(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｇ：２〜６重量％、Ｚｒ：０．１０〜０．３重量％含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金材を冷間圧延した後に焼鈍処理を施す工程において、最終焼鈍処理直前の冷間圧延率を６０％以上とし、該最終焼鈍処理において、該冷間圧延材を６０℃／時間以下の昇温速度で加熱して再結晶焼鈍させることを特徴とする深絞り加工性の優れたアルミニウム合金材の製造方法。
【請求項２】
さらに、Ｆｅ：０.５重量％以下，Ｃｕ：０.５重量％以下及びＺｎ：０.５重量％以下の一種又は二種以上を含有する請求項１に記載の深絞り加工性の優れたアルミニウム合金材の製造方法。
【請求項３】
さらに、Ｔｉ：０.１重量％以下及び／又はＢ：０.０５重量％以下を含有する請求項１又は２に記載の深絞り加工性の優れたアルミニウム合金材の製造方法。
【請求項４】
さらに、Ｂｅ：０.００５重量％以下を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の深絞り加工性の優れたアルミニウム合金材の製造方法。
【請求項５】
前記再結晶焼鈍温度が、３３０〜５５０℃であることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の深絞り加工性の優れたアルミニウム合金材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、自動車のボディシート、骨格材及びホイールや船舶、電気製品の外板等に適した、深絞り加工性に優れたＭｇを含むアルミニウム合金材の製造法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
アルミニウム合金材は鋼材と比べて軽量化が可能であり、しかもリサイクルし易いところから省エネルギー化や省資源化の要求に応えて、自動車のボディシート、骨格材、ホイールや船舶、電気製品の外板材などに鋼材に代わって使用され始めている。このような用途向けのアルミニウム合金として、従来より、Ｍｇを含有する強度及び成形性の良好なアルミニウム合金が提案されている。
【０００３】
しかしながら、これらＭｇを含む合金材は一般に鋼材に比較して深絞り加工性に劣るという問題があった。前記のような用途においては、例えば自動車部材のボディインナー材の成形加工に見るように、立体的な構造・形状とするため、張り出し加工のほか深絞り加工が多用されており、深絞り加工性の向上が求められている。深絞り加工性の指標として塑性ひずみ比ｒ値による平均ｒ値が広く用いられているが、従来のＭｇ含有アルミニウム合金材は鋼材と比べ、この平均ｒ値が低く、厳しい深絞り加工に対してはしばしば破断するケースがあり、高度の成形加工に耐えられなかった。このようなことから、これまでのアルミニウム合金材は、自動車部材などの成形材としての要求に十分応えることができず、平均ｒ値を向上し、深絞り加工性を改善することが望まれていた。
【０００４】
このような要求に応えるため、従来種々の提案がなされており、例えば、特開平４−３０１０５５号公報には、Ｍｇ：３．５〜６．５重量％のアルミニウム合金を圧延率５０％以上で冷間圧延し、２８０〜４４０℃の温度で０．５〜１２時間保持して中間焼鈍し、１０〜５０％の圧延率で冷間圧延し、最終熱処理を１００℃／分以上の昇温速度で４５０〜５６０℃に加熱し、その温度範囲で１０〜３００秒間保持して溶体化処理し、然る後１５０℃以下の温度まで１００℃／分以上の速度で冷却することによって伸びが２８％以上、平均ｒ値が０．７以上の深絞り加工性に優れた自動車部品用アルミニウム合金材を得る製造方法が開示されている。
【０００５】
また、特開平４−９４４５号公報には、Ｍｇ：４〜６重量％、Ｚｒ：０．０５〜０．２重量％のアルミニウム合金に均質化熱処理を施し、熱間圧延と冷間圧延を行った後、軟質化焼鈍を施し、次いで３０％以上の圧延率で冷間圧延を行った後、４５０〜５５０℃の温度で高温短時間の焼鈍を施し、その後８０〜１０００℃／分の平均冷却速度で１００℃以下の温度まで冷却することにより、２００〜５００オングストロームのＺｒ系金属間化合物が０．５〜２．０％の体積率で含まれることを特徴とする、伸びが高い自動車部品用アルミニウム合金材を得る製造方法が開示されている。しかしながら、これらに提案されるアルミニウム合金によっても、平均ｒ値はまだ低く、前記のような深絞り性の要求に十分応えることはできなかった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、平均ｒ値が高く、深絞り加工性に優れたアルミニウム合金材の製造方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明は、その目的を達成するため、Ｍｇ：２〜６重量％、Ｚｒ：０．１０〜０．３重量％含有し、さらに必要に応じてＦｅ：０.５重量％以下，Ｃｕ：０.５重量％以下，Ｚｎ：０.５重量％以下，Ｔｉ：０.１重量％以下，Ｂ：０.０５重量％以下及びＢｅ：０.００５重量％以下の内の一種又は二種以上を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金材を冷間圧延した後に焼鈍処理を施す工程において、最終焼鈍処理直前の冷間圧延率を６０％以上とし、該最終焼鈍処理において、該冷間圧延材を６０℃／時間以下の昇温速度で加熱して再結晶焼鈍させることにより、平均ｒ値の高い、深絞り加工性の向上したアルミニウム合金材を製造する。
