JP3857418B2 - 成形性に優れるアルミニウム合金半硬質材の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、成形性に優れるアルミニウム合金半硬質材を高歩留まりで製造する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
一般に、アルミニウム合金半硬質材には、加工硬化材を焼鈍軟化させた焼鈍調質材と完全焼鈍材を加工硬化させた加工調質材の２種がある。前者はＨ２Ｘ、後者はＨ１ＸとＪＩＳ表記される。
前記焼鈍調質材は加工調質材より伸びが大きく成形性に優れるので、プレス成形用には、通常、焼鈍調質材が使用され、特に、比較的強度の高いＨ２４は代表的半硬質材として多用されている。
前記焼鈍調質材は、所定組成の合金鋳塊に均質化処理、熱間圧延、冷間圧延を順に施し、前記冷間圧延後、半軟化温度で焼鈍（調質焼鈍）して製造される。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
最近、成形加工の自動化および高速化が進み、半硬質材には品質および特性に関して変動の極小化が求められ、従来の半硬質材では対応できず、より成形性に優れる材料の開発、さらに材料の成形可能限界の向上が必須になってきている。
【０００４】
ところで、成形加工材として汎用性の高い、厚さが０．５〜２ｍｍのＪＩＳ−１１００、１２００など（いずれも低強度材）の半硬質材は、中間焼鈍を入れずに冷間圧延した材料を調質焼鈍して製造されている。
しかし、前記冷間圧延材は、冷間加工度が過大なため調質焼鈍で軟化が急激に起き、所要強度が得られる焼鈍温度範囲が極めて狭く、また前記温度範囲は熱間圧延状況によっても変化する。このため、焼鈍不足や過焼鈍などの焼鈍不良が多く、製造歩留まりが低下するという問題がある。
【０００５】
一方、中間焼鈍を入れた冷間圧延材は、調質焼鈍での軟化が緩やかで、所要強度が得られる調質焼鈍温度範囲が広くとれ、しかも熱間圧延状況による影響も小さく、従って焼鈍不良も少ない。しかしこの焼鈍調質材は伸びが低く成形性に劣るという問題がある。
このようなことから、本発明者等は、鋳塊の均質化処理、中間焼鈍、最終冷間圧延率、調質焼鈍などの条件について詳細に検討し、成形性に優れるアルミニウム合金半硬質材を高歩留まりで製造する方法を見い出すことに成功した。
本発明は、成形性に優れるアルミニウム合金半硬質材（調質焼鈍材）を高歩留まりで製造することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明は、Ｆｅ０．２〜０．９wt％、Ｓｉ０．１〜０．３wt％を含有し、前記ＦｅとＳｉの含有量の比（Ｆｅ／Ｓｉ）が２．０以上、前記ＦｅとＳｉの含有量の合計が１．０wt％以下であり、必要に応じてＣｕ０．０５〜０．２wt％を含有し、さらに必要に応じてＴｉ０．００５〜０．０５wt％、Ｂ０．００１〜０．０１wt％のうちの１種または２種を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金鋳塊に均質化処理を施し、その後熱間圧延、中間焼鈍を入れる冷間圧延、調質焼鈍を順に施すアルミニウム合金半硬質材の製造方法であって、前記均質化処理を５４０〜６１０℃の温度で１〜１５時間施し、少なくとも最終中間焼鈍を軟化率が２０〜７０％になるように施し、最終中間焼鈍後の冷間圧延を圧延率５０％以下で施し、調質焼鈍を２００〜２６０℃の温度で施すことを特徴とする成形性に優れるアルミニウム合金半硬質材の製造方法である。
【０００７】
【発明の実施の形態】
本発明で用いるＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ合金について説明する。
Ｆｅは強度向上に寄与して成形性を高め、また熱間圧延や中間焼鈍などで再結晶粒を微細化して成形性を向上させる。さらに肌荒れを防止して成形品の表面品質を高める。
