JPS61246341A - 熱処理型アルミニウム合金圧延板軟質材 - 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 この発明は各種成形加工の用途に供されるアルミニウム
合金圧延板軟質材に関するものであり、特にＡｌ−Ｃｕ
系、Ａｆ−Ｃｕ−Ｍｇ系、Ａｆ−７ｎ−ｔｖＨ１系、Ａ
ｆ−Ｚｎ　−ｔｖｌ−Ｃｕ系、Ａｌｌ−Ｍａ−ｓｔ系の
熱処理型高力アルミニウム合金の成形加工前の圧延板軟
質材、したがって該軟質材を溶体化焼入処理しさらに自
然時効もしくは人工時効を施すことにより高強度の成形
品を得ようとする用途に使用される圧延板に関するもの
である。

従来の技術 熱処理型高力合金は、Ａｆ−Ｃｕ系、Ａ　ｉ’　−Ｃｕ
−Ｍａ系、Ａｆ−Ｚｎ−Ｍａ系、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃ
ｕ系、Ａｌ−Ｍａ−Ｓｉ系に大別され、それらの代表的
なものとしては、Ａｆ−Ｃｕ系では２２１９合金など、
Ａｆ−Ｃｔｌ−Ｍｇ系では２０１７合金や２０２４合金
など、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系ではＪＩＳ　　７ＮＯ１合金
など、Ａｌ−Ｚｎ−＃Ｑ−Ｃｔｌ系ではＡＡ規格の７０
７５合金や７０５０合金など、ＡｉＰ−ｖａ−３ｉ系Ｆ
Ｌｔ６０６１合金などが知られており、いずれも時効硬
化に寄与する元素を溶体化処理により固溶させ、焼入れ
後これらの元素を自然時効もしくは人工時効によって微
細に析出させることにより強化するものである。

このような熱処理型高力アルミニウム合金は、最終的に
自然時効もしくは人工時効を施した状態では一般に成形
加工性が著しく劣るため、溶体化焼入処理を施す前の軟
質材の状態の圧延板に対して成形加工を施し、しかる後
溶体化焼入処理を行ない、引続き自然時効もしくは人工
時効によって所要の強度を得るのが通常である。

ところで熱処理型高力アルミニウム合金圧延板において
その成形加工のために軟質材を得るための従来の方法と
しては、圧延後にバッチ炉によって焼鈍する方法が一般
的であった。このようなバッチ炉による焼鈍は、遅い昇
温速度で加熱して約４００℃で１〜３時間保持した後、
徐冷するものであり、時効硬化元素を硬化に寄与しない
程度の大きな析出物として充分に析出させることを意図
したものである。

発明が解決すべき問題点 前述のような従来の方法によって得られた熱処理型高力
アルミニウム合金圧延板軟質材においては、次のような
問題があった。すなわち、先ず第１には、その後に施す
成形加工時において肌荒れが生じ易く、外観上好ましく
なくなり、また微少割れも生じ易い欠点があった。また
第２には、エリクセン値、伸び、曲げで代表される成形
加工性が不充分であり、強度の成形加工に耐えられない
問題があった。さらに第３には、成形加工品を溶体化処
・理した場合、加工度が３〜２０％程度の低歪部分で結
晶粒の異常成長が生じて結晶粒粗大化を招き、その結果
焼入れ後の歪修正のための加工時に肌荒れが生じたり、
またケミカルミーリング時に肌荒れが生じたり、機械的
性質、特に疲労強度の低下をもたらしたりする問題があ
った。

この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、Ａ
ｌ−ｃｕ系、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｏ系、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｏ系
、Ａｌ−Ｚｎ　−ＭＱ−Ｃｕ系、もしくは／ｌ’−Ｍｇ
−８ｔ系の熱処理型アルミニウム合金圧延板の軟質材、
すなわち成形加工に供される前の段階の圧延板軟質材と
して、成形加工時における肌荒れや微小割れの発生がな
く、成形加工性が良好で強度の成形加工にも耐えること
ができ、しかも成形加工後の溶体化処理による結晶粒粗
大化を防止し得る熱処理型アルミニウム合金圧延板軟質
材を提供することを目的とするものである。

