(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｇ：５．０〜８．０％（重量％、以下同じ）、Ｆｅ：０．０５〜０．３５％を含有し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなるＡｌ−Ｍｇ系合金の鋳塊を、４５０〜５００℃の温度に１時間以上加熱することにより均質化処理したのち、４３０〜４８０℃で熱間圧延を開始し、圧延１パス当たりの圧下率を５〜１５％として、合計圧下率が２０〜５０％になるまで熱間圧延を続け、ついで４５０〜５００℃の温度範囲に１分以上保持して再結晶させ、以後1パス当たり１０％以上の圧下率で熱間圧延を行う工程を包含することを特徴とする成形用Ａｌ−Ｍｇ系合金板の製造方法。
【請求項２】
前記Ａｌ−Ｍｇ系合金が、Ｍｇ：５．０〜８．０％、Ｃｕ：０．１５〜０．６％、Ｆｅ：０．０５〜０．３５％を含有し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１記載の成形用Ａｌ−Ｍｇ系合金板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、成形用Ａｌ−Ｍｇ系合金板の製造方法、詳しくは、Ａｌ−Ｍｇ系合金の熱間加工性を改良し、生産性を向上させた成形用Ａｌ−Ｍｇ系合金板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車、地下鉄車両などの車体材料や船舶材料として、燃費向上のための軽量化、環境問題を考慮したリサイクル性などの観点から、アルミニウム合金が採用されるようになってきた。とくにＡｌ−Ｍｇ系合金は強度、耐食性および成形性に優れているため、成形用部材として注目されている。
【０００３】
Ａｌ−Ｍｇ系合金においては、Ｍｇ含有量を増加し、またＣｕなどの合金成分を添加することにより、さらに強度特性を向上させ、部材の薄肉化を可能とすることができるが、高ＭｇのＡｌ−Ｍｇ系合金やＣｕなどの合金元素を添加したＡｌ−Ｍｇ系合金は、熱間圧延中に割れが生じ易く、熱間圧延の続行が不可能となったり、製品の歩留りを低下させるなどの問題がある。
【０００４】
これらのＡｌ−Ｍｇ系合金の熱間圧延性を改善するために、鋳塊の最大結晶粒径を１０００μｍ未満に規制するとともに、熱間圧延開始温度を３２０〜４７０℃とし、少なくとも最初の３回の圧延パスの圧下率をそれぞれ３％以下とすることが提案されている。（特開平７−１８３８９号公報）
【０００５】
この方法によれば、圧延板の先端割れや耳割れは抑制され、健全なホットコイルを得ることが可能となるが、圧延パス回数が増加し、生産性低下を招くという難点がある。生産量が多い場合には、生産効率の低下は実際の工業生産においては重大な問題となる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
発明者らは、高ＭｇのＡｌ−Ｍｇ系合金の熱間圧延時の割れ発生原因について検討するために、５％を越えるＭｇを含有するＡｌ−Ｍｇ系合金について多くの圧延実験を行った結果、多くの場合には圧延１０パス以内で大きな割れが生じ易いことを見出し、割れは以下の原因によるものであることを究明した。
【０００７】
（１）熱間圧延前に粗大な結晶粒組織が形成されて変形能が低下する。粗大な結晶粒は均質化処理温度が不適切な場合に生じ易く、Ｆｅ含有量によっても影響を受ける。
（２）鋳塊の結晶粒界に、Ａｌ−Ｍｇ系化合物、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物などの偏析が生じていると、熱間圧延の初期段階でこの粒界の移動が抑制され、この部分に圧延による加工歪が蓄積して破壊に到る。
（３）熱間圧延前に粗大結晶粒が形成され、またＣｕが添加されると、圧延により粒内の剪断帯形成が助長され、この境界に加工歪が蓄積して破壊に到る。
【０００８】
従って、割れ発生を抑制するための対策として、以下のことが考えられた。
（１）均質化処理時の粗大結晶粒形成はＦｅの添加により抑制できる。均質化処理温度の上限は厳しく管理することが必要である。