Ｆｅの添加量を０．２〜０．９wt％に規定する理由は、０．２wt％未満ではその効果が十分に得られず、０．９wt％を超えるとその効果が飽和し、また他の添加元素或いは不純物との間で粗大な金属間化合物を生成して表面欠陥の原因になり、また成形性を害する。
【０００８】
ＳｉはＡｌマトリックス中に固溶して強度向上に寄与する。
Ｓｉの含有量を０．１〜０．３wt％に規定する理由は、０．１wt％未満ではその効果が十分に得られず、０．３wt％を超えるとＦｅとの間で粗大金属間化合物を生成して成形性を害するためである。
【０００９】
適量のＦｅとＳｉはＡｌとともに金属間化合物を形成して熱間圧延や中間焼鈍などで形成される再結晶粒を微細化して成形性を向上させる。しかし、その量があまり多くなると、金属間化合物が粗大化して延性が低下し成形性が低下する。そのためＦｅとＳｉの含有量の合計は１．０wt％以下にする。
前記金属間化合物量はＦｅとＳｉの比によっても影響される。すなわち、過剰Ｓｉは前記金属間化合物の生成を妨げ、ひいては再結晶核の形成を妨げて、再結晶粒を粗大化させる。このためＦｅとＳｉの含有量の比（Ｆｅ／Ｓｉ）は２．０以上とＦｅの含有比率を高くする。
【００１０】
本発明では前記Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ合金に、必要に応じてＣｕを含有させる。
Ｃｕは強度を向上させて成形性を高める。またアルマイト処理する場合は、その色調を均質にする。
Ｃｕの含有量を０．０５〜０．２wt％に規定する理由は、０．０５wt％未満ではその効果が十分に得られず、０．２wt％を超えると耐食性が低下するためである。
【００１１】
本発明では、前記Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ合金に、必要に応じてＴｉ、Ｂのうちの１種または２種を含有させる。
Ｔｉは鋳塊組織を微細化して、圧延材表面の肌荒れや外観の不均一性を改善する。その含有量を０．００５〜０．０５wt％に規定する理由は、０．００５wt％未満ではその効果が十分に得られず、０．０５wt％を超えると溶解鋳造時に巨大なＡｌ−Ｔｉ系金属間化合物が生成し、これが圧延後も残存して成形品の表面傷の原因になり、また成形性を害する。
ＢはＴｉの微細化効果を助長する。Ｂが０．００１wt％未満ではその助長効果が十分に得られず、０．０１wt％を超えると溶解鋳造時に巨大なＴｉ−Ｂ系金属間化合物が生成し、これが圧延後も残存して成形品の表面傷の原因になる。
本発明では、前記Ｃｕと、ＴｉまたはＢの１種以上とを共存させても、それぞれが前述と同じ効果を発現する。
【００１２】
本発明の半硬質材は、前述のＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｃｕ）−（Ｔｉ）−（Ｂ）合金を鋳造し、得られる鋳塊に均質化処理、熱間圧延、中間焼鈍を入れる冷間圧延を順に施し、最後に調質焼鈍を施して製造される。
前記均質化処理により、鋳塊組織中の溶質元素の偏析が均質化し、またＦｅ、Ｓｉなどの金属間化合物の分布が適正化される。また均質化処理により金属間化合物が適度に粗大化し、この適度に粗大化した金属間化合物は、熱間圧延や中間焼鈍で再結晶核として有効に機能して、微細な再結晶組織を形成する。
【００１３】
前記均質化処理を５４０〜６１０℃の温度で１〜１５時間施す理由は、５４０℃未満では金属間化合物が適度に粗大化せず、このため再結晶核となる金属間化合物が減少して再結晶粒が粗大化し、成形性や外観が損なわれ、６１０℃を超えると鋳塊に変形や膨れなどが生じ、のちに材料欠陥の原因になる。均質化処理時間が１時間未満では均質化処理効果が十分に得られず、１５時間を超えるとその効果が飽和してコスト的に不利になるためである。特に望ましい均質化処理時間は２〜６時間である。
【００１４】
均質化処理後の熱間圧延は常法に準じて行う。また熱間圧延後の冷間圧延では中間焼鈍を施す。中間焼鈍を入れた冷間圧延材は、前述のように、所要強度を得るための調質焼鈍温度範囲を広くとれる。
従来、この中間焼鈍は完全焼鈍（完全再結晶）させて行っていたが、完全焼鈍を行う場合は、中間焼鈍前の冷間圧延率を十分に大きくしておかないと、中間焼鈍後の再結晶粒が大きくなり肌荒れが生じ易くなる。
