
織を微細化しておく必要があるのである。
【００１２】次に、このような均質化処理を施したその
最大結晶粒径が１０００μｍ未満であるアルミニウム合
金鋳塊を熱間圧延する。熱間圧延においては、少なくと
も最初の３パスの圧下率を低くする（望ましくは３％以
下）ことが熱延割れを防ぐために望ましい。また熱延開
始温度は３２０〜４７０℃とすることが、やはり熱延割
れを防ぐために望ましい。
最大結晶粒径が１０００μｍ未満であるアルミニウム合
金鋳塊を熱間圧延する。熱間圧延においては、少なくと
も最初の３パスの圧下率を低くする（望ましくは３％以
下）ことが熱延割れを防ぐために望ましい。また熱延開
始温度は３２０〜４７０℃とすることが、やはり熱延割
れを防ぐために望ましい。
【００１３】続いて、熱間圧延後ただちに、または続く
冷間圧延の途中で３６０〜５５０℃で１〜１００時間の
析出物粗大化を１回以上施す。この析出物粗大化処理
は、熱間圧延性の改善のために添加したＭｎ，Ｃｒ，
Ｖ，Ｚｒの金属間化合物を粗大に成長させ、最終章焼鈍
後の再結晶粒を２０μｍ以上とするためにおこなう。Ｍ
ｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ｚｒは前述のように均質化処理の昇温過
程において極めて微細な析出物としてアルミニウム基地
中に析出し、均質化処理中の粗大結晶粒（二次再結晶）
の成長を抑制する効果がある。ところがこの微細析出物
は最終焼鈍時においても結晶粒成長抑制効果を有し、最
終焼鈍後の再結晶粒を極めて微細なものにしてしまい、
伸びの低下とリューダースマークの発生をもたらす。析
出物粗大化処理を施してＭｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ｚｒの微細析
出物をオストワルド成長させて結晶粒成長を阻害しない
大きさ（概ね０．２μｍ以上）に粗大化させることによ
り、最終焼鈍後の再結晶粒径の適正化をはかることがで
きる。析出物粗大化処理の温度が３６０℃未満、時間が
１時間未満では上記効果が不十分であり、５５０℃を越
えるとバーニング（局部溶融）を生じ、１００時間を越
えると効果が飽和して不経済のうえ、表面酸化が著しく
なる。
冷間圧延の途中で３６０〜５５０℃で１〜１００時間の
析出物粗大化を１回以上施す。この析出物粗大化処理
は、熱間圧延性の改善のために添加したＭｎ，Ｃｒ，
Ｖ，Ｚｒの金属間化合物を粗大に成長させ、最終章焼鈍
後の再結晶粒を２０μｍ以上とするためにおこなう。Ｍ
ｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ｚｒは前述のように均質化処理の昇温過
程において極めて微細な析出物としてアルミニウム基地
中に析出し、均質化処理中の粗大結晶粒（二次再結晶）
の成長を抑制する効果がある。ところがこの微細析出物
は最終焼鈍時においても結晶粒成長抑制効果を有し、最
終焼鈍後の再結晶粒を極めて微細なものにしてしまい、
伸びの低下とリューダースマークの発生をもたらす。析
出物粗大化処理を施してＭｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ｚｒの微細析
出物をオストワルド成長させて結晶粒成長を阻害しない
大きさ（概ね０．２μｍ以上）に粗大化させることによ
り、最終焼鈍後の再結晶粒径の適正化をはかることがで
きる。析出物粗大化処理の温度が３６０℃未満、時間が
１時間未満では上記効果が不十分であり、５５０℃を越
えるとバーニング（局部溶融）を生じ、１００時間を越
えると効果が飽和して不経済のうえ、表面酸化が著しく
なる。
【００１４】その後、連続焼鈍炉（ＣＡＬ）などにより
４５０〜５５０℃で１２０秒以下の高温短時間焼鈍を施
し、平均結晶粒径を２０〜１２０μｍとする。ここで平
均結晶粒径を上記の如く制限した理由を説明する。平均
結晶粒径が２０μｍ未満であると本合金組成のようなＡ
ｌ−高Ｍｇ合金板ではリューダースマークの発生が顕著
となるとともに伸びが低下する。逆に平均結晶粒径が１
２０μｍを越えると成形品の肌荒れが著しくなると同時
にやはり伸びが低下する。
４５０〜５５０℃で１２０秒以下の高温短時間焼鈍を施
し、平均結晶粒径を２０〜１２０μｍとする。ここで平
均結晶粒径を上記の如く制限した理由を説明する。平均
結晶粒径が２０μｍ未満であると本合金組成のようなＡ
ｌ−高Ｍｇ合金板ではリューダースマークの発生が顕著
となるとともに伸びが低下する。逆に平均結晶粒径が１
２０μｍを越えると成形品の肌荒れが著しくなると同時
にやはり伸びが低下する。
【００１５】このような理由で平均結晶粒径は２０〜１
２０μｍとする必要があり、連続焼鈍炉（ＣＡＬ）など
により４４０〜５５０℃で１２０秒以下の高温短時間焼
鈍を施す。焼鈍温度が４５０℃未満では再結晶が不十分
か、あるいは再結晶しても平均結晶粒径は２０μｍ未満
である。一方、焼鈍温度が５５０℃を越えるとバーニン
グ（局部溶融）を生じ、１２０秒を越えると部分的に１
２０μｍを越える結晶粒が生成し、かつ生産性が低下す
る。また、焼鈍を定置式のバッチ炉で行うと、結晶粒径