（２）鋳塊の結晶粒界の移動を可能として偏析をなくすには、適当な歪エネルギーと特定温度への保持が必要である。鋳塊の結晶粒界が移動することで、その結晶粒界に偏析していた化合物は、結果として粒内析出の状態となり、高温での変形能低下が生じなくなる。
（３）剪断帯形成後に加工を続けると、この境界で破断し易くなるから、適度の歪エネルギーが蓄積した時点で再結晶のための保持時間を与える。
【０００９】
本発明は、上記の知見に基づき、Ａｌ−Ｍｇ系合金の熱間圧延割れの抑制策についてさらに実験、検討を行った結果としてなされたものであり、その目的は、熱間圧延性を改善し、圧延１パス当たりの圧下率の大きい高歪速度でも変形可能とし、生産性を向上させた成形用Ａｌ−Ｍｇ系合金の製造方法を提供することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
上記の目的を達成するための請求項１による成形用Ａｌ−Ｍｇ合金板の製造方法は、Ｍｇ：５．０〜８．０％、Ｆｅ：０．０５〜０．３５％を含有し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなるＡｌ−Ｍｇ系合金の鋳塊を、４５０〜５００℃の温度に１時間以上加熱することにより均質化処理したのち、４３０〜４８０℃で熱間圧延を開始し、圧延１パス当たりの圧下率を５〜１５％として、合計圧下率が２０〜５０％になるまで熱間圧延を続け、ついで４５０〜５００℃の温度範囲に１分以上保持して再結晶させ、以後1パス当たり１０％以上の圧下率で熱間圧延を行う工程を包含することを特徴とする。また、請求項２によるＡｌ−Ｍｇ系合金板の製造方法は、請求項１において、前記Ａｌ−Ｍｇ系合金が、Ｍｇ：５．０〜８．０％、Ｃｕ：０．１５〜０．６％、Ｆｅ：０．０５〜０．３５％を含有し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなることを特徴とする。
【００１１】
本発明のＡｌ−Ｍｇ系合金における合金成分の意義およびそれらの限定理由について説明すると、Ｍｇは、合金材の強度を高め、プレス時の成形性向上に寄与するもので、含有量が多いほど、これらの特性が向上する。好ましい含有範囲は５．０〜８．０％であり、５．０％未満ではその効果が十分でなく、８．０％を越えると、応力腐食割れ性など他の特性が低下する。Ｍｇのさらに好ましい含有範囲は５．０〜６．０％である。
【００１２】
Ｆｅは、均質化処理時の結晶粒粗大化を抑制するために厳密に管理することは必要である。Ｆｅの好ましい含有量は０．０５〜０．３５％の範囲であり、０．０５％未満では均質化処理時の結晶粒粗大化を抑制する効果が小さく、０．３５％を越えて含有されると、最終製品の伸び、曲げ性、張出性などの特性が劣化する。さらに好ましいＦｅの含有範囲は０．０５〜０．１５％である。
【００１３】
Ｃｕは、合金材の強度を向上させる機能を有する。好ましい含有範囲は０．１５〜０．６％で、０．１５％未満ではその効果が小さく、０．６％を越えると熱間圧延時に割れが生じ易くなる。さらに好ましいＣｕの含有範囲は０．２〜０．４％である。Ｔｉ、Ｂは、通常のアルミニウム合金と同様、それぞれ０．０１〜０．０５％および０．０００１〜０．０１％の範囲で添加されても合金材の特性に悪影響を与えることはなく、鋳塊の結晶粒を微細化し、熱間圧延時の変形能を向上させる効果を有する。またＢｅも通常のＡｌ−Ｍｇ系合金と同様、溶湯の酸化を防止するために５０ｐｐｍ以下の範囲で添加することができる。
【００１４】
本願発明のアルミニウム合金における不可避的不純物の許容量は、Ｓｉ：０．１％以下、好ましくは０．０７％以下、Ｍｎ：０．１％以下、好ましくは０．０２％以下、Ｃｒ：０．１％以下、好ましくは０．０２％以下、Ｚｎ：０．１％以下、好ましくは０．０７％以下の範囲である。
【００１５】
【発明の実施の形態】
