JPH0959751A - 成形用Ａｌ−Ｍｇ系合金板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 熱間加工性が改善され熱間圧延時に割れが発
生することがなく、成形性にも優れた高Ｍｇ含有Ａｌ−
Ｍｇ系合金板の製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｍｇ:5.0〜8.0 ％、Ｆｅ:0.05 〜0.35
％、選択的にＣｕ:0.15 〜0.6 ％を含有し、残部Ａｌお
よび不可避的不純物からなるアルミニウム合金の鋳塊
を、450 〜500 ℃で1h以上均質化処理し、430 〜480 ℃
で熱間圧延を開始し、１回の圧延パスの圧下率を5 〜15
％として、合計圧下率が20〜50％になるまで熱間圧延を
続け、ついで460 〜500 ℃で1 分以上保持し、以後通常
の圧下率で熱間圧延する工程を包含する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、成形用Ａｌ−Ｍｇ
系合金板の製造方法、詳しくは、Ａｌ−Ｍｇ系合金の熱
間加工性を改良し、生産性を向上させた成形用Ａｌ−Ｍ
ｇ系合金板の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】近年、自動車、地下鉄車両などの車体材
料や船舶材料として、燃費向上のための軽量化、環境問
題を考慮したリサイクル性などの観点から、アルミニウ
ム合金が採用されるようになってきた。とくにＡｌ−Ｍ
ｇ系合金は強度、耐食性および成形性に優れているた
め、成形用部材として注目されている。

【０００３】Ａｌ−Ｍｇ系合金においては、Ｍｇ含有量
を増加し、またＣｕなどの合金成分を添加することによ
り、さらに強度特性を向上させ、部材の薄肉化を可能と
することができるが、高ＭｇのＡｌ−Ｍｇ系合金やＣｕ
などの合金元素を添加したＡｌ−Ｍｇ系合金は、熱間圧
延中に割れが生じ易く、熱間圧延の続行が不可能となっ
たり、製品の歩留りを低下させるなどの問題がある。

【０００４】これらのＡｌ−Ｍｇ系合金の熱間圧延性を
改善するために、鋳塊の最大結晶粒径を１０００μｍ未
満に規制するとともに、熱間圧延開始温度を３２０〜４
７０℃とし、少なくとも最初の３回の圧延パスの圧下率
をそれぞれ３％以下とすることが提案されている。（特
開平７−１８３８９号公報）

【０００５】この方法によれば、圧延板の先端割れや耳
割れは抑制され、健全なホットコイルを得ることが可能
となるが、圧延パス回数が増加し、生産性低下を招くと
いう難点がある。生産量が多い場合には、生産効率の低
下は実際の工業生産においては重大な問題となる。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】発明者らは、高Ｍｇの
Ａｌ−Ｍｇ系合金の熱間圧延時の割れ発生原因について
検討するために、５％を越えるＭｇを含有するＡｌ−Ｍ
ｇ系合金について多くの圧延実験を行った結果、多くの
場合には圧延１０パス以内で大きな割れが生じ易いこと
を見出し、割れは以下の原因によるものであることを究
明した。

【０００７】（１）熱間圧延前に粗大な結晶粒組織が形
成されて変形能が低下する。粗大な結晶粒は均質化処理
温度が不適切な場合に生じ易く、Ｆｅ含有量によっても
影響を受ける。 （２）鋳塊の結晶粒界に、Ａｌ−Ｍｇ系化合物、Ａｌ−
Ｍｇ−Ｃｕ系化合物などの偏析が生じていると、熱間圧
延の初期段階でこの粒界の移動が抑制され、この部分に
圧延による加工歪が蓄積して破壊に到る。 （３）熱間圧延前に粗大結晶粒が形成され、またＣｕが
添加されると、圧延により粒内の剪断帯形成が助長さ
れ、この境界に加工歪が蓄積して破壊に到る。

【０００８】従って、割れ発生を抑制するための対策と
して、以下のことが考えられた。 （１）均質化処理時の粗大結晶粒形成はＦｅの添加によ
り抑制できる。均質化処理温度の上限は厳しく管理する
ことが必要である。 （２）鋳塊の結晶粒界の移動を可能として偏析をなくす
には、適当な歪エネルギーと特定温度への保持が必要で
ある。鋳塊の結晶粒界が移動することで、その結晶粒界
に偏析していた化合物は、結果として粒内析出の状態と
なり、高温での変形能低下が生じなくなる。 （３）剪断帯形成後に加工を続けると、この境界で破断
し易くなるから、適度の歪エネルギーが蓄積した時点で
再結晶のための保持時間を与える。