問題点を解決するための手段 本発明者等は前述のような問題を解決するべく、種々実
験・検討を重ねた結果、従来の熱処理型アルミニウム合
金圧延板軟質材は、その結晶粒径が粗く、１００声を越
えるものがほとんどであり、しかも軟質材の結晶粒界の
かなりの領域にわたって時効硬化元素を主体とする粗大
な析出物が存在するものが多く、このような結晶粒径お
よび粒界上析出物が前述の問題の原因となっていること
が判明した。そしてざらに実験・検討を進めた結果、軟
質材の平均結晶粒径を１００３Ｊｌ以下に規制するとと
もに結晶粒界上への粒界析出物の占める割合が全粒界の
１／３以下となるように規制することによって、その後
の成形加工時における成形性が良好でかつ肌荒れや微小
割れの発生もなく、しかも成形加工後の溶体化処理にお
ける結晶粒粗大化も防止できることを見出し、この発明
をなすに至ったのである。

したがってこの発明の熱処理型アルミニウム合金圧延板
軟質材は、Ａｌ−Ｃｕ系、／Ｍ！−Ｃｕ　−ＭＱ系、Ａ
ｌ−Ｚｌ’１−ＭＱ系、Ａｆ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系もし
くはＡｆ−Ｍｏ−３ｉ系の熱処理型アルミニウム合金の
成形加工前の圧延板軟質材において、平均結晶粒径が１
００声以下であり、かつ結晶粒界上への粒界析出物の占
める割合が全粒界の１７３以下であることを特徴とする
ものである。

なおここで平均結晶粒径とは、圧延面に平行な面での平
均結晶粒径を意味し、代表的には平均切断法により計測
した値を示す。

発明の詳細な説明 先ずこの発明をなすに至る基礎となった従来の熱処理型
アルミニウム合金圧延板軟質材についての知見を説明す
る。

前述のように従来の熱処理型アルミニウム合金圧延板軟
質材は、結晶粒が粗大であって特に粒径１００ＪＪを越
えるものが殆んどであり、しかも粒界上のかなりの領域
にわたって粒界析出物が存在し、これらの粒径および粒
界析出物が成形加工性の劣化や溶体化処理時の結晶粒粗
大化に次のような影響を及ぼしていることが判明した。

すなわち、軟質材の状態で結晶粒が粗大であれば、成形
加工時に肌荒れが生じて表面外観を損い、しかも強い成
形加工によって微小割れが生じ易い。

また結晶粒界上に粗大な析出物が連続して存在すれば、
成形加工時にこの部分が割れの起点となり易く、強度の
成形加工が困難となる。このような理由により、結晶粒
が粗大でしかも結晶粒界の多くに析出物が存在している
従来の熱処理型アルミニウム合金圧延板軟質材では、成
形加工時の表面外観に劣り、しかもエリクセン値、伸び
、曲げで代表される成形加工性が不充分であって、強度
の成形加工に耐えられなかったのである。

一方、熱処理型合金に限らず、軟質材に低加工度の冷間
加工歪を与えた後高温で加熱すれば、歪誘起型の納品粒
界移動が生じ、特定の結晶粒が選択的に成長して粗大化
する現象が認められる。特に結晶粒界は、低加工度の冷
間加工時に歪が集中し易く、粒内よりも活性度が高いこ
とが知られており、また同じ結晶粒界でも隣接する結晶
粒同士の方位差の大きい粒界すなわち整合性の低い粒界
はと、低歪の冷間加工時に歪が集中し易く、このように
粒内や他の粒界よりも一層局部的に活性化された粒界か
ら後続する加熱時に選択成長が生じ易い。ところで結晶
粒サイズが大きければ粒界は少なくなるから、結晶粒界
への歪の集中度が大きくなり、しかもある加工度で活性
化される粒界の数が少なくなることから、優先的に結晶
成長が生じる粒界が限られ、その結果溶体化処理時にお
いて局部的な粒成長が生じて結晶粒が粗大化し易くなる
。また、粗大かつ硬質な析出物が存在する場合、冷間加
工時にその粗大硬質析出物の周辺に変形歪が集積して、
その部分がその後の加熱時における再結晶核の生成場所
となることも知られている。

従来の熱処理型アルミニウム合金圧延板軟質材においで
は、既に述べたように結晶粒サイズが粗大でしかも結晶
粒界上に硬質な粗大析出物が存在しているため、前述の
機構によって結晶粒界自体の歪の集積とこの粒界の析出
物による歪の集積が重畳され、その結果粒界への歪の集
積が粒内より著しくなり、そのため低歪加工によって結
晶粒界の選択的な成長が一層生じ易くなり、低歪加工後
の溶体化処理時に結晶粒粗大化が著しくなるのである。

