JPH04228552A - 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 - 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】 産業上の利用分野 この発明は各種陸運車両用の材料、例えば自動車用ボデ
ィシートの材料、あるいは各種電気部品、機械部品用材
料、例えばＶＴＲのシャーシ等に使用される成形加工用
アルミニウム合金板の製造方法に関し、特に強度、成形
性に優れると同時に、フローライン等の外観品質特性に
優れたアルミニウム合金板を製造する方法に関するもの
である。

従来の技術 最近では、主として軽量化を主眼として、自動車用ボデ
ィシートやその他各種自動車部品、あるいは各種電気機
械部品等においてアルミニウム合金が多用されるように
なっている。

ところで従来、各種の成形加工の用途に供されるアルミ
ニウム合金としては、Ａ■−Ｍｇ系のＪＩＳ　５１８２
合金Ｏ材や５０５２合金Ｏ材、あるいはＡ■−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系のＡＡ　６００９合金Ｔ４処理材、６０１０合金Ｔ
４処理材などが最も広く使用されていた。

発明が解決しようとする課題 前述のような成形加工に用いられる従来のアルミニウム
合金のうち、５１８２合金Ｏ材や５０５２合金Ｏ材など
のＡ■−Ｍｇ系合金軟質材は、成形加工後の表面にリュ
ーダースマークが生じ易いところから、特に外観品質が
優れていることが要求される自動車のパネル類等には好
ましくないとされている。

一方、６００９合金Ｔ４処理材や６０１０合金Ｔ４処理
材などのＡ■−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は成形加工によるリュ
ーダースマークの発生はなく、また鋼板と同程度の強度
を有するとともに焼付塗装後の強度も鋼板と同程度のも
のが得られているが、その反面、成形加工後にリジング
と称されるフローラインが生じるために外観品質を損な
い、さらには結晶粒サイズが粗いため、強加工部には肌
荒れが生じやすい等の欠点がある。

この発明は以上の事情を背景としてなされたものであっ
て、陸運車両や電気機械部品等の用途に供される成形加
工用アルミニウム合金板として、従来合金と同等以上の
強度を有すると同時に、フローラインや強加工部の肌荒
れなどが発生しないような特性、すなわち優れた外観品
質特性を有し、しかも優れた成形加工性を有するアルミ
ニウム合金板を得ることができる方法を提供することを
目的とするものである。

課題を解決するための手段 前述のような課題を解決するため、この発明の成形加工
用アルミニウム合金板の製造方法においては、合金とし
てはＪＩＳ　６０００番系のＡ■−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミ
ニウム合金を用い、かつ冷間圧延工程に１回または２回
以上の中間焼鈍を挟むとともに、その中間焼鈍のうちの
最終の中間焼鈍の条件と、最終の中間焼鈍を挟む前後の
冷間圧延の圧延率を厳密に規定することとした。

すなわちこの発明の成形加工用アルミニウム合金板の製
造方法は、ＪＩＳ　６０００番系に属するＡ■−Ｍｇ−
Ｓｉ系のアルミニウム合金からなる連続鋳造薄板もしく
は熱間圧延板に対して、１回または２回以上の中間焼鈍
を挟んで冷間圧延を行なうにあたり、最終の中間焼鈍の
前の冷間圧延における圧延率（Ａ）と最終の中間焼鈍後
の最終冷間圧延における圧延率（Ｂ）との比（Ｂ／Ａ）
が０．８以上となりかつ最終冷間圧延における圧延率（
Ｂ）が３０％以上となるように冷間圧延を施し、かつ前
記最終の中間焼鈍を、連続焼鈍により３００〜５８０℃
の範囲内の温度に加熱して保持なしまたは５分以内の保
持によって行ない、さらに最終冷間圧延の後に溶体化処
理を行なうことを特徴とするものである。

