JP2017155334A - 熱間成形用アルミニウム合金板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】高い時効硬化性を有するだけでなく、高範囲のひずみ速度域において高いｍ値を有し、かつ、成形後の表面性状が良好であり、熱間成形に好適なＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の熱間成形用アルミニウム合金板を提供する。
【解決手段】Ｍｇ：０．３〜１．８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．６〜２．０ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０４％〜０．２０ｍａｓｓ％を含有し、Ｍｎ：０．０３０ｍａｓｓ％以下及びＣｒ：０．０３０ｍａｓｓ％以下に規制し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、導電率がＩＡＣＳ％で６０％以下であることを特徴とする熱間成形用アルミニウム合金板、及びその製造方法。
【選択図】なし
【解決手段】Ｍｇ：０．３〜１．８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．６〜２．０ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０４％〜０．２０ｍａｓｓ％を含有し、Ｍｎ：０．０３０ｍａｓｓ％以下及びＣｒ：０．０３０ｍａｓｓ％以下に規制し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、導電率がＩＡＣＳ％で６０％以下であることを特徴とする熱間成形用アルミニウム合金板、及びその製造方法。
【選択図】なし
Description
本発明は、高い時効硬化性を有するだけでなく、高範囲のひずみ速度域において高いｍ値を有し、熱間成形に好適なＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の熱間成形用アルミニウム合金板及びその製造方法に関する。
近年、構造部品の軽量化手段の一つとして、アルミニウム合金の適用が進んでいる。しかしながら、一般的にアルミニウム合金は鋼板に比べて成形性が低く、様々な加工法の検討が必要である。そのような加工法の一つとして、超塑性変形を利用した熱間成形が挙げられる。このような熱間成形の代表的な例として、ブロー成形が挙げられる。
ブロー成形とは、特にアルミニウムが高温で超塑性と呼ばれる著しく大きな延性を示すことを利用した成形方法である。具体的には、加熱された上下金型でアルミニウム板材を挟持し、アルミニウム板材を加熱した後に高圧ガスで加圧して、アルミニウム板材を成形金型形状に成形する方法が一般的である。ブロー成形は、アルミニウム材の大きな高温延性を利用することにより冷間プレス成形では不可能な複雑形状の成形を可能とするだけでなく、高温での変形抵抗が小さいために、金型への転写性に優れ高意匠性部品の成形に適する。加えて、基本的には片方の金型だけで成形が可能なため、冷間プレス成形に比べて金型費を低減でき、少量多品種の部品の成形に用いられている。
特にアルミニウム合金に関しては、優れた超塑性特性を示す材料が積極的に開発されている。中でもＡｌ−Ｃｕ系及びＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系のアルミニウム合金は、高温で著しく大きな延性を示すことに加え、ブロー成形後の熱処理により高強度が得られるために、幾つかのブロー成形用合金が開発されている。
しかしながら、Ａｌ−Ｃｕ系やＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系のアルミニウム合金は、耐食性と溶接性に劣り、また製造コストが高価になるために航空機などの特殊部品への適用に限られているのが現状である。一方で、Ｍｇが多量に固溶したＡｌ−Ｍｇ系合金は高温で大きな延性を示すことは勿論であるが、中程度の強度と溶接性、ならびに、耐食性に優れており、一般部品向けの熱間成形用材料として広く用いられている。特にその需要の大部分は、自動車部品用途に占められている。しかしながら、自動車部品への軽量化の需要が増大するにつれ、高強度の一般部品用途の熱間成形用材料が求められるようになってきた。
そのため、近年では特許文献１、２のような熱間成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金が開発されている。しかしながら、これらの熱間成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の成形性は必ずしも十分ではなかった。特に生産性の点において、実用的な歪み速度域である１０−２〜１０−１／秒でのｍ値（ひずみ速度感受性指数）は十分とは言えなかった。ｍ値はその材料の変形の局所化に対する抵抗の指標である。上記特許文献に記載の熱間成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金では、ｍ値が低いために変形が局所化し易く難成形品を高速で成形することが困難であった。
