(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｎ１．０〜２．６％（重量％で、以下一部例外を除き同じ）を含み、残部Ａｌおよび不可避的不純物よりなり、不純物としてのＦｅを０．５％未満、Ｓｉを０．４％未満に規制したＡｌ−Ｍｎ系合金を、鋳造後のＭｎ固溶量がＭｎ添加量の６０％（これだけ例外、重量％ではない）を越えるように制御して鋳造し、ついでＭｎ固溶量が０．４％未満となり、かつ組織中の円相当径６μｍを越える大きさの金属間化合物が１個／１ｍｍ２未満となるよう制御して均質化析出処理を施した後、圧下率８８〜９９．８％の冷間圧延を施し、ついで昇温速度５℃／秒以上で３００〜４００℃まで加熱して０〜１８０秒保持し冷却速度１０℃／秒以上で冷却する再結晶焼鈍を施すことを特徴とする、平均結晶粒径７μｍ以下の微細な再結晶粒組織を有するＡｌ−Ｍｎ系合金圧延材の製造方法。
【請求項２】
Ｍｎ１．０〜２．６％およびＣｕ０．０５〜０．２％を含み、残部Ａｌおよび不可避的不純物よりなり、不純物としてのＦｅを０．５％未満、Ｓｉを０．４％未満に規制したＡｌ−Ｍｎ系合金を、鋳造後のＭｎ固溶量がＭｎ添加量の６０％を越えるように制御して鋳造し、ついでＭｎ固溶量が０．４％未満となり、かつ組織中の円相当径６μｍを越える大きさの金属間化合物が１個／１ｍｍ２未満となるよう制御して均質化析出処理を施した後、圧下率８８〜９９．８％の冷間圧延を施し、ついで昇温速度５℃／秒以上で３００〜４００℃まで加熱して０〜１８０秒保持し冷却速度１０℃／秒以上で冷却する再結晶焼鈍を施すことを特徴とする、平均結晶粒径７μｍ以下の微細な再結晶粒組織を有するＡｌ−Ｍｎ系合金圧延材の製造方法。
【請求項３】
凝固時冷却速度100 〜800 ℃／秒で板状に連続的に鋳造し、520 〜610 ℃にて２〜15時間保持する条件で均質化析出処理を施すことを特徴とする請求項１または２に記載の微細な再結晶粒組織を有するAl−Mn系合金圧延材の製造方法
【請求項４】
冷間圧延時に材料を冷却し、−196 〜−20℃で圧延加工を施すことを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の微細な再結晶粒組織を有するAl−Mn系合金圧延材の製造方法
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は微細な再結晶粒組織を有するAl−Mn系合金圧延材の製造方法に関するものであり、該圧延材は成形素材として強度と延性のバランスに優れ、曲げ変形の加わる部位での肌荒れが起きにくいため、電子機器用ケース素材や電子部品用放熱器素材等として有用なものである。
【０００２】
【従来の技術】
一般的に、Al−Mn系合金は、成形性、溶接性、耐食性に優れるため、広く用いられている。この中で、3003合金に代表されるMgを添加しないタイプのAl−Mn系合金は、Mg添加合金に比し、強度の点では不利となるが、成形性や溶接性において有利である。例えば、電子機器および部品のケースの素材としてAl−Mn系合金が使用されている場合がある。また、半導体等電子部品の放熱対策として、曲げ成形などによりフィン形状を構成する放熱器の一部でも素材として3003合金等のAl−Mn系合金が用いられる。
【０００３】
これらの素材の成形時に起る問題として、成形品コーナー部や曲げ部での肌荒れが挙げられる。この肌荒れは、粗大な結晶粒組織に起因するものであり、この改善のために微細な再結晶粒組織を持つAl−Mn系合金板が求められている。同時に、これらの用途に対してAl−Mn系合金が強度と延性のバランスに優れることが要求されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、成形品コーナー部や曲げ部での肌荒れを防止すると同時に、強度と延性のバランスに優れた微細な再結晶粒組織を有するAl−Mn系合金板を安定的に製造することを課題とする。
【０００５】
【課題を解決する手段】
本発明では、合金組成を限定し、Al−Mn固溶量および晶出物サイズの制御を含む製造プロセスおよび条件を採用することにより、微細な再結晶粒組織を実現することを可能としたものである。
【０００６】
