(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
ｗｔ％でＭｇ：３〜５％を含有するアルミニウム合金の連続鋳造圧延板を焼鈍処理した後、０．５〜２％の板厚減量で圧延または引張りによる歪矯正加工を施し、しかる後、横軸に温度（℃）、縦軸に冷却速度（℃／秒）をとった直角座標系において、座標（２４０，５．０×１０−３)と座標（３４０，２．５×１０−３)を結ぶ直線と、座標（２４０，１．０×１０−３)と座標（３４０，１．０×１０−３)を結ぶ直線と、座標（２４０，５．０×１０−３)と座標（２４０，１．０×１０−３)を結ぶ直線と、座標（３４０，２．５×１０−３)と座標（３４０，１．０×１０−３)を結ぶ直線とで囲まれる領域内の温度に加熱し、その温度に１時間以上保持した後、該加熱温度に対応した該領域内の冷却速度範囲内の速度で冷却して耐応力腐食割れ性並びに形状凍結性に優れたアルミニウム合金板とすることを特徴とするアルミニウム合金板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐応力腐食割れ性並びにプレス成形後の形状凍結性に優れたＡｌ−Ｍｇ合金板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
アルミニウム合金板は、鋼板と比較して軽く、成形性に優れているところから、自動車のボディシート、骨格材及び船舶等には一部鋼板に代わってアルミニウム合金板が使用され始めている。このようなアルミニウム合金板としては、強度、成形性の良好なＡｌ−Ｍｇ系（ＪＩＳ ５０００系）合金が提案されている。
【０００３】
しかしながら、上記のＡｌ−Ｍｇ系合金は、成形された後に長時間経過すると、粒界にβ相（Ａｌ3Ｍｇ2）が優先的に連続した形状で析出し、応力腐食割れを生じ易いという問題があった。この問題を解決するために種々の技術が提案された。例えば、特開平４−１８７７４８号公報には、Ｍｇを３．５〜５．５ｗｔ％含有するアルミニウム合金鋳塊を均質化処理した後、熱間圧延、冷間圧延を行ない、続いて焼鈍処理した板に対して、更に冷間加工を加えることなく、１５０〜２３０℃の温度で０．５〜２４時間保持することにより、耐応力腐食割れ性に優れた自動車用アルミニウム合金板の製造方法が開示されている。
【０００４】
又、Ａｌ−Ｍｇ系合金板の成形形状を保つ特性、所謂形状凍結性を向上するために、該合金板の耐力を出来るだけ低くすることが望まれる。それを実現するために提案された技術の一つが、特公平６−６８１４６号公報に開示されている。それによると、Ｍｇを２〜６ｗｔ％含有するＡｌ−Ｍｇ系合金の熱間圧延板若しくは連続鋳造板を冷間圧延した後、急速加熱・急速冷却により再結晶化及び溶体化処理・焼入れ処理を施し、その後歪矯正を施して、歪矯正後の加熱温度が６０〜２００℃の温度範囲の場合は４×１０~3℃／秒以上の速度で加熱、冷却し、２００〜３６０℃の温度範囲の場合は加熱、冷却速度が１．２２５×１０~3Ｔ−０．２４１℃／秒以上（Ｔは加熱温度、以下同じ）であって、その加熱温度が６０〜１６０℃の温度範囲の場合は１０5秒以下、１６０〜１７５℃の温度範囲の場合は−５．３３×１０5Ｔ＋９．５×１０5秒以下、１７５〜２９０℃の温度範囲の場合は−１．６５×１０Ｔ＋４．８９×１０4秒以下、２９０〜３６０℃の温度範囲の場合は−７．１４Ｔ＋３．０７×１０3秒以下保持する熱処理を施すことにより、高強度と成形加工性に優れた自動車用アルミニウム合金板の製造方法が示されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上述の提案技術によって、連続鋳造圧延したＡｌ−Ｍｇ系合金板を熱処理する場合、十分な耐応力腐食割れ性及び低耐力が得られないと云う問題があった。
【０００６】