以上のような現象を見出した本発明者等は、さらに熱処
理型アルミニウム合金圧延板軟質材において結晶粒径の
具体的サイズと金粒界に対して粒界析出物が存在してい
る粒界の割合の具体的値とが成形加工性や溶体化処理時
における結晶粒粗大化に及ぼす影響を詳細に調べた結果
、平均結晶粒径が１００Ｊｕｌ以下でかつ前記割合が１
／３以下であれば優れた成形加工性が得られかつ溶体化
処理での結晶粒粗大化を実質的に支障ない程度まで抑制
し得ることを見出したのである。

ここで、平均結晶粒径が１００１Ｊ１１を越える場合に
は成形加工時に肌荒れが生じ易くなり、また成形加工後
の溶体化処理時に結晶粒の選択的な成長による結晶粒粗
大化が生じ易くなる。また全粒界の１／３を越える粒界
に析出物が存在する場合には、成形加工性が低下し、か
つ溶体化処理時に結晶粒の選択的な成長による結晶粒粗
大化が生じ易い。したがってこの発明の目的を達成する
ためには、前述の如く平均結晶粒径を１ｏｏｐ以下とし
、しかも粒界析出物が存在する粒界が全粒界の１／３以
下となるように規制する必要がある。

なおこの発明で対象としている熱処理型アルミニウム合
金は、前述のようにＡｌ−Ｃｕ系、へ１−Ｃｕ−Ｍａ系
、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系、Ａ　Ｉ　−Ｚｎ−Ｍｉｌｌ−Ｃ
ｕ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ　系Ｆ）もノテアリ、その代表
的な成分組成は次の通りである。

すなわちＡＪ！−ＣＯ系合金はその主要合金成分として
Ｃｕ２〜７ｗｔ％を含み、またＡ／−Ｃｕ−Ｍｇ系合金
はその主要合金成分としてＣｕ　２〜７ｗｔｇ６および
Ｍｇｏ、２〜２ｗｔ％を含み、いずれもその他必要に応
じてＭｎ　Ｏ，８ｗｔ％以下、Ｃｒ　Ｏ，３ｗｔ％以下
、Ｚ　ｒ　Ｏ，３ｗｔ％以下、Ｔｉ　Ｏ，１５ｗｔ％以
下、Ｖ　Ｏ，１５ｗｔ％以下の１種以上を含有する合金
である。またＡｌ−Ｚｎ−Ｍｏ系合金は主要合金成分と
して７０３〜８ｗｔ％、Ｍｏ　Ｃ９５＝３ｖｔ％、を含
み、Ａｌ−Ｚｎ　−ＭＱ−Ｑｕ系合金は主要合金成分と
してＺｎ３〜ｓｗｔ％、Ｍ（Ｊ　Ｏ，５〜３ｗｔ％、Ｃ
ｕ　　００３〜３ｗｔ％を含み、いずれもその他必要に
応じてＭｎ０．８ｗｔ％以下、Ｃｒ０，３％以下、ｚｒ
Ｏ０３ｗｔ％以下、Ｔｉ　Ｏ，１５ｗｔ％以下、Ｖ　Ｏ
，１５ｗｔ％以下の１種以上を含有する合金である。さ
らにＡｌ−Ｍｇ−３ｉ系合金は、主要合金成分としてＭ
ａ　Ｏ，３〜１．５ｗｔ％、Ｓ　ｉ　Ｏ，２〜１，５ｗ
ｔ％を含み、その他必要に応じてＭｎ１．０％以下、Ｃ
ｒ０．４％以下、ＣＵｏ、４％以下、Ｚ　ｒ　Ｏ，３ｗ
ｔ％以下、Ｔｉｏ、１５ｗｔ％［Ｆ、Ｖ　００１５　Ｉ
ｔ％以下の１種以上を含有する合金である。

次に前述のようなこの発明の熱処理型アルミニウム合金
圧延板軟質材を製造する方法、すなわち平均結晶粒径を
１００声以下としかつ粒界析出物が存在する粒界が全粒
界に占める割合を１／３以下とした熱処理型アルミニウ
ム合金圧延板軟質材を得るための方法について説明する
。