作用 この発明の製造方法で用いられる合金は、要はＪＩＳ　
６０００番系に属するＡ■−Ｍｇ−Ｓｉ系のアルミニウ
ム合金であればよく、その具体的成分量は特に規定しな
いが、一般にはＭｇ０．１〜２．０ｗｔ％、Ｓｉ０．５
〜２．５ｗｔ％を必須合金成分として含有し、その他必
要に応じてＣｕ１．５ｗｔ％以下、Ｚｎ２．０ｗｔ％以
下のうち１種または２種を含有し、さらに必要に応じて
Ｍｎ０．６ｗｔ％以下、Ｃｒ０．３ｗｔ％以下、Ｚｒ０
．３ｗｔ％以下を含有し、残部Ａ■および不可避的不純
物とすれば良い。

このような望ましい成分について以下に説明する。

Ｍｇ： ＭｇはＪＩＳ　６０００番系のアルミニウム合金におい
て基本となる合金成分であり、Ｓｉと共存してＭｇ２Ｓ
ｉを生成して、析出硬化により強度の向上に寄与する。

Ｍｇが０．１ｗｔ％未満では強度向上効果が不充分であ
り、一方２．０ｗｔ％を越えれば伸び、成形性が低下す
る。したがってＭｇは０．１〜２．０ｗｔ％の範囲内と
することが望ましい。

Ｓｉ： Ｓｉも６０００番系のアルミニウム合金において基本と
なる合金成分である。添加されたＳｉの一部は金属Ｓｉ
粒子としてＡ■合金マトリックス中に存在して、成形加
工性、特に伸びおよび曲げ性を向上させる。また他の一
部のＳｉはＭｇと共存してＭｇ２Ｓｉを生成し、析出硬
化により強度の向上に寄与する。ここで、Ｓｉ添加量は
、Ｍｇ２Ｓｉ化学量論組成よりＳｉが充分に過剰となっ
て、金属Ｓｉを生成する状態となることが強度向上のた
めに重要であり、強度向上の観点からは、 Ｓｉ（ｗｔ％）＞０．６×Ｍｇ（ｗｔ％）＋０．４（ｗ
ｔ％）を満たすことが望ましい。。なおＳｉの絶対量が
０．５ｗｔ％未満では、強度向上、成形加工性向上の効
果が充分に得られず、一方Ｓｉ量が２．５ｗｔ％を越え
れば伸びおよび成形性が劣化するから、Ｓｉ量は０．５
〜２．５ｗｔ％の範囲内とすることが好ましい。

Ｃｕ、Ｚｎ： Ｃｕ、Ｚｎはいずれも強度向上に寄与する元素であり、
必要に応じていずれか一方または双方が添加される。な
おこれらのうちＺｎは耐食性向上にも効果があり、マト
リックスの電位を下げることによって孔食を防止するの
に寄与する。但しＣｕが１．５ｗｔ％を越えれば成形性
および耐食性が劣化し、またＺｎが２．０ｗｔ％を越え
れば耐食性が劣化するとともに、室温での経時変化によ
り成形性を低下させる。したがってＣｕは１．５ｗｔ％
以下、Ｚｎは２．０ｗｔ％以下の範囲内とすることが好
ましい。

Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ： これらの元素はいずれも結晶粒を微細化し、成形加工時
のフローラインの発生を低減するに寄与する元素であっ
て、必要に応じて１種または２種以上が添加される。但
しＭｎが０．６ｗｔ％、Ｃｒが０．３ｗｔ％、Ｚｒが０
．３ｗｔ％を越えれば粗大な金属間化合物が生成されて
成形性が劣化する。したがってＭｎは０．６ｗｔ％以下
、Ｃｒは０．３ｗｔ％以下、Ｚｒは０．３ｗｔ％以下と
することが好ましい。

