JPH0718389A

JPH0718389A - 成形用Ａｌ−Ｍｇ系合金板の製造方法

Info

Publication number: JPH0718389A
Application number: JP28775493A
Authority: JP
Inventors: Satoru Shoji; 了東海林; Yoichiro Totsugi; 洋一郎戸次
Original assignee: Furukawa Electric Co Ltd; Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; Furukawa Electric Co Ltd
Priority date: 1992-10-23
Filing date: 1993-10-22
Publication date: 1995-01-20

Abstract

(57)【要約】【目的】 Al−高Mg系合金（Mg５wt％以上）の熱間圧延
性を改善し、熱間圧延時の割れの発生を防止できる成形
用Al−Mg系合金板の製造方法を提供すること。【構成】その組成が、Mgを５〜１０wt％、Beを０．０
００１〜０．０１wt％、Mn，Cr，Zr，Ｖのうちの１種又
は２種以上を合計で０．０１〜０．２wt％、及びTiを
０．００５〜０．１wt％又はTiを０．００５〜０．１wt
％とＢを０．００００１〜０．０５wt％それぞれ含有
し、不純物としてのFe, Siが各々０．２wt％未満に規制
され、残部が他の不可避的不純物とAlであり、その最大
結晶粒径が１０００μｍ未満である合金鋳塊を、４５０
〜５４０℃，２４時間以下の条件で均質化処理し、圧延
開始温度を３２０〜４７０℃、少なくとも最初の３パス
の圧下率を各々３％以下に設定して熱間圧延する。合金
鋳塊には、さらにCuを０．０５〜０．８wt％を含ませる
のが好ましい。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は一般的にはAl−Mg系合
金板の製造方法に関する。さらに特別には、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、強度と高度の成形性が要求される成形品の成形用板
材に適するAl−Mg系合金板の製造方法に関するものであ
る。

【０００２】

【従来の技術】一般に自動車用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、最近は自
動車の車体を軽量化してその燃費を改善するために、冷
延鋼板に代えてアルミニウム合金板を使用する要望が強
まっている。従来、強度と成形性が要求される成形用の
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
などが知られている。このうち、Al−Mg系の合金板は成
形性と強度が共に優れているので、厳しい成形を受ける
部材にしばしば用いられている。

【０００３】成形用Al−Mg系合金板は通常、圧延用鋳塊
の製造→均質化処理→熱間圧延→冷間圧延→最終焼鈍と
いう工程で製造される。このほか、必要な場合には冷間
圧延の途中で中間焼鈍が施される。また、板材の平坦性
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】前述のように製造され
る従来の成形用Al−Mg系合金板は、他のアルミニウム合
金板と比べて比較的延性に富んでいるが、冷延鋼板の伸
びが４０％であるのに対し、Al−Mg系合金の伸びはせい
ぜい３０％程度である。したがって、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
形性に関しては、Al−Mg系合金は冷延鋼板よりも劣って
いる。

【０００５】ところで、Al−Mg系合金板の伸びはMg含有
量に比例して向上することは既に知られている。したが
って、最近、伸びを向上させるために従来のAl−Mg系合
金板（Mg２．５〜５wt％）よりもMg含有量を多くしたAl
−高Mg合金の製造が検討されている。例えば発明者らの
研究によれば、３５％の伸びを有するAl−Mg系合金板を
製造するには、そのMg含有量を６ｗｔ％にする必要があ
り、４０％の伸びを有する合金板を製造するには、Mg含
有量を８wt％にする必要がある（特願平４−１０２４５
６号）。

【０００６】しかしながら、このようなAl−高Mg系合金
板を工業的な規模で製造したところ、熱間圧延中にしば
しば割れが発生し、そのため圧延の続行が不可能になる
場合があることが判明した。すなわち、しばしば割れが
発生する状態で圧延を続行しても、後の工程で割れ部分
を削除する必要があるため製品の歩留りが低下し、生産
効率を非常に低下させる。

【０００７】この発明の目的は、５wt％以上のMgを含有
するAl−高Mg系合金板の熱間圧延性を改善し、熱間圧延
時の割れの発生を防止して生産性を向上させることがで
きる成形用Al−Mg系合金板の製造方法を提供することに
ある。