すなわち、請求項１の発明は、Ｍｎ１．０〜２．６％を含み、残部Ａｌおよび不可避的不純物よりなり、不純物としてのＦｅを０．５％未満、Ｓｉを０．４％未満に規制したＡｌ−Ｍｎ系合金を、鋳造後のＭｎ固溶量がＭｎ添加量の６０％を越えるように制御して鋳造し、ついでＭｎ固溶量が０．４％未満となり、かつ組織中の円相当径６μｍを越える大きさの金属間化合物が１個／１ｍｍ２未満となるよう制御して均質化析出処理を施した後、圧下率８８〜９９．８％の冷間圧延を施し、ついで昇温速度５℃／秒以上で３００〜４００℃まで加熱して０〜１８０秒保持し冷却速度１０℃／秒以上で冷却する再結晶焼鈍を施すことを特徴とする、平均結晶粒径７μｍ以下の微細な再結晶粒組織を有するＡｌ−Ｍｎ系合金圧延材の製造方法の発明であり、請求項２の発明は、請求項１において、Ａｌ−Ｍｎ系合金がさらにＣｕ０．０５〜０．２％を含むことを特徴とする発明である。
【０００７】
また請求項３の発明は、請求項１〜２に於いて、凝固時冷却速度100 〜800 ℃／秒で板状に連続的に鋳造し、520 〜610 ℃にて２〜15時間保持する条件で均質化析出処理を施すことを特徴とする発明であり、請求項４の発明は、請求項１〜３に於いて、冷間圧延時に材料を冷却し、−196 〜−20℃で圧延加工を施すことを特徴とする発明である。
【０００８】
【発明の実施の形態】
まず、本発明の合金組成は、Mn1.0 〜2.6 ％を含み、あるいはさらにCu0.05〜0.2 ％を含むものであり、不純物元素であるFeおよびSiはそれぞれ0.5 ％未満および0.4 ％未満に限定される。本発明における合金成分の意義および限定理由について説明すると、Mnは、Al−Mn系合金組織中の主な金属間化合物分散粒子Al6 Mnを構成する添加元素で、この金属間化合物分散粒子の分布および固溶Mn量を制御することにより、微細な再結晶粒組織を得るための重要な元素である。Mnが1.0 ％未満であると、強度が減じることと焼鈍時に再結晶粒径の粗大化が生じやすくなるため不適切であり、2.6 ％を超えると圧延前の鋳造時に粗大な晶出物を生じるため不適切である。
【０００９】
Cuは、強度向上に寄与する添加元素であり、0.05〜0.2 ％を添加することができる。0.05％未満であると強度向上の効果がなく、0.2 ％を越えて添加すると粗大な晶出物が生じやすくなるため不適切である。
【００１０】
FeおよびSiはアルミニウム合金にとって不可避的な不純物元素であるが、各々0.5 ％未満および0.4 ％未満に限定する。この範囲より高い含有量では、鋳造時に粗大な晶出物を生じることと、Mnを含む金属間化合物粒子の粗大化を促進するため不適切である。なお、Fe、Ｓi とも0.05％未満に低減することは差支えないが、特段の性質向上効果があるわけではなく、高純度の地金を要するためコストが上昇するので望ましくない。このほか、アルミニウム合金の鋳造の際に一般的に添加されるAl−Ti系あるいはAl−Ti−B 系の微細化剤に起因するTi、B を各々0.1 ％以下、0.03％以下の範囲で含んでもよい。
【００１１】
圧延用素材の鋳造は、Mn固溶量がMn添加量の60％を越えるように制御して行うことが必要であり、この後、均質化析出処理した段階でMn固溶量が0.4 ％未満となるよう調整する。また、均質化析出処理後の材料組織中で円相当径6 μm を越える金属間化合物が1 個／1mm 2 未満である必要がある。鋳造後の状態で組織中で円相当径6 μm を越える金属間化合物が有ると均質化析出処理しても残ってしまうので、請求項では規定しないが鋳造後の状態でも組織中で円相当径6 μm を越える金属間化合物が1 個／1mm 2 未満である必要がある。
【００１２】
鋳造後のMn固溶量をMn添加量の60％を越える量とし、その後の均質化析出処理時に0.4 ％未満となるよう調整することにより、1 μm 以下のAl6 Mn析出粒子が数多く微細均一に分散されることになり、圧延後の再結晶焼鈍時の結晶粒粗大化を抑制することが可能となる。鋳造後のMn固溶量がMn添加量の60％以下であると、粗大な金属間化合物（晶出物）を生じていることになり、また均質化析出処理時に形成される析出物が少なくなるため不適当である。
【００１３】
また、均質化析出処理加熱後のMn固溶量が0.4 ％以上であると、最終の再結晶焼鈍時に再結晶が過度に遅滞して、結果的に均一微細な再結晶組織が得られないため不適当である。
なお、Mnの固溶量は、概略を図１に示すフェノール抽出法により求めることとする。
【００１４】
