(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
必須元素としてＭｇ２．０ｗｔ％を超え７．０ｗｔ％未満、Ｆｅ０．１ｗｔ％を超え２．０ｗｔ％未満、Ｍｎ０．０５ｗｔ％を超え１．０ｗｔ％未満を含有し、Ｃｒ０．０５ｗｔ％を超え０．５ｗｔ％未満、Ｚｒ０．０５ｗｔ％を超え０．２ｗｔ％未満のうち1種または２種を含み、残部Ａｌと不可避的不純物からなり、最終の再結晶粒度が５μｍ以下で、かつ加工硬化指数（ｎ値）が０．２５以上であることを特徴とする強度と成形性に優れたアルミニウム基合金板材。
【請求項２】
必須元素としてＭｇ２．０ｗｔ％を超え７．０ｗｔ％未満、Ｆｅ０．１ｗｔ％を超え２．０ｗｔ％未満、Ｍｎ０．０５ｗｔ％を超え１．０ｗｔ％未満を含有し、Ｃｒ０．０５ｗｔ％を超え０．５ｗｔ％未満、Ｚｒ０．０５ｗｔ％を超え０．２ｗｔ％未満のうち1種または２種を含み、残部Ａｌと不可避的不純物からなるアルミニウム基合金鋳塊に対して均質化処理、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍を施す製造工程において、Ｆｅ添加量をＦ（ｗｔ％）、熱間圧延終了温度をＴ（℃）、熱間圧延終了板厚をｔ１（ｍｍ）、冷間圧延終了板厚をｔ２（ｍｍ）とした時、条件式
ｔ２＜３００×ｔ１／{Ｔ×（１６−２×Ｆ２）}
を満足する冷間圧延をおこない、その後２０℃／ｈ以上の昇温速度で２５０℃〜３５０℃の温度範囲まで加熱し、その温度範囲で１０秒〜３時間保持する焼鈍をおこなうことを特徴とする強度と成形性に優れたアルミニウム基合金板材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は自動車部品、電気製品部品等に使用される成形加工用アルミニウム板材に関し、特に強度と成形性に優れたアルミニウム基合金板材とその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
ー般に自動車部品、電気製品部品等のうち、複雑な形状のものには延性の優れた３００３合金（Al-0.15wt%Cu-1.1wt%Mn ）、５０５２合金（Al-2.6wt%Mg-0.21wt%Cr ）、５１８２合金（Al-4.5wt%Mg-0.35wt%Mn ）等の軟質材（Ｏ材）が使用される場合が多いが、形状が単純で、強度が必要とされるものに対しては、同じく５０５２合金、５１８２合金等の半硬質あるいは、硬質材（H14 〜18、H34 〜38）が使用されている。また形状が複雑でかつ強度が必要な製品に対しては上記の軟質材の板厚を増大させて対応している。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかし近年は、自動車部品や電気製品部品の小型・軽量化が望まれており、材料の薄肉化が必要となってきた。それに伴い材料の強度と成形性の両立が重要な課題となってきたが、前述のように強度増大を目的に硬質材を使用すると延性が低く、高い成形性は望めなかった。本発明はこの課題を解決するために強度と成形性を両立させたアルミニウム基合金板材を提供するものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明は上記課題を解決するため種々検討した結果得られたもので、本発明のうち第１の発明のアルミニウム基合金板材は、必須元素としてＭｇ２．０ｗｔ％を超え７．０ｗｔ％未満、Ｆｅ０．１ｗｔ％を超え２．０ｗｔ％未満、Ｍｎ０．０５ｗｔ％を超え１．０ｗｔ％未満を含有し、Ｃｒ０．０５ｗｔ％を超え０．５ｗｔ％未満、Ｚｒ０．０５ｗｔ％を超え０．２ｗｔ％未満のうち1種または２種を含み、残部Ａｌと不可避的不純物からなり、最終の再結晶粒度が５μｍ以下で、かつ加工硬化指数（ｎ値）が０．２５以上であることを特徴とするものである。
【０００５】
また、本発明のうち第２の発明のアルミニウム基合金板材の製造方法は、必須元素としてＭｇ２．０ｗｔ％を超え７．０ｗｔ％未満、Ｆｅ０．１ｗｔ％を超え２．０ｗｔ％未満、Ｍｎ０．０５ｗｔ％を超え１．０ｗｔ％未満を含有し、Ｃｒ０．０５ｗｔ％を超え０．５ｗｔ％未満、Ｚｒ０．０５ｗｔ％を超え０．２ｗｔ％未満のうち1種または２種を含み、残部Ａｌと不可避的不純物からなるアルミニウム基合金鋳塊に対して均質化処理、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍を施す製造工程において、Ｆｅ添加量をＦ（ｗｔ％）、熱間圧延終了温度をＴ（℃）、熱間圧延終了板厚をｔ１（ｍｍ）、冷間圧延終了板厚をｔ２（ｍｍ）とした時、条件式