このため、本発明では、少なくとも最終中間焼鈍は完全再結晶させずに、部分再結晶する条件、つまり軟化率が２０〜７０％になる条件で施す。
【００１５】
本発明において、少なくとも最終中間焼鈍を軟化率が２０〜７０％になるように施す理由は、前記軟化率が２０％未満では、調質焼鈍後に、成形性を良好にする大きい伸びが得られず、７０％を超えると調質焼鈍において軟化が急激に起きて焼鈍不良が生じ易くなるためで、特に望ましい軟化率は３０〜６０％である。ここで、軟化率は〔（Ａ−Ｂ）／Ａ〕の式で表される。但し、Ａは中間焼鈍前の材料の硬さ、Ｂは中間焼鈍後の材料の硬さである。
【００１６】
軟化率が２０〜７０％の結晶組織は、微細な再結晶粒と亜結晶粒界が発達した未再結晶粒とが混在したものである。
前記２０〜７０％の軟化率は、２２０〜２８０℃の温度で中間焼鈍することにより得られる。すなわち、中間焼鈍温度が２２０℃未満では未再結晶粒の亜結晶粒界が十分に発達せず、２８０℃を超えると急激に再結晶して軟化率を２０〜７０％に制御するのが困難になる。
【００１７】
本発明で、最終中間焼鈍後の冷間圧延を圧延率５０％以下で施す理由は、圧延率が５０％を超えると調質焼鈍後に伸びが十分回復せず、必要とする成形性が得られないためである。
【００１８】
本発明で、調質焼鈍を２００〜２６０℃の温度で施す理由は、２００℃未満では成形性を良好にする大きい伸びが得られず、２６０℃を超えると材料が過度に軟化して成形性が悪化するためである。
【００１９】
【実施例】
以下に本発明を実施例により詳細に説明する。
（実施例１）
表１に示す本発明規定内組成のアルミニウム合金鋳塊（厚さ５００ｍｍ、幅１２００ｍｍ、長さ４０００ｍｍ）に、表２に示すＡの条件で、均質化処理、熱間圧延、中間焼鈍、最終冷間圧延、調質焼鈍を順に施して、厚さ１．０ｍｍの半硬質板を製造した。均質化処理時間は、いずれも４時間とした。
【００２０】
（比較例１）
表１に示す本発明規定外組成のアルミニウム合金鋳塊を用いた他は、実施例１と同じ方法により厚さ１．０ｍｍの半硬質板を製造した。
【００２１】
実施例１と比較例１で製造した各々の半硬質板について、引張強さ、伸び、成形性を調べた。
成形性はエリクセン試験により調べ、圧延板に割れが入るまでのポンチの移動距離（エリクセン値）が１５ｍｍ未満のものは不良（×）、１５ｍｍ以上のものは良好（○）と評価した。
結果を表３に示す。表３には中間焼鈍後の軟化率を併記した。
【００２２】
【表１】
【００２３】
【表２】
【００２４】
【表３】
【００２５】
表３より明らかなように、本発明例のNo.1〜3 は、いずれも引張強さおよび伸びが高く、従って成形性に優れた。冷間圧延中に中間焼鈍を入れたので調質焼鈍温度範囲が広くなり焼鈍不良は生じなかった。
これに対し、比較例のNo.4〜8 は、合金組成が本発明組成外のため、いずれも引張強さおよび伸びが低く、従って成形性が劣った。
【００２６】
（実施例２）
表１に示したNo.1の組成のアルミニウム合金鋳塊を用い、表２に示したＢ〜Ｅの製造条件により厚さ１．０ｍｍの半硬質板を製造した。
【００２７】
（比較例２）
表１に示したNo.1の組成のアルミニウム合金鋳塊を用い、表２に示したＦ〜Ｌの製造条件により厚さ１．０ｍｍの半硬質板を製造した。
【００２８】
実施例２または比較例２で製造した各々の半硬質板について、引張強さ、伸び、および成形性を実施例１と同じ方法により調査した。
結果を表４に示す。表４には中間焼鈍後の軟化率を併記した。
【００２９】
【表４】
【００３０】
表４より明らかなように、本発明例のNo.9〜13は、いずれも引張強さおよび伸びが高く、従って成形性に優れた。
これに対し、比較例の No.14〜20は、製造条件が本発明規定外のため、いずれも引張強さまたは伸びが低く、従って成形性が劣った。
なお、No.15,16は中間焼鈍温度が適正でないため軟化率が本発明規定値を外れた。またNo.17,20は冷間圧延率が高かったため適正な調質焼鈍温度範囲が狭くなり、設定した調質焼鈍温度では伸びが十分回復せず成形性が不良となった。
