(57)【要約】  【課題】  延性に優れ良好な円錐台張出成形性を有するアルミニウム合金板を得る。  【解決手段】  Ｍｇ：２．２〜３．０％未満，Ｍｎ：０．２〜１．０％，Ｆｅ：０．０５〜０．２５％，Ｓｉ：０．０２〜０．２％を含有し、残部不可避的不純物を含むアルミニウム合金鋳塊を、均質化処理を行った後、最終パスの圧延率を３０〜６０％で圧延終了温度を３００〜３４０℃とする熱間圧延を行うことによって、板厚−圧延方向断面において板厚方向の結晶粒径が５０ミクロン以下，圧延方向の伸びを２０％以上とする。  【選択図】  無し【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｇ：２．２〜３．０％未満（ｍａｓｓ％、以下同じ），Ｍｎ：０．２〜１．０％，Ｆｅ：０．０５〜０．２５％，Ｓｉ：０．０２〜０．２％を含有し、残部不可避的不純物を含むアルミニウム合金鋳塊を、均質化処理を行った後、最終パスの圧延率を３０〜６０％で圧延終了温度を３００〜３４０℃とする熱間圧延を行うことによって、板厚−圧延方向断面において板厚方向の結晶粒径を５０ミクロン以下，圧延方向の伸びを２０％以上とすることを特徴とする円錐台張出成形用アルミニウム合金板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、例えばブレーキディスクハブ用などに用いられる延性に優れた円錐台張出成形用アルミニウム合金板の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
２輪車用ブレーキはブレーキパッドと摺動するディスク部にはスチールが、ディスクを支えるハブ部には軽量化のためアルミが多く使用されている。このディスクハブ材には強度・耐食性の点からＡｌ−Ｍｇ系合金が用いられており、さらなる高強度化のためにはＭｇ含有量の増加あるいは調質を加工材（Ｈ調質）とすることが挙げられるが、一般的にこれらは耐食性の低下や成形性が低下することが言われている。
【０００３】
特許文献1（特開２００１−２９４９６４号公報）ではさらに高強度化あるいはアルマイト後の色調を目的としてＭｎ，Ｚｒを含むＡｌ−Ｍｇ合金が提案されている。この方法ではＭｎ，Ｚｒによる再結晶抑制によりサブグレイン組織を維持し高強度化を計る方法や冷間圧延後に焼鈍を行いサブグレインを安定させる方法が提案されている。
【特許文献１】特開２００１−２９４９６４号公報
【０００４】
しかしながら内部を加工組織として高強度を計った場合、ディスクハブ材に深い絞り成形を行う際に材料の延性不足により割れが発生し問題となることがある。このため冷間加工後に完全焼鈍を行いＯ材調質で使用されることが多い。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明ではＡｌ−Ｍｇ系合金の添加元素量および圧延条件について検討し、延性に優れ良好な円錐台張出成形性を有するアルミニウム合金板の製造方法を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明は、請求項1記載の通り、Ｍｇ：２．２〜３．０％未満，Ｍｎ：０．２〜１．０％，Ｆｅ：０．０５〜０．２５％，Ｓｉ：０．０２〜０．２％を含有し、残部不可避的不純物を含むアルミニウム合金鋳塊を、均質化処理を行った後、最終パスの圧延率を３０〜６０％で圧延終了温度を３００〜３４０℃とする熱間圧延を行うことによって、板厚−圧延方向断面において板厚方向の結晶粒径を５０ミクロン以下，圧延方向の伸びを２０％以上とすることを特徴とする円錐台張出成形用アルミニウム合金板の製造方法である。
【発明の効果】
【０００７】
本発明によって得られるアルミニウム合金板は延性および円錐台張出成形性に優れており、ブレーキディスクハブ等の用途に好適に用いることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００８】
次に本発明の構成の限定理由を以下説明する。
【０００９】
まず、合金成分の限定理由を説明する。
【００１０】
ＭｇはＡｌ中に固溶し強度を向上させる働きがあり重要な元素である。Ｍｇ含有量が２．２％未満では強度向上効果が小さくブレーキディスク用ハブ材として十分な強度が得られない。また３．０％以上の場合、耐食性が低下し問題となる。従って、Ｍｇの添加量は２．２％以上３．０％未満とする。
【００１１】
ＭｎはＡｌ中に固溶すると同時にＡｌ−Ｍｎ系の微細な析出物を分散し、強度を向上させる働きと結晶粒を微細化する働きがある。その効果は０．２％未満では十分ではなく、１．０％を超えると飽和すると同時に粗大な金属間化合物を形成し、延性あるいは疲労特性を低下させる。従って、Ｍｎの添加量は０．２％以上１．０％以下とする。
【００１２】
ＦｅはＡｌに含まれる不純物の一つである。ただしＦｅ含有量が０．０５〜０．２５％ではＡｌ−Ｆｅ系化合物として分散し、結晶粒の微細化としての効果もある。ただし０．２５％を超えると粗大な金属間化合物を形成し、延性あるいは疲労特性を低下させる。従って、Ｆｅの添加量は０．０５％以上０．２５％以下とする。