また、前記再結晶焼鈍温度を、３３０〜５５０℃として、適切に再結晶焼鈍を進行せしめる。
【０００８】
【作用】
すなわち、本発明者らは、前記従来技術の欠点を解消するため種々検討した結果、Ｍｇを特定量含有するアルミニウム合金に特定量のＺｒを含有せしめて、アルミニウム合金材の圧延組織を再結晶させるに際して、該合金材を強度に冷間圧延して圧延集合組織とし、再結晶温度に至るまでの昇温速度を可及的低速として再結晶させると、平均ｒ値が高く、深絞り加工性の優れたアルミニウム合金材を得ることができることを見いだして、本発明を完成したものである。
【０００９】
ここにいうｒ値は、ランクフォードの塑性ひずみ比ｒ値であって、引張試験片の幅方向の真ひずみεW と厚さ方向の真ひずみεt との比、ｒ＝εW ／εt によって定義され、深絞り性との関係から成形性の評価において極めて重要な特性値とされているが、圧延材を対象とすることから、異方性が著しい。このため、圧延方向のｒ値をｒ0 、圧延方向と４５度及び直角方向のｒ値をそれぞれｒ45及びｒ90として、下記（１）式によりこれらを平均した平均ｒ値を求めて成形性を評価することが一般的であり、以下本発明においてもＪＩＳ５号引張試験片を用いて測定した平均ｒ値による。
平均ｒ値＝（ｒ0 ＋ｒ90＋２ｒ45）／４                （１）
このように平均ｒ値は、深絞り性を評価するパラメータで、平均ｒ値が高いほど材料の深絞り加工性が優れる。また、この値は材料の結晶方位と関係し、圧延集合組織を有するものは平均ｒ値が高くなる。従って、平均ｒ値を向上させるためには、圧延集合組織を強く発達させ、しかも再結晶焼鈍する時にその圧延集合組織をできるだけ残存させる必要がある。
【００１０】
本発明者らは、強化元素のＭｇと共にＺｒを加えたアルミニウム合金を、強度の圧延により圧延集合組織を強く発達させて後、再結晶温度以上で焼鈍する際に、再結晶温度に至る昇温速度を一定範囲内に小さくすると、圧延集合組織の方位が保持されて、高い平均ｒ値が得られることを突き止め、本発明を完成させたものである。これは、昇温速度を小さくして再結晶に至るまで時間をかけて緩やかに温度を上げることで、その間にＡｌ3 Ｚｒ金属間化合物の析出反応が、再結晶の進行に先行して進み、Ａｌ3 Ｚｒ金属間化合物が転位及びセルの境界へ析出するために、再結晶の方位がこれによって規制され、圧延集合組織の方位が保持されるものと理解される。
【００１１】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明のアルミニウム合金材の具体的な成分及び製造工程によって本発明を説明する。
本発明のアルミニウム合金の化学成分は、Ｍｇ：２〜６重量％、Ｚｒ：０．１０〜０．３重量％、残部Ａｌからなり、その他、Ｍｇ、Ｚｒ以外の合金元素は、必要に応じて添加することができる。すなわち、更に高強度を必要とする場合は、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｚｎの一種又は二種以上を各々最大０．５重量％程度添加する。鋳造する際の割れ防止のため、Ｔｉを０．１重量％以下とＢを０．０５重量％以下添加することができる。合金溶湯の溶製に当たっては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規格程度含有されていてもよい。また、本発明によるＭｇ：２〜６重量％を含有するアルミニウム合金溶湯を溶製するに当たってはＭｇの酸化防止のため０．００５重量％以下のＢｅを添加することが望ましい。
【００１２】
Ｍｇ及びＺｒの作用及び化学成分の限定理由は、次のとおりである。
Ｍｇは、アルミニウム合金に強度を付与する元素である。２重量％未満であると十分な強度が得られず、一方６重量％を超えると熱間加工時に加工割れが発生するなど熱間圧延が困難となり、また応力腐食割れに敏感になるため、Ｍｇ含有量は２〜６重量％の範囲とする。
【００１３】
Ｚｒは、アルミニウム合金材の最終焼鈍中に、Ａｌ3 Ｚｒとして微細な析出物を転位及びセル境界に析出し、転位及びセルの移動を妨げてその圧延方位を残存させ、平均ｒ値を高める効果がある。そのＺｒ量が０．１０未満であるとその効果が小さく、高い平均ｒ値が得られない。しかし、Ｚｒが０．３重量％を超えると、鋳造する時巨大な晶出物を生成し、その延性が劣化する。従って、Ｚｒの含有量は０．１０〜０．３０重量％に規制する必要がある。
