(57)【要約】【課題】焼付処理前の強度が高く、しかも耐焼付軟化性の高いＡｌ−Ｍｇ系合金板を提供する。【解決手段】質量％で、Ｍｇ：２〜５％、Ｆｅ：０．０５を超え１．５％以下、Ｍｎ：０．０５〜１．５％および結晶粒微細化剤を含有し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなり、不可避的不純物のうちＳｉ：０．２０％未満とし、Ｆｅ＋Ｍｎ＞０．３％であり、Ｆｅの固溶量が５０ｐｐｍ　以上で、円相当径で１〜６μｍの金属間化合物が５０００個／ｍｍ２　以上存在し、しかも再結晶粒径の平均値が２０μｍ以下である。【選択図】　　　なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｍｇ：２〜５％、Ｆｅ：０．０５を超え１．５％以下、Ｍｎ：０．０５〜１．５％および結晶粒微細化剤を含有し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなり、不可避的不純物のうちＳｉ：０．２０％未満とし、Ｆｅ＋Ｍｎ＞０．３％であり、Ｆｅの固溶量が５０ｐｐｍ　以上で、円相当径で１〜６μｍの金属間化合物が５０００個／ｍｍ２　以上存在し、しかも再結晶粒径の平均値が２０μｍ以下であることを特徴とする耐焼付軟化性に優れたアルミニウム合金板。
【請求項２】
さらにＣｕを、０．０５を超え０．５％以下含有していることを特徴とする請求項１記載の耐焼付軟化性に優れたアルミニウム合金板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、家電製品や自動車の外板等の構造材の如く、例えば塗装後に焼付処理が施され、しかも焼付処理後の材料に高い強度が求められるアルミニウム合金板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
Ａｌ−Ｍｇ系合金は成形性が良好なことから上述の技術分野では種々提案されていて、試作品およびその他の物品に使用されている。
【０００３】
例えば特許文献１（特開平７−２７８７１６号公報）には、特定量のＭｇを含有するＡｌ−Ｍｇ合金にさらにＳｉ，Ｆｅの許容量を高目にし、鋳造に際しては鋳片厚さを薄くして溶湯の凝固速度を規定して金属間化合物のサイズを制限し、このようにすることによって、局部伸びに優れた成形加工用アルミニウム合金板が得られるとしている。
【０００４】
上述の技術分野では近年ますます焼付処理後の材料に高い強度が求められており、焼付処理前の強度が高く、しかも焼付処理を施しても強度低下の少ない、即ち焼付軟化率の低いＡｌ−Ｍｇ系合金が求められている。
【特許文献１】
特開平７−２７８７１６号公報（特許請求の範囲）
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、焼付処理前の強度が高く、しかも耐焼付軟化性の高いＡｌ−Ｍｇ系合金板を提供することである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、Ａｌ−Ｍｇ系合金板中のＦｅ固溶量を高くし、しかも再結晶粒サイズを微細なものとすれば、焼付処理前の強度が高く且つ耐焼付軟化性に優れることを見出して本発明を完成させた。
【０００７】
即ち本発明は、質量％で、Ｍｇ：２〜５％、Ｆｅ：０．０５を超え１．５％以下、Ｍｎ：０．０５〜１．５％および結晶粒微細化剤を含有し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなり、不可避的不純物のうちＳｉ：０．２０％未満とし、Ｆｅ＋Ｍｎ＞０．３％であり、Ｆｅの固溶量が５０ｐｐｍ　以上で、円相当径で１〜６μｍの金属間化合物が５０００個／ｍｍ２　以上存在し、しかも再結晶粒径の平均値が２０μｍ以下であることを特徴とする耐焼付軟化性に優れたアルミニウム合金板である。