本発明は上記問題を解決すべくなされたもので、高い時効硬化性を有するだけでなく、高範囲のひずみ速度域において高いｍ値を有し、かつ、成形後の表面性状が良好で熱間成形に好適なＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の熱間成形用アルミニウム合金板を提供することを目的とする。
上記問題に対して本発明者らは、ｍ値と合金成分、導電率の関係を種々検討した結果、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金においては、Ｍｇを添加し、ＭｎとＣｒの添加量に関してはできるだけ少量とすることでｍ値が向上することを見出した。すなわち、固溶Ｍｇは転位と相互作用を起こすことにより（Ｓｏｌｕｔｅ Ｄｒａｇ Ｃｒｅｅｐ）、ｍ値を向上させる一方で、Ｍｎ、Ｃｒを添加するとＭｎ、Ｃｒ系の析出物が可動転位を減少させることにより、ｍ値の向上を制限する。従って、Ｍｇ固溶量、ならびに、ＭｎとＣｒの析出量を制御することが重要となり、その指標となる導電率を低くすることでｍ値が向上することを本発明者らは見出した。
一方で、ＭｎとＣｒの添加量が少ない分、結晶粒界を安定化させるＭｎとＣｒの析出物が減少するため結晶粒が粗大化し、成形後に肌荒れが起こり易い。これに対しては、本発明者らの検討により、Ｆｅを一定量添加することでｍ値の低下を抑制しつつ、肌荒れ防止に有効であることが見出され、これに従ってＦｅの添加量を規定した。これにより、高い時効硬化性を有するだけでなく、高歪み速度域における成形性の向上を達成することができ、本発明を完成するに至った。
すなわち、本発明は請求項１において、Ｍｇ：０．３〜１．８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．６〜２．０ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０４〜０．２０ｍａｓｓ％を含有し、Ｍｎ：０．０３０ｍａｓｓ％以下及びＣｒ：０．０３０ｍａｓｓ％以下に規制し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、導電率がＩＡＣＳ％で６０％以下であることを特徴とする熱間成形用アルミニウム合金板とした。
本発明は請求項２では請求項１において、前記アルミニウム合金がＣｕ：０．２〜１．０ｍａｓｓ％を更に含有するものとした。
更に本発明は請求項３では請求項１又は２において、熱間成形用アルミニウム合金板がブロー成形用途に用いられるものとした。
本発明は請求項４では請求項１〜３のいずれか一項に記載の熱間成形用アルミニウム合金板の製造方法であって、前記アルミニウム合金の溶湯を鋳造する工程と、鋳造した鋳塊を均質化処理する均質化処理工程と、均質化処理した鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延板を冷間圧延する冷間圧延工程とを含み、前記均質化処理工程において、鋳塊を５００℃以上アルミニウム合金の融点未満の温度で１〜１２時間加熱保持し、かつ、加熱保持の終了から３００℃までの冷却速度を５０℃／時間以上とし、前記熱間圧延工程において、熱間圧延中の圧延板の温度を２５０〜４５０℃とし、冷間圧延工程における圧下率を５０％以上とすることを特徴とする熱間成形用アルミニウム合金板の製造方法とした。
また、本発明は請求項５では請求項１〜３のいずれか一項に記載の熱間成形用アルミニウム合金板の製造方法であって、前記アルミニウム合金の溶湯を鋳造する工程と、鋳造した鋳塊を均質化処理する均質化処理工程と、均質化処理した鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、圧延板を焼鈍する焼鈍工程とを含み、前記均質化処理工程において、鋳塊を５００℃以上アルミニウム合金の融点未満の温度で１〜１２時間加熱保持し、かつ、加熱保持の終了から３００℃までの冷却速度を５０℃／時間以上とし、前記熱間圧延工程において、熱間圧延中の圧延板の温度を２５０〜４５０℃とし、冷間圧延工程における圧下率を５０％以上とし、前記焼鈍工程が、冷間圧延工程の途中に５００〜５８０℃の温度で圧延板を焼鈍し、当該焼鈍温度までの昇温速度を５℃／秒以上とし、焼鈍後の冷却速度を１００℃／秒以上とすることを特徴とする熱間成形用アルミニウム合金板の製造方法とした。
また、本発明は請求項６では請求項４又は５において、前記冷間圧延工程における圧下率を８０％以上とするものとした。
更にまた、本発明は請求項７では請求項４〜６のいずれか一項において、前記鋳造工程が、５０℃／分以上の冷却速度のＤＣ鋳造法を用いるものとした。
本発明により、高い時効硬化性を有するだけでなく、高範囲のひずみ速度域において高いｍ値を有し、かつ、成形後の表面性状が良好であり、熱間成形に好適なＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の熱間成形用アルミニウム合金板が得られる。
本発明では、アルミニウム合金のｍ値を向上させるために、導電率との関係で金属組織としての第二相粒子の析出を抑制する。また、成形後の肌荒れを抑制するために、平均結晶粒径ついて規定する。更に、一般部品用途として要求される時効後の引張強度についても規定する。そして、これらの特徴を得るための合金組成についても規定する。本発明に係る熱間成形用のアルミニウム合金板におけるこれら各項目について、以下に詳細に説明する。