【００３１】
【発明の効果】
以上に述べたように、本発明によれば、強度および伸びが高く成形性に優れるアルミニウム合金半硬質材を高歩留まりで製造できる。前記半硬質材は成形加工の自動化、高速化に十分対応でき、また張出し成形材、張出し部分の大きい複合成形材、エンボス加工材などにも適用できる。依って、工業上顕著な効果を奏する。
【発明の属する技術分野】
本発明は、成形性に優れるアルミニウム合金半硬質材を高歩留まりで製造する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
一般に、アルミニウム合金半硬質材には、加工硬化材を焼鈍軟化させた焼鈍調質材と完全焼鈍材を加工硬化させた加工調質材の２種がある。前者はＨ２Ｘ、後者はＨ１ＸとＪＩＳ表記される。
前記焼鈍調質材は加工調質材より伸びが大きく成形性に優れるので、プレス成形用には、通常、焼鈍調質材が使用され、特に、比較的強度の高いＨ２４は代表的半硬質材として多用されている。
前記焼鈍調質材は、所定組成の合金鋳塊に均質化処理、熱間圧延、冷間圧延を順に施し、前記冷間圧延後、半軟化温度で焼鈍（調質焼鈍）して製造される。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
最近、成形加工の自動化および高速化が進み、半硬質材には品質および特性に関して変動の極小化が求められ、従来の半硬質材では対応できず、より成形性に優れる材料の開発、さらに材料の成形可能限界の向上が必須になってきている。
【０００４】
ところで、成形加工材として汎用性の高い、厚さが０．５〜２ｍｍのＪＩＳ−１１００、１２００など（いずれも低強度材）の半硬質材は、中間焼鈍を入れずに冷間圧延した材料を調質焼鈍して製造されている。
しかし、前記冷間圧延材は、冷間加工度が過大なため調質焼鈍で軟化が急激に起き、所要強度が得られる焼鈍温度範囲が極めて狭く、また前記温度範囲は熱間圧延状況によっても変化する。このため、焼鈍不足や過焼鈍などの焼鈍不良が多く、製造歩留まりが低下するという問題がある。
【０００５】
一方、中間焼鈍を入れた冷間圧延材は、調質焼鈍での軟化が緩やかで、所要強度が得られる調質焼鈍温度範囲が広くとれ、しかも熱間圧延状況による影響も小さく、従って焼鈍不良も少ない。しかしこの焼鈍調質材は伸びが低く成形性に劣るという問題がある。
このようなことから、本発明者等は、鋳塊の均質化処理、中間焼鈍、最終冷間圧延率、調質焼鈍などの条件について詳細に検討し、成形性に優れるアルミニウム合金半硬質材を高歩留まりで製造する方法を見い出すことに成功した。
本発明は、成形性に優れるアルミニウム合金半硬質材（調質焼鈍材）を高歩留まりで製造することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明は、Ｆｅ０．２〜０．９wt％、Ｓｉ０．１〜０．３wt％を含有し、前記ＦｅとＳｉの含有量の比（Ｆｅ／Ｓｉ）が２．０以上、前記ＦｅとＳｉの含有量の合計が１．０wt％以下であり、必要に応じてＣｕ０．０５〜０．２wt％を含有し、さらに必要に応じてＴｉ０．００５〜０．０５wt％、Ｂ０．００１〜０．０１wt％のうちの１種または２種を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金鋳塊に均質化処理を施し、その後熱間圧延、中間焼鈍を入れる冷間圧延、調質焼鈍を順に施すアルミニウム合金半硬質材の製造方法であって、前記均質化処理を５４０〜６１０℃の温度で１〜１５時間施し、少なくとも最終中間焼鈍を軟化率が２０〜７０％になるように施し、最終中間焼鈍後の冷間圧延を圧延率５０％以下で施し、調質焼鈍を２００〜２６０℃の温度で施すことを特徴とする成形性に優れるアルミニウム合金半硬質材の製造方法である。
【０００７】
【発明の実施の形態】
本発明で用いるＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ合金について説明する。
Ｆｅは強度向上に寄与して成形性を高め、また熱間圧延や中間焼鈍などで再結晶粒を微細化して成形性を向上させる。さらに肌荒れを防止して成形品の表面品質を高める。