【０００８】

【課題を解決するための手段】すなわち、この発明によ
るAl−Mg系合金板の第１の製造方法は、Al−Mg系合金鋳
塊を、均質化処理−熱間圧延−冷間圧延−最終焼鈍の工
程により、あるいは前記冷間圧延の途中で中間焼鈍を施
すことにより、成形用Al−Mg系合金板を製造する方法に
おいて、前記Al−Mg系合金鋳塊の組成は、Mgを５〜１０
wt％、Beを０．０００１〜０．０１wt％、Mn，Cr，Zr，
Ｖのうちの１種又は２種以上を合計で０．０１〜０．２
wt％、Tiを０．００５〜０．１wt％又はTiを０．００５
〜０．１wt％とＢを０．００００１〜０．０５wt％それ
ぞれ含有し、不純物としてのFe,Siが各々０．２wt％未
満に規制され、残部が他の不可避的不純物とAlからな
り、その合金鋳塊の最大結晶粒径は１０００μｍ未満で
あり、前記合金鋳塊の均質化処理条件は、その処理温度
が４５０〜５４０℃、処理時間が２４時間以下であり、
前記熱間圧延の条件は、その圧延開始温度が３２０〜４
７０℃、少なくとも最初の３回の圧延パスの圧下率が各
々３％以下であることを特徴としている。また、この発
明によるAl−Mg系合金板の第２の製造方法は、前記第１
の製造方法におけるAl−Mg系合金鋳塊が、前述の組成元
素の外にCuを０．０５〜０．８wt％含むことを特徴とし
ている。

【０００９】

【作用】前述のアルミニウム合金鋳塊の組成中のアルミ
ニウム以外の各元素について、それらを選択した理由、
及びそれらの含有量を限定した理由について説明する。
Mgは、製造されるアルミニウム合金板に対し強度と伸び
を付与するために添加される。Mgの含有量が５ｗｔ％未
満では、その合金板の伸びは不十分（３０％未満）であ
り、一方、Mgの含有量が１０wt％をこえると、その合金
鋳塊の熱間圧延性が急激に低下して合金板の製造が困難
になる。

【００１０】Beは合金の溶解鋳造時における溶湯の酸化
防止と、均質化処理中の鋳塊の酸化によるMgの減失と表
面変色とを防ぐために添加される。Beの含有量が０．０
００１wt％未満ではその効果が不十分であり、その含有
量が０．０１wt％をこえると毒性が問題になる。

【００１１】Mn，Cr，Ｖ，Zrは、合金の熱間圧延性を改
善するために添加される。発明者らは種々検討の結果、
Al−高Mg合金は熱間圧延前、すなわち均質化処理後の鋳
塊の結晶粒が粗大であって、その最大結晶粒径が１００
０μｍ以上になると、その合金の熱間圧延性が非常に低
下することを知見した。そして、Al−高Mg合金は、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、その熱間圧延性が顕著に改善
されることを見い出した。すなわち、Mn，Cr，Ｖ，Zr
は、合金鋳塊の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。これらの元素は、その１種または２種
以上を合計で０．０１〜０．２wt％添加する。そして、
それらの含有量が０．０１wt％未満ではその効果が十分
に発揮されず、他方０．２wt％をこえると粗大な金属間
化合物を形成し、その合金の伸びを低下させる。

【００１２】Ti、又はTiとＢは、合金鋳塊組織を均一微
細化し、その最大結晶粒を１０００μｍ未満にするため
に添加される。Tiは、含有量が０．００５wt％未満では
その効果が不十分であり、０．１wt％をこえると、粗大
な金属間化合物を形成して合金の伸びを低下させる。他
方、ＢはTiと共存することにより合金鋳塊組織の微細化
効果をさらに高めるので、０．００００１〜０．０５wt
％添加するのが望ましい。Ｂの含有量が０．００００１
wt％未満ではその効果が不十分であり、０．０５wt％を
こえると粗大なTiB₂粒子を形成してその合金の伸びを低
下させる。

【００１３】Fe，Siは、この合金中の不純物であり、そ
れぞれ０．２wt％未満に規制する。Fe, Siの含有量が
０．２wt％以上である場合には、鋳造時に共晶化合物と
して粒界に連続的に晶出し、熱間圧延において粒界強度
を低下させて合金板の割れの原因になる。また、最終焼
鈍板の伸びを低下させるとともに、その成形性を低下さ
せる。

【００１４】Cuは、合金板の強度と伸びをさらに向上さ
せたい場合に０．０５〜０．８wt％の範囲で添加され
る。Cu含有量が０．０５ｗｔ％未満ではその効果が不十
分であり、０．８wt％をこえると、その合金の熱間圧延
性が急激に低下して合金板の製造が困難になる。なお、
Znその他の不可避的不純物は合計で０．３wt％以下なら
ば、この発明の効果を奏する上で特に問題はない。