以上の各成分の残部は、基本的にはＡ■および不可避的
不純物とすれば良いが、そのほか微量のＢｅを添加した
り、微量のＴｉ、もしくはＴｉおよびＢを添加しても良
い。Ｂｅは緻密な酸化皮膜を形成して、素材アルミニウ
ム表面でのＡ■やＭｇの酸化を防止し、ひいては耐糸錆
性の著しい向上に寄与する。但しＢｅ添加量が０．０１
ｗｔ％を越えればその効果は飽和し、コスト上昇を招く
だけであるから、Ｂｅの添加量は０．０１ｗｔ％以下と
することが望ましい。またＴｉは従来から鋳塊組織の結
晶粒微細化剤としてＢとともに添加されることがあった
が、Ｔｉの添加は結晶粒微細化のみならず、耐食性の向
上にも有効である。但しＴｉの添加量が１．０ｗｔ％を
越えれば粗大な金属間化合物を生成して、圧延性、成形
性を劣化させるから、Ｔｉの添加量は１．０ｗｔ％以下
とすることが好ましい。またＴｉとともに添加されるこ
とのあるＢは、０．０１ｗｔ％を越えれば逆に耐食性が
損なわれてしまうから、０．０１ｗｔ％未満とすること
が好ましい。

次にこの発明のアルミニウム合金板の製造方法について
説明する。

先ず前述のような成分組成の合金溶湯を鋳造する。ここ
で鋳造方法としては、ＤＣ鋳造法（半連続鋳造法）を適
用しても、連続鋳造圧延法（薄板連続鋳造法）を適用し
ても良い。

ＤＣ鋳造によって得られたアルミニウム合金鋳塊に対し
ては４５０℃〜５７０℃の範囲内の温度で均質化処理を
施す。このような均質化処理を行なうことによって、成
形加工性を向上させるとともに再結晶粒の安定化を図る
ことができる。均質化処理の温度が４５０℃未満では上
述の効果が得られず、一方５７０℃を越えれば共晶融解
が生じるおそれがある。なお均質化処理の時間は１〜４
８時間が望ましい。１時間未満では上述の効果が充分に
得られず、一方４８時間を越える長時間の処理は経済的
でない。このような均質化処理後には、常法に従って熱
間圧延を施して、所要の板厚の熱間圧延板とする。

一方連続鋳造圧延法によって得た連続鋳造薄板の場合は
、特に熱間圧延を行なう必要はないが、前述のＤＣ鋳造
による鋳塊の場合と同様な均質化処理を施しても良い。

以上のようにして得られた熱間圧延板もしくは連続鋳造
薄板に対しては、１回または２回以上の中間焼鈍を挟ん
で冷間圧延を行ない、その後溶体化処理を施す。この発
明においては、上述のような冷間圧延工程における最終
の中間焼鈍の前後の冷間圧延の条件および最終の中間焼
鈍の条件が、最終的な組織制御、ひいては成形性の向上
、フローラインの発生防止のために極めて重要である。

なおここで中間焼鈍は、一般には加工硬化の大きな合金
の冷間圧延性の改善のために行なうのが通常であり、Ｊ
ＩＳ　６０００番系のような軟質な合金の冷間圧延では
中間焼鈍を行なわないのが通常であるが、この発明の方
法においては組織制御のために極めて重要な役割を担っ
ている。

次に冷間圧延工程の条件について説明する。

先ず第１には、最終の中間焼鈍の前の冷間圧延における
圧延率（Ａ）と最終の中間焼鈍の後の冷間圧延（最終冷
間圧延）における圧延率（Ｂ）との比率（Ｂ／Ａ）を０
．８以上とすることが、最終再結晶時（最終冷間圧延後
の溶体化処理による再結晶時）の結晶組織の安定化を図
る上で極めて重要である。ここで、Ｂ／Ａの比が０．８
未満では、中間焼鈍時の再結晶集合組織が弱いため、そ
の後の最終冷間圧延、溶体化処理によって成形性を阻害
するキューブ方位（立方体方位）と称される（１００）
（００１）方位の組織が形成されてしまう。