本発明の目的は、上記従来技術の問題点を解決することであって、連続鋳造圧延法で得られる耐応力腐食割れ性並びに形状凍結性に優れたアルミニウム合金板の製造方法を提供することである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、上記従来技術の問題点を解決するために検討した結果、従来のＡｌ−Ｍｇ系合金板の製造条件と異なり、連続鋳造圧延板の安定化処理温度を一層高温にし、その温度からの冷却速度をより遅くすることによって、耐応力腐食割れ性が高く、且つ耐力が低くプレス成形後の形状凍結性の優れることを見出した。即ち、Ａｌ−Ｍｇ系合金の連続鋳造圧延板は、合金溶湯が急冷凝固された後に均質化処理が施されないため、Ｍｇの偏析が著しく、従来の熱処理温度及び冷却速度ではかえって応力腐食割れ性を増大させるものであった。即ち、偏析の著しい部分のＭｇがβ相として粒界に連続した形状で析出し、その部分から応力腐食が開始するものと思われる。このような問題を解決するために上述の発明者らが見出した上記の方法を応用して、Ｍｇ含有量の少ない連続鋳造圧延板においてもβ相を不連続状態に析出させれば耐応力腐食割れ性を高め、且つ耐力を低くし、プレス成形後の形状凍結性も良好にできるという知見を得て本発明を完成させたものである。
【０００８】
即ち、本発明のアルミニウム合金板の製造方法は、ｗｔ％でＭｇ：３〜５％を含有するアルミニウム合金の連続鋳造圧延板を焼鈍処理した後、０．５〜２％の板厚減量で圧延または引張りによる歪矯正加工を施し、しかる後、横軸に温度（℃）、縦軸に冷却速度（℃／秒）をとった直角座標系において、座標（２４０，５．０×１０−３)と座標（３４０，２．５×１０−３)を結ぶ直線と、座標（２４０，１．０×１０−３)と座標（３４０，１．０×１０−３)を結ぶ直線と、座標（２４０，５．０×１０−３)と座標（２４０，１．０×１０−３)を結ぶ直線と、座標（３４０，２．５×１０−３)と座標（３４０，１．０×１０−３)を結ぶ直線とで囲まれる領域内の温度に加熱し、その温度に１時間以上保持した後、該加熱温度に対応した該領域内の冷却速度範囲内の速度で冷却して耐応力腐食割れ性並びに形状凍結性に優れたアルミニウム合金板とすることである。
【０００９】
上記アルミニウム合金は、Ｍｇを３〜６ｗｔ％含有するＡｌ−Ｍｇ系合金で、少なくとも３ｗｔ％含有させることにより強度及びプレス成形性を付与する。下限値３ｗｔ％未満ではこれらの効果が小さく、又、上限値６ｗｔ％を超えると強度が高くなり過ぎて圧延、曲げ等の板の成形加工が困難となり、且つ連続鋳造圧延板の応力腐食割れ性が敏感になって長年月にわたる安定した品質の維持が難しくなると共に形状凍結性も劣るようになる。よって、Ｍｇの含有量は３〜６ｗｔ％とする。好ましくは５．５ｗｔ％以下、更に好ましくは５ｗｔ％以下である。
【００１０】
上述の連続鋳造圧延板は、Ｍｇ：３〜６ｗｔ％を含有するアルミニウム合金溶湯を連続鋳造後直ちに圧延して所定の板厚とするもので、このようにして得られた連続鋳造圧延板は焼鈍処理して軟質化され、続いて歪矯正加工を施されるが、この段階で得られた板の耐応力腐食割れ性や形状凍結性を十分向上させるため、板中に偏析したＭｇを粒界にβ相として十分に析出させると共に粒界に分断した形態で析出させる加熱保持処理及び該加熱保持処理に続く徐冷却処理が施される。
【００１１】
ここで、前記の加熱保持処理は、２４０乃至３４０℃の温度に加熱し、この温度で１時間以上保持する。この加熱保持処理及びその後の徐冷却を行なうことにより、連続鋳造によって偏析したＭｇを結晶粒界に確実に分断した形態で析出させるものであって、このような処理によって耐力を低め、応力腐食割れ感受性を解消すると共に形状凍結性を経済的に良好なものとする。
【００１２】
前記の徐冷却処理は、横軸に温度（℃）、縦軸に冷却速度（℃／秒）をとった直角座標系において、座標（２４０，５．０×１０~3)と座標（３４０，２．５×１０~3)を結ぶ直線と、座標（２４０，１．０×１０~3)と座標（３４０，１．０×１０~3)を結ぶ直線と、座標（２４０，５．０×１０~3)と座標（２４０，１．０×１０~3)を結ぶ直線と、座標（３４０，２．５×１０~3)と座標（３４０，１．０×１０~3)を結ぶ直線とで囲まれる領域内の加熱保持温度に対応した縦軸の冷却速度範囲内で徐冷却する。
【００１３】
尚、本発明のアルミニウム合金板の製造方法において、アルミニウム合金中のＭｇ以外の合金元素は必要に応じて添加することが出来る。即ち、更に高強度を必要とする場合はＣｕ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖの一種又は二種以上を各々０．１〜２ｗｔ％程度添加する。連続鋳造に際して鋳造割れが発生する場合は、Ｔｉの０．１ｗｔ％以下又はＴｉの０．１ｗｔ％以下とＢの０．０５ｗｔ％以下を複合添加すると改善出来る。合金溶湯の溶製に当たって不純物元素はアルミニウムインゴット及び返り材からＪＩＳ ５０００系規格程度の含有は許容される。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明に係るアルミニウム合金板の製造方法の実施の形態を詳細に説明する。