【００１５】次に、この発明によるアルミニウム合金板
の製造方法において、製造条件を前述のように選択した
理由を説明する。まず、前述のような成分組成で、最大
結晶粒径が１０００μｍ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以上になら
ないようにするため、４５０〜５４０℃，２４時間以下
で均質化処理を施す。合金鋳塊の最大結晶粒径が１００
０μｍ以上になると、その後の熱間圧延において、結晶
粒界への応力集中が著しくなって粒界破断を誘発するた
め、熱間圧延割れが顕著になり、合金板の製造は不可能
になる。合金鋳塊の結晶粒が微細であるほど熱間圧延性
は向上するので、結晶粒の最大結晶径は２００μｍ以下
であるのが望ましい。

【００１６】均質化処理は、鋳塊の溶質原子の分布の均
一化を図り、かつ、焼鈍後の合金板の組織を均一化し、
成形用合金板の強度と伸びを向上させるために施す。均
質化処理温度が４５０℃未満では処理効果が不十分にな
る。また、この処理温度が５４０℃をこえるか、又は処
理時間が２４時間をこ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１０００μｍ以上に
なり、合金の熱間圧延性が低下する。この均質化処理の
前、すなわち鋳造後の鋳塊組織が粗大である場合には、
均質化処理を施しても結晶粒はもはや微細化することは
あり得ないので、Ti，又はTiとＢの添加により、鋳塊組
織を予め微細化しておく必要がある。

【００１７】前述のように均質化処理された後の、最大
結晶粒径が１０００μｍ未満であるアルミニウム合金鋳
塊は、次に熱間圧延される。工業的な熱間圧延において
は、通常３００〜７００mmの厚さの鋳塊を数１０回の圧
延パスの繰り返しにより、２〜１０mmの板厚の熱延板と
するが、Al−高Mg合金の熱間圧延においては、最初ある
いは最初から２〜５回目の圧延パスにおいて熱間圧延割
れが発生しやすい。また、仮に初期の熱間圧延パスにお
いて大きな圧延割れに到らなくても、初期の熱間圧延パ
スで発生した微小な圧延割れがその後の圧延パスで次第
に大きく成長し、後半の圧延パスないし最終圧延パスに
おいて大きな圧延割れに発達することも多い。

【００１８】この発明の製造方法における熱間圧延方法
によれば、圧延開始温度を３２０〜４７０℃の範囲と
し、かつ、少なくとも最初の３回の圧延パスの各々の圧
下率を３％以下にすることにより、熱間圧延割れを皆無
にすることができる。熱間圧延の開始温度が３２０℃未
満である場合は、合金鋳塊の変形抵抗が大きくなって圧
延に要する荷重が高くなり、工業的な圧延は困難にな
る。逆に圧延開始温度が４７０℃をこえると、圧延割れ
が発生しやすくなる。また、少なくとも最初の３パスの
各々の圧下率を３％以下にしたのは、最も熱間圧延割れ
が発生しやすい初期の圧延パスにおいて、なるべく軽い
圧下を加えることにより熱間圧延割れを防止するためで
ある。最初の３回の圧延パスの各々の圧下率が３％をこ
えると、圧延時に結晶粒界に過大な応力が加わって粒界
の強度を越えるため、粒界破断が起こり、熱間圧延割れ
が発生する。なお、仮にこのような熱間圧延方法を採用
したとしても、均質化処理後の合金鋳塊の最大結晶粒径
が１０００μｍ以上である場合には、熱間圧延割れが発
生する。また、最初の３回の圧延パスを経た後（４パス
目以降）は、各々の圧下率を３％以下にする必要はな
く、生産性を上げるためには圧下率を上げてもよい。

【００１９】前述の圧延条件で熱間圧延された合金板
は、続いて冷間圧延し、あるいはこの冷間圧延の途中で
中間焼鈍を施して所望の板厚にする。そして、これに最
終焼鈍を施すことにより、板厚０．８〜２．０mm程度の
成形用Al−Mg系合金板を製造する。前述のこの発明の製
造方法によって製造されたAl−Mg系合金板は、従来の製
造方法で製造されたAl−Mg系合金板に比べて特に強度と
伸びが優れており、自動車用のボディパネルなどの成形
用板材として好適に使用される。