本発明のＡｌ−Ｍｇ系合金板の製造条件について説明すると、半連続鋳造により前記の合金組成からなるアルミニウム合金の鋳塊を製造し、鋳塊を４５０〜５００℃の温度に１時間以上加熱することにより均質化処理する。均質化処理は、鋳塊組織内の成分の偏析をある程度取り除くために行うものであり、均質化処理温度が４５０℃未満では偏析物の分解に長時間が必要となり、工業規模の生産においては実用的でない。５００℃を越えると、急速に結晶粒の粗大化が生じ熱間圧延性が劣化する。保持時間が１時間未満では、工業サイズの鋳塊を均一な温度とすることが難しい。生産性の観点から保持時間は２０時間以内とするのが好ましい。
【００１６】
均質化処理後、熱間圧延を行う。熱間圧延の工程は、鋳塊の結晶粒界移動および剪断帯形成を制御するために厳密に規制することが重要である。熱間圧延は好ましくは４３０〜４８０℃、より好ましくは４５０〜４８０℃の温度範囲で開始する。熱間圧延の開始温度が４３０℃未満では、鋳塊の結晶粒界移動のための駆動力となる歪エネルギーは蓄えられ易いが、Ａｌ−Ｍｇ系化合物やＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物の粒界析出が生じて粒界移動が抑制され、これらの化合物の偏析により結晶粒界の結合力が低下して割れが生じ易くなる。４８０℃を越える温度で熱間圧延を開始すると、圧延中の加工熱で材料温度が５００℃を越えることがあり、圧延による加工組織の回復速度が速くなって、結晶粒界移動の駆動力となる歪エネルギーが十分に蓄積され難い。
【００１７】
熱間圧延開始直後は、１回の圧延パスの圧下率を５〜１５％として、合計圧下率が２０〜５０％になるまで熱間圧延を続ける。熱間圧延開始時の１パス当たりの圧下率は、歪エネルギーの蓄積に影響するものであり、１パス当たりの圧下率が５％未満では加工組織の回復が速く、結晶粒界移動を生じさせるための歪エネルギーが十分に蓄積され難い。１５％を越える圧下率では割れが生じ易い。さらに好ましい圧延１パス当たりの圧下率は５〜１０％である。
【００１８】
圧下率を制御する上記の熱間圧延を、合計圧下率２０〜５０％になるまで続けたのち、４６０〜５００℃の温度範囲に１分以上保持して再結晶させる。合計圧下率２０〜５０％になるまで熱間圧延を続行することにより、保持中に結晶粒界移動が生じ、剪断帯部での再結晶が進行して変形能が向上する。合計圧下率が２０％未満では、保持中に粗大再結晶粒が形成され、その後の圧延において割れが生じ易い。５０％を越えると、歪エネルギーの増加に伴って、粒界割れや剪断帯に沿った粒内破壊が生じる。
【００１９】
合計圧下率が２０〜５０％になるまで熱間圧延を続けると、通常、加工熱により材料温度が圧延開始温度より上昇する。４６０〜５００℃で１分以上の保持は、この温度上昇を利用して合金組織を短時間で再結晶させ、変形能の向上を図るものである。この温度範囲における保持は、熱間圧延から引き続いて行ってもよく、一旦室温まで冷却したのち上記の温度範囲に再加熱してもよい。４６０〜５００℃の温度範囲では１分間の保持により再結晶がほぼ完了する。５００℃を越えると、粗大結晶粒が形成され変形能が低下し易い。保持時間の上限は、生産性の観点から１０ｈ以内にするのが望ましい。
【００２０】
上記温度での保持後は、通常の圧下率、例えば１パス当たり１０％以上の圧下率で熱間圧延を行っても割れが生じることはない。熱間圧延終了後、必要に応じて中間焼鈍を介して冷間圧延を行って所定の板厚とし、最終熱処理を行って成形用のＡｌ−Ｍｇ系合金板を得る。
【００２１】
【実施例】
以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明する。
実施例１
表１に示す組成のＡｌ−Ｍｇ系合金の鋳塊を半連続鋳造により製造し、得られた鋳塊を表面切削して、厚さを400mm に調整し圧延用スラブとした。圧延用スラブを表２に示す条件で均質化処理、熱間圧延して8mm 厚さの板材とし、熱間圧延後、1mm 厚さまで冷間圧延を行い、バッチ炉中で400 ℃で1hの最終熱処理を行って試験材を得た。熱間圧延中、割れ発生の有無を観察した。
【００２２】