１．金属組織
１−１．第二相粒子
特にＭｎ系とＣｒ系の第二相粒子は可動転移を抑制し、ｍ値の低下を招く。従って、本発明ではこれらＭｎ系、Ｃｒ系及びＭｇ−Ｓｉ系をはじめとする第二相粒子の形成量（固溶せずに析出した状態で存在するもので、以下、「析出量」と記す）を抑制する。これら第二相粒子の析出量は、アルミニウム合金の導電率により推し量ることができる。一般に、アルミニウム合金の導電率が高いほど第二相粒子の固溶量が低く、つまり第二相粒子の析出量が高いことを示す。本発明ではアルミニウム合金の導電率をＩＡＣＳ％で６０％以下、好ましくは５８％以下とする。ＩＡＣＳ％が６０％以下であると、第二相粒子の析出量が抑制されてｍ値の向上が期待できる。この導電率の下限値は特に限定するものではないが、アルミニウム合金組成や製造方法から本発明では５６％程度である。
１−１．第二相粒子
特にＭｎ系とＣｒ系の第二相粒子は可動転移を抑制し、ｍ値の低下を招く。従って、本発明ではこれらＭｎ系、Ｃｒ系及びＭｇ−Ｓｉ系をはじめとする第二相粒子の形成量（固溶せずに析出した状態で存在するもので、以下、「析出量」と記す）を抑制する。これら第二相粒子の析出量は、アルミニウム合金の導電率により推し量ることができる。一般に、アルミニウム合金の導電率が高いほど第二相粒子の固溶量が低く、つまり第二相粒子の析出量が高いことを示す。本発明ではアルミニウム合金の導電率をＩＡＣＳ％で６０％以下、好ましくは５８％以下とする。ＩＡＣＳ％が６０％以下であると、第二相粒子の析出量が抑制されてｍ値の向上が期待できる。この導電率の下限値は特に限定するものではないが、アルミニウム合金組成や製造方法から本発明では５６％程度である。
１−２．平均結晶粒径
アルミニウム合金の結晶粒径が大きいと熱間成形後の肌荒れが生じる。本発明者らの検討によれば、熱間成形直前の平均結晶粒径を５０μｍ以下、好ましくは４５μｍ以下とすると、成形後の肌荒れを有効に抑制できる。また、この平均結晶粒径の下限値は特に限定されるものではないが、アルミニウム合金組成や製造方法から、本発明では４０μｍ程度である。なお、結晶組織における平均結晶粒径の測定は、ＥＢＳＤ（後方散乱電子回折）を用いて８００μｍ×１６００μｍの視野について１５°以上の高角粒界によって囲まれる結晶粒の平均結晶粒径として行なった。
アルミニウム合金の結晶粒径が大きいと熱間成形後の肌荒れが生じる。本発明者らの検討によれば、熱間成形直前の平均結晶粒径を５０μｍ以下、好ましくは４５μｍ以下とすると、成形後の肌荒れを有効に抑制できる。また、この平均結晶粒径の下限値は特に限定されるものではないが、アルミニウム合金組成や製造方法から、本発明では４０μｍ程度である。なお、結晶組織における平均結晶粒径の測定は、ＥＢＳＤ（後方散乱電子回折）を用いて８００μｍ×１６００μｍの視野について１５°以上の高角粒界によって囲まれる結晶粒の平均結晶粒径として行なった。
２．ｍ値
本発明においては、Ｍｎ系、Ｃｒ系及びＭｇ−Ｓｉ系をはじめとする第二相粒子の析出量を抑制することにより、実用的な歪み速度域である１０−２〜１０−１／秒でのｍ値を０．２３以上、好ましくは０．２５以上と設定する。ｍ値が０．２３未満では、熱間成形時に変形の局所化が生じ、熱間成形性が低下する。なお、このｍ値の上限値は特に限定するものではないが、アルミニウム合金組成や製造方法から、本発明では０．２９程度である。
本発明においては、Ｍｎ系、Ｃｒ系及びＭｇ−Ｓｉ系をはじめとする第二相粒子の析出量を抑制することにより、実用的な歪み速度域である１０−２〜１０−１／秒でのｍ値を０．２３以上、好ましくは０．２５以上と設定する。ｍ値が０．２３未満では、熱間成形時に変形の局所化が生じ、熱間成形性が低下する。なお、このｍ値の上限値は特に限定するものではないが、アルミニウム合金組成や製造方法から、本発明では０．２９程度である。
３．時効後の引張強度
本発明に係る熱間成形用アルミニウム合金板は、一般部品用途として十分な強度である引張強度３００ＭＰａ以上、好ましくは３１５ＭＰａ以上を熱間成形の後における時効後の引張強度として有する。なお、この時効後の引張強度の上限値は特に限定するものではないが、アルミニウム合金組成や製造方法から、本発明では３３０ＭＰａ程度である。
本発明に係る熱間成形用アルミニウム合金板は、一般部品用途として十分な強度である引張強度３００ＭＰａ以上、好ましくは３１５ＭＰａ以上を熱間成形の後における時効後の引張強度として有する。なお、この時効後の引張強度の上限値は特に限定するものではないが、アルミニウム合金組成や製造方法から、本発明では３３０ＭＰａ程度である。
４．アルミニウム合金の成分組成
本発明の熱間成形用アルミニウム合金板の成分組成は、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｆｅを必須元素とし、ＭｎとＣｒの含有量を規制し、Ｃｕを選択元素とする。その限定理由を以下に示す。
本発明の熱間成形用アルミニウム合金板の成分組成は、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｆｅを必須元素とし、ＭｎとＣｒの含有量を規制し、Ｃｕを選択元素とする。その限定理由を以下に示す。
４−１．Ｍｇ：０．３〜１．８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．６〜２．０ｍａｓｓ％