ｔ２＜３００×ｔ１／{Ｔ×（１６−２×Ｆ２）}
を満足する冷間圧延をおこない、その後２０℃／ｈ以上の昇温速度で２５０℃〜３５０℃の温度範囲まで加熱し、その温度範囲で１０秒〜３時間保持する焼鈍をおこなうことを特徴とするものである。
【０００６】
上記本発明において組成・再結晶粒度、加工硬化指数を規定した理由を以下に示す。
【０００７】
Ｍｇは固溶硬化によって強度を増大させるとともに、冷間圧延時の回復を抑制し、最終の再結晶粒度を微細にするために欠かせない元素である。その添加量が２．０wt％未満では固溶硬化が充分でなく、さらに冷延時の回復抑制効果が不足し、再結晶粒度の微細化が困難であるため、最終製品の強度が不足してしまう。一方添加量が７．０wt％を超える場合は鋳造、熱間圧延が困難となり、冷間圧延でのエッジクラックも増大するため、工業的な製造に適さない。
したがってＭｇの添加量を２．０wt％を超え７．０wt％未満と規定する。
【０００８】
Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒはいずれも再結晶粒微細化に有効な元素であり、１種または２種以上を選択的に添加する。
【０００９】
このうちＦｅは比較的粗大な晶出物を形成し、焼純時に再結晶の核サイトとして働くため、再結晶粒の微細化に効果があるが、その添加量が０．１wt％以下の場合は充分な再結晶微細化効果が得られず、２．０wt％以上になると破断の起点となるため成形性は逆に低下する。
したがってFeの添加量は０．１wt％を超え、２．０wt％未満と規定する。
【００１０】
Ｍｎは、微細なＡｌ−Ｍｎ系析出物を形成することにより、焼鈍時の再結晶粒の成長を抑制する効果があり、結果的には再結晶粒微細化に寄与するが、その添加量が０．０５ｗｔ％以下の場合は充分な再結晶粒成長抑制効果が得られず、１．０ｗｔ％以上となると析出物自体の影響のため成形性が低下してしまう。
したがってＭｎの添加量は０．０５ｗｔ％を超え、１．０ｗｔ％未満と規定する。
【００１１】
Ｃｒは微細なＡｌ−Ｃｒ系析出物を形成することにより、焼鈍特の再結晶粒の成長を抑制する効果があり、結果的に再結晶粒微細化に寄与するが、その添加量が０．０５wt％以下の場合は充分な再結晶粒成長抑制効果が得られず、０．５wt％以上添加してもその効果が飽和するだけでなく、析出物自体によって成形性が低下してしまう。
したがってＣｒの添加量は０．０５wt％を超え、０．５wt％未満と規定する。
【００１２】
Ｚｒは微細なＡｌ−Ｚｒ系析出物を形成することにより、焼鈍時の再結晶粒の成長を抑制する効果があり、結果的に再結晶粒微細化に寄与するが、その添加量が０．０５wt％以下の場合は充分な再結晶粒成長抑制効果が得られず、０．２wt％以上添加すると鋳造時に粗大な晶出物を形成し、成形性を低下させてしまう。したがってＺｒの添加量は０．０５wt％を超え、０．２wt％未満と規定する。
【００１３】
また最終の結晶粒度を微細化すると強度が増大することが知られているが、再結晶粒微細化による強度増大は、調質（加工硬化）による強度増大と異なり、延性の低下を抑制できることが、本発明で確認できた。そこで、種々の検討を行った結果、従来のＡｌ−Ｍｇ系合金の通常の再結晶粒度である２０〜５０μｍ程度から５μｍ以下に微細化することにより、従来得られなかった強度と延性の両立が可能であることを見出した。さらにこの再結晶粒微細化において、高度な剪断ひずみ付加加工によって微細粒が得られる例が報告されているが、Ｏ材調質に匹敵する延性は得られていない。これは転位密度が大きく、加工硬化性が小さいことに起因すると考えられる。したがって、本発明の目的である強度と成形性を両立させるためには微細な再結晶粒度と高い加工硬化性の両立が必須であるといえる。
【００１４】
この加工硬化性の指標として加工硬化指数（ｎ値）が使用されているが、本発明では０．２５以上のｎ値（５、１０％の２点から計算）があれば、良好な成形性が確保される事を見出した。以上のことにより最終の再結晶粒度は５μｍ以下で、かつｎ値は０．２５以上と規定した。これは後述する製法による不連続再結晶プロセスによって得られる。
【００１５】