このような軟質材を得るための手法は種々考えられるが
、その基本となる手法は、次の　ｉ）、ｉｉ）、１ｉｌ
）の３段階の処理をその順に適用する方法である。

ｉ）　先ず熱間圧延段階あるいは熱間圧延後の焼鈍段階
、もしくは熱間圧延後−次冷間圧延を行なって中１Ｉｌ
ｔｌＡ鈍を行なう段階、以上のいずれかの段階において
、最終的に時効処理によって硬化に寄与すべき元素を硬
化に寄与しないような大きな析出物サイズで可及的に多
量に析出させるような処理を行なう。

１１）　　次いで最終冷開圧延によって加工歪を与える
とともに、その前の段階で析出した粗大析出物を分断し
て圧延方向に並ばせる。

１ｉｉ）　　最終冷開圧延後、析出物の再固溶が実質的
に行なわれないような条件で加熱して、再結晶のみを行
なわせる。

、これらのｉ）〜１ｉｉ）の各段階の処理について次に
さらに具体的に説明すると、先ず前記ｉ）の段階（以下
第１段階と記す）の処理としては、例、ｔばＡｌ１−Ｃ
ｕ系、Ａｌ−Ｃ０−ＭＣｌ系、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系、Ａ
ｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系もしくは／ｌ’−Ｍｇ−５ｉ系
の熱処理型アルミニウム合金鋳塊を熱間圧延するにあた
って、熱間圧延上り温度を３００℃以上とし、熱延上り
のコイルを平均３０℃／ｈｒ未溝の冷却速度で徐冷すれ
ば良い。

あるいは第１段階の処理としては、常法に従って熱間圧
延を行なった熱延上り板、あるいは常法に従って熱間圧
延および一次冷間圧延を行なった板に対し、次のような
熱処理を施しても良い。すなわち、これらの板に対し／
１−Ｍｌｌ−Ｚｎ系もしくはＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ−Ｃｕ系
の合金の場合は１５０〜５００℃に、またＡｌ−Ｃ０系
、Ａｌｌ　−Ｃｕ−Ｍｇ系、もしくはＡｆ−Ｍｇ−Ｓｉ
系の合金の場合は２００〜５８０℃にそれぞれ加熱保持
し、その後３０℃／ｈｒ未渦の冷却速度で徐冷するか、
あるいは例えば４５０℃Ｘ　２　ｈｒ−＋　４００℃Ｘ
２ｈｒ→３５０℃ｘ　５　ｈｒ−＋　３００℃Ｘ　５　
ｈｒ−）　２５０℃×５ｈｒ→室温というように段階的
に温度を下げつつ保持する熱処理を行なう。

このような第１段階の処理を行なうことによって、最終
的な時効処理で硬化に寄与すべき元素からなる析出物損
を硬化に寄与しない程度の粗大なサイズでしかもできる
だけ多量に析出させることができる。ここで、析出物を
粗大なサイズで析出させることは、板を微細析出物によ
り硬質化させずに軟質化させるばかりでなく、後の第３
段階の熱処理（焼鈍）において析出物の再固溶を防止し
、かつ最終軟質材での結晶粒を微細化するに役立つ。

したがってこの第１段階では、できる限り粗大なサイズ
で析出させることが望ましい。なおこの第１段階の処理
の目的は、前述のように析出物損を硬化に寄与しないよ
うに可及的に大きいサイズで析出させることにあるから
、マトリックスの結晶粒は再結晶しなくても良い。この
ような第１段階の処理で析出される粗大析出物は、結晶
粒界および粒内のいずれにも存在するが、特に粒界析出
物は粒内析出物より一層粗大となっているのが通常であ
る。

次に前記ｉｉ）の段階（以下第２段階と記す）では、第
１段階の処理で粗大析出物が充分に析出して軟質化した
板に対し、４０％以上の圧延率、より最適には５０％以
上の圧延率で冷間圧延を施す。

この冷間圧延は、軟質材の結晶粒を微細化するに必須の
ものである。第１段階の処理で粒界および粒内に粗大析
出物が析出した板に対し４０％以上の圧延率の冷間圧延
を行なうことによって、粗大析出物が分断され、圧延方
向に並ぶ。