Ｍｇ及びＳｉは、本発明に用いるアルミニウム合金の基本元素である。両元素は、超塑性成形性を確保し、ならびに、熱間成形後における時効硬化処理によりＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金以上の大きな強度を得るための必須添加元素である。また、固溶Ｍｇは高温変形中に転移と相互作用してＳｏｌｕｔｅ Ｄｒａｇ Ｃｒｅｅｐを引き起こし、ｍ値を向上させるため一定量のＭｇ添加が必要である。Ｍｇ含有量が０．３ｍａｓｓ％（以下、単に「％」と記す）未満、或いは、Ｓｉ含有量が０．６％未満では、上述の効果が十分に得られない。一方、Ｍｇ含有量が１．８％を超え、或いは、Ｓｉ含有量が２．０％を超える場合には、Ｍｇ−Ｓｉ系の第二相が形成され、ｍ値の低下に繋がる。以上により、Ｍｇ含有量を０．３〜１．８％、ならびに、Ｓｉ含有量を０．６〜２．０％に規定した。なお、Ｍｇ含有量は、好ましくは０．６〜１．４％、ならびに、Ｓｉ含有量は、好ましくは０．８〜１．４％である。
Ｍｇ及びＳｉは、本発明に用いるアルミニウム合金の基本元素である。両元素は、超塑性成形性を確保し、ならびに、熱間成形後における時効硬化処理によりＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金以上の大きな強度を得るための必須添加元素である。また、固溶Ｍｇは高温変形中に転移と相互作用してＳｏｌｕｔｅ Ｄｒａｇ Ｃｒｅｅｐを引き起こし、ｍ値を向上させるため一定量のＭｇ添加が必要である。Ｍｇ含有量が０．３ｍａｓｓ％（以下、単に「％」と記す）未満、或いは、Ｓｉ含有量が０．６％未満では、上述の効果が十分に得られない。一方、Ｍｇ含有量が１．８％を超え、或いは、Ｓｉ含有量が２．０％を超える場合には、Ｍｇ−Ｓｉ系の第二相が形成され、ｍ値の低下に繋がる。以上により、Ｍｇ含有量を０．３〜１．８％、ならびに、Ｓｉ含有量を０．６〜２．０％に規定した。なお、Ｍｇ含有量は、好ましくは０．６〜１．４％、ならびに、Ｓｉ含有量は、好ましくは０．８〜１．４％である。
４−２．Ｆｅ：０．０４〜０．２０％
Ｆｅの添加によりＦｅ系析出物が形成されるが、ｍ値の低下を抑制しつつ、結晶粒を安定化させて肌荒れを抑制するためＦｅの必要量を添加する。Ｆｅ含有量が０．０４％未満では結晶粒を安定化させることができず肌荒れが発生するだけでなく、高純度の地金を使用する必要があり原料コスト増に繋がる。一方、Ｆｅ含有量が０．２０％を超える場合には十分なｍ値が得られない。Ｆｅの含有量は、好ましくは０．０８％〜０．１４％である。
Ｆｅの添加によりＦｅ系析出物が形成されるが、ｍ値の低下を抑制しつつ、結晶粒を安定化させて肌荒れを抑制するためＦｅの必要量を添加する。Ｆｅ含有量が０．０４％未満では結晶粒を安定化させることができず肌荒れが発生するだけでなく、高純度の地金を使用する必要があり原料コスト増に繋がる。一方、Ｆｅ含有量が０．２０％を超える場合には十分なｍ値が得られない。Ｆｅの含有量は、好ましくは０．０８％〜０．１４％である。
４−３．Ｍｎ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．０３０％以下
Ｍｎ及びＣｒの添加によりＭｎ系析出物とＣｒ系析出物が形成され、これによって可動転位が抑制される。その結果、Ｓｏｌｕｔｅ Ｄｒａｇ Ｃｒｅｅｐの効果が抑止されてｍ値が低下する。従って、Ｍｎ及びＣｒの含有量はそれぞれ０．０３０％以下に規制される。Ｍｎ含有量が０．０３０％を超え、或いは、Ｃｒ含有量が０．０３０％を超える場合には、十分なｍ値が得られない。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．０１０％以下であり、Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０１０％以下である。なお、Ｍｎ含有量とＣｒ含有量は、０％であってもよい。
Ｍｎ及びＣｒの添加によりＭｎ系析出物とＣｒ系析出物が形成され、これによって可動転位が抑制される。その結果、Ｓｏｌｕｔｅ Ｄｒａｇ Ｃｒｅｅｐの効果が抑止されてｍ値が低下する。従って、Ｍｎ及びＣｒの含有量はそれぞれ０．０３０％以下に規制される。Ｍｎ含有量が０．０３０％を超え、或いは、Ｃｒ含有量が０．０３０％を超える場合には、十分なｍ値が得られない。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．０１０％以下であり、Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０１０％以下である。なお、Ｍｎ含有量とＣｒ含有量は、０％であってもよい。
４−４．Ｃｕ：０．２〜１．０％
Ｃｕは時効硬化性を向上させるため、必要に応じて選択的に添加してもよい。Ｃｕ含有量が０．２％未満では十分な添加効果が得られない。一方、Ｃｕ含有量が１．０％を超えると、耐食性が低下する。以上により、Ｃｕ含有量は０．２〜１．０％とするのが好ましく、０．３〜０．７％とするのがより好ましい。
Ｃｕは時効硬化性を向上させるため、必要に応じて選択的に添加してもよい。Ｃｕ含有量が０．２％未満では十分な添加効果が得られない。一方、Ｃｕ含有量が１．０％を超えると、耐食性が低下する。以上により、Ｃｕ含有量は０．２〜１．０％とするのが好ましく、０．３〜０．７％とするのがより好ましい。