また、均質化析出処理後の状態で円相当径6 μm 以上の金属間化合物（晶出物）が1 個／1mm 2 以上存在すると、圧延加工後の焼鈍時にこの周囲で優先的に新たな再結晶粒が生じ、結果的に部分的に粗大な結晶粒組織となるので適当でない。ここで、組織中で円相当径6 μm 以上の金属間化合物の個数は、光学顕微鏡と画像解析装置を組合わせた観察装置により容易に捉えることができ、具体的には5mm 2 以上の観察面積で測定する。なお、「円相当径」とは、形状を同じ面積の円に換算した場合の直径である。なお、均質化鋳造後組織中で円相当径0.5 μm 以上の晶出物の総個数に対して、円相当径2 μm 以下の晶出物粒子の個数が90％を超えることがより望ましい。
【００１５】
具体的な鋳造および均質化析出処理の条件として、凝固時冷却速度100 〜800 ℃／秒で板状に連続的に鋳造し、520 〜610 ℃にて２〜15時間保持する条件で均質化析出処理を施すことが挙げられる。鋳造時の冷却速度が100 ℃／秒未満では粗大な晶出物が形成され規定のMn固溶量とならないため不適当であり、800 ℃／秒以上では実質的に鋳造が困難である。なお、鋳造方法としては、双ロール式連鋳やブロックキャスターが適当である。
【００１６】
均質化析出処理の温度は520 ℃より低い温度だとMnの析出が不十分であり、610 ℃を越えると、金属間化合物粒子の粗大化が起るため不適当である。均質化析出処理の処理時間が２時間未満だと、十分に析出が進まず、また材料中の組織状態が十分に均一にならず、15時間以上であると金属間化合物粒子の粗大化が起る場合があり、また製造効率も劣る。
【００１７】
均質化析出処理後、圧下率88〜99.8％の冷間圧延を加える。88％より低い圧下率であると、加工歪の蓄積が不十分であるため再結晶核発生が均一に起らず、再結晶組織が微細とならない。99.8％を越える圧下率では圧延が困難となり健全な圧延板が得られない。再結晶粒微細化のためには圧下率95％以上がより好ましい。
【００１８】
冷間圧延は、通常の室温で行っても差支えないが、材料を冷却し、−196 〜−20℃で圧延加工を施すことが、より望ましい。これは加工発熱による材温上昇を抑えて回復を抑制することにより、加工歪の蓄積を可能とすることで、再結晶核粒の微細化が可能となるからである。そのための具体的な方法は、圧延素材を液体窒素で冷却することなどで達成できる。−196 ℃が液体窒素温度で、この方法で到達できる下限温度である。圧延出側で測定した材料温度が−20℃以上になると、加工歪を蓄積する効果が不十分となる。
【００１９】
冷間圧延後に、昇温速度5 ℃／秒以上で300 〜400 ℃まで加熱して0 〜180 秒保持し冷却速度10℃／秒以上で冷却する再結晶焼鈍を行う。ここでは、圧延で導入された加工歪を利用して再結晶を速やかに起すことが必要であり、昇温速度が5 ℃秒未満であると回復により再結晶粒微細化の効果が損われる。焼鈍温度300 ℃未満では再結晶が十分に起らず、400 ℃を越えると再結晶粒の粗大化が起る。再結晶焼鈍の保持時間０秒とは所定温度到達後保持を行わないで直ちに冷却することを示す。焼鈍保持時間が180 秒を越えると再結晶粒の粗大化が始まるため不適当である。また、冷却速度が10℃／秒より低いと、冷却中に再結晶粒粗大化が起こるため不適当である。この焼鈍処理は小規模にはソルトバスを用いて行うことができ、大規模な生産においては連続焼鈍ライン（CAL ）を用いて行うことができる。なお、最終板の平均結晶粒径の測定は、圧延方向断面の光学顕微鏡観察あるいはSEM 観察により、圧延方向と板厚方向の平均結晶粒径をそれぞれ切断法で測定し、両者を平均して求める。
【００２０】
【実施例１】
以下に実施例にもとづき本発明を更に詳細に説明する。
まず、表１に示す合金組成と鋳造方法で圧延用の素材（鋳片と呼ぶ）の鋳造を行った。発明例の鋳造方法として双ロール式連鋳装置を用い、8mm 厚の板状鋳片を得た。この鋳造での凝固時冷却速度は、300 ℃／秒である。比較法としては、生産規模のDC鋳造装置で凝固時冷却速度約10℃／秒で作製した鋳塊から8mm 厚の試料を切り出したものを鋳片として用いた。Mn固溶量、鋳造後の（Mn固溶量／Mn添加量）の比率、6 μm 以上の粒子数を表２に示す。なお、表１〜２において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
【００２１】
【表１】
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鋳造方法欄のCCは双ロール式連続鋳造装置、DCは半連続式連続鋳造装置