が仮に２０〜１２０μｍであったとしても、伸びがすく
なく、しかも異方性があり、リューダースマークの発生
が顕著である。
２０μｍとする必要があり、連続焼鈍炉（ＣＡＬ）など
により４４０〜５５０℃で１２０秒以下の高温短時間焼
鈍を施す。焼鈍温度が４５０℃未満では再結晶が不十分
か、あるいは再結晶しても平均結晶粒径は２０μｍ未満
である。一方、焼鈍温度が５５０℃を越えるとバーニン
グ（局部溶融）を生じ、１２０秒を越えると部分的に１
２０μｍを越える結晶粒が生成し、かつ生産性が低下す
る。また、焼鈍を定置式のバッチ炉で行うと、結晶粒径
が仮に２０〜１２０μｍであったとしても、伸びがすく
なく、しかも異方性があり、リューダースマークの発生
が顕著である。
【００１６】このような最終焼鈍を施した後、必要に応
じてテンションレベラー、ローラーレベラー、スキンパ
ス圧延等の手段により、整直矯正を施してもよい。ま
た、やはり必要に応じて酸やアルカリで表面を洗浄して
もよい。
じてテンションレベラー、ローラーレベラー、スキンパ
ス圧延等の手段により、整直矯正を施してもよい。ま
た、やはり必要に応じて酸やアルカリで表面を洗浄して
もよい。
【００１７】
【実施例】以下、本発明を実施例に基づいて、さらに詳
細に説明する。 （実施例１）表１に示すＮｏ．１〜Ｎｏ．１１の組成の
アルミニウム合金を常法に従いＤＣ鋳造（厚さ４００ｍ
ｍ，巾１６５０ｍｍ，長さ４５００ｍｍ）し、５００℃
で１時間の均質化処理後、圧延開始温度４６０℃、最初
の３回の圧延パスの低下率を２％、４パス目以降最終パ
ス（２８パス）の圧下率を３〜４５％の範囲で順次増加
させ、板厚５ｍｍまで熱間圧延した。次いでこの熱間圧
延板に対し、５２０℃で２０時間の析出物粗大化処理を
施し、さらに板厚１ｍｍまで冷間圧延した。続いて連続
焼鈍炉により５２０℃で１０秒間加熱して再結晶させ、
Ｏ材とした。このようにして得られたアルミニウム合金
板の平均結晶粒径を測定し、さらに引張試験により引張
強さ、耐力、伸び、リューダースマークの発生状況を調
査した結果を表２に示す。
細に説明する。 （実施例１）表１に示すＮｏ．１〜Ｎｏ．１１の組成の
アルミニウム合金を常法に従いＤＣ鋳造（厚さ４００ｍ
ｍ，巾１６５０ｍｍ，長さ４５００ｍｍ）し、５００℃
で１時間の均質化処理後、圧延開始温度４６０℃、最初
の３回の圧延パスの低下率を２％、４パス目以降最終パ
ス（２８パス）の圧下率を３〜４５％の範囲で順次増加
させ、板厚５ｍｍまで熱間圧延した。次いでこの熱間圧
延板に対し、５２０℃で２０時間の析出物粗大化処理を
施し、さらに板厚１ｍｍまで冷間圧延した。続いて連続
焼鈍炉により５２０℃で１０秒間加熱して再結晶させ、
Ｏ材とした。このようにして得られたアルミニウム合金
板の平均結晶粒径を測定し、さらに引張試験により引張
強さ、耐力、伸び、リューダースマークの発生状況を調
査した結果を表２に示す。
【００１８】
【表１】
【００１９】
【表２】
【００２０】表１および表２より明らかなように、本発
明例組成のＮｏ．１〜Ｎｏ．５はいずれも熱間圧延性が
良好であり、伸びも４０％以上と高い。これに対しＭｇ
量の少ないＮｏ．６、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖの総量が
０．２ｗｔ％を越えるＮｏ．９、Ｓｉ，Ｆｅの多いＮ
ｏ．１０は伸びが低い。また、Ｔｉ，Ｂ無添加のＮｏ．
７は鋳造後の結晶粒が大きく、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ無
添加のＮｏ．８は均質化処理後の結晶粒が大きく、いず
れも熱間圧延で割れが発生した。Ｃｕ，Ｍｇ量の多いＮ
ｏ．１１、Ｎｏ１２も熱間圧延で割れが発生し、製造不
能であった。
明例組成のＮｏ．１〜Ｎｏ．５はいずれも熱間圧延性が
良好であり、伸びも４０％以上と高い。これに対しＭｇ
量の少ないＮｏ．６、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖの総量が
０．２ｗｔ％を越えるＮｏ．９、Ｓｉ，Ｆｅの多いＮ
ｏ．１０は伸びが低い。また、Ｔｉ，Ｂ無添加のＮｏ．
７は鋳造後の結晶粒が大きく、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ無
添加のＮｏ．８は均質化処理後の結晶粒が大きく、いず
れも熱間圧延で割れが発生した。Ｃｕ，Ｍｇ量の多いＮ
ｏ．１１、Ｎｏ１２も熱間圧延で割れが発生し、製造不
能であった。
【００２１】（実施例２）実施例１のＮｏ．４の合金の
ＤＣ鋳塊を表３に示す各種の条件で均質化処理後、圧延
開始温度４５０℃、パススケジュールは実施例１と同一
の条件で板厚５ｍｍまで熱間圧延し、熱間圧延性を比較
した。その結果を表３に示す。
ＤＣ鋳塊を表３に示す各種の条件で均質化処理後、圧延
開始温度４５０℃、パススケジュールは実施例１と同一
の条件で板厚５ｍｍまで熱間圧延し、熱間圧延性を比較
した。その結果を表３に示す。
【００２２】
【表３】
【００２３】表３より明らかなように、本発明の製造方
法によるＮｏ．１２〜Ｎｏ．１６は、いずれも熱間圧延