４−６．Ｔｉ：０．２０％以下
Ｔｉを添加することで鋳塊組織を微細化することが可能となるため、必要に応じて選択的に添加してもよい。しかしながら、Ｔｉを添加すると耐食性が低下する。Ｔｉ含有量は０．２０％以下であれば、本発明の効果に問題は無い。
Ｔｉを添加することで鋳塊組織を微細化することが可能となるため、必要に応じて選択的に添加してもよい。しかしながら、Ｔｉを添加すると耐食性が低下する。Ｔｉ含有量は０．２０％以下であれば、本発明の効果に問題は無い。
４−７．不可避的不純物
不可避的不純物として、Ｚｒ、Ｚｎ、Ｂ、Ｂｅなどを各々０．０５％以下、全体として０．１５％以下含有していても、本発明の効果を損なわないので許容される。
不可避的不純物として、Ｚｒ、Ｚｎ、Ｂ、Ｂｅなどを各々０．０５％以下、全体として０．１５％以下含有していても、本発明の効果を損なわないので許容される。
５．製造方法
次に、本発明に係る熱間成形用アルミニウム合金板の製造方法について説明する。
次に、本発明に係る熱間成形用アルミニウム合金板の製造方法について説明する。
５−１．溶解鋳造工程
まず、上記合金成分の合金溶湯を溶製し、これを鋳造する。鋳造は例えばＤＣ鋳造のような一般的な方法によって行われる。その際、冷却速度を大きくすることにより、粗大な第２相粒子の形成を抑制することが好ましい。本発明では、ＤＣ鋳造（半連続鋳造）における冷却速度として、５０℃／分以上とするのが好ましく、１００℃／分以上とするのがより好ましい。なお、この冷却速度の上限値は特に限定するものではないが、製造方法や用いる製造装置により本発明では３００℃／分程度である。
まず、上記合金成分の合金溶湯を溶製し、これを鋳造する。鋳造は例えばＤＣ鋳造のような一般的な方法によって行われる。その際、冷却速度を大きくすることにより、粗大な第２相粒子の形成を抑制することが好ましい。本発明では、ＤＣ鋳造（半連続鋳造）における冷却速度として、５０℃／分以上とするのが好ましく、１００℃／分以上とするのがより好ましい。なお、この冷却速度の上限値は特に限定するものではないが、製造方法や用いる製造装置により本発明では３００℃／分程度である。
５−２．均質化処理工程
溶解鋳造によって得られたアルミニウム合金の鋳塊は、面削を施してから均質化処理工程にかけられる。均質化処理温度は、５００℃以上で、かつ、本発明で用いるアルミニウム合金の融点温度（例えば約５８０℃）未満と規定する。加熱温度が５００℃未満では、ｍ値の低下を招く第２相粒子が再固溶することによって得られるｍ値向上の効果が図れない。また、均質化処理温度を本発明に用いるアルミニウム合金の融点温度未満とすることによって、アルミニウム合金の溶解を防止することができる。従って、均質化処理温度は５００℃以上でアルミニウム合金の融点未満とし、５３０〜５６０℃とするのが好ましい。均質化処理時間（加熱保持時間）については、１〜１２時間とするのが好ましく、２〜８時間とするのがより好ましい。１時間未満では、ｍ値の低下を招く第２相粒子の再固溶の促進が図れず、１２時間を超えると鋳造時に過飽和状態で固溶しているＦｅが化合物として析出することにより、成形後の結晶粒粗大化を招く。また、均質化処理工程後（加熱保持の終了）から３００℃までの冷却速度を、５０℃／時間以上、好ましくは１００℃／時間以上とする。冷却速度が５０℃／時間以上であるとｍ値の低下を招く粗大な第二相粒子の析出が抑制される。なお、この冷却速度の上限値は特に限定するものではないが、製造方法や用いる製造装置により本発明では３６０℃／時間程度である。
溶解鋳造によって得られたアルミニウム合金の鋳塊は、面削を施してから均質化処理工程にかけられる。均質化処理温度は、５００℃以上で、かつ、本発明で用いるアルミニウム合金の融点温度（例えば約５８０℃）未満と規定する。加熱温度が５００℃未満では、ｍ値の低下を招く第２相粒子が再固溶することによって得られるｍ値向上の効果が図れない。また、均質化処理温度を本発明に用いるアルミニウム合金の融点温度未満とすることによって、アルミニウム合金の溶解を防止することができる。従って、均質化処理温度は５００℃以上でアルミニウム合金の融点未満とし、５３０〜５６０℃とするのが好ましい。均質化処理時間（加熱保持時間）については、１〜１２時間とするのが好ましく、２〜８時間とするのがより好ましい。１時間未満では、ｍ値の低下を招く第２相粒子の再固溶の促進が図れず、１２時間を超えると鋳造時に過飽和状態で固溶しているＦｅが化合物として析出することにより、成形後の結晶粒粗大化を招く。また、均質化処理工程後（加熱保持の終了）から３００℃までの冷却速度を、５０℃／時間以上、好ましくは１００℃／時間以上とする。冷却速度が５０℃／時間以上であるとｍ値の低下を招く粗大な第二相粒子の析出が抑制される。なお、この冷却速度の上限値は特に限定するものではないが、製造方法や用いる製造装置により本発明では３６０℃／時間程度である。
５−３．熱間圧延工程
熱間圧延中の材料温度は、２５０〜４５０℃、好ましくは３５０〜４００℃とする。２５０℃以上にすることにより材料の変形抵抗が小さくなって、熱間圧延が容易となる。一方、４５０℃以下にすることにより熱間圧延中の粗大な第２相粒子の析出が抑制され、その結果、ｍ値が増加するとともに、熱間成形の後における時効後の強度が向上する。
