JPS62290851A - アルミニウム合金圧延板の製造方法 - 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】 ３、発明の詳細な説明 産業上の利用分野 この発明は電機制御器筐体、計測器筐体、ＶＴＲその他
の弱電機器のシャーシなど、強度と優れた成形加工性特
に曲げ性が要求される成形加工品に使用されるアルミニ
ウム合金圧延仮に関するものでおる。

従来の１支’ｉ・ｆｉ 型別制御器筐体、計測器匣体、おるいはＶＴＲその他の
弱電典型のシャーシなどには、軽小化および電磁波シー
ルド性などの点から近年はアルミニウム合金を使用する
ことが多くなっている。このような用途において（よ、
強度および成形力８工１生が優れていることおよび耐食
［牛も良好なことが要求され、そこで従来このような用
途のアルミニウム合金板材としてはＪＩＳ　５０００番
系のＡｌ−ＭΩ系合金圧延板が使用されており、そのう
ちでも特に５０５２合金のＨ３４テンパー材が最も多用
されている。

発明が解決すべき問題点 ５０５２合金１−１３４材の場合、比較的曲げ性が良好
ではあるが、曲げ加工において板厚２Ｍ位が使用限界と
されており、そこで前述のような用途には、５０５２合
金Ｈ合金材よりもざらに曲げ性が良好でしがち高強度の
材料が要望されている。強度の点では５０８２合金Ｏ材
などが５０５２合金Ｈ合金材よりも優れているが、曲げ
性の点では格段に劣り、前述のような用途には実用的で
ない。

この発明は以上の事情に鑑みてなされたもので、電機制
０口器筐体などの前述のような用途に使用されるアルミ
ニウム合金圧延板として、従来の５０５２合金Ｈ合金材
と比較し強度および曲げ成形性の優れたアルミニウム合
金圧延板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 アルミニウム合金の曲げ成形性は、各種素材特性のうち
でｎ値が良好なほど、また局部伸びが良好なほど、おる
いは第２相分散粒子が微細なほど、良好でおることがｉ
１１明しているが、本発明者等が特にＡｌ−Ｍｇ系合金
の曲げ成形性について実験・検討を重ねたところ、粒界
への析出物が曲げ成形性を著しく劣化させるは囚となっ
ていることを見出した。すなわち、ＡＩ’Ｍｇ系合金に
おいてはβ相（Ａｉ’３Ｍｇ２相）が粒界に優先的に析
出する傾向が強く、このようにβ相が粒界に析出すれば
粒界強度を著しく低下させて、曲げ成形性を著しく劣化
させることを見出した。したがってβ。

相が粒界に全く析出しないようにすれば、Ａｌ−ＭＣＩ
系合金の曲げ成形性を飛躍的に向上させることが可能と
なると考えられる。そこで本発明者等はざらに実験・検
討を進めた結果、冷間圧延後の圧延板に、β相の析出温
度領域よりも高く、積極的にＮｊｌｇを固溶させ得る特
定の温度域に加熱して、その加熱後にβ相が析出し得な
いような特定の冷却速度で急速冷却することにより、再
結晶粒界にβ相の析出の全く認められない板を１ｑるこ
とができ、かつこのようにして１りられたアルミニウム
合金圧延板は実際に曲げ成形性が優れかつ高強度でおる
ことを見出し、この発明の完成に至ったのである。

具体的には、第１発明の製造方法は、ＭＣｌ３．０〜６
．０重量％を含有し、残部がＡＩおよび不可避的不純物
よりなるＡｌ−Ｍｇ基合金を素材として、熱間圧延およ
び／または冷間圧延により所要の板厚−とし、次いで４
５０〜５５０℃の範囲内の温度に加熱して、直ちにもし
くは１２０秒以下の保持を行なってから、１０’Ｃ，／
Ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、再結晶粒界をおおう析
出物のない圧延板を１ｑることを特徴とするものである
。