以上のようにして粗大な析出物が圧延方向に並んだ冷開
圧延板に対し、前記１ｉｔ）の処理（以下これを第３段
階の処理と記す）を行なう。すなわち、析出物の再固溶
が実質的に殆んど行なわれない範囲の湿度および保持時
間に急速加熱し、再結晶のみを行なわせる。このように
予め充分に析出させた析出物の再固溶を実質的に行なわ
せずに再結晶のみを生じさせための温度範囲は、合金成
分、均熱加熱条件、析出物サイズ、冷開圧延率、加熱速
度等によっても異なるが、目安としては加熱速度は３０
０℃／ｌ１ｌｉｆＩ以上の急速加熱、温度は３２５〜４
３０℃程度とすれば良く、再結晶が生じる範囲で可及的
に低温とすることが好ましい。

このような第３段階の処理によって、微細な再結晶組織
が得られるが、圧延方向に並んだ粗大析出物は再固溶し
ないため、このままの状態で、硬化に寄与すべき元素か
らなる相が硬化に寄与しない程度の大きさで充分に析出
しておりしがもマトリックスが再結晶組織となっている
熱処理型アルミニウム合金の圧延板軟質材が得られる。

ここで、析出物は再結晶粒界にかかわらず圧延方向に並
んでいるため、従来の熱処理型アルミニウム合金軟質材
の場合と異なり、粒界に析出物がほとんど存在しないこ
とになる。

なおこの第３段階の処理前の圧延板中に粗大析出物とと
もに微細な析出物が混在している場合には、再結晶のた
めの第３段階の加熱処理中に微細な析出物が一部再固溶
することもあるが、粗大な　　　　゛析出物の再固溶は
はとんど生じない。この場合完全な軟質材を得るために
は、第３段階の加熱処理の冷却過程において３０℃／ｈ
ｒ未溝の冷却速度で徐冷して、一旦再固溶した微細析出
物の元素をその冷却過程で再析出させるか、あるいは第
３段階の加熱処理の冷却過程は急速冷却として、その後
再析出のための低温再加熱を行なえば良い。後者の再析
出のための低温再加熱の条件としては、Ａｆ−Ｚｎ−Ｍ
ｇ系もしくは／１−Ｚｎ　−Ｍｏ　−Ｃｕ系合金の場合
は１５０〜３５０℃の温度に再加熱し、へβ−ＣＵ系、
Ａｌ−ＭＣＪ−Ｃｕ系もしくはＡｌ−Ｍａ−Ｓｉ系の場
合は２００〜３５０℃の温度に再加熱し、さらにその再
加熱温度が１５０〜２５０℃の場合は再加熱後急冷もし
くは徐冷し、一方再加熱温度が２５０〜３５０℃の場合
は再加熱後３０℃／ｈｒ未渦の冷却速度で徐冷すれば良
い。このような再加熱処理で再析出される析出物は、そ
の前の第３段階の加熱処理で再固溶された元素に由来す
るものであるが、その再固溶量はわずかであるから再加
熱処理で再析出される析出物量もわずかであり、したが
って結晶粒界上への再析出はほとんどなく、仮に結晶粒
界上へ再析出したとしてもそのｍは極くわずかであり、
その程度はこの発明において規定している全粒界の１／
３以下に充分に収まる程度である。

以上のように、この発明の熱処理型アルミニウム合金圧
延板軟質材を得るための代表的な方法として説明した前
述の方法の基本は、要は硬化に寄与する元素を予め充分
多量にかつ充分粗大に析出させておき、次いで冷間圧延
によって冷間加工歪を与えるとともに粗大析出物を圧延
方向に並ばせ、しかる後その析出物を実質的に再固溶さ
せない範囲に急速加熱して、微細な再結晶粒からなる再
結晶組織を形成し、さらに必要に応じて一部の再固溶し
た゛元素を再析出させるものである。このような手法に
従ってこの発明のアルミニウム合金圧延板軟質材を得る
ための具体的手段、具体的条件としては前に述べたよう
な手段、条件以外にも種々考えられるが、この発明で規
定する析出物サイズおよび粒界析出物条件を満たす手段
、条件であれば適用できることは勿論である。