熱間圧延中の材料温度は、２５０〜４５０℃、好ましくは３５０〜４００℃とする。２５０℃以上にすることにより材料の変形抵抗が小さくなって、熱間圧延が容易となる。一方、４５０℃以下にすることにより熱間圧延中の粗大な第２相粒子の析出が抑制され、その結果、ｍ値が増加するとともに、熱間成形の後における時効後の強度が向上する。
５−４．冷間圧延工程
本発明においては、熱間圧延工程を経た圧延板は冷間圧延工程にかけられ、次いで冷間圧延板をそのまま熱間ブロー成形などの熱間成形に供することが可能である。なお、冷間圧延工程における圧下率を大きくすると最終焼鈍後の結晶粒微細化に繋がり、肌荒れの抑制効果を奏する。この圧下率は、５０％以上、好ましくは８０％以上とする。圧下率の上限値は特に限定するものではないが、合金組成、製造方法及び圧延装置などにより本発明では９５％程度である。
本発明においては、熱間圧延工程を経た圧延板は冷間圧延工程にかけられ、次いで冷間圧延板をそのまま熱間ブロー成形などの熱間成形に供することが可能である。なお、冷間圧延工程における圧下率を大きくすると最終焼鈍後の結晶粒微細化に繋がり、肌荒れの抑制効果を奏する。この圧下率は、５０％以上、好ましくは８０％以上とする。圧下率の上限値は特に限定するものではないが、合金組成、製造方法及び圧延装置などにより本発明では９５％程度である。
５−５．焼鈍工程
また、第二相粒子の再固溶のために、冷間圧延工程の途中において圧延板を焼鈍する焼鈍工程を設けてもよい。焼鈍により第二相粒子の固溶量が大きくした状態で冷間圧延を実施すると、より結晶粒の微細化に有効であるため、肌荒れの抑制効果を奏する。焼鈍温度は５００〜５８０℃、好ましくは５３０〜５７０℃とする。焼鈍温度を５００℃以上とすることにより、第二相粒子の固溶量を大きくできる。一方、焼鈍温度が５８０℃を超えると材料の局部溶融が起こり成形性の低下を招く。焼鈍温度までの昇温速度は５℃／秒以上とする。昇温速度が５℃／秒未満の場合、昇温中に第二相粒子の析出が生じ、m値が低下するとともに熱間成形の後における時効後の強度も低下する。なお、この昇温速度の上限値は特に限定するものではないが、製造方法や用いる製造装置から、本発明では１０℃／秒程度である。更に、焼鈍後における室温までの冷却速度を、１００℃／秒以上とするのが好ましい。この冷却速度が１００℃／秒未満の場合は、冷却中に第二相粒子の析出が生じ、ｍ値が低下するとともに熱間成形の後における時効後の強度も低下する。なお、この冷却速度の上限値は特に限定するものではないが、製造方法や用いる製造装置によりから、本発明では４００℃／秒程度である。
また、第二相粒子の再固溶のために、冷間圧延工程の途中において圧延板を焼鈍する焼鈍工程を設けてもよい。焼鈍により第二相粒子の固溶量が大きくした状態で冷間圧延を実施すると、より結晶粒の微細化に有効であるため、肌荒れの抑制効果を奏する。焼鈍温度は５００〜５８０℃、好ましくは５３０〜５７０℃とする。焼鈍温度を５００℃以上とすることにより、第二相粒子の固溶量を大きくできる。一方、焼鈍温度が５８０℃を超えると材料の局部溶融が起こり成形性の低下を招く。焼鈍温度までの昇温速度は５℃／秒以上とする。昇温速度が５℃／秒未満の場合、昇温中に第二相粒子の析出が生じ、m値が低下するとともに熱間成形の後における時効後の強度も低下する。なお、この昇温速度の上限値は特に限定するものではないが、製造方法や用いる製造装置から、本発明では１０℃／秒程度である。更に、焼鈍後における室温までの冷却速度を、１００℃／秒以上とするのが好ましい。この冷却速度が１００℃／秒未満の場合は、冷却中に第二相粒子の析出が生じ、ｍ値が低下するとともに熱間成形の後における時効後の強度も低下する。なお、この冷却速度の上限値は特に限定するものではないが、製造方法や用いる製造装置によりから、本発明では４００℃／秒程度である。
以下に、本発明の実施例について説明する。表１、５に示すアルミニウム合金（合金番号１〜２４）をそれぞれ溶解し、ＤＣ鋳造法によって鋳造した。ＤＣ鋳造における冷却速度は、８０℃／分とした。得られた鋳塊を面削し、表２に示す条件で均質化処理とその後の冷却を行なった。次いで、圧延中の圧延板の温度を表２に示す温度で熱間圧延を行った。最後に、熱間圧延後の圧延板を表２に示す条件で中間焼鈍と冷間圧延に供して、最終板厚１ｍｍの圧延板試料を得た。なお、中間焼鈍はソルトバスを使用して行った。
６．試料の評価
６−１．導電率ＩＡＣＳ％
上記試料を、１００ｍｍ×１００ｍｍに切断し、シグマテスタを用いて試料のＩＡＣＳ％を測定した。その際、測定回数は５回とし、その算術平均値をもって試料の導電率とした。
６−１．導電率ＩＡＣＳ％
上記試料を、１００ｍｍ×１００ｍｍに切断し、シグマテスタを用いて試料のＩＡＣＳ％を測定した。その際、測定回数は５回とし、その算術平均値をもって試料の導電率とした。
６−２．ｍ値
試料を高温引張試験片に加工して高温引張試験機に設置し、ひずみ速度急変法によりｍ値を測定した。引張温度は５３０℃とし、１０−２〜１０−１／秒において応力−ひずみ速度のプロットを直線近似し、その直線の傾きをｍ値とした。ｍ値が０．２３以上を合格とし、それ未満を不合格とした。
試料を高温引張試験片に加工して高温引張試験機に設置し、ひずみ速度急変法によりｍ値を測定した。引張温度は５３０℃とし、１０−２〜１０−１／秒において応力−ひずみ速度のプロットを直線近似し、その直線の傾きをｍ値とした。ｍ値が０．２３以上を合格とし、それ未満を不合格とした。
