JP2012224929A - 高成形性Al−Mg−Si系合金板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】Mg0.3〜2.0%、Si0.3〜2.5%を含有し、さらに必要に応じてCu、Mn、Cr、Zr、Vの1種以上を含有し、残部が実質的にAlからなる合金の板材で集合組織を適切に制御する。その方法は、鋳塊に150℃以上でしかも非再結晶温度域内の温度で、50%を越える圧下率で粗圧延を行ない、さらに150℃以上でしかも非再結晶温度域内の温度で、ロール周速比1.2〜4.0の異周速圧延を、50%を越える圧下率で行なって最終板厚とし、その後溶体化処理を行なう。
【選択図】なし
Description
Mgは、Siとともに析出硬化性、BH性および強度、延性、成形性の向上に寄与する。Mg量が0.3%未満では、BH性および強度が不十分となり、また延性や成形性も劣ることになり、一方Mg量が2.0%を越えれば、強度が高くなり過ぎて成形性が低下する。ここでMg量は、0.3〜2.0%の範囲内とした。
Siは、Mgとともに強度やBH性の向上に寄与する。Si量が0.3%未満では、BH性および強度が不十分となり、一方Si量が2.5%を越えれば、強度が高くなり過ぎて成形性、延性が低下する。そこでSi量は、0.3〜2.5%の範囲内とした。
Cuは、強度およびBH性の向上に寄与する。Cu量が0.05%未満では、強度向上の効果が得られず、一方Cu量が1.5%を越えれば、成形性や耐食性が低下する。そこでCu量は0.05〜1.5%の範囲内とした。
Mnも強度向上に効果があり、また熱処理時の再結晶粒微細化に効果がある。Mn量が0.01%未満では、強度向上と再結晶粒微細化の効果が得られず、一方Mn量が0.8%を越えれば、組織中に粗大な金属間化合物が形成され、成形性に悪影響を与える。そこでMn量は0.01〜0.8%の範囲内とした。
Crも強度向上と熱処理時の再結晶粒微細化に効果がある。Cr量が0.01%未満では、強度向上と再結晶粒微細化の効果が得られず、一方Cr量が0.3%を越えれば、組織中に粗大な金属間化合物が形成され、成形性に悪影響を与える。そこでCr量は0.01〜0.3%の範囲内とした。
Zrも熱処理時の再結晶粒微細化に効果がある。Zrが0.01%未満では、再結晶粒微細化の効果が得られず、一方Zr量が0.2%を越えれば、組織中に粗大な金属間化合物が形成され、成形性を低下させるおそれがある。そこでZr量は0.01〜0.2%の範囲内とした。
Vも熱処理時の再結晶粒微細化に効果がある。V量が0.01%未満では、再結晶粒微細化の効果が得られず、一方V量が0.2%を越えれば、組織中に粗大な金属間化合物が形成され、成形性を低下させるおそれがある。そこでV量は0.01〜0.2%の範囲内とした。
なお、Al−Mg−Si系合金は、室温時効性が高く、そのため溶体化処理・急冷の後、加工までの室温保持期間が長いほど材料強度が上がって、成形性が低下してしまう問題がある。このような室温時効による特性変化を緩和するためには、予備時効処理として、溶体化処理−急冷後、150〜300℃で5min以内の連続焼鈍、あるいは60〜150℃で0.5〜24hのバッチ焼鈍を行なうことも可能である。この予備時効処理は、室温時効の要因となる空孔濃度を減少させるのが主目的であり、その加熱温度が連続焼鈍においては150℃、バッチ焼鈍においては60℃より低ければ空孔量の低減が不十分となる。一方、連続焼鈍による予備時効処理においては300℃、バッチ焼鈍による予備時効処理においては150℃より高ければ、強度に寄与しない安定相析出物が形成されてBH性が低下する。また、バッチ焼鈍による予備時効処理の保持時間が0.5hより短ければ、室温時効緩和の効果が不足し、一方連続焼鈍による予備時効処理で5min、バッチ焼鈍による予備時効処理で24hを越えても、長時間処理によるそれ以上の効果の増大はなく、不経済となるだけである。
本発明のAl−Mg−Si系合金に、溶体化処理後、室温時効後、あるいは予備時効処理後のいずれかで板の平坦度を向上させるレベリングを施すことができる。
なお、上記規定を満たす本発明材ではいずれも、{432}面が板面と平行な結晶方位が{111}が板面に平行な方位より高い方位分布関数値を持つことが確認された。すなわち、{111}方位よりも、{432}方位が方位集積の強い、より主要な方位であることになり、この方位がr値向上に効果を持つことで本発明品の高いr値が実現されている。
すなわち比較例20は、粗圧延の圧延温度が低い例であり、健全性が不良であり、α/β及び平均r値も満たされていなかった。LDRも本発明材より低いレベルであった。