【００１３】
ＳｉもＡｌ中に含まれる不純物の一つであり、０．２％を超えるとＭｇ２ＳｉやＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物により延性あるいは疲労特性を低下させる。従って、Ｓｉの含有量は０．２％以下とする。
【００１４】
その他不純物元素については特に規定するものではないが、通常工業的に用いられるＡｌ合金中にはＣｕ，Ｚｎ，Ｃｒ，Ｎｉなどが含まれるが０．２％以下の含有量であれば本発明の特性を損なわないかぎり含まれていても問題ない。またＴｉは通常結晶粒微細化のため０．１％以下程度添加される。
【００１５】
次に製造方法に関して述べる。
【００１６】
上記成分組成の合金を通常の半連続鋳造で鋳塊を製造し、必要に応じて面削し、均質化処理して熱間圧延する。
【００１７】
本発明合金においては熱間圧延時の温度条件は最も重要である。本発明合金は熱間圧延中あるいは熱間圧延終了後にコイル状に巻取られた状態で再結晶することが見出された。この温度を制御することで熱間圧延後の板材で歪みの少ない完全焼鈍材に近い特性が得ることができる。その熱間圧延終了温度は３００℃未満では内部まで均一に再結晶を完了させるのに温度が不十分で、内部特に板厚中央部に加工組織が残存した場合は延性あるいは成形性を低下させる。また再結晶率を１００％とするために熱間圧延終了温度は高い方が望ましいが３４０℃を超えると１００％の再結晶率は得られるものの結晶粒の成長が生じ、粗大化するため成形後に肌荒れと呼ばれる表面に凹凸が発生するため問題となる。また本発明の温度範囲であれば、従来熱間圧延後あるいは冷間圧延後に実施していた焼鈍工程が省略でき、エネルギー面や環境保護の点からも大きなメリットが得られる。
【００１８】
熱間圧延時の圧延率も同様に完全再結晶組織を得るために重要な因子である。特に熱間圧延最終パスは再結晶を起こすための歪み駆動力を与えるため非常に重要となる。この熱間圧延最終パスの圧延率が３０％未満では再結晶するための歪みが不十分となり、回復組織となるかあるいは歪み誘起粒界移動により結晶粒の粗大化を起こす恐れがある。また圧延率が６０％を超えると変形抵抗が大きくなり工業的に製造することが困難となる。変形抵抗の低減には材料温度の高温化が挙げられるが結果的に熱間圧延終了後の温度が高くなりすぎるため、結晶粒の粗大化を引き起こす恐れがある。
【００１９】
次に本発明方法によって得られる板材の特性の規定について述べる。
【００２０】
ブレーキディスクハブ材のような円錐台張出し成形を行う場合の成形時の割れを防止することが必要である。成形性の改善としては素材の延性が重要であり、圧延方向の伸びが２０％以上であれば成形時に割れが発生せず、良好な成形性が得られる。
【００２１】
結晶粒径は最終の板材での機械的特性を大きく決定するだけでなく、成形後の表面品質にも大きく影響する。本発明のように冷間圧延を行わず熱間圧延をもって最終板とする場合においては結晶粒径は等軸状ではなく圧延方向に伸長した形状となる。このため板厚−圧延方向断面の板厚方向で結晶粒径を規定する必要があり、その大きさが５０μｍを超えると成形後に肌荒れなどの表面不良を起こす。
【００２２】
なお本発明では熱間圧延により最終板を製造する方法であるが、フラット矯正のための矯正工程は組織的な変化を起こさないため必要に応じて実施しても問題ない。
【実施例】
【００２３】
表１に示す通り１４種類の組成について実験室的に厚さ８０ｍｍｘ幅２００ｍｍｘ長さ２００ｍｍの鋳塊を作製し、均質化処理を行った。続いてそれぞれの条件で厚さ５ｍｍまで実験圧延機にて熱間圧延を行った。なお熱間圧延最終パス圧延率６０％以上についても実験を行ったが、変形抵抗の増大により圧延不可能であった。
【００２４】
得られた板材から圧延方向にＪＩＳ５号引張り試験片を作製し延性（伸び）を測定した。また、成形性の評価は圧延方向と直角方向に短冊状試験片を切り出し板厚断面をミーリング加工により厚さ５ｍｍｘ幅３０ｍｍｘ長さ１５０ｍｍの試験片を作製した。この試験片を曲げ部が圧延方向と平行になるように先端Ｒを変えて１８０°曲げ試験を行い、２ｔ（Ｒ＝１０ｍｍ）曲げが可能かどうかで評価をおこなった。結晶粒径は板厚−圧延方向断面を研磨後ケラー氏液でエッチングし板厚方向の結晶粒径を切断法により求めた。
【００２５】
【表１】
2007077415.tif 000002
【００２６】
表２に評価結果を示す。
【００２７】
【表２】
2007077415.tif 000003
【００２８】
本発明例では圧延方向の伸びが２０％以上得られており、曲げ半径２ｔによる１８０°曲げでも割れは発生しなかった。さらに結晶粒径も５０μｍ以下で曲げ部の外観も良好であった。
【００２９】
これに対して比較例ではＩ，Ｋのように曲げ成形で割れは認められなかったものの、結晶粒径の粗大化により肌荒れと呼ばれる外観不良が発生した。またＪ，Ｌ，Ｍ，Ｎでは圧延終了温度が低いため伸びが低い値となっており、曲げ性が著しく劣る結果となっている。