６−３．焼鈍後の平均結晶粒径
試料を５３０℃で５分間加熱した（焼鈍）後に、試料断面の結晶粒をＥＢＳＰで観察し、結晶粒径を測定した。１５°以上の高角粒界を結晶粒界としてその結晶粒径を測定した。具体的には、ＥＢＳＰを用いて８００μｍ×１６００μｍの視野について１５°以上の高角粒界によって囲まれる結晶粒の結晶粒径を測定し、これらの算術平均値をもって平均結晶粒径とした。平均結晶粒径が５０μｍ以下のものを合格とし、５０μｍを超えるものを不合格とした。
試料を５３０℃で５分間加熱した（焼鈍）後に、試料断面の結晶粒をＥＢＳＰで観察し、結晶粒径を測定した。１５°以上の高角粒界を結晶粒界としてその結晶粒径を測定した。具体的には、ＥＢＳＰを用いて８００μｍ×１６００μｍの視野について１５°以上の高角粒界によって囲まれる結晶粒の結晶粒径を測定し、これらの算術平均値をもって平均結晶粒径とした。平均結晶粒径が５０μｍ以下のものを合格とし、５０μｍを超えるものを不合格とした。
６−４．時効後の引張強度
上記試料から３ｃｍ×２０ｃｍの試験片を３個切り出し高温成形を模した５３０℃で１時間の熱処理を行った。これを室温まで水冷して焼き入れ処理した後に、連続して１８０℃×１時間のバッチ時効処理を行った。バッチ時効処理したものを用いて、ＪＩＳ５号引張試験に準拠した引張強度を測定した。各試験片の算術平均値をもって熱間成形の後における時効後の引張強度とした。この引張強度が３００ＭＰａ以上を合格とし、それ未満を不合格とした。
上記試料から３ｃｍ×２０ｃｍの試験片を３個切り出し高温成形を模した５３０℃で１時間の熱処理を行った。これを室温まで水冷して焼き入れ処理した後に、連続して１８０℃×１時間のバッチ時効処理を行った。バッチ時効処理したものを用いて、ＪＩＳ５号引張試験に準拠した引張強度を測定した。各試験片の算術平均値をもって熱間成形の後における時効後の引張強度とした。この引張強度が３００ＭＰａ以上を合格とし、それ未満を不合格とした。
６−５．耐食性評価
表５に示す化学成分を有する試料から５ｃｍ×６ｃｍの試験片を３個切り出し，高温成形を模した５３０℃で１時間の熱処理を行った。これを室温まで水冷して焼き入れ処理した後に、連続して１８０℃×１時間のバッチ時効処理を施し、ＩＳＯ１１８４６（ｂ）規格に基づいて粒界腐食試験を行った。腐食深さが３００μm未満を耐食性が合格（○）とし、腐食深さが３００μm以上を耐食性が不合格（△）とした。
表５に示す化学成分を有する試料から５ｃｍ×６ｃｍの試験片を３個切り出し，高温成形を模した５３０℃で１時間の熱処理を行った。これを室温まで水冷して焼き入れ処理した後に、連続して１８０℃×１時間のバッチ時効処理を施し、ＩＳＯ１１８４６（ｂ）規格に基づいて粒界腐食試験を行った。腐食深さが３００μm未満を耐食性が合格（○）とし、腐食深さが３００μm以上を耐食性が不合格（△）とした。
以上の各評価結果を表３、４及び６に示す。ここで、表３は、製造条件を同じにして、合金組成の異なる試料を用いた結果である。また、表４は、合金組成を同じにして、製造条件の異なる試料を用いた結果である。更に、表６は、アルミニウム合金の選択的添加元素を添加した試料を用いた結果である。なお、ｍ値、平均結晶粒径及び時効後の引張強度が全て合格の場合を総合評価が合格（○）とし、それ以外を不合格（×）とした。
表３において、発明例１〜１２では、本発明で規定する合金組成のものを用いたため、ＩＡＣＳを満たし、更に、ｍ値、結晶粒径及び時効後の引張強度が全て合格となり総合評価も合格であった。
これに対して、比較例１では、Ｍｇ含有量が少な過ぎたために、ＩＡＣＳが本発明で規定する範囲外となり、ｍ値、時効後の引張強度が不合格となって総合評価も不合格となった。
比較例２では、Ｍｇ含有量が多過ぎたために、第二相の析出が生じ、m値が不合格となって総合評価も不合格となった。
比較例３では、Ｓｉ含有量が少な過ぎたために、ＩＡＣＳが本発明で規定する範囲外となり、ｍ値、時効後の引張強度も不合格となって総合評価が不合格となった。
比較例４では、Ｓｉ含有量が多過ぎたために、第二相の析出が生じ、m値が不合格となって総合評価も不合格となった。
比較例５では、Ｆｅ含有量が少な過ぎたために、ＩＡＣＳが本発明で規定する範囲外となり、平均結晶粒径が粗大となり、総合評価が不合格となった。
比較例６では、Ｆｅ含有量が多過ぎたために、第二相の析出が生じｍ値が不合格となって総合評価も不合格となった。
比較例７では、Ｍｎ含有量が多過ぎたために、第二相の析出が生じｍ値が不合格となって総合評価が不合格となった。
比較例８では、Ｃｒ含有量が多過ぎたために、第二相の析出が生じｍ値が不合格となって総合評価が不合格となった。
表４において、発明例１３〜３３では、本発明で規定する製造条件を用いたため、ＩＡＣＳを満たし、更に、ｍ値、結晶粒径及び時効後の引張強度が全て合格となり総合評価も合格であった。
これに対して、比較例９では均質化温度が低過ぎたために、ＩＡＣＳが本発明で規定する範囲外となり、ｍ値及び時効後の引張強度が不合格となって総合評価も不合格となった。
比較例１０では、均質化温度が高過ぎたために、均質化処理中に融解が起こり、第二相が形成されm値が低下し、総合評価が不合格となった。
比較例１１では、均質化時間が長過ぎたために、Ｆｅ系析出物が形成し平均結晶粒径が大きくなり総合評価も不合格となった。