【００２０】以下、この発明による成形用Al−Mg系合金
板の製造方法を、実施例に基づいてさらに詳細に説明す
る。実施例−１表１及び表２に示す合金サンプルＮｏ．１〜Ｎｏ．２２
の組成のアルミニウム合金を、常法によってＤＣ鋳造
（厚さ５００mm，巾１５００mm，長さ５０００mm）し、
その合金鋳塊を４９０℃，１時間で均質化処理した後、
以下の条件で板厚５mmまで熱間圧延し、成形用Al−Mg系
合金板を製造した。なお、合金サンプルＮｏ．１，Ｎ
ｏ．３〜Ｎｏ．５の合金は、この発明による製造方法の
請求項１に対応する組成であり、Ｎｏ．２及びＮｏ．１
２〜Ｎｏ．１６の合金は、この発明による製造方法の請
求項２に対応する組成であり、比較例であるＮｏ．６〜
Ｎｏ．１１及びＮｏ．１７〜Ｎｏ．２２の合金は、この
発明の範囲外の組成である。また、表１の各合金サプル
において、含有量０．０５wt％未満のCuは不純物であ
る。圧延開始温度＝４４０℃ 最初の３回の各圧延パスの圧下率＝１．５％４パスから２０パスまでの各圧延パスの圧下率＝３〜４
％２１パス以降の各圧延パスの圧下率＝５〜４０％総パス回数＝３２回そして、表１及び表２の各合金サンプルの鋳塊につい
て、均質化処理前後の結晶粒径を観察するとともに、熱
間圧延性を比較した。その結果は、表３及び表４のとお
りであった。また、前述のように熱間圧延された各合金
板を板厚１mmまで冷間圧延した後、連続焼鈍炉により５
００℃×１０秒の焼鈍を施してＯ材を製造し、それらに
ついて引張試験によりその機械的性質を測定したとこ
ろ、表５及び表６のとおりであった。

【００２１】

【表１】

【００２２】

【表２】

【００２３】

【表３】

【００２４】

【表４】

【００２５】

【表５】

【００２６】

【表６】

【００２７】表３及び表４の結果から明らかなように、
この発明の実施例による組成の合金サンプルＮｏ．１〜
５及びＮｏ．１２〜１６の鋳塊は、いずれも良好な熱間
圧延性を示した。なお、サンプルＮｏ．５及びＮｏ．１
６の合金については若干の微細割れが発生したが、その
程度は軽微であって、合金板の工業的な製造には支障は
なかった。また、表５及び表６で明らかなように、前記
のサンプルＮｏ．１〜５及びＮｏ．１２〜１６の合金鋳
塊の圧延板は、強度，伸びがともに優れている。

【００２８】これに対し、Ti又はTi及びＢの含有量が少
ないか、あるいはMn，Cr，Zr，Ｖの含有量が少ないサン
プルＮｏ．６〜９の合金鋳塊は、均質化処理後の最大結
晶粒径が１０００μｍ以上であり、熱間圧延開始当初に
割れが発生し、圧延の続行が不可能であった。Mg又はCu
の含有量が多いサンプルＮｏ．１７，１８の合金、及び
Fe，Siの合計含有量が多いサンプルＮｏ．２１の合金に
ついても、熱間圧延中に割れが発生し、圧延続行は不可
能であった。Fe又はSiのいずれかの含有量が多いサンプ
ルＮｏ．１０，１１，１９，２０の合金鋳塊は、圧延中
に割れが発生したものの圧延続行は可能であった。しか
し、それらの合金の圧延板は伸びが低く、いずれも３０
％未満であった。また、Mg含有量が少ないサンプルＮ
ｏ．２２の合金は、熱間圧延性に問題はないものの、そ
の合金の圧延板は強度，伸びともに劣っている。

【００２９】実施例−２いずれもこの発明の実施例による組成の合金サンプルＮ
ｏ．４（表１）及びＮｏ．１５（表２）の合金のＤＣ鋳
塊を、表７のケースＮｏ．２３〜Ｎｏ．３２及び表８の
ケースＮｏ．３３〜Ｎｏ．４２のように、それぞれ異な
る条件（ケースＮｏ．２３〜Ｎｏ．２７及びケースＮ
ｏ．３３〜Ｎｏ．３７はこの発明の製造方法の均質化条
件によるものであり、ケースＮｏ．２８〜３２及びケー
スＮｏ．３８〜Ｎｏ．４２はこの発明の製造方法以外の
均質化条件である。）で均質化処理した後、圧延開始温
度は３８０℃、圧延パススケジュールは実施例−１と同
様の条件で熱間圧延し、熱間圧延性を比較した。その結
果はそれぞれ表７及び表８に併記したとおりであった。