【００２２】
これらの板状鋳片について、表３、表４に示す条件で、均質化析出処理、冷間圧延、最終焼鈍を施し、各段階での金属組織、最終板の機械的特性を測定した。結果を表５、表６に示す。
【００２３】
【表２】
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【００２４】
【表３】
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【００２５】
【表４】
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【００２６】
【表５】
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【００２７】
【表６】
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【００２８】
表６に示すように、最終焼鈍に昇温速度と冷却速度が遅く保持時間の長いバッチ焼鈍法を採用した比較例13、14は、伸びは高いが、強度が低く、粗大な結晶粒しか得られない。最終焼鈍の到達温度が470 ℃と高い比較例12も、伸びは高いが、強度が低く、結晶粒も大きい。最終焼鈍の到達温度が270 ℃と低い比較例11は、強度は極端に高いが、伸びが極端に低く、再結晶が起こっていない。冷間圧延の圧下率が75％と低い比較例10は、強度がやや低く、結晶粒も大きい。
均質化析出処理温度が620 ℃と高く、保持時間も20時間と長い比較例９は、均質化析出処理後の円相当径６μm 以上の金属間化合物粒子の個数が３個有り、最終板の結晶粒が大きい。
【００２９】
均質化析出処理温度が440 ℃と低く、保持時間も１時間と短い比較例８は、均質化析出処理後のMn固溶量が0.65％と高く、最終板の強度は極端に高いが、伸びが極端に低く、部分再結晶しかしていない。均質化析出処理を施さない比較例７は、均質化析出処理後のMn固溶量が1.08％と高く、最終板の強度は極端に高いが、伸びが極端に低く、再結晶していない。
【００３０】
Mnが３％と高い鋳片記号I を用いた比較例６は、鋳造後のMn固溶量がMn添加量に占める比率が低く、円相当径６μm 以上の金属間化合物粒子の個数も多い。均質化析出処理後の円相当径６μm 以上の金属間化合物粒子の個数も多いままで、最終板の強度は高いが、伸びは低く、結晶粒も大きい。CuとFe,Si が高い鋳片記号H を用いた比較例５は、均質化析出処理後の円相当径６μm 以上の金属間化合物粒子の個数が多く（鋳造後の段階ですでに多かった）、強度は高いが、伸びが低く、結晶粒も大きい。
【００３１】
Mnが0.6 ％と低い鋳片記号G を用いた比較例４は、最終板の伸びは良好だが、強度が低く、結晶粒も大きい。合金組成は本発明の範囲内だが鋳造の凝固時冷却速度が遅いため、鋳造後のMn固溶量がMn添加量に占める比率が低く、円相当径６μm 以上の金属間化合物粒子の個数も多い鋳片記号D,E,F を用いた、比較例１〜３は、均質化析出処理後の円相当径６μｍ以上の金属間化合物粒子の個数が多く、強度は高いが、伸びが低く、結晶粒も大きい。
【００３２】
一方、すべての条件が、本発明範囲内の発明例１〜９では、表５にみられるように、最終板で、4.4 〜6.7 μm の微細な平均結晶粒径が得られ、引張り強さ133 〜162N／mm2 、耐力81〜119N／mm2 、伸び25〜28％と強度と延性のバランスに優れている。冷間圧延の圧下率が高い発明例５では特に微細な平均結晶粒径が得られている。また他の条件は同じで低温冷延を行った発明例７、９は、通常冷延を行った発明例６、８と比べて強度が高く、微細な平均結晶粒径が得られている。
【００３３】
【発明の効果】
上記の結果よりわかるように、本発明の製造方法を用いることにより、強度と延性のバランスに優れた、平均結晶粒径7 μm 以下の微細な結晶粒の材料が得られる。その結果、成形品コーナー部や曲げ部での肌荒れが回避され電子機器および部品のケースや電子部品の放熱器等の成形して用いる用途に最適なAl−Mn系合金が得られる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  Mnの固溶量を求めるためフェノール抽出法を示す図である。
【図１】
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