比較例１２では、均質化時間が短過ぎたために、第二相が残存したためｍ値が低下し、時効後の強度も低くなり総合評価も不合格となった。
比較例１３では、均質化処理工程後における冷却速度が遅過ぎたために、第二相が形成されｍ値が低下し、時効後の強度も低くなり総合評価が不合格となった。
比較例１４では、熱間圧延中における圧延板の温度が低過ぎたために、熱間圧延時の変形抵抗が大きくなり、熱間圧延ができなかった。
比較例１５では、熱間圧延中における圧延板の温度が高過ぎたために、第二相が形成されｍ値が低下し、時効後の強度も低下し総合評価が不合格となった。
比較例１６では、冷間圧延工程における圧下率が小さ過ぎたために、結晶粒径が粗大となって総合評価も不合格となった。
比較例１７では、中間焼鈍温度が低過ぎたために、第二相が形成しｍ値が低下し、結晶粒径が粗大となり、時効後の強度も低下し総合評価が不合格となった。
比較例１８では、中間焼鈍温度が高過ぎたために、焼鈍中に共晶融解が生じｍ値が低下し、総合評価も不合格となった。
比較例１９では、中間焼鈍工程における昇温速度が低過ぎたために、ＩＡＣＳが本発明で規定する範囲外となり、第二相が形成しｍ値が低下し、時効後の強度も低下し総合評価が不合格となった。
比較例２０では、中間焼鈍後の冷却速度が低過ぎたために、第二相が形成しｍ値が低下し、時効後の強度も低下し総合評価が不合格となった。
表６において、発明例３４〜３６では、本発明で規定する合金組成のものを用いたため、ＩＡＣＳを満たし、更に、ｍ値、結晶粒径、時効後の引張強度及び耐食性が全て合格となり総合評価も合格であった。
これに対して、比較例２１では、Ｃｕ含有量が多過ぎたため、耐食性が劣る結果となった。
本発明に係る熱間成形用アルミニウム合金板は、高い時効硬化性を有するだけでなく、高範囲のひずみ速度域において高いｍ値を有し、かつ、成形後の表面性状が良好であるため、産業上の利用可能性に優れている。
Claims (7)
- Ｍｇ：０．３〜１．８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．６〜２．０ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０４〜０．２０ｍａｓｓ％を含有し、Ｍｎ：０．０３０ｍａｓｓ％以下及びＣｒ：０．０３０ｍａｓｓ％以下に規制し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、導電率がＩＡＣＳ％で６０％以下であることを特徴とする熱間成形用アルミニウム合金板。
- 前記アルミニウム合金がＣｕ：０．２〜１．０ｍａｓｓ％を更に含有する、請求項１に記載の熱間成形用アルミニウム合金板。
- ブロー成形用途に用いられる、請求項１又は２に記載の熱間成形用アルミニウム合金板。
- 請求項１〜３のいずれか一項に記載の熱間成形用アルミニウム合金板の製造方法であって、前記アルミニウム合金の溶湯を鋳造する工程と、鋳造した鋳塊を均質化処理する均質化処理工程と、均質化処理した鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延板を冷間圧延する冷間圧延工程を含み、前記均質化処理工程において、鋳塊を５００℃以上アルミニウム合金の融点未満の温度で１〜１２時間加熱保持し、かつ、加熱保持の終了から３００℃までの冷却速度を５０℃／時間以上とし、前記熱間圧延工程において、熱間圧延中の圧延板の温度を２５０〜４５０℃とし、冷間圧延工程における圧下率を５０％以上とすることを特徴とする熱間成形用アルミニウム合金板の製造方法。
- 請求項１〜３のいずれか一項に記載の熱間成形用アルミニウム合金板の製造方法であって、前記アルミニウム合金の溶湯を鋳造する工程と、鋳造した鋳塊を均質化処理する均質化処理工程と、均質化処理した鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、圧延板を焼鈍する焼鈍工程とを含み、前記均質化処理工程において、鋳塊を５００℃以上アルミニウム合金の融点未満の温度で１〜１２時間加熱保持し、かつ、加熱保持の終了から３００℃までの冷却速度を５０℃／時間以上とし、前記熱間圧延工程において、熱間圧延中の圧延板の温度を２５０〜４５０℃とし、冷間圧延工程における圧下率を５０％以上とし、前記焼鈍工程が、冷間圧延工程の途中に５００〜５８０℃の温度で圧延板を焼鈍し、当該焼鈍温度までの昇温速度を５℃／秒以上とし、焼鈍後の冷却速度を１００℃／秒以上とすることを特徴とする熱間成形用アルミニウム合金板の製造方法。
- 前記冷間圧延工程における圧下率を８０％以上とする、請求項４又は５に記載の熱間成形用アルミニウム合金板の製造方法。
- 前記鋳造工程が、５０℃／分以上の冷却速度のＤＣ鋳造法を用いる、請求項４〜６のいずれか一項に記載の熱間成形用アルミニウム合金板の製造方法。
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|---|---|---|---|---|
| CN115011848A (zh) * | 2022-05-11 | 2022-09-06 | 北京理工大学 | 一种高纯铝合金导线及其制备方法 |
-
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