また第２には、最終の中間焼鈍後の最終冷間圧延の圧延
率（Ｂ）を３０％以上とすることも、最終再結晶時の結
晶組織の安定化を図るために重要である。ここで、最終
冷間圧延の圧延率（Ｂ）が３０％未満では、最終再結晶
時（溶体化処理時）の結晶粒が粗大化し、あるいは再結
晶せずに成形性が低下してしまう。

そして第３には、最終の中間焼鈍を、連続焼鈍により３
００〜５８０℃の範囲内の温度に加熱して保持なしまた
は５分以下の保持で行なうことが、組織の制御上極めて
重要である。一般に連続焼鈍炉で急速加熱することによ
って特殊な再結晶集合組織が得られることが知られてい
る。アルミニウム合金の場合、圧延集合組織はＳ方位と
称される（１２３）（６３４）に近い方位となっている
が、これを再結晶させれば、Ｒ方位と称されるＳ方位に
近い方位と、成形性、特に深絞り性を著しく低下させる
キューブ方位と称される（１００）（００１）方位が形
成される。ところが連続焼鈍のような急速加熱で再結晶
させ、さらにその後３０％以上の圧延率で最終冷間圧延
を行ない、引続いて溶体化処理を行なうことによって、
成形性を阻害するキューブ方位の形成を抑制することが
できることを見出した。ちなみに、キューブ方位の生成
量を定量的に測定する方法としてＸ線回折法があり、な
かでも最も簡便な手段として逆極点積分強度測定法があ
る。この方法によって集合組織を持たない標準サンプル
（純アルミ粉末）と比較した（２００）積分強度比が５
を越えれば成形性、とりわけ深絞り性が著しく低下する
ことが経験的に判明しているが、この発明の条件にした
がって冷間圧延−最終中間焼鈍−最終冷間圧延を行ない
さらに溶体化処理を行なうことによって、上述の（２０
０）積分強度比を５未満に抑制し得ることが知見された
。そしてまた、中間焼鈍時に急速加熱することによって
再結晶させた結晶組織は、均一な組織となって、粗い鋳
塊組織や熱延組織に起因するフローラインを完全に除去
できることが判明した。

ここで、連続焼鈍による最終の中間焼鈍の加熱温度が３
００℃未満では再結晶せず、適切な集合組織が得られな
いため、最終的にキューブ方位の強い組織が形成されて
しまう。一方加熱温度が５８０℃を越えれば、共晶融解
のおそれがあるとともに、再結晶粒が粗大化して成形加
工時に肌荒れが発生し、外観不良となるおそれがあり、
また成形性が低下する。また加熱速度が１℃／ｓｅｃ未
満であれば最終板におけるキューブ方位の形成を抑制で
きないが、通常の連続焼鈍であれば１℃／ｓｅｃ以上の
急速加熱を達成することができる。さらに保持時間が５
分を越えた場合は再結晶粒が粗大化するとともに、表面
酸化層の厚さが増大して糸錆性が低下し、また経済性も
低下する。したがって最終の中間焼鈍の条件は前述のよ
うに定める必要がある。

最終の中間焼鈍の後には、再び再結晶させて結晶粒を微
細化、安定化させるために溶体化処理を行なう必要があ
る。この最終の再結晶化処理である溶体化処理の条件と
しては、３００〜５８０℃の範囲内の温度に１２０分以
下保持することが望ましい。

溶体化処理の温度が３００℃未満では再結晶が行なわれ
ず、成形性が低下してしまう。一方５８０℃を越えれば
共晶融解発生のおそれがあり、また再結晶粒が粗大化し
て肌荒れが発生し、外観不良を招くとともに成形性も低
下し、さらには表面酸化層の厚さが増大して糸錆性が低
下するおそれがある。なおここで再結晶粒粗大化防止の
目安としては、再結晶粒径が１５０μｍ以下となる程度
を目安にすれば良い。さらに溶体化処理の時間が１２０
分を越えれば、表面酸化層の厚さが増大して糸錆性が低
下するおそれがある。なおこの溶体化処理としては、バ
ッチ式、連続式のいずれの熱処理炉を適用しても良い。