【０００８】
このようにＦｅの固溶量を高くし、再結晶粒サイズを微細化することによって、強度高くかつ耐焼付軟化性に優れるアルミニウム合金板とすることができる。
【０００９】
本発明においては、上述の組成にさらにＣｕを、０．０５を超え０．５％まで含有させることができる。Ｃｕを含有させることによって、さらに強度と耐焼付軟化性が向上する。
【００１０】
【発明の実施の形態】
本発明のアルミニウム合金板の組成の限定理由を説明する。なお、各成分の含有量の単位は質量％である。
【００１１】
〔Ｍｇ：２〜５％〕
Ｍｇは、強度の向上と成形性付与のために添加するものであって、下限値２％未満では上記の効果が少ない。上限値５％を超えると応力腐食割れが生じ易い領域に入り、これを阻止するための特別の処理が必要になって好ましくない。Ｍｇ含有量は好ましくは４．５％以下である。
【００１２】
〔Ｆｅ：０．０５を超え１．５％以下、Ｍｎ：０．０５〜１．５％、
Ｆｅ＋Ｍｎ＞０．３％〕
Ｆｅは、Ｆｅの固溶量を増加して転位の回復を抑制し、耐焼付軟化性を付与するためのものである。さらにＦｅとＭｎを共存させることによって、多数の金属間化合物たとえば、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系等の晶出を促し、再結晶核の個数を増加させ、再結晶粒のサイズを微細にする。Ｆｅ含有量が０．０５％以下であっても、Ｍｎ含有量が０．０５％未満であっても、上記の効果が少なくなる。一方、Ｆｅ含有量およびＭｎ含有量のいずれか一方でも上限値１．５％を超えると、粗大晶出物が生成して成形性が劣り好ましくない。
【００１３】
本発明で規定するサイズおよび個数の金属間化合物を晶出させるためには、ＦｅとＭｎが共存する必要がある。この共存効果を得るにはＦｅおよびＭｎの合計含有量Ｆｅ＋Ｍｎを０．３％より大とする必要がある。Ｆｅ＋Ｍｎ合計含有量は、好ましくは０．３５％以上、より好ましくは０．４％以上である。また、Ｆｅ含有量およびＭｎ含有量の個々の上限値の限定理由で説明した観点から、２％＞Ｆｅ＋Ｍｎであることが好ましい。
【００１４】
〔Ｃｕ：０．０５を超え０．５％以下〕
Ｃｕは、さらに強度と耐焼付軟化性を向上させるために添加する。Ｃｕ含有量が０．０５％以下では上記の効果が少なく、また上限値０．５％を超えると耐食性が低下する。
【００１５】
〔結晶粒微細化剤〕
結晶粒微細化剤は、溶湯が凝固する際の急冷による鋳造割れの発生を防止するために添加する。結晶粒微細化剤としては、Ｚｒ，Ｔｉ，Ｂが代表的な元素である。Ｚｒ：０．００１〜０．２％、Ｔｉ：０．００１〜０．３％のいずれか一種を単独添加または二種を複合添加することができる。Ｂ：０．０００１〜０．１％を単独添加してもよいがＺｒまたはＴｉと複合添加してもよい。特にＴｉと複合添加すると効果が相乗する。結晶粒微細化剤の合計含有量は０．００１〜０．３％とすることが好ましい。
【００１６】
〔不可避的不純物〕
不可避的不純物は、アルミニウム地金、返材、溶製治具等から混入するものであって、Ｓｉ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｖが代表的な元素である。
【００１７】
特にＳｉは返材から多く混入するので配合には注意を要する。過剰に含有すると、Ｍｇ２　Ｓｉが晶出し、成形性が劣る。従って、含有量の上限を０．２％未満に抑制すべきである。好ましくは０．１５％未満である。
【００１８】
ＣｒはＡｌ−Ｍｇ系合金の応力腐食割防止に添加されるので、返材から混入し易いが、本発明においては０．３％未満であれば許容できる。
【００１９】