性が良好である。これに対し、均質化処理の温度が高い
かまたは時間の長いＮｏ．１８〜Ｎｏ．２０は均質化処
理後の最大結晶粒が１０００μｍ以上であり、熱間圧延
中に割れが発生し、圧延続行不能であた。また均質化処
理条件が本発明の範囲内であっても均質化処理後の最大
結晶粒径が１０００μｍを越えた場合（Ｎｏ．２１，２
２）は、やはり熱間圧延中に割れが発生した。
法によるＮｏ．１２〜Ｎｏ．１６は、いずれも熱間圧延
性が良好である。これに対し、均質化処理の温度が高い
かまたは時間の長いＮｏ．１８〜Ｎｏ．２０は均質化処
理後の最大結晶粒が１０００μｍ以上であり、熱間圧延
中に割れが発生し、圧延続行不能であた。また均質化処
理条件が本発明の範囲内であっても均質化処理後の最大
結晶粒径が１０００μｍを越えた場合（Ｎｏ．２１，２
２）は、やはり熱間圧延中に割れが発生した。
【００２４】（実施例３）実施例２のＮｏ．１４で得ら
れた熱間圧延板（板厚５ｍｍ）について、表４に示す条
件で冷間圧延、析出物粗大化処理、冷間圧延、焼鈍を順
次施し、板厚１ｍｍのアルミニウム合金板の平均結晶粒
径を測定し、さらに引張試験により引張強さ、耐力、伸
び、リューダースマークの発生状況を調査した結果を表
５に示す。
れた熱間圧延板（板厚５ｍｍ）について、表４に示す条
件で冷間圧延、析出物粗大化処理、冷間圧延、焼鈍を順
次施し、板厚１ｍｍのアルミニウム合金板の平均結晶粒
径を測定し、さらに引張試験により引張強さ、耐力、伸
び、リューダースマークの発生状況を調査した結果を表
５に示す。
【００２５】
【表４】
【００２６】
【表５】
【００２７】表４および表５から明らかなように、本発
明の製造方法によるＮｏ．２３〜Ｎｏ．２７のアルミニ
ウム合金板は伸びが４０％以上と高く、リューダースマ
ークの発生もない。これに対し、折出物粗大処理がない
か温度または時間のはずれるＮｏ．２８〜Ｎｏ．３１は
焼鈍後の平均結晶粒径が微細過ぎて伸びが低く、リュー
ダースマークも発生する。
明の製造方法によるＮｏ．２３〜Ｎｏ．２７のアルミニ
ウム合金板は伸びが４０％以上と高く、リューダースマ
ークの発生もない。これに対し、折出物粗大処理がない
か温度または時間のはずれるＮｏ．２８〜Ｎｏ．３１は
焼鈍後の平均結晶粒径が微細過ぎて伸びが低く、リュー
ダースマークも発生する。
【００２８】
【発明の効果】このように本発明によれば、伸びが大き
く成形性に優れ、熱間圧延性が良好で生産性に優れ、か
つリューダースマークの発生もない成形用アルミニウム
合金板が得られ、工業上顕著な効果を奏するものであ
る。
く成形性に優れ、熱間圧延性が良好で生産性に優れ、か
つリューダースマークの発生もない成形用アルミニウム
合金板が得られ、工業上顕著な効果を奏するものであ
る。
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｍｇ５〜１０ｗｔ％、Ｃｕ０．２〜１．
０ｗｔ％、Ｂｅ０．０００１〜０．０１ｗｔ％を含有
し、かつＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以
上を合計で０．０１〜０．２ｗｔ％含有し、さらにＴｉ
０．００５〜０，１ｗｔ％または、Ｔｉ０．００５〜
０．１ｗｔ％とＢ０．００００１〜０．０５ｗｔ％を含
有し、残部が通常の不純物とＡｌからなり、かつ最大結
晶粒径が１０００μｍ未満であるアルミニウム合金鋳塊
を、４５０〜５４０℃で２４時間以下の均質化処理を施
した後、熱間圧延し、熱間圧延後ただちに、または続く
冷間圧延の途中で３６０〜５５０℃で１〜１００時間の
析出物粗大化処理を１回以上施し、所定の板厚まで最終
冷間圧延し、次いで４５０〜５５０℃で１２０秒以下の
焼鈍を施すことにより、その平均結晶粒径を２０〜１２
０μｍとすることを特徴とする高成形性アルミニウム合
金板の製造方法。 - 【請求項２】 前記のアルミニウム合金鋳塊は、不純物
としてのＦｅ，Ｓｉがそれぞれ０．２ｗｔ％未満に規制
されていることを特徴とする請求項１記載の高成形性ア
ルミニウム合金板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30964892A JPH06136497A (ja) | 1992-10-23 | 1992-10-23 | 高成形性アルミニウム合金板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30964892A JPH06136497A (ja) | 1992-10-23 | 1992-10-23 | 高成形性アルミニウム合金板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06136497A true JPH06136497A (ja) | 1994-05-17 |
Family
ID=17995579