また溶体化処理後は急速冷却するが、この冷却速度は強
制空冷以上の冷却速度であれば充分である。具体的には
、５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度が適当である。

なお溶体化処理後に強制空冷あるいは水焼入を行なえば
板に反りが発生しやすい。これを除去するために、冷却
後に歪強制加工としてスキンパス、レベリング、ストレ
ッチ等の軽い冷間加工を行なっても良い。但しこれらの
軽い冷間加工を行なえば、成形加工性が若干低下する。

そこで成形加工性を回復させるために、上述の軽い冷間
加工の後に歪除去焼鈍を行なうことが望ましい。この歪
除去焼鈍の条件は、第１図に示すような加熱速度、冷却
速度で、第２図に示すような温度、時間とすることが適
当である。

なお以上のプロセスのうち、冷間圧延工程においては、
２回以上の中間焼鈍を挟んで冷間圧延を行なっても良い
ことは勿論である。この場合、最終の中間焼鈍は既に述
べたような条件で連続焼鈍によって行なう必要があるが
、それ以前の中間焼鈍は任意の条件で行なえば良く、一
般にはバッチ焼鈍の場合は２５０〜４５０℃×０．５〜
２４時間、連続焼鈍の場合は３００〜５８０℃で保持な
しまたは５分以下の保持とすれば良い。

ここで、上述の中間焼鈍（最終の中間焼鈍よりも前の中
間焼鈍）をバッチ式で行なう場合、加熱温度が２５０℃
未満では冷間圧延性が改善されないため無意味であり、
一方４５０℃を越えれば再結晶粒が粗大化するとともに
、表面酸化層の厚みが増大して耐糸錆性が低下するおそ
れがあり、また保持時間が０．５時間未満では充分な冷
間圧延性改善の効果が得られず、一方２４時間を越える
ことは経済性を損なうばかりでなく、表面酸化層の厚み
が増大して耐糸錆性が低下するおそれがある。また上述
の中間焼鈍を連続焼鈍によって行なう場合、加熱温度が
３００℃未満では冷間圧延性が改善されないため無意味
であり、一方５８０℃を越えれば共晶溶融が生じるおそ
れがあるほか、再結晶粒が粗大化するとともに、表面酸
化層の厚みが増大して耐糸錆性が低下するおそれがあり
、また保持時間が５分を越えた場合も、再結晶粒が粗大
化するほか、表面酸化層の厚みが増大して耐糸錆性が低
下するおそれがある。

以上のようなこの発明の方法により得られたアルミニウ
ム合金板は、成形加工性に優れると同時に強度も高く、
しかも成形加工時におけるフローラインの発生や肌荒れ
の発生もなく、外観品質に著しく優れている。

実施例 第１表の合金番号１〜５に示す成分組成の合金をＤＣ鋳
造法により断面寸法５００ｍｍ×１２００ｍｍのスラブ
に鋳造し、その鋳塊に対し５００℃×６時間の均質化処
理を施した後、板厚４ｍｍまで熱間圧延し、さらに第２
表の符号イ〜ヘに示す種々の条件で加工熱処理を施した
。ここで、符号イ〜ホの加工熱処理は、１次冷間圧延後
、中間焼鈍を行ない、その後２次冷延（最終冷延）を行
ない、その後、溶体化処理を行なったもの、また符号ヘ
の場合は、冷間圧延を１回だけ行なって、中間焼鈍およ
びその後の冷間圧延を行なうことなく、溶体化処理を施
したものである。またここで、中間焼鈍は、いずれも連
続焼鈍炉を想定して赤外線ヒータを用いて急速加熱し、
その後水冷した。また溶体化処理は、バッチ電気炉で加
熱保持後、水冷した。