ここで、前述のようなこの発明の熱処理型アルミニラム
合金圧延板軟質材を得るための代表的な手法と、従来の
熱処理型アルミニウム合金圧延板軟質材を得る方法との
相異を明確化すれば、従来の方法では、その基本的な考
え方が、先ず充分に高い温度で再結晶させ、しかる後、
過剰にｖＡ溶した硬化寄与元素を充分に粗大化させるこ
とによって完全軟化を図る点にあり、このような方法で
はこの発明で規定するような結晶粒径および粒界析出物
条件を同時に満足する軟質材は得られず、特に結晶粒界
の多くの領域にわたって析出物が析出してしまう。これ
に対し既に述べたこの発明の軟質材を得るための代表的
な方法では、逆に硬化に寄与する元素を予め充分粗大に
析出させ、しかる後これらが実質的に再固溶しない条件
で再結晶させるものであり、このような手法の適用によ
ってこの発明で規定する結晶粒径と粒界析出物条件とを
同時に満足し得るのである。

なお第３段階の加熱処理（再結晶焼鈍）においては、粗
大な析出物が実質的に再固溶しないから、その後の冷却
速度は本質的に影響を与えず、たとえ急冷したとしても
硬質化せず、そのまま軟質材となる。加熱により微細な
析出物が若干再固溶する場合にはやや硬質化することも
あるが、その程度はわずかであり、そのままでも充分に
良好な成形加工性を示す。もちろんこの場合必要があれ
ば前述のように再析出のための適切な再加熱処理を施し
ても良い。但しこの再析出処理を行なう場合、加熱温度
を低温とすることが重要である。すなわち、再固溶した
元素を再析出させるとはいえども、実質的には大部分の
析出が既に起っている状態の板に対し施す処理であるか
ら、再析出処理濃度を上げすぎれば再析出処理で再固溶
が進行してしまい、この場合はその再析出処理の冷却過
程で新たな析出物が粒界に生じてしまい、この発明の目
的を達成し得なくなる。このような観点から、前述のよ
うに再析出処理を行なう場合の加熱温度は３５０℃以下
とすることが適当である。

以上述べたような代表的な工程で得られた熱処理型アル
ミニウム合金圧延板軟質材は、その平均結晶粒径が１１
００ＪＪ以下であってしかも全粒界の１／３を越える粒
界には粒界析出物が存在しないため、成形加工性が良好
であってしかも後の溶体化処理時に結晶粒が粗大化する
ことを防止できる。

すなわち、後の溶体化処理時における結晶粒粗大化は、
低歪の冷間加工によって歪の集積した粒界が歪誘起型粒
界移動により選択的に成長して生じるものであるが、結
晶粒界に存在する析出物が少ないため低歪の冷間加工を
受けても結晶粒界に歪が集積しにくく、かつ結晶粒が微
細であるため粒界が多いから粒界の歪は分散し、一方粒
界に析出物が少ないことから逆に粒内にも大きな析出物
が散在しているため、粒内の粗大析出物周辺にも歪があ
る程度集積し、その結果粒界と粒内の歪分布が平均化す
ることから、結晶粒界の全集積による溶体化処理時の結
晶粒粗大化が防止できるのである。

実施例 第１表の合金符号Ａ−Ｅに示す代表的な熱処理型アルミ
ニウム合金を常法に従って溶製して連続鋳造し、第２表
中に示す条件で均質化処理を施し、続いて同じく第２表
中に示す熱延開始温度、熱延上り温度で熱間圧延し、厚
さ６．０■膳の熱延板（コイル）を得た。なおここで合
金Ａは熱延上りで再結晶が終了していた。

次いで各合金Ａ−Ｈの熱延板に対し、前記の第１段階の
熱処理としてそれぞれ次のような熱処理を施した。

合金Ａについて： ３００℃Ｘ１０ｈｒ加熱後１５℃／ｈｒの冷却速度で２
００℃以下まで冷却した。

合金Ｂについて： ４５０℃Ｘ２ｈｒ加熱後１５℃／ｈｒの冷却速度で２０
０℃以下まで冷却した。

合金Ｃ，Ｄについて： ４５０℃Ｘ２ｈｒ加熱後１５℃／ｈｒの冷却速度で２６
０℃まで冷却し、その温度で５ｈｒ保持保持後毛５ｈｒ
の冷却速度で２００℃以下まで冷却した。