各試験材について、引張試験を行って機械的性質を測定し、180 °曲げ試験を行って表面欠陥発生の有無から成形性を評価した。機械的性質は、圧延方向に対して平行に採取した試験片からJIS 5 号試験片を作製し、インストロン型引張試験機を使用して引張試験を行うことにより測定した。180 °曲げ加工性は、圧延方向に対して直角方向に採取した10mm幅の試験片を半径1mm の治具でプリベントし、同一厚さの板材を２枚挟んで、30cmの高さから3kg の荷重を落下させる衝撃曲げを行うことにより、曲げ後の試験材表面の欠陥の発生状況から評価した。測定および評価結果を表３に示す。表３に示すように、本発明に従う試験材はいずれも、熱間圧延時の割れは全く観察されず、130MPa以上の十分な耐力と優れた成形性をそなえていた。
【００２３】
【表１】
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【００２４】
【表２】
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【００２５】
【表３】
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【００２６】
比較例１
表４に示す組成を有するＡｌ−Ｍｇ系合金の鋳塊を半連続鋳造法により製造し、鋳塊の表面を面削して厚さ40mmの圧延用スラブとした。このスラブおよび実施例１で作製した圧延用スラブを、表５に示す条件で均質化処理、熱間圧延し、実施例１と同様、厚さ8mm の板材とし、さらに冷間圧延および実施例１と同様の最終熱処理を行って、1mm 厚さの試験材を得た。熱間圧延中の割れ発生の程度を観察するとともに、各試験材について、実施例１と同じ引張試験を行い、曲げ加工性を評価した。結果を表６に示す。試験材No.18 は、従来の熱間圧延工程に従ったものであり、熱間圧延開始から終了まで１パス当たり2 〜30％の圧下率により圧延を行った。なお、表４、表５において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
【００２７】
【表４】
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【００２８】
【表５】
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【００２９】
【表６】
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【００３０】
表６に示されるように、試験材No.9は初期熱間圧延での量１パス当たりの圧下率が少ないため、鋳塊組織の結晶粒界の移動が不十分であり、粒界破壊による割れが多発し、試験材を得ることができなかった。試験材No.10 は熱間圧延の合計圧下率が少ないため、高温保持中に粗大再結晶粒が形成され、剪断帯での粒内破壊により熱間圧延時に割れが生じた、また粗大再結晶の形成に起因して曲げ加工性も劣っている。試験材No.11 は均質化温度が高過ぎるため、粗大結晶粒が形成され、初期熱間圧延中に剪断帯での粒内破壊が生じ、熱間圧延時に全面割れが発生し、試験材を得ることができなかった。試験材No.12 は初期熱間圧延の開始温度が高過ぎるため、加工組織の回復が速く、鋳造組織の結晶粒界移動が十分でなく、粒界破壊により熱間圧延割れが生じた。また一部粗大粒が形成されるため、曲げ加工性がわるい。
【００３１】
試験材No.13 はＭｇ含有量が多過ぎるため、熱間圧延時に割れが発生した。試験材No.14 はＦｅの含有量が少ないため、均質化処理時に粗大結晶粒が形成され、初期熱間圧延中に剪断帯での粒内破壊が生じ、試験材を得ることができなかった。試験材No.15 はＦｅの含有量が多く、180 °曲げ試験で割れが生じた。試験材No.16 はＣｕの含有量が多過ぎるため、初期熱間圧延中に剪断帯での粒内破壊により熱間圧延割れが発生し、試験材を得ることができなかった。試験材No.17 は保持温度が高過ぎるため、粗大結晶粒が形成され、熱間圧延時に割れが発生し試験材を得ることができなかった。試験材No.18 は、従来の熱間圧延工程に従ったもので、熱間圧延の総パス回数が多く生産性が劣る。
【００３２】
【発明の効果】
以上のとおり、本発明によれば、熱間加工性が改善されて熱間圧延時に割れを生じることがなく、成形性にも優れた高Ｍｇ含有Ａｌ−Ｍｇ系合金板が生産性よく製造することが可能となる。