溶体化処理後の各板の材料特性を調べた結果を第３表に
記す。

なおここで機械的性質および成形性は、いずれも溶体化
処理後に２週間の室温時効を行なってから測定した。ま
た成形性試験のうち、エリクセン試験はＪＩＳ−Ｂ法に
よって行ない、張出し性試験はφ１００ｍｍの球頭ポン
チを用い、塩ビフィルムを貼った状態で行なった。ＬＤ
Ｒ（限界絞り比）はφ５０ｍｍポンチを使用し、潤滑剤
としてジョンソンワックスを用いて測定した。また曲げ
性（ｍｍ）は最小曲げ半径を示す。さらに耳率は、φ６
２ｍｍのブランクをφ３２ｍｍのポンチで絞ったときの
耳率を示す。

また逆極点積分強度比は、Ｘ線回折によって集合組織を
持たない純アルミ粉末（ランダムサンプル）を標準サン
プルとした試料の積分強度との比率を求めた結果を示す
。

さらに各合金板について、結晶粒度および外観特性を調
べた結果を第４表に示す。第４表中において、肌荒れは
曲げサンプルの表面観察で評価し、リシングはφ１００
ｍｍのポンチで３３ｍｍ張出したサンプルの表面観察で
評価した。なおこれらの評価は、Ａ：良好 Ｂ：やや目立つ Ｃ：非常に目立つ の３段階に分けて評価した。

第３表から明らかなように、この発明の方法により得ら
れたアルミニウム合金板は、比較法により得らたアルミ
ニウム合金板と比較して同等以上の強度を有し、かつ成
形性は同じ合金成分の試料で比較すれば従来法により得
られたアルミニウム合金板よりも優れている。さらに第
４表から明らかなように、この発明の方法により得られ
たアルミニウム合金板は、肌荒れの発生やリジング（フ
ローライン）の発生もほとんどなく、優れた外観品質特
性を有することが判明した。

発明の効果 以上の説明から明らかなように、この発明の成形加工用
アルミニウム合金板の製造方法によれば、従来の成形加
工用アルミニウム合金板と同等以上の強度を有するとと
もに、優れた成形性を有し、しかも成形加工時にフロー
ラインや肌荒れ等の発生しない外観品質特性の著しく優
れたアルミニウム合金板を得ることができ、したがって
自動車車体などの陸運車輌の部品あるいは電気機械用部
品などの材料、特に外観品質が良好であることが要求さ
れる部品の材料の製造に最適である。

【図面の簡単な説明】

第１図は歪除去焼鈍における加熱速度、冷却速度と温度
との関係を示す線図、第２図は同じく歪除去焼鈍におけ
る保持時間と温度との関係を示す線図である。 出願人　スカイアルミニウム株式会社 代理人　弁理士　豊田　武久

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. ＪＩＳ　６０００番系に属するＡ■−Ｍｇ−Ｓｉ系のア
   ルミニウム合金からなる連続鋳造薄板もしくは熱間圧延
   板に対して、１回または２回以上の中間焼鈍を挟んで冷
   間圧延を行なうにあたり、最終の中間焼鈍の前の冷間圧
   延における圧延率（Ａ）と最終の中間焼鈍後の最終冷間
   圧延における圧延率（Ｂ）との比（Ｂ／Ａ）が０．８以
   上となりかつ最終冷間圧延における圧延率（Ｂ）が３０
   ％以上となるように冷間圧延を施し、かつ前記最終の中
   間焼鈍を、連続焼鈍により３００〜５８０℃の範囲内の
   温度に加熱して保持なしまたは５分以内の保持によって
   行ない、さらに最終冷間圧延の後に溶体化処理を行なう
   ことを特徴とする成形性に優れた成形加工用アルミニウ
   ム合金板の製造方法。