【００１５】
本実施の形態のアルミニウム合金板の製造方法は、公知の双ロール鋳造法、ベルトキャスター法、３Ｃ法等の連続鋳造法で所定組成のアルミニウム合金溶湯を厚さ５〜３０ｍｍのスラブに連続鋳造し、直ちに熱間圧延及び冷間圧延又は冷間圧延のみで規定の板厚に圧延する。必要に応じて熱間圧延後、或いは冷間圧延の途中で焼鈍処理を行なってもよい。次に最終の焼鈍処理を施して再結晶させて再結晶温度に軟化処理した後、冷間圧延及び焼鈍処理で生じた平坦度の低下を解消するために板厚減量で０．５〜２％程度の軽度の圧延又は引張り等の矯正加工を施す。
【００１６】
この焼鈍処理は冷間圧延によって生じた加工組織を再結晶させて成形加工性を付与させるためのもので、手段としては連続又はバッチで処理される。連続的な焼鈍処理は、コイルを巻き戻しながら連続的に焼鈍するものであって、板の昇温速度を５℃／秒以上とし、４５０〜５３０℃の温度に１秒〜１０分間程度保持して再結晶させて軟化処理するものである。この連続焼鈍処理は処理時間を短くして再結晶粒の成長を抑制し粗大化を防止するものであって、板の昇温速度が５℃／秒未満で保持時間が１０分間を超えるような場合は、再結晶粒が粗大化して成形性を低下させ好ましくない。
【００１７】
又、バッチ焼鈍処理は、コイルを焼鈍炉内で処理するものであって、板の昇温速度は４０℃／時間程度で３００〜４００℃の温度に１０分〜５時間程度保持して再結晶させて軟化処理するものである。板の保持温度が４００℃を超え保持時間が５時間を超えるような条件では再結晶粒が粗大化して成形性を低下させたり、表面の酸化皮膜が厚くなりすぎ好ましくない。又、保持温度が３００℃未満で保持時間が１０分未満では十分な再結晶効果が得られない。
【００１８】
いづれの処理においても板は冷間圧延及び焼鈍処理により平坦度を損なう歪を受けており、このままでは爾後のプレス工程で板の搬送トラブルや形状不良の原因となる。従って、上記した最終焼鈍後にコイル又は板の状態でレベラーロールでの繰り返し曲げ等の矯正加工が施され歪が矯正され平坦度を回復させている。
【００１９】
ところで上記の連続鋳造法で得られた連続鋳造圧延板は、連続鋳造により溶湯から急冷凝固された後に均質化処理が行なわれていないため、Ｍｇの偏析が多く、成形後経年変化によりβ相が結晶粒界に優先的に連続した形状で析出し応力腐食割れ感受性を高くすることは上述した如くであるが、又、この焼鈍処理後施される矯正加工は何れにしろ冷間加工を付与したことになり、耐力を高くしプレス成形加工時のスプリングバックを大きくするので形状凍結性を悪くする。そこで耐応力腐食割れ性と形状凍結性の劣化を解消するために、上記の矯正加工を施した板に対して、加熱保持及び徐冷却の安定化処理を施す。この熱処理は、加熱保持処理の途中及び／又は徐冷却処理の途中で偏析した部分のＭｇを十分に分断した形態のβ相として析出させるためのものである。
【００２０】
図１は、安定化処理温度（℃）と冷却速度（℃／秒）による安定化処理の限定領域Ｓを示す図である。上記の安定化処理は、矯正加工による上述の欠点を十分に解消するために、先ず２４０乃至３４０℃の温度範囲に入る所定の温度で１時間以上の加熱保持処理を行なう。次に、この加熱保持処理に続き徐冷却処理を行なう。即ち、図１において、横軸に安定化処理温度（℃）、縦軸に冷却速度（℃／秒）をとった直角座標系において、上記所定の温度で１時間以上の加熱保持処理を行ない、次に、座標Ｂ（２４０，５．０×１０~3)と座標Ｃ（３４０，２．５×１０~3)を結ぶ直線と、座標Ａ（２４０，１．０×１０~3)と座標Ｄ（３４０，１．０×１０~3)を結ぶ直線と、座標Ｂ（２４０，５．０×１０~3)と座標Ａ（２４０，１．０×１０~3)を結ぶ直線と、座標Ｃ（３４０，２．５×１０~3)と座標Ｄ（３４０，１．０×１０~3)を結ぶ直線とで囲まれる領域Ｓ（斜線で示した部分）内の前記所定の温度に対応した縦軸の冷却速度で徐冷却処理を行なう。例えば、加熱保持処理を２９０℃で１時間行なった場合には、徐冷却処理の冷却速度は座標Ｅと座標Ｇの間の値、即ち、３．７５×１０~3〜１．０×１０~3℃／秒の範囲内の冷却速度で徐冷却を行なう。
【００２１】