また第２発明の製造方法は、素材として、Ｍｇ３．０〜
８．０ｆ重量％のほか、Ｍｎ　Ｏ，０５〜０．７重量％
、Ｚ　ｒ　Ｏ，０１〜０．２Ｉｆｆｉ％、Ｃｒ　Ｏ，０
５〜０．３重研％１Ｃｕ　Ｏ，１０〜１．０重量％のう
ちの１種または２種以上を含有するＡ　（１−Ｍ　Ｑ基
合金を用い、第１発明の場合と同作な条件で処理して、
再結晶粒界をおおう析出物のない圧延板を１７ることを
特徴とするものである。

作　　　用 先ずこの発明における素材の合金成分限定理由について
説明する。

Ｍｇ： ＭＣＩはこの発明で対象とする系の合金で必須の基本合
金元素でおり、強度および成形性に奇与する。Ｍｇが３
．０％（重量％、以下同じ）未満では従来の５０５２合
金Ｈ合金材以上の強度を得ることが困難でおり、一方６
．０％を越えれば高強度は１ｑられるものの、鋳造性、
圧延性が悪くなって聞産プロセスでの製造に不適当とな
るから、３．０〜６．０％の範囲内に限定した。

Ｍｎ： Ｍｎは強度向上に奇与する元素であり、第２発明の方法
において選択的に添１す０される。Ｍｎが０、０５％未
満ではＭｎ添加の効果が充分に１７られす、一方Ｍｎが
０．７％を越えればＤＣ鋳造材の場合成形性が劣化する
。したがって第２発明においてＩＭｎは０．０５〜０．
７％の範囲内に限定した。

Ｃｒ： Ｃｒも強度向上に奇与する元来であって、第２発明の方
法において選択的に添加される。Ｃｒが０．０５％未満
ではＣｒ添加の効果が充分に得られず、一方０．３％を
越えればＤＣ鋳造の場合粗大金属間化合物が発生して成
形性を劣化させる。したがって第２発明においてＣｒは
０．０５〜Ｏ１，３％の範囲内に限定した。

Ｚｒ： Ｚｒも強度向上に奇与する元素であり、第２発明におい
て選択的に添加される。Ｚｒが０．０１％未満ではｚｒ
添７Ｊ［］の効果が充分に得られず、一方０．２％を越
えれば再結晶が遅れるため焼鈍温度範囲が著しく限定さ
れ、この発明のプロセスの適用が困難となってくるから
、第２発明においてＺｒは０．０１〜０．２％の範囲内
に限定した。

Ｃｕ二 ＣｕはＭＣＩと同時に添加することにより強度上昇に奇
与する元素で必って、第２発明において選択的に添加さ
れる。Ｃｕが０．１０％以下ではＣｕ添ｔＪＯ効果が充
分に得られず、一方１．０％を越えれば鋳造割れが生じ
易くなり、また耐食性も低下するから、第２発明におい
てＣｕは０．１０〜１．０％の範囲内に限定した。

上記各元素のほか、通常のアルミニウム合金と同様にＦ
ｅ、３ｉが不可避的不純物として含有される。これらは
この発明においても特に重要な元素ではないが、それぞ
れ０．５％を越えて含有されれば、鋳塊段階で晶出する
晶出物量が増加Ｌノで曲げ性を低下させるから、それぞ
れ０．５％以下に規制することが好ましい。

さらに、上記各元素のほか、鋳塊組織微細化のため、通
常のアルミニウム合金と同様にＴ１、またはＴｉおよび
Ｂを添加しても良い。（Ｂ　ｕ初晶Ｔｉ／ｌ’３粒子の
晶出を防止するためにはＴ１は０．１５％以下とするこ
とが好ましく、またＴ　！　８２粒子の生成を防止する
ためにはＢは０．０１％以下とすることが好ましい。