次に本発明の製造方法について説明する。
本発明では前述の組成を有するアルミニウム基合金に鋳造、均質化処理、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍を施すが、以下に各工程について説明する。
【００１６】
鋳造は一般的なＤＣ鋳造をおこなうが、双ロールキャスター等の連続鋳造圧延機を使用してもかまわない。その際はＦｅ系晶出物がより微細に分散されるため、通常のＤＣ鋳造法よりもより微細粒が得られやすい。
【００１７】
均質化処理はＭｇの偏析緩和に加えてＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒの微細析出を促進させる効果がある。条件的には４５０℃〜５５０℃の範囲で１〜２４ｈ実施することが望ましい。
【００１８】
熱間圧延は常法で実施すれば良いが、終了温度と板厚は最終の板厚までの冷間圧延時の加工度に影響を与える。即ち、同ーの最終板厚の場合熱間圧延終了板厚が厚いほど加工度が高く、また温度が低いほど熱間圧延時に導入されたひずみ（転位密度）が大きいため、実質的な加工度は高くなる。最終板での微細な再結晶を得るためには、高い転位密度による高密度の再結晶核発生が必要なため、熱間圧延終了板厚は大きく、温度は低い方が望ましい。また、再結晶核発生密度を増大させるには前記のようにＦｅ系晶出物密度の増大も有効である。
【００１９】
これらの関係について鋭意検討をおこない、ある一定の条件を満たす場合、微細な再結晶粒が得られる事を見出した。
その条件が、Ｆｅ添加量をＦ（wt％）、熱間圧延終了温度をＴ（℃）、熱間圧延終了板厚をt1（ｍｍ）、冷間圧延終了後の板厚をt2（ｍｍ）とした時、
t2＜300 ×t1／｛Ｔ×（16−２×F 2 ）｝
の条件式を満たす冷間圧延を行う事である。そしてこの条件が満たされない場合５μｍ以下の微細結晶粒を得るための充分な再結晶核発生が得られない。
【００２０】
次に焼鈍の昇温速度が遅いと、昇温時に回復が生じ、転位密度が低下するため、微細再結晶粒が得られ難くなる。従って本発明の場合、回復を抑制するＭｇを添加してあるため、箱形焼鈍炉のような比較的昇温速度の遅い炉でも２０℃／ｈ以上の昇温速度があれば微細粒が得られるが、連続焼鈍炉（ＣＡＬ）による高速昇温がより望ましい。
【００２１】
また上記の昇温後は２５０℃〜３５０℃の比較的低温で１０秒から３時間の範囲で保持することが必要である。この範囲内で微細な再結晶が得られる条件が存在するが、より低温、短時間では再結晶が完了せず、より高温では粒成長により微細再結晶が得られない。また３時間以上の保持は生産性を悪化させるため工業的な生産においては適さない。
【００２２】
以上の製造法によって得られたアルミニウム基合金板材は５μｍ以下の再結晶粒度でかつ０．２５以上のｎ値を有しており、強度と成形性を両立することができた。
【００２３】
【実施例】
表１に示す組成を有するアルミニウム基合金を用いて、ＤＣ鋳造により厚さ１００ｍｍの鋳塊を作製し、５００℃、１０時間の均質化処理を行った。これらの鋳塊をそれぞれ表２に示す製造方法で板厚０．４ｍｍの薄板とし、機械的特性、再結晶粒度を測定し、成形性の評価を行った。結果を表３に示す。
再結晶粒度は表面をバフ研磨後、陽極酸化して偏光顕微鏡で観察し、４００倍の写真から切断法で求めた。
機械的特性はＪＩＳ−５号ＴＰを圧延方向に平行に切り出し、インストロン型引張り試験機で測定した。
成形性はφ４０、肩Ｒ４．５の円筒パンチとφ４１、Ｒ４．５のダイスを用い、φ８４のブランクを絞り、その際の破断高さで評価した。この際しわ押え力は９．８ＫＮ、パンチ速度は２ｍｍ／sec.、潤滑は２cSt ／４０℃の低粘度防錆油を使用した。
【００２４】
【表１】
0004190673.tif 000002
【００２５】
【表２】
0004190673.tif 000003
【００２６】
【表３】
0004190673.tif 000004
【００２７】
この結果より本発明のアルミニウム合金板材は比較例のアルミニウム基合金板材と比較して、高い強度と共に良好な成形性も得られている事が判る。
【００２８】
【発明の効果】
このように本発明によれば、微細な再結晶粒による高い強度と優れた成形性の両立がなされ、薄肉・軽量化を求められている自動車部品や電気機器部品等の用途に最適なアルミニウム基合金が得られるものである。