【００３０】

【表７】

【００３１】

【表８】

【００３２】表７及び表８から明らかなように、この発
明の製造方法の均質化条件によるケースＮｏ．２３〜２
７及びケースＮｏ．３３〜３７は、いずれも熱間圧延性
が良好であった。これに対し、均質化処理の温度が高す
ぎるケースＮｏ．２９，３９、及び均質化処理の時間が
長すぎるケースＮｏ．２８，３０，３８，４０は、いず
れも均質化処理後の最大結晶粒が１０００μｍ以上であ
り、熱間圧延の最初から割れが発生して圧延の続行は不
可能であった。また、均質化処理条件がこの発明方法の
範囲内であっても、均質化処理後の最大結晶粒径が１０
００μｍをこえているケースＮｏ．３１，３２及びケー
スＮｏ．４１，４２は、２，３回目の圧延パスで圧延続
行ができないほど熱間圧延中に割れが発生した。

【００３３】実施例−３いずれもこの発明の実施例による組成の合金サンプルＮ
ｏ．３（表１）及びＮｏ．１４（表２）の合金のＤＣ鋳
塊（厚さ５００mm，巾１５００mm，長さ５０００mm）
を、４８０℃で２時間の均質化処理後（最大結晶粒径は
１０５μｍ）、各表９及び表１０のようにそれぞれ異な
る圧延条件（圧延開始温度及び各圧延パスの圧下率）で
板厚５mmまで熱間圧延し、それらの熱間圧延性を比較し
た。その結果は表９及び表１０に併記したとおりであっ
た。

【００３４】

【表９】

【００３５】

【表１０】

【００３６】表９，１０から明らかなように、この発明
の製造方法の圧延条件であるケースＮｏ．４３〜４７及
びケースＮｏ．５３〜５７は、いずれも熱間圧延性が良
好であった。これに対し、圧延開始温度が高いケースＮ
ｏ．４８，４９及びケースＮｏ．５８，５９、３パス目
までの圧下率が高いケースＮｏ．５１，５２及びケース
Ｎｏ．６１，６２はいづれも熱間圧初期の段階で割れが
発生した。また、圧延開始温度が低いケースＮｏ．５
０，６０は変形抵抗が高くて圧下されにくく、圧延を中
止した。

【００３７】

【発明の効果】以上のように、この発明のAl−Mg系合金
板の製造方法によれば、冷延鋼板と同等な伸びを有する
Al−高Mg系合金板の熱間圧延時の割れの発生を防止し
て、生産性を大幅に向上させることができる。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】 Al−Mg系合金鋳塊を、均質化処理−熱間
圧延−冷間圧延−最終焼鈍の工程により、あるいは前記
冷間圧延の途中で中間焼鈍を施すことにより成形用Al−
Mg系合金板を製造する方法において、前記Al−Mg系合金鋳塊の組成は、Mgを５〜１０wt％、Be
を０．０００１〜０．０１wt％、Mn，Cr，Zr，Ｖのうち
の１種又は２種以上を合計で０．０１〜０．２wt％、及
びTiを０．００５〜０．１wt％又はTiを０．００５〜
０．１wt％とＢを０．００００１〜０．０５wt％それぞ
れ含有し、不純物としてのFe, Siが各々０．２wt％未満
に規制され、残部が他の不可避的不純物とAlからなり、前記合金鋳塊の最大結晶粒径は１０００μｍ未満であ
り、前記合金鋳塊の均質化処理条件は、その処理温度が４５
０〜５４０℃、処理時間が２４時間以下であり、前記熱間圧延の条件は、その圧延開始温度が３２０〜４
７０℃、少なくとも最初の３回の圧延パスの圧下率が各
々３％以下であることを特徴とする、成形用Al−Mg系合金板の製造方法。
【請求項２】 Al−Mg系合金鋳塊を、均質化処理−熱間
圧延−冷間圧延−最終焼鈍の工程により、あるいは前記
冷間圧延の途中で中間焼鈍を施すことにより成形用Al−
Mg系合金板を製造する方法において、前記Al−Mg系合金鋳塊の組成は、Mgを５〜１０wt％、Cu
を０．０５〜０．８wt％、Beを０．０００１〜０．０１
wt％、Mn，Cr，Zr，Ｖのうちの１種又は２種以上を合計
で０．０１〜０．２wt％、及びTiを０．００５〜０．１
wt％又はTiを０．００５〜０．１wt％とＢを０．０００
０１〜０．０５wt％それぞれ含有し、不純物としてのF
e, Siが各々０．２wt％未満に規制され、残部が他の不
可避的不純物とAlからなり、前記合金鋳塊の最大結晶粒径は１０００μｍ未満であ
り、前記合金鋳塊の均質化処理条件は、その処理温度が４５
０〜５４０℃、処理時間が２４時間以下であり、前記熱間圧延の条件は、その圧延開始温度が３２０〜４
７０℃、少なくとも最初の３回の圧延パスの圧下率が各
々３％以下であることを特徴とする、成形用Al−Mg系合金板の製造方法。