Ｎｉは０．２％未満、ＧａおよびＶは各々０．１％未満とすることが好ましい。
【００２０】
前記した以外の不可避的不純物は、特に成形性確保の観点から、合計含有量を０．３％未満に抑制すべきである。
【００２１】
〔Ｆｅの固溶量：５０ｐｐｍ　以上〕
Ｆｅの固溶量を多くするのは強度と耐焼付軟化性付与のためのものであって、Ｆｅの固溶量を増すことにより圧延加工において加工後の強度が向上し、焼付処理において転位の回復を抑制し、軟化の程度を少なくする。好ましいＦｅの固溶量は６０ｐｐｍ　以上、さらに好ましくは７０ｐｐｍ　以上である。
【００２２】
〔円相当径で１〜６μｍの金属間化合物が５０００個／ｍｍ２　以上〕
円相当径で１〜６μｍの金属間化合物は再結晶粒の核になり得るもので、再結晶粒の微細化に寄与する。１μｍ未満の金属間化合物は再結晶粒の核となり得ない。また、１〜６μｍの金属間化合物の個数が５０００個／ｍｍ２　未満では本発明による微細再結晶粒が得られない。好ましくは６０００個／ｍｍ２　以上である。
【００２３】
〔再結晶粒径の平均値が２０μｍ以下〕
最終焼鈍後の再結晶粒の微細化は、粗大結晶粒の集合体である板に対して板強度を向上させるためのものである。再結晶粒径の平均値が上限値を超えると、強度の向上が少なく好ましくない。好ましい再結晶粒径の平均値は１５μｍ以下、さらに好ましくは１０μｍ以下である。
【００２４】
つぎに、好ましい製造方法について説明する。ただし、この方法に限定する必要はない。
【００２５】
本発明のアルミニウム合金の溶製においては、溶湯組成を調整後に脱ガス、鎮静し、必要により組成の微調整を施し、結晶粒微細化剤を炉内または樋中で添加し、鋳造に供する。
【００２６】
鋳造方法は特に限定しない。ブックモールド、厚さの薄いＤＣ、双ロール、ベルトキャスター、３Ｃ、ブロックキャスター等いずれでもよい。
【００２７】
鋳造に際しての溶湯の冷却速度はスラブ厚さの１／４の位置で４０〜９０℃／ｓｅｃ　の範囲として微細な金属間化合物を多数形成させる。本発明の組成範囲内において溶湯の冷却速度が４０℃／ｓｅｃ　未満であると、化合物のサイズが大きくなり、円相当径で１〜６μｍの化合物密度が５０００個／ｍｍ２　未満となり、また９０℃／ｓｅｃ　を超えると、化合物のサイズが小さくなり、円相当径で１〜６μｍの化合物密度が５０００個／ｍｍ２　未満になる。金属間化合物の円相当径平均サイズは、２〜３μｍである。
【００２８】
得られたシートスラブは、所望により熱間圧延を施こし、冷間圧延して所望厚さの板とし、これを最終焼鈍して再結晶させる。この間冷間圧延の前、または途中で焼鈍してもよいが、最終焼鈍処理に供される圧延板の圧延率は８５％以上とする。最終焼鈍は連続焼鈍（ＣＡＬ）あるいはバッチ焼鈍によって行なう。連続焼鈍は、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、４００〜５２０℃の温度に１秒〜１０分間程度保持して再結晶させる。バッチ焼鈍は、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る。板の再結晶粒径の平均値は、前記金属間化合物のサイズおよび数ならびに最終焼鈍前の圧延率が相俟って２０μｍ以下になる。このような板は、そのままあるいは平坦度を得るために圧延率０．５〜５％程度のスキンパス、もしくはレベラーを通し、実用に供される。
【００２９】
【実施例】
〔実施例１〕
表１記載の組成の溶湯を脱ガス鎮静後、スラブ厚さを薄くしてＤＣ鋳造法で鋳造した。このシートスラブを面削後冷間圧延し、厚さ１ｍｍの板とした。次いでこの板を連続焼鈍（ＣＡＬ）した。焼鈍後の板の金属間化合物サイズ、個数、再結晶粒径平均値、Ｆｅの固溶量および０．２％耐力（ＹＳ）、抗張力（ＵＴＳ）、伸び（ＥＬ）を測定した。次に前記の焼鈍後の板に５％の引張の予歪を与え０．２％の耐力を測定した。次いで予歪を与えた板に１８０℃×３０ｍｉｎ　の焼付処理を想定した加熱処理を施し、冷却後０．２％の耐力を測定した。以上の工程ならびに測定結果を表２および表３にまとめて示す。