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP30964892A Pending JPH06136497A (ja) | 1992-10-23 | 1992-10-23 | 高成形性アルミニウム合金板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06136497A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1975263A1 (en) * | 2006-01-12 | 2008-10-01 | Furukawa-Sky Aluminum Corporation | Aluminum alloys for high-temperature and high-speed forming, processes for production thereof, and process for production of aluminum alloy forms |
| KR101620204B1 (ko) * | 2014-10-15 | 2016-05-13 | 현대자동차주식회사 | 다이캐스팅 부품용 합금 및 그 제조방법 |
| EP2113576A4 (en) * | 2007-01-24 | 2017-11-29 | Advanced Alloys GmbH | Method for producing a structural material made of magnesium-containing aluminium-based alloy |
| EP4015663A1 (en) * | 2020-12-17 | 2022-06-22 | Hyundai Motor Company | Aluminum sheet material for separator of fuel cell and manufacturing method therefor |
-
1992
- 1992-10-23 JP JP30964892A patent/JPH06136497A/ja active Pending
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1975263A1 (en) * | 2006-01-12 | 2008-10-01 | Furukawa-Sky Aluminum Corporation | Aluminum alloys for high-temperature and high-speed forming, processes for production thereof, and process for production of aluminum alloy forms |
| EP1975263A4 (en) * | 2006-01-12 | 2012-03-07 | Furukawa Sky Aluminum Corp | ALUMINUM ALLOYS FOR HIGH-TEMPERATURE AND HIGH-SPEED FORMS, METHOD OF MANUFACTURING THEREOF, AND METHOD FOR PRODUCING ALUMINUM ALLOY FORMS |
| US8500926B2 (en) | 2006-01-12 | 2013-08-06 | Furukawa-Sky Aluminum Corp | Aluminum alloy material for high-temperature/high-speed molding, method of producing the same, and method of producing a molded article of an aluminum alloy |
| EP2113576A4 (en) * | 2007-01-24 | 2017-11-29 | Advanced Alloys GmbH | Method for producing a structural material made of magnesium-containing aluminium-based alloy |
| KR101620204B1 (ko) * | 2014-10-15 | 2016-05-13 | 현대자동차주식회사 | 다이캐스팅 부품용 합금 및 그 제조방법 |
| EP4015663A1 (en) * | 2020-12-17 | 2022-06-22 | Hyundai Motor Company | Aluminum sheet material for separator of fuel cell and manufacturing method therefor |
| US11739406B2 (en) | 2020-12-17 | 2023-08-29 | Hyundai Motor Company | Aluminum sheet material for separator of fuel cell and manufacturing method therefor |
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