【０００９】本発明は、上記の知見に基づき、Ａｌ−Ｍ
ｇ系合金の熱間圧延割れの抑制策についてさらに実験、
検討を行った結果としてなされたものであり、その目的
は、熱間圧延性を改善し、圧延１パス当たりの圧下率の
大きい高歪速度でも変形可能とし、生産性を向上させた
成形用Ａｌ−Ｍｇ系合金の製造方法を提供することにあ
る。

【００１０】

【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
めの本発明による成形用Ａｌ−Ｍｇ系合金の製造方法
は、Ｍｇ：５．０〜８．０％、Ｆｅ：０．０５〜０．３
５％を含有し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなる
アルミニウム合金の鋳塊を、４５０〜５００℃の温度で
１時間以上加熱することにより均質化処理したのち、４
３０〜４８０℃で熱間圧延を開始し、１回の圧延パスの
圧下率を５〜１５％として、合計圧下率が２０〜５０％
になるまで熱間圧延を続け、ついで４６０〜５００℃の
温度範囲で１分以上保持し、以後通常の圧下率で熱間圧
延する工程を包含することを特徴とする。また、アルミ
ニウム合金が、Ｍｇ：５．０〜８．０％、Ｃｕ：０．１
５〜０．６％、Ｆｅ：０．０５〜０．３５％を含有し、
残部Ａｌおよび不可避的不純物からなることを第２の特
徴とする。

【００１１】本発明のＡｌ−Ｍｇ系合金における合金成
分の意義およびそれらの限定理由について説明すると、
Ｍｇは、合金材の強度を高め、プレス時の成形性向上に
寄与するもので、含有量が多いほど、これらの特性が向
上する。好ましい含有範囲は５．０〜８．０％であり、
５．０％未満ではその効果が十分でなく、８．０％を越
えると、応力腐食割れ性など他の特性が低下する。Ｍｇ
のさらに好ましい含有範囲は５．０〜６．０％である。

【００１２】Ｆｅは、均質化処理時の結晶粒粗大化を抑
制するために厳密に管理することは必要である。Ｆｅの
好ましい含有量は０．０５〜０．３５％の範囲であり、
０．０５％未満では均質化処理時の結晶粒粗大化を抑制
する効果が小さく、０．３５％を越えて含有されると、
最終製品の伸び、曲げ性、張出性などの特性が劣化す
る。さらに好ましいＦｅの含有範囲は０．０５〜０．１
５％である。

【００１３】Ｃｕは、合金材の強度を向上させる機能を
有する。好ましい含有範囲は０．１５〜０．６％で、
０．１５％未満ではその効果が小さく、０．６％を越え
ると熱間圧延時に割れが生じ易くなる。さらに好ましい
Ｃｕの含有範囲は０．２〜０．４％である。Ｔｉ、Ｂ
は、通常のアルミニウム合金と同様、それぞれ０．０１
〜０．０５％および０．０００１〜０．０１％の範囲で
添加されても合金材の特性に悪影響を与えることはな
く、鋳塊の結晶粒を微細化し、熱間圧延時の変形能を向
上させる効果を有する。またＢｅも通常のＡｌ−Ｍｇ系
合金と同様、溶湯の酸化を防止するために５０ｐｐｍ以
下の範囲で添加することができる。

【００１４】本願発明のアルミニウム合金における不可
避的不純物の許容量は、Ｓｉ：０．１％以下、好ましく
は０．０７％以下、Ｍｎ：０．１％以下、好ましくは
０．０２％以下、Ｃｒ：０．１％以下、好ましくは０．
０２％以下、Ｚｎ：０．１％以下、好ましくは０．０７
％以下の範囲である。

【００１５】

【発明の実施の形態】本発明のＡｌ−Ｍｇ系合金板の製
造条件について説明すると、半連続鋳造により前記の合
金組成からなるアルミニウム合金の鋳塊を製造し、鋳塊
を４５０〜５００℃の温度に１時間以上加熱することに
より均質化処理する。均質化処理は、鋳塊組織内の成分
の偏析をある程度取り除くために行うものであり、均質
化処理温度が４５０℃未満では偏析物の分解に長時間が
必要となり、工業規模の生産においては実用的でない。
５００℃を越えると、急速に結晶粒の粗大化が生じ熱間
圧延性が劣化する。保持時間が１時間未満では、工業サ
イズの鋳塊を均一な温度とすることが難しい。生産性の
観点から保持時間は２０時間以内とするのが好ましい。