【００１４】
次に、本発明のアルミニウム合金材を得る製造法について説明する。
上記組成のＡｌ−Ｍｇ合金材は、通常のＤＣ鋳造、或いはベルトキャスター法、双ロール法や３Ｃ法などの連続鋳造法で製造することができ、これらの鋳造方法について特に限定されるものではない。鋳造後、必要に応じてソーキングを施し、熱間圧延を行い、その後冷間圧延を行う。冷間圧延の途中で、必要に応じて１回又は２回以上の中間焼鈍を行ってもよいが、最終焼鈍直前の冷間圧延率が６０％以上とすることが必要である。
【００１５】
最終焼鈍直前の冷間加工率が６０％以上となると、圧延集合組織が強く発達し、次の再結晶焼鈍工程により、この圧延集合組織が残存して平均ｒ値が高くなる。しかし、冷間加工率が６０％未満では圧延集合組織の発達が不十分であるため再結晶焼鈍後の平均ｒ値が低く、十分な深絞り加工性が得られない。従って、最終焼鈍直前の冷間圧延率を６０％以上に規定する必要がある。
【００１６】
最終焼鈍は、再結晶温度以上の温度で行うが、好ましい温度範囲は、３３０〜５５０℃である。３３０℃未満では、再結晶が進行し難く、５５０℃を超えると、局部的に溶融が起こる虞れがあり、好ましくない。
最終焼鈍の昇温速度は６０℃／時間以下で、好ましくは２０〜６０℃／時間である。すなわち、６０℃／時間以下とすることで微細なＡｌ−Ｚｒ系金属間化合物（Ａｌ3 Ｚｒ）が転位及びセル境界に十分に析出し、再結晶温度において、圧延集合組織を残存させたまま再結晶させることができるため、平均ｒ値の高いアルミニウム合金材を得ることができる。
６０℃／時間を超える速度で昇温させると、Ａｌ3 Ｚｒが転位及びセル境界での析出が不十分なまま、再結晶が進行するため圧延集合組織を十分に残存させることができず、平均ｒ値が低くなる。しかし、昇温速度が２０℃／時間以下になると、生産効率が低下して工業的に不経済であるから、２０℃／時間以上とすることが好ましい。焼鈍後の冷却速度は特に限定する必要はない。最終焼鈍後、必要に応じて焼入れ歪みを解消するために矯正加工を施し、更に安定化処理を行う。
以上の工程により得られたアルミニウム合金板の平均ｒ値は０．９以上となり、優れた深絞り加工性が得られる。
【００１７】
実施例
本発明及び比較例のアルミニウム合金の化学成分を表１に示す。合金番号１〜５は、本発明の範囲にあるが、合金番号６の組成は、Ｚｒを含有せず、本発明の範囲外である。
【００１８】
0003876458.tif 000002
本発明例及び比較例のアルミニウム合金材の製造条件を表２に示す。
【００１９】
0003876458.tif 000003
【００２０】
本発明例は、アルミニウム合金溶湯を半連続鋳造（ＤＣ）で厚さ５００ｍｍの鋳塊を得て後、７ｍｍの面削を施し、５００℃で４時間保持してソーキングし、３００〜５００℃で熱間圧延後、所定の圧延率で冷間圧延し最終焼鈍したもの（製造番号：I 、II、III 、IV、  V ）、及び連続鋳造（ＣＣ）後そのまま熱間圧延及び所定の圧延率で冷間圧延し、最終焼鈍したもの（製造番号：VI）であり、最終焼鈍は、４８℃／時間と５８℃／時間（製造番号：III ）の昇温速度で４８０℃に加熱し、１時間保持後水冷した。
【００２１】
比較例として、Ｚｒを含有しないもの（製造番号：VII ）、最終焼鈍時の冷延率が６０％未満のもの（製造番号：VIII）及び最終焼鈍の昇温速度が速いもの（製造番号：IX、 X  ）がある。これらにおいて、鋳造法、面削及びソーキングの条件は本発明例と同じである。
【００２２】
このようにして製造したアルミニウム合金材の機械的性質、平均ｒ値を表３に示す。
表３において、本発明の化学成分、Ｚｒ含有量、冷間圧延率及び最終熱処理の昇温速度及び温度の要件を満たす試験符号Ａ〜Ｆの例は、いずれも平均ｒ値が０．９以上を示すことが判る。これに対して、比較例のこれらの要件のいずれかを外れるもの、すなわち、Ｚｒを含まないもの（試験符号：Ｇ、合金番号：６）、最終焼鈍時の冷延率が２３％であって６０％未満のもの（試験符号：Ｈ、製造番号：VIII）、最終焼鈍時の昇温速度が１００℃／時間（試験符号：Ｉ、製造番号： IX ）及び昇温速度１０6 ℃／時間（試験符号：Ｊ、製造番号： X  ）のものは、平均ｒ値が低く、本発明の目的とする深絞り加工性が得られないことが判る。
【００２３】
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【００２４】
【発明の効果】
以上に説明したように、本発明によれば、平均ｒ値が０．９以上で、深絞り加工性の優れたアルミニウム合金材を製造することができる。従って、自動車のボディシート、骨格部材及びホイールや船舶その他電気機器の外板に至る広い用途の構造材に適したアルミニウム合金圧延材を製造することができる。