合金Ｅについて： ４５０℃ｘ２ｈｒ加熱後２６０℃まで冷却し、その温度
で５ｈｒ保持保持後毛５ｈｒの冷却速度で２００℃以下
まで冷却した。

以上のようにして得た軟質コイルを次に　１゜５■厚ま
で冷間圧延（圧延率７５％）した。

次いで冷間圧延後のコイルに対し、前述の第３段階の処
理として、次の処理符号Ａ−１，・・・、Ｅ−１：に示
すような条件、および比較用として処理符号Ａ−２，・
・・、Ｅ−２に示す条件で熱処理した。なおここで各処
理符号（Ａ−１等）の頭の文字は合金符号に対応し、し
たがって例えばＡ−１，Ａ−２はいずれも合金Ａの冷延
コイルに対しての処理を意味する。

Ａ−に連続焼鈍ラインを用いて連続的に急速加熱した。

加熱昇温速度は１５００℃／１ＩＩ１１、加熱温度は４
００℃とし、その温度での保持は実質的に行なわなかっ
た。すなわち４００℃に到達して直ちに冷却した。冷却
は空冷とし、その時の冷却速度は概ね１０００℃／−で
あった。さらにそのコイルを３００℃ｘ５ｈｒ加熱し、
２０℃／ｈｒの冷却速度で冷却した。

Ｂ−１＝連続焼鈍ラインを用いて連続的に急速加熱した
。加熱昇温速度および冷却速度はＡ−１の場合と同じで
あり。また加熱温度は３８０℃、その温度での保持は実
質的に行わなかった。

さらにそのコイルを２３０℃ｘ５ｈｒ加熱して炉冷した
。

Ｃ−１：連続焼鈍ラインを用いて連続的に急速加熱した
。加熱昇温速度および冷却速度はＡ−１の場合と同じで
あり、また加熱温度は３８０℃、その温度での保持はＯ
とした。さらにそのコイルを１９０℃Ｘ１０ｈｒ加熱し
た後、炉冷した。

Ｄ−１：切板を赤外線ヒーターにより急速加熱した。

加熱温度は３５０℃とし、加熱昇温速度は１０００℃／
５ａｃＬＸ上である。また３５０℃での保持時間は３０
５１！とじ、その後２００℃まで２０℃／ｈｒで徐冷し
た。

Ｅ−１：切板をソルトバスにて急速に加熱した。ソルト
バスの温度は５００℃とし、切板に実体温度計を取付け
、材料温度が４２０℃になった時に炉外に取出し、放冷
した。したがって保持時間は実質的に０であり、また加
熱昇温速度はｉ　ｏｏｏ℃／Ｘを越えていた。

Ａ−２：バッチ炉により４００℃ｘ２ｈｒ加熱し、２０
０℃まで２５℃／ｈｒで冷却した。加熱速度は２０℃／
１）ｒである。

Ｂ−２：Ａ−２と同じ条件で処理した。

Ｃ−２：Ａ−２と同じ条件で処理した。

Ｄ−２＝連続焼鈍ラインを用いて連続急速加熱した。

加熱昇温速度は１５００℃／諭、加熱温度は４８０℃、
保持時間は実質的にＯ１冷冷却度は１０００℃／ｌ１１
ｎとした。さらにこのコイルを４００℃Ｘ２ｈｒ加熱保
持後１５℃／ｈｒの冷却速度で空温まで徐冷した。

Ｅ−２二連続焼鈍ラインを用いて連続急速加熱した。

条件は、加熱温度を５２０℃とした以外はＤ−２の場合
と同じである。

以上の各処理Ａ−１，・・・、Ｅ−１：Ａ−２，・・・
、Ｅ−２により得られた熱処理型アルミニウム合金圧延
板軟質材について、その平均結晶粒径と、粒界析出物が
存在している粒界の全粒界に対する割合を講ぺ、併せて
各種材料特性、成形性を調べた。またその軟質材に対し
、成形加工に相当する１５％冷間加工を施した後、溶体
化処理して焼入れし、結晶粒の粗大化の程度を肌荒の程
度で確認した。なお溶体化処理は、合金Ａ、Ｂに対して
は５００″ｃＸ１ｈｒ、合金Ｃ，Ｄに対しては４７０℃
Ｘ　ｌ　ｈｒ、合金Ｅに対しては５３０℃Ｘ　１　ｈｒ
でそれぞれ行なった。