【００１６】均質化処理後、熱間圧延を行う。熱間圧延
の工程は、鋳塊の結晶粒界移動および剪断帯形成を制御
するために厳密に規制することが重要である。熱間圧延
は好ましくは４３０〜４８０℃、より好ましくは４５０
〜４８０℃の温度範囲で開始する。熱間圧延の開始温度
が４３０℃未満では、鋳塊の結晶粒界移動のための駆動
力となる歪エネルギーは蓄えられ易いが、Ａｌ−Ｍｇ系
化合物やＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物の粒界析出が生じて
粒界移動が抑制され、これらの化合物の偏析により結晶
粒界の結合力が低下して割れが生じ易くなる。４８０℃
を越える温度で熱間圧延を開始すると、圧延中の加工熱
で材料温度が５００℃を越えることがあり、圧延による
加工組織の回復速度が速くなって、結晶粒界移動の駆動
力となる歪エネルギーが十分に蓄積され難い。

【００１７】熱間圧延開始直後は、１回の圧延パスの圧
下率を５〜１５％として、合計圧下率が２０〜５０％に
なるまで熱間圧延を続ける。熱間圧延開始時の１パス当
たりの圧下率は、歪エネルギーの蓄積に影響するもので
あり、１パス当たりの圧下率が５％未満では加工組織の
回復が速く、結晶粒界移動を生じさせるための歪エネル
ギーが十分に蓄積され難い。１５％を越える圧下率では
割れが生じ易い。さらに好ましい圧延１パス当たりの圧
下率は５〜１０％である。

【００１８】圧下率を制御する上記の熱間圧延を、合計
圧下率２０〜５０％になるまで続けたのち、４６０〜５
００℃の温度範囲に１分以上保持して再結晶させる。合
計圧下率２０〜５０％になるまで熱間圧延を続行するこ
とにより、保持中に結晶粒界移動が生じ、剪断帯部での
再結晶が進行して変形能が向上する。合計圧下率が２０
％未満では、保持中に粗大再結晶粒が形成され、その後
の圧延において割れが生じ易い。５０％を越えると、歪
エネルギーの増加に伴って、粒界割れや剪断帯に沿った
粒内破壊が生じる。

【００１９】合計圧下率が２０〜５０％になるまで熱間
圧延を続けると、通常、加工熱により材料温度が圧延開
始温度より上昇する。４６０〜５００℃で１分以上の保
持は、この温度上昇を利用して合金組織を短時間で再結
晶させ、変形能の向上を図るものである。この温度範囲
における保持は、熱間圧延から引き続いて行ってもよ
く、一旦室温まで冷却したのち上記の温度範囲に再加熱
してもよい。４６０〜５００℃の温度範囲では１分間の
保持により再結晶がほぼ完了する。５００℃を越える
と、粗大結晶粒が形成され変形能が低下し易い。保持時
間の上限は、生産性の観点から１０ｈ以内にするのが望
ましい。

【００２０】上記温度での保持後は、通常の圧下率、例
えば１パス当たり１０％以上の圧下率で熱間圧延を行っ
ても割れが生じることはない。熱間圧延終了後、必要に
応じて中間焼鈍を介して冷間圧延を行って所定の板厚と
し、最終熱処理を行って成形用のＡｌ−Ｍｇ系合金板を
得る。

【００２１】

【実施例】以下、本発明の実施例を比較例と対比して説
明する。 実施例１ 表１に示す組成のＡｌ−Ｍｇ系合金の鋳塊を半連続鋳造
により製造し、得られた鋳塊を表面切削して、厚さを40
0mm に調整し圧延用スラブとした。圧延用スラブを表２
に示す条件で均質化処理、熱間圧延して8mm 厚さの板材
とし、熱間圧延後、1mm 厚さまで冷間圧延を行い、バッ
チ炉中で400 ℃で1hの最終熱処理を行って試験材を得
た。熱間圧延中、割れ発生の有無を観察した。

【００２２】各試験材について、引張試験を行って機械
的性質を測定し、180 °曲げ試験を行って表面欠陥発生
の有無から成形性を評価した。機械的性質は、圧延方向
に対して平行に採取した試験片からJIS 5 号試験片を作
製し、インストロン型引張試験機を使用して引張試験を
行うことにより測定した。180 °曲げ加工性は、圧延方
向に対して直角方向に採取した10mm幅の試験片を半径1m
m の治具でプリベントし、同一厚さの板材を２枚挟ん
で、30cmの高さから3kg の荷重を落下させる衝撃曲げを
行うことにより、曲げ後の試験材表面の欠陥の発生状況
から評価した。測定および評価結果を表３に示す。表３
に示すように、本発明に従う試験材はいずれも、熱間圧
延時の割れは全く観察されず、130MPa以上の十分な耐力
と優れた成形性をそなえていた。