このような加熱保持処理及び徐冷却処理は、特に連続鋳造によって偏析の著しいＭｇを粒界に分断した形態で十分に析出させ応力腐食割れ感受性を解消すると共に耐力を低めて形状凍結性を良好なものとするために必要な処理であって、その加熱保持処理温度が２４０℃未満及び冷却速度が上限値、即ち図１の線分ＢＣの上側の冷却速度値をとると上記効果が十分に得られない。又、３４０℃を超えると矯正歪の除去効果が飽和し、経済的でない。更に、冷却速度が下限値未満、即ち図１の線分ＡＤの下側の冷却速度値をとると処理時間が長くなり経済的に好ましくない。
【００２２】
【実施例】
次に、本発明の実施例を表１〜４に基づいて説明する。
【００２３】
合金溶湯を脱ガス処理、濾過処理等を施す常法に従って溶製し、連続鋳造圧延して表１合金組成に示す２水準の合金組成の連続鋳造圧延板を得た。次に、実施例として、これら２水準の連続鋳造圧延板を表２に示す製板条件及び熱処理条件によって製板した。製板条件及び熱処理条件としては４水準をとり、記号Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄで区分している。同様に、比較例として連続鋳造圧延板を表３に示す製板条件及び熱処理条件によって製板した。製板条件及び熱処理条件としては６水準をとり、記号Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊで区分している。
【００２４】
表２、３に示すように、所定の厚さに連続鋳造して得たスラブは面削及びソーキングなしで直ちに熱間圧延及び／又は冷間圧延で厚さ１．０ｍｍに圧延した。冷間圧延途中で中間焼鈍（再結晶処理）を施したものと、中間焼鈍を施さずにそのまま冷間圧延をしたものを作製した。次いでこの厚さ１．０ｍｍの冷間圧延板を室温から２００℃／秒で５００℃に急速加熱し、その温度に２秒間保持した後４０℃／秒の冷却速度で急冷した。ついでテンションレベラを通して板の前工程における冷却による平坦度の低下を矯正した後、図１に示した安定化処理温度に１時間保持し同図に示した冷却速度による限定領域Ｓ（斜線で示した部分）内で安定化処理を施した。
【００２５】
このようにして得られた板に対して、機械的性質及び耐応力腐食割れ性を測定した結果を表４機械的性質及び耐応力腐食割れ性の結果に示す。耐応力腐食割れ性の測定は以下の方法によった。
【００２６】
即ち、厚さ１．０ｍｍの板を更に３０％冷間圧延して０．７ｍｍ厚さとし、これに１２０℃×１６８時間加熱して鋭敏化処理を施した。この板から２０ｍｍ幅×８３ｍｍ長さを切り出し試料とした。この試料を内半径４．５ｍｍの治具に沿ってループ状に曲げ、一定の歪みを負荷して、３５℃、３．５％の塩水に連続浸漬し、割れが発生するまでの時間を測定して耐応力腐食割れの寿命とした。
【００２７】
表４の結果から、本発明（記号Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ）は、割れが発生するまでに２５日以上かかるのに対して、比較例として、安定化処理をしないもの（記号Ｅ、Ｇ）、安定化処理温度の低いもの（記号Ｆ、Ｈ、Ｊ）及び安定化処理の冷却速度の速いもの（記号Ｉ）は割れが発生するまでの時間が２時間乃至５日と短く、安定化処理を本発明の条件で処理したものは耐応力腐食割れ性の優れていることが判る。
【００２８】
又、機械的性質の耐力については、本発明は比較例に比べ相対的に低く形状凍結性の優れていることも判る。
【００２９】
【表１】
0003656150.tif 000002
【００３０】
【表２】
0003656150.tif 000003
【００３１】
【表３】
0003656150.tif 000004
【００３２】
【表４】
0003656150.tif 000005
【００３３】
【発明の効果】
本発明のアルミニウム合金板の製造方法によれば、上述の構成をとることにより、従来の製造方法に比べて、耐応力腐食割れ性に優れ、且つ耐力が低く形状凍結性に優れたＭｇ含有量の少ないＡｌ−Ｍｇ系連続鋳造圧延板を製造することが出来る。従って、自動車のボディシート、骨格材、エアークリーナー、オイルタンク、筐体、船舶その他の家庭用器物等に好適に使用出来る連続鋳造圧延板の製造方法である。
【図面の簡単な説明】
【図１】安定化処理温度と冷却速度による最終熱処理の限定領域を示す図である。
【図１】
0003656150.tif 000006