Ｆｅの添加量を０．２〜０．９wt％に規定する理由は、０．２wt％未満ではその効果が十分に得られず、０．９wt％を超えるとその効果が飽和し、また他の添加元素或いは不純物との間で粗大な金属間化合物を生成して表面欠陥の原因になり、また成形性を害する。
【０００８】
ＳｉはＡｌマトリックス中に固溶して強度向上に寄与する。
Ｓｉの含有量を０．１〜０．３wt％に規定する理由は、０．１wt％未満ではその効果が十分に得られず、０．３wt％を超えるとＦｅとの間で粗大金属間化合物を生成して成形性を害するためである。
【０００９】
適量のＦｅとＳｉはＡｌとともに金属間化合物を形成して熱間圧延や中間焼鈍などで形成される再結晶粒を微細化して成形性を向上させる。しかし、その量があまり多くなると、金属間化合物が粗大化して延性が低下し成形性が低下する。そのためＦｅとＳｉの含有量の合計は１．０wt％以下にする。
前記金属間化合物量はＦｅとＳｉの比によっても影響される。すなわち、過剰Ｓｉは前記金属間化合物の生成を妨げ、ひいては再結晶核の形成を妨げて、再結晶粒を粗大化させる。このためＦｅとＳｉの含有量の比（Ｆｅ／Ｓｉ）は２．０以上とＦｅの含有比率を高くする。
【００１０】
本発明では前記Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ合金に、必要に応じてＣｕを含有させる。
Ｃｕは強度を向上させて成形性を高める。またアルマイト処理する場合は、その色調を均質にする。
Ｃｕの含有量を０．０５〜０．２wt％に規定する理由は、０．０５wt％未満ではその効果が十分に得られず、０．２wt％を超えると耐食性が低下するためである。
【００１１】
本発明では、前記Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ合金に、必要に応じてＴｉ、Ｂのうちの１種または２種を含有させる。
Ｔｉは鋳塊組織を微細化して、圧延材表面の肌荒れや外観の不均一性を改善する。その含有量を０．００５〜０．０５wt％に規定する理由は、０．００５wt％未満ではその効果が十分に得られず、０．０５wt％を超えると溶解鋳造時に巨大なＡｌ−Ｔｉ系金属間化合物が生成し、これが圧延後も残存して成形品の表面傷の原因になり、また成形性を害する。
ＢはＴｉの微細化効果を助長する。Ｂが０．００１wt％未満ではその助長効果が十分に得られず、０．０１wt％を超えると溶解鋳造時に巨大なＴｉ−Ｂ系金属間化合物が生成し、これが圧延後も残存して成形品の表面傷の原因になる。
本発明では、前記Ｃｕと、ＴｉまたはＢの１種以上とを共存させても、それぞれが前述と同じ効果を発現する。
【００１２】
本発明の半硬質材は、前述のＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｃｕ）−（Ｔｉ）−（Ｂ）合金を鋳造し、得られる鋳塊に均質化処理、熱間圧延、中間焼鈍を入れる冷間圧延を順に施し、最後に調質焼鈍を施して製造される。
前記均質化処理により、鋳塊組織中の溶質元素の偏析が均質化し、またＦｅ、Ｓｉなどの金属間化合物の分布が適正化される。また均質化処理により金属間化合物が適度に粗大化し、この適度に粗大化した金属間化合物は、熱間圧延や中間焼鈍で再結晶核として有効に機能して、微細な再結晶組織を形成する。
【００１３】
前記均質化処理を５４０〜６１０℃の温度で１〜１５時間施す理由は、５４０℃未満では金属間化合物が適度に粗大化せず、このため再結晶核となる金属間化合物が減少して再結晶粒が粗大化し、成形性や外観が損なわれ、６１０℃を超えると鋳塊に変形や膨れなどが生じ、のちに材料欠陥の原因になる。均質化処理時間が１時間未満では均質化処理効果が十分に得られず、１５時間を超えるとその効果が飽和してコスト的に不利になるためである。特に望ましい均質化処理時間は２〜６時間である。
【００１４】
均質化処理後の熱間圧延は常法に準じて行う。また熱間圧延後の冷間圧延では中間焼鈍を施す。中間焼鈍を入れた冷間圧延材は、前述のように、所要強度を得るための調質焼鈍温度範囲を広くとれる。