次にこの発明の方法におけるプロセスについて説明する
。

この発明の方法において、圧延までの工程は従来公知の
方法と同様でおれば良い。すなわら、前記成分組成の合
金を例えばＤＣ鋳造により鋳造し、得られた鋳塊に対し
必要に応じて４５０〜５００’Ｃにおいて２〜４８時間
ＦＪＯ熱保持する均質化型理を行ない、常法にしたがっ
て熱間圧延、または熱間圧延および冷間圧延によって所
要の板厚とする。もちろん熱間圧延と冷間圧延との間、
あるいは冷間圧延の中途で必要に応じて中間焼鈍を行な
っても良い。

このようにして所要の板厚に圧延した後、４５０〜５５
０℃の範囲内の温度域に加熱し、百らにまたは１２０秒
以下の時間保持後、１０℃／　Ｓ８０以上の冷却速度で
冷却する熱処理を行なう。この熱処理はこの発明におい
て特徴的な工程であり、このような熱処理を行なうこと
によって粒界析出の認められないアルミニウム合金圧延
板が１ｑられる。す／よりら、上記の４．５０〜５５０
　’Ｃの湿度域は、１４ｉに再結晶温度１或であるばか
りでなく、β相の析出温度１或を越えた、積極的にＭＣ
Ｉを固溶さｆ！（Ｗる温度域で市つて、その温度域での
加熱保持によりＭＣＩを積極的に固溶させつつ再結晶さ
せた後、その温度域からβ相析出を阻止し得る１０℃／
　ｓｓｃ以上の冷却速度で冷却することによって、再結
晶粒界にβ相が析出していない材料を得ることができる
。そして既に運べたようにＡｌ−Ｍｇ系合金においては
β相の粒界析出が曲げ成形性を劣化させる原因となって
いたが、このような熱処理によって１ｑられた圧延板で
は粒界析出物が存在しないため曲げ成形性が著しく優れ
るのである。

ここで、良好な曲げ成形↑１を得るためには、加熱温度
および冷却速度が重要であって、昇）Ｂ速度は曲げ成形
性に殆ど影９１！ず、したがって４５０〜５５０’Ｃの
温度域への昇温速度は任意に定めれば良い。

また加熱温度が４５０　’Ｃ未満では再結晶が不完全と
なって良好な成形性が１ｑられないことかあり、−５加
熱温度が５５０　’Ｃを越える場合、この発明で対象と
している合金組成では拮晶粒の粗大成長が発生して、良
好な成形性が（ワられない。したかつて加熱温度は４５
０〜５５０’Ｃの範囲内とする必要が必る。７ｄ：おこ
の範囲内でも特に４８０〜５５０℃の温度域が望ましい
。

一方加熱保持時間の１２０秒以下の条件は、成形性より
もむしろ生産性の面から規制したものでおる。すなわち
この発明の上記の熱処理は実際的には連続的にコイルを
巻戻しながら焼鈍する連続焼鈍を適用して行なうのが好
適であり、この場合保持時間は生産性の面から長くとる
ことは好ましくなく、１２０秒以下が適当でおる。なお
４５０〜５５０℃の温度域に到達後は、特に保持を行な
わず、直ちに冷却しても良い。

加熱１ジの冷却速度−は加熱温度とともに重要であり、
１０℃／　ＳｅＣ未満の遅い冷却速度では再結晶粒界に
β相が析出して曲げ成形性を著しく悪化させるから、１
０℃／　ｓｅｃ以上とすることが必須である。

実施例 第１表に示ブ合金１〜７について常法に従ってＤＣ鋳造
した後、その鋳塊に対し５００’ＣＸ　４時間の均質化
熱処理を施し、ざらに常法に従って熱間圧延および冷間
圧延を施して板厚２．５宜の圧延板を得た。次いで各圧
延板に対し第２表に示す条件Ａ−Ｍで熱処理を行なった
。

熱処理後の各圧延板について、機械的性質（引張強さ、
耐力、伸び）と、成形性評価として局部伸び、ｎ値、最
小曲げ半径（Ｒｎ＋＋ｎ　＞を調べ、また粒界析出状況
の観察を行なった。その結果を第３表に示す。なおここ
で最小曲げ半径は、９０’曲げによる最小曲げ半径を板
厚に対する倍率で示した。