それらの調査結果を第３表に示す。

第３表から明らかなように、Ａ−１，Ｂ−１，Ｃ−１゜
Ｄ−１，Ｅ−１の処理を行なって得られた軟質材は、そ
の平均粒径がいずれも３０３３前後と微細であって、こ
の発明で規定する１００ＩＪ１以下の条件を充分に満足
しており、かつ析出物が存在する粒界は極くわずかであ
り、粒界析出物が存在する粒界の割合もこの発明で規定
する全粒界の１／３以下の条件を充分に満足している。

そしてこれらの本発明条件を満たす軟質材はいずれも伸
びが２０％以上、エリクセン値が９．１■以上と成形性
に優れ、かつ１５％冷間加工を施して溶体化・焼入処理
を施した後の表面の肌荒も少ないこと換言すれば溶体化
による結晶粒の粗大化傾向が小さいことが明らかである
。

一方、Ａ−２，３−２，Ｃ−２処理を行なった場合は、
結晶粒が粗大でかつ粒界析出物も著しく多く、そのため
伸び、エリクセン値が低く成形加工性が劣るとともに、
１５％冷間加ニー溶体化・焼入処理後の肌荒も著しく、
溶体化処理で結晶粒の粗大化が生じていることが判る。

またＤ−２，Ｅ−２の処理を施した場合は、結晶粒は１
００％以下と微細であったが、粒界析出物が多く、その
ため成形加工性は良好であったが１５％冷間加ニー溶体
化焼入後の肌荒が生じ、溶体化処理で結晶粒の粗大化が
生じていることが判る。

なお合金臼について３−１の処理を施して得られた軟質
材（本発明材）および３−２の処理を施しで得られた軟
質材（比較材）の透過電子顕微鏡写真を第１図、第２図
に示す。これらの図から明らかなように、９−２処理材
（第２図）では粒界のほぼ全域わたって析出物が存在し
ているのに対し、Ｂ−１処理材（第１図）では粒界にほ
とんど析出物が存在しないことが判る。

発明の効果 以上の実施例からも明らかなように、この発明の熱処理
型アルミニウム合金圧延板軟質材は、Ａｌ−ｃｕ系、Ａ
ｆ−Ｃｕ−ｆＶｌｏ系、Ａｉ−Ｚｎ−Ｍａ系、Ａｌ−Ｚ
ｎ　−ＭＱ−Ｃｕ系、Ａ　ｌ　−１ｊ９−３ｉ系の熱処
理型合金圧延板の成形加工に供する前の段階の軟質材と
して、成形加工性が著しく良好であって、強度の成形加
工に耐えることができるとともに成形加工時の肌荒や微
小割れの発生を防止でき、しかも成形加工後の溶体化処
理による結晶粒粗大化が防止されることから、溶体化処
理時の結晶粒粗大化による肌荒の発生や機械的性質の劣
化を防止できる等、従来の熱処理型アルミニウム合金軟
質材と比較して格段に優れた効果を発揮できるものであ
る。

【図面の簡単な説明】

第１図は、実施例におけるＢ−１処理材（本発明材）の
析出物析出状況を示すための透過電子顕微鏡写真、第２
図はＢ−２！ｉｌｌ理材（比較材）の析出物析出状況を
示すための透過電子顕微鏡写真である。 出願人　　スカイアルミニウム株式会社代理人　　弁理
士　豊　１）武　久 （ほか１名） ５ｐｖｔ＋５ｆ憤 手　　　続　　　補　　　正　　　書　　（自発）昭和
６０年７月２６日 １、事件の表示 昭和６０年特許願第８７７９２号 ２、発明の名称 熱処理型アルミニウム合金圧延板軟質材３、補正をする
者 事件との関係　特許出願人 住　所　　東京都中央区日本橋室町４丁目１番地名　称
　　スカイアルミニウム株式会社４、代理人 住　所　　東京都港区芝４丁目７ｍ！６号尾家ピル５階
　電話（４５３）　６５９１明細書の発明の詳細な説明
の欄 ６、補正の内容

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ａｌ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ
   系、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系もしくはＡｌ−Ｍｇ−Ｓ
   ｉ系の熱処理型アルミニウム合金の成形加工前の圧延板
   軟質材において、 平均結晶粒径が１００μｍ以下であり、かつ結晶粒界上
   への粒界析出物の占める割合が全粒界の１／３以下であ
   ることを特徴とする、成形加工性が良好でかつ成形加工
   後の溶体化処理において結晶粒粗大化の生じない熱処理
   型アルミニウム合金圧延板軟質材。