従来、この中間焼鈍は完全焼鈍（完全再結晶）させて行っていたが、完全焼鈍を行う場合は、中間焼鈍前の冷間圧延率を十分に大きくしておかないと、中間焼鈍後の再結晶粒が大きくなり肌荒れが生じ易くなる。
このため、本発明では、少なくとも最終中間焼鈍は完全再結晶させずに、部分再結晶する条件、つまり軟化率が２０〜７０％になる条件で施す。
【００１５】
本発明において、少なくとも最終中間焼鈍を軟化率が２０〜７０％になるように施す理由は、前記軟化率が２０％未満では、調質焼鈍後に、成形性を良好にする大きい伸びが得られず、７０％を超えると調質焼鈍において軟化が急激に起きて焼鈍不良が生じ易くなるためで、特に望ましい軟化率は３０〜６０％である。ここで、軟化率は〔（Ａ−Ｂ）／Ａ〕の式で表される。但し、Ａは中間焼鈍前の材料の硬さ、Ｂは中間焼鈍後の材料の硬さである。
【００１６】
軟化率が２０〜７０％の結晶組織は、微細な再結晶粒と亜結晶粒界が発達した未再結晶粒とが混在したものである。
前記２０〜７０％の軟化率は、２２０〜２８０℃の温度で中間焼鈍することにより得られる。すなわち、中間焼鈍温度が２２０℃未満では未再結晶粒の亜結晶粒界が十分に発達せず、２８０℃を超えると急激に再結晶して軟化率を２０〜７０％に制御するのが困難になる。
【００１７】
本発明で、最終中間焼鈍後の冷間圧延を圧延率５０％以下で施す理由は、圧延率が５０％を超えると調質焼鈍後に伸びが十分回復せず、必要とする成形性が得られないためである。
【００１８】
本発明で、調質焼鈍を２００〜２６０℃の温度で施す理由は、２００℃未満では成形性を良好にする大きい伸びが得られず、２６０℃を超えると材料が過度に軟化して成形性が悪化するためである。
【００１９】
【実施例】
以下に本発明を実施例により詳細に説明する。
（実施例１）
表１に示す本発明規定内組成のアルミニウム合金鋳塊（厚さ５００ｍｍ、幅１２００ｍｍ、長さ４０００ｍｍ）に、表２に示すＡの条件で、均質化処理、熱間圧延、中間焼鈍、最終冷間圧延、調質焼鈍を順に施して、厚さ１．０ｍｍの半硬質板を製造した。均質化処理時間は、いずれも４時間とした。
【００２０】
（比較例１）
表１に示す本発明規定外組成のアルミニウム合金鋳塊を用いた他は、実施例１と同じ方法により厚さ１．０ｍｍの半硬質板を製造した。
【００２１】
実施例１と比較例１で製造した各々の半硬質板について、引張強さ、伸び、成形性を調べた。
成形性はエリクセン試験により調べ、圧延板に割れが入るまでのポンチの移動距離（エリクセン値）が１５ｍｍ未満のものは不良（×）、１５ｍｍ以上のものは良好（○）と評価した。
結果を表３に示す。表３には中間焼鈍後の軟化率を併記した。
【００２２】
【表１】
【表２】
【表３】
表３より明らかなように、本発明例のNo.1〜3 は、いずれも引張強さおよび伸びが高く、従って成形性に優れた。冷間圧延中に中間焼鈍を入れたので調質焼鈍温度範囲が広くなり焼鈍不良は生じなかった。
これに対し、比較例のNo.4〜8 は、合金組成が本発明組成外のため、いずれも引張強さおよび伸びが低く、従って成形性が劣った。
【００２６】
（実施例２）
表１に示したNo.1の組成のアルミニウム合金鋳塊を用い、表２に示したＢ〜Ｅの製造条件により厚さ１．０ｍｍの半硬質板を製造した。
【００２７】
（比較例２）
表１に示したNo.1の組成のアルミニウム合金鋳塊を用い、表２に示したＦ〜Ｌの製造条件により厚さ１．０ｍｍの半硬質板を製造した。
【００２８】
実施例２または比較例２で製造した各々の半硬質板について、引張強さ、伸び、および成形性を実施例１と同じ方法により調査した。
結果を表４に示す。表４には中間焼鈍後の軟化率を併記した。
【００２９】
【表４】
表４より明らかなように、本発明例のNo.9〜13は、いずれも引張強さおよび伸びが高く、従って成形性に優れた。
これに対し、比較例の No.14〜20は、製造条件が本発明規定外のため、いずれも引張強さまたは伸びが低く、従って成形性が劣った。