比較例21も、粗圧延の圧延温度が低い例であり、健全性が不良であり、面積比、α/β及び平均r値も満たされなかった。LDRも本発明材より低いレベルであった。
比較例30は、粗圧延の圧下率が低い例であり、健全性が不良であり、面積比及び平均r値も満たされなかった。LDRも本発明材より低いレベルであった。
比較例22、23は、粗圧延の圧延温度が高い例であり、面積比、α/β及び平均r値が満たされなかった。LDRも本発明材より低いレベルであった。
比較例31は、粗圧延の圧下率が低い例であり、健全性が不良であり、面積比及び平均r値も満たされなかった。LDRも本発明材より低いレベルであった。
比較例24は、粗圧延の圧下率が低い例であり、健全性が不良であり、面積比及び平均r値も満たされなかった。LDRも本発明材より低いレベルであった。
比較例25、26、29は、異周速圧延の温度が低い例であり、健全性が不良であり、面積比、α/β及び平均r値も満たされなかった。LDRも本発明材より低いレベルであった。
比較例27、28、32は、異周速圧延の温度が高い例であり、面積比、α/β及び平均r値が満たされなかった。LDRも本発明材より低いレベルであった。
すなわち比較例53〜55は、異周速圧延の周速比が小さい例であり、α/β及び平均r値が満たされなかった。LDRも本発明材より低いレベルであった。
比較例56〜58は、異周速圧延の周速比が大きい例であり、健全性が不良であった。また、比較例56では、板のうねりが大きいため、LDRを測定するためのサンプルを切削加工できなかった。
比較例59は、異周速圧延の圧下率が小さい例であり、健全性が不良であった。
比較例60、61も、異周速圧延の圧下率が小さい例であり、健全性が不良であり、α/β及び平均r値も満たされなかった。LDRも本発明材より低いレベルであった。
比較例62では、粗圧延の温度が低い例であり、健全性が不良であり、α/β及び平均r値も満たされなかった。LDRも本発明材より低いレベルであった。
Claims (4)
- Mg0.3〜2.0%(mass%、以下同じ)、Si0.3〜2.5%を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなる組成を有し溶体化処理されたAl−Mg−Si系合金板であって、すべての結晶方位の結晶粒総面積に対して{432}面が板面と平行から9.0°以内の範囲にある結晶粒の面積比が0.15以上であり、{111}<112>、{332}<113>、{221}<114>および{221}<122>からなる方位の方位分布関数のうち最も高いものをαとし、{001}<100>および{001}<110>の方位分布関数の高い方をβとした時にα/βが2.0以上であり、平均ランクフォード値が0.9以上であることを特徴とする、高成形性Al−Mg−Si系合金板。
- 請求項1に記載のAl−Mg−Si系合金板において、前記Al−Mg−Si系合金が、Mg0.3〜2.0%、Si0.3〜2.5%を含有し、さらにCu0.05〜1.5%、Mn0.01〜0.8%、Cr0.01〜0.3%、Zr0.01〜0.2%、V0.01〜0.2%のうちの1種または2種以上を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなることを特徴とする、高成形性Al−Mg−Si系合金板。
- Mg0.3〜2.0%、Si0.3〜2.5%を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなる鋳塊に、150℃以上でしかも非再結晶温度域内にある温度において、50%を越える圧下率で粗圧延を行ない、さらに150℃以上でしかも非再結晶温度域内にある温度において、ロール周速比が1.2〜4.0の範囲内の異周速圧延を、50%を越える圧下率で行なって最終板厚とし、その後溶体化処理を行ない、平均ランクフォード値が0.9以上のアルミニウム合金板を得ることを特徴とする、高成形性Al−Mg−Si系合金板の製造方法。
- 請求項3に記載のAl−Mg−Si系合金板の製造方法において、前記鋳塊がMg0.3〜2.0%、Si0.3〜2.5%を含有し、さらにCu0.05〜1.5%、Mn0.01〜0.8%、Cr0.01〜0.3%、Zr0.01〜0.2%、V0.01〜0.2%のうちの1種または2種以上を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなるAl−Mg−Si系アルミニウム合金の鋳塊を用いることを特徴とする、高成形性Al−Mg−Si系合金板の製造方法。
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