【００２３】

【表１】

【００２４】

【表２】

【００２５】

【表３】 《表注》熱間圧延時の割れ発生程度 ○: 割れ無し 曲げ加工性 ○: 割れおよび肌荒れ無し

【００２６】比較例１ 表４に示す組成を有するＡｌ−Ｍｇ系合金の鋳塊を半連
続鋳造法により製造し、鋳塊の表面を面削して厚さ40mm
の圧延用スラブとした。このスラブおよび実施例１で作
製した圧延用スラブを、表５に示す条件で均質化処理、
熱間圧延し、実施例１と同様、厚さ8mm の板材とし、さ
らに冷間圧延および実施例１と同様の最終熱処理を行っ
て、1mm 厚さの試験材を得た。熱間圧延中の割れ発生の
程度を観察するとともに、各試験材について、実施例１
と同じ引張試験を行い、曲げ加工性を評価した。結果を
表６に示す。試験材No.18 は、従来の熱間圧延工程に従
ったものであり、熱間圧延開始から終了まで１パス当た
り2 〜30％の圧下率により圧延を行った。なお、表４、
表５において、本発明の条件を外れたものには下線を付
した。

【００２７】

【表４】

【００２８】

【表５】

【００２９】

【表６】 《表注》熱間圧延時の割れ発生程度 ○：割れ無し △：部分割れ有り ×：全面耳割れ 曲げ成形性 ○：割れおよび肌荒れ無し △：肌荒れ有り ×：割れ有り

【００３０】表６に示されるように、試験材No.9は初期
熱間圧延での量１パス当たりの圧下率が少ないため、鋳
塊組織の結晶粒界の移動が不十分であり、粒界破壊によ
る割れが多発し、試験材を得ることができなかった。試
験材No.10 は熱間圧延の合計圧下率が少ないため、高温
保持中に粗大再結晶粒が形成され、剪断帯での粒内破壊
により熱間圧延時に割れが生じた、また粗大再結晶の形
成に起因して曲げ加工性も劣っている。試験材No.11 は
均質化温度が高過ぎるため、粗大結晶粒が形成され、初
期熱間圧延中に剪断帯での粒内破壊が生じ、熱間圧延時
に全面割れが発生し、試験材を得ることができなかっ
た。試験材No.12 は初期熱間圧延の開始温度が高過ぎる
ため、加工組織の回復が速く、鋳造組織の結晶粒界移動
が十分でなく、粒界破壊により熱間圧延割れが生じた。
また一部粗大粒が形成されるため、曲げ加工性がわる
い。

【００３１】試験材No.13 はＭｇ含有量が多過ぎるた
め、熱間圧延時に割れが発生した。試験材No.14 はＦｅ
の含有量が少ないため、均質化処理時に粗大結晶粒が形
成され、初期熱間圧延中に剪断帯での粒内破壊が生じ、
試験材を得ることができなかった。試験材No.15 はＦｅ
の含有量が多く、180 °曲げ試験で割れが生じた。試験
材No.16 はＣｕの含有量が多過ぎるため、初期熱間圧延
中に剪断帯での粒内破壊により熱間圧延割れが発生し、
試験材を得ることができなかった。試験材No.17は保持
温度が高過ぎるため、粗大結晶粒が形成され、熱間圧延
時に割れが発生し試験材を得ることができなかった。試
験材No.18 は、従来の熱間圧延工程に従ったもので、熱
間圧延の総パス回数が多く生産性が劣る。

【００３２】

【発明の効果】以上のとおり、本発明によれば、熱間加
工性が改善されて熱間圧延時に割れを生じることがな
く、成形性にも優れた高Ｍｇ含有Ａｌ−Ｍｇ系合金板が
生産性よく製造することが可能となる。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｍｇ：５．０〜８．０％（重量％、以下
   同じ）、Ｆｅ：０．０５〜０．３５％を含有し、残部Ａ
   ｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金の鋳
   塊を、４５０〜５００℃の温度に１時間以上加熱するこ
   とにより均質化処理したのち、４３０〜４８０℃で熱間
   圧延を開始し、１回の圧延パスの圧下率を５〜１５％と
   して、合計圧下率が２０〜５０％になるまで熱間圧延を
   続け、ついで４５０〜５００℃の温度範囲に１分以上保
   持し、以後通常の圧下率で熱間圧延を行う工程を包含す
   ることを特徴とする成形用Ａｌ−Ｍｇ系合金板の製造方
   法。
2. 【請求項２】 Ａｌ−Ｍｇ系合金が、Ｍｇ：５．０〜
   ８．０％、Ｃｕ：０．１５〜０．６％、Ｆｅ：０．０５
   〜０．３５％を含有し、残部Ａｌおよび不可避的不純物
   からなることを特徴とする請求項１記載の成形用Ａｌ−
   Ｍｇ系合金板の製造方法。