なお、No.15,16は中間焼鈍温度が適正でないため軟化率が本発明規定値を外れた。またNo.17,20は冷間圧延率が高かったため適正な調質焼鈍温度範囲が狭くなり、設定した調質焼鈍温度では伸びが十分回復せず成形性が不良となった。
【００３１】
【発明の効果】
以上に述べたように、本発明によれば、強度および伸びが高く成形性に優れるアルミニウム合金半硬質材を高歩留まりで製造できる。前記半硬質材は成形加工の自動化、高速化に十分対応でき、また張出し成形材、張出し部分の大きい複合成形材、エンボス加工材などにも適用できる。依って、工業上顕著な効果を奏する。
Claims (4)
- Ｆｅ０．２〜０．９wt％、Ｓｉ０．１〜０．３wt％を含有し、前記ＦｅとＳｉの含有量の比（Ｆｅ／Ｓｉ）が２．０以上、前記ＦｅとＳｉの含有量の合計が１．０wt％以下であり残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金鋳塊に均質化処理を施し、その後熱間圧延、中間焼鈍を入れる冷間圧延、調質焼鈍を順に施すアルミニウム合金半硬質材の製造方法であって、前記均質化処理を５４０〜６１０℃の温度で１〜１５時間施し、少なくとも最終中間焼鈍を軟化率が２０〜７０％になるように施し、最終中間焼鈍後の冷間圧延を圧延率５０％以下で施し、調質焼鈍を２００〜２６０℃の温度で施すことを特徴とする成形性に優れるアルミニウム合金半硬質材の製造方法。
- Ｆｅ０．２〜０．９wt％、Ｓｉ０．１〜０．３wt％を含有し、前記ＦｅとＳｉの含有量の比（Ｆｅ／Ｓｉ）が２．０以上、前記ＦｅとＳｉの含有量の合計が１．０wt％以下であり、さらにＣｕ０．０５〜０．２wt％を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金鋳塊に均質化処理を施し、その後熱間圧延、中間焼鈍を入れる冷間圧延、調質焼鈍を順に施すアルミニウム合金半硬質材の製造方法であって、前記均質化処理を５４０〜６１０℃の温度で１〜１５時間施し、少なくとも最終中間焼鈍を軟化率が２０〜７０％になるように施し、最終中間焼鈍後の冷間圧延を圧延率５０％以下で施し、調質焼鈍を２００〜２６０℃の温度で施すことを特徴とする成形性に優れるアルミニウム合金半硬質材の製造方法。
- Ｆｅ０．２〜０．９wt％、Ｓｉ０．１〜０．３wt％を含有し、前記ＦｅとＳｉの含有量の比（Ｆｅ／Ｓｉ）が２．０以上、前記ＦｅとＳｉの含有量の合計が１．０wt％以下であり、さらにＴｉ０．００５〜０．０５wt％、Ｂ０．００１〜０．０１wt％のうちの一種または２種を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金鋳塊に均質化処理を施し、その後熱間圧延、中間焼鈍を入れる冷間圧延、調質焼鈍を順に施すアルミニウム合金半硬質材の製造方法であって、前記均質化処理を５４０〜６１０℃の温度で１〜１５時間施し、少なくとも最終中間焼鈍を軟化率が２０〜７０％になるように施し、最終中間焼鈍後の冷間圧延を圧延率５０％以下で施し、調質焼鈍を２００〜２６０℃の温度で施すことを特徴とする成形性に優れるアルミニウム合金半硬質材の製造方法。
- Ｆｅ０．２〜０．９wt％、Ｓｉ０．１〜０．３wt％を含有し、前記ＦｅとＳｉの含有量の比（Ｆｅ／Ｓｉ）が２．０以上、前記ＦｅとＳｉの含有量の合計が１．０wt％以下であり、さらに、Ｃｕ０．０５〜０．２wt％を含有し、Ｔｉ０．００５〜０．０５wt％、Ｂ０．００１〜０．０１wt％のうちの一種または２種を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金鋳塊に均質化処理を施し、その後熱間圧延、中間焼鈍を入れる冷間圧延、調質焼鈍を順に施すアルミニウム合金半硬質材の製造方法であって、前記均質化処理を５４０〜６１０℃の温度で１〜１５時間施し、少なくとも最終中間焼鈍を軟化率が２０〜７０％になるように施し、最終中間焼鈍後の冷間圧延を圧延率５０％以下で施し、調質焼鈍を２００〜２６０℃の温度で施すことを特徴とする成形性に優れるアルミニウム合金半硬質材の製造方法。
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