また粒界析出状況は、１０％リン酸エツチング液で２５
℃×３０分または５０℃×９０秒のエツチングを行なっ
た後、顕微鏡観察で判定した。

第　１　表　：　供試材の化学成分 子　２　哀　：　熱処理条件 ■３表 第３表から明らかなように、この発明の成分組成範囲内
の合金１〜６に対してこの発明の条件範囲内の熱処理を
施した場合（Ａ−Ｆ）は、いずれも粒界析出がなく、最
小曲げ半径もほとんどがＯで優れた曲げ成形性を有し、
しかも強度も充分にあることが確認された。

これに対し成分組成はこの発明の範囲内であるが、熱処
理時の冷却速度が遅かった場合（Ｈ１■、Ｊおよびし）
には、粒界への析出が認められ、そのため最小曲げ半径
も大きく、曲げ成形性が劣っていることが判明した。な
おここで、最小曲げ半径の値は数値的にはわずかな差で
あるように児受けられるが、数値的にはわずかな差であ
っても実際の曲げ加工における曲げ成形性の差は大きく
、例えば最小曲げ半径（Ｒｍｉｎ　）が２の板材につい
てＲ＝Ｏで９０’曲げ試験を行なえば、著しく大きな亀
裂が発生して、使用不可能となる。

また条件記号には熱処理時の加熱温度が低過ぎた例でお
るが、この場合は再結晶せず、成形性も著しく低くなっ
た。

ざらに、Ｍｇ含有量が３％に満たない合金番号７の比較
合金を用いた場合には、熱処理条件を本発明範囲内とし
た場合（条件記＠Ｇ）も、本発明範囲外とした場合（条
件記号Ｍ）も、いずれも曲げ成形性自体は良好であるが
、強度が不足していた。

これらの結果から、特定の成分範囲内の合金圧延板につ
いて、比較的高温で必る４５０〜５５０　’Ｃの温度域
に加熱して１０℃／　ｓｅｃ以上で急速冷却する熱処理
を施すことによって、曲げ成形性と強度の両者が優れる
圧延板が１ｑられることが明らかである。

発明の効果 この発明の方法によれば、強度と成形性特に曲げ成形性
が要求される成形加工品に使用されるアルミニウム合金
圧延板として、従来の５０５２合金Ｈ合金材等と同等以
上の高強度を有すると同時に、従来の５０５２合金Ｈ合
金材等よりも格段に優れた曲げ成形性を有するアルミニ
【クム合金圧延板を（ｑることかできる。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｍｇ３．０〜６．０重量％を含有し、残部がＡｌ
   および不可避的不純物よりなるＡｌ−Ｍｇ基合金を素材
   として、熱間圧延および／または冷間圧延により所要の
   板厚とし、次いで４５０〜５５０℃の範囲内の温度に加
   熱して、直ちにもしくは１２０秒以下の保持を行なって
   から、１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、再結晶
   粒界をおおう析出物のない圧延板を得ることを特徴とす
   る、曲げ成形性に優れたアルミニウム合金圧延板の製造
   方法。
2. （２）Ｍｇ３．０〜６．０重量％を含有し、かつＭｎ０
   ．０５〜０．７重量％、Ｚｒ０．０１〜０．２重量％、
   Ｃｒ０．０５〜０．３重量％、Ｃｕ０．１０〜１．０重
   量％のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＡｌ
   および不可避的不純物よりなるＡｌ−Ｍｇ基合金を素材
   とし、熱間圧延および／または冷間圧延により所要の板
   厚とし、次いで４５０〜５５０℃の範囲内の温度に加熱
   して、直ちにもしくは１２０秒以下の保持を行なってか
   ら、１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、再結晶粒
   界をおおう析出物のない圧延板を得ることを特徴とする
   、曲げ成形性に優れたアルミニウム合金圧延板の製造方
   法。