【００３０】
次に比較例として、前記溶湯をＤＣ鋳造法により冷却速度を変えて鋳造した。得られたスラブを圧延し、焼付処理を想定した加熱処理を施した。工程および測定結果を実施例と同様に表２および表３にまとめて示す。
【００３１】
【表１】
2004076155.tif 000002
【００３２】
【表２】
2004076155.tif 000003
【００３３】
【表３】
2004076155.tif 000004
【００３４】
表１〜３の結果から、本発明による試料番号１、２、３、４、５および６は、金属間化合物の密度が高いので再結晶粒径の平均値が小さく、０．２％耐力が高く、Ｆｅの固溶量が多いから焼付け軟化率の低いことが判る。一方比較例による試料番号７および８は、金属間化合物の密度が低いので再結晶粒径が大きく、０．２％耐力が低く、Ｆｅの固溶量が少ないから軟化率の大きいことが判る。比較例の試料番号９は、最終焼鈍前の冷間圧延率が低いため、再結晶粒径の平均値が大きく、０．２％耐力が低く、Ｆｅの固溶量が少ないため軟化率が大きい。
〔実施例２〕
表４記載の組成の溶湯を脱ガス鎮静後、双ベルト鋳造法を採用して溶湯の冷却速度７５℃／ｓｅｃ　で厚さ７ｍｍのスラブを鋳造した。このスラブを冷間圧延し、厚さ１ｍｍの板（圧延率８６％）とした。次いでこの板を連続焼鈍（ＣＡＬ）した。焼鈍後の板の金属間化合物サイズ、個数、再結晶粒径、Ｆｅの固溶量および０．２％耐力（ＹＳ）、抗張力（ＵＴＳ）、伸び（ＥＬ）を測定した。次に前記の焼鈍後の板に５％の引張の予歪を与え０．２％の耐力を測定した。次いで予歪を与えた板に１８０℃×３０ｍｉｎ　の焼付処理を想定した加熱処理を施し、冷却後０．２％の耐力を測定した。以上の工程ならびに測定結果を表５及び表６にまとめて示す。
次に比較例として、前記溶湯を冷却速度３０℃／ｓｅｃ　で厚さ３８ｍｍのスラブを鋳造した。さらに、双ロール法で（冷却速度３００℃／ｓｅｃ　）７ｍｍスラブも鋳造した。工程および測定結果を実施例と同様に示す。
【表４】
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【表５】
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【表６】
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表４〜６の結果から、本発明に係る試料番号１〜５のものは、金属間化合物の密度が高いので再結晶粒径が小さく、０．２％耐力が高く、Ｆｅの固溶量が多いから焼付け軟化率の低いことが判る。一方比較例に係る試料番号６のものは、金属間化合物の密度が低いので再結晶粒径が大きく、０．２％耐力が低く、Ｆｅの固溶量が少ないから軟化率の大きいことが判る。比較例の試料番号７のものは、金属間化合物の密度が低いので再結晶粒径が大きく、０．２％耐力が低いことが判る。比較例の試料番号８のものは、最終焼鈍前の冷間圧延率は８５％に満たしていないので、再結晶粒径が大きく、０．２％耐力が低く、Ｆｅの固溶量が少ないから軟化率が大きい。
【００３５】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明によるアルミニウム合金板は耐焼付軟化性に優れているので、成形後塗装等を施して後、塗料を焼付処理しても軟化の程度が低く、例えば自動車のボディーシート等の用途に幅広く使用できるので、工業的価値が極めて高い。