JP2001003129A

JP2001003129A - 耐食性に優れた輸送機用アルミニウム合金板

Info

Publication number: JP2001003129A
Application number: JP17673299A
Authority: JP
Inventors: Takeo Sakurai; 健夫櫻井; Yasuo Takagi; 康夫高木; Tetsuya Masuda; 哲也増田; Takashi Inaba; 隆稲葉
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1999-06-23
Filing date: 1999-06-23
Publication date: 2001-01-09
Anticipated expiration: 2019-06-23
Also published as: JP4386393B2

Abstract

(57)【要約】【課題】 Al合金スクラップおよび／または低純度Al
地金を主たる溶解例として用い、CuやFe等の不純物元素
をある程度含んでいても、成形性や時効硬化性や耐食性
などの諸特性が低下しないようにした輸送機用Al-Mg-Si
系Al合金板を提供することを目的とする。【解決手段】 Al溶解材から不可避的に混入されるCu
およびFeを、Cu:0.10%以上、Fe:0.10%以上含み、圧延後
に連続熱処理炉にて溶体化および焼入れ処理されて成形
加工されるAl-Mg-Si系アルミニウム合金板であって、S
i:0.8〜1.5% (質量% 、以下同じ) 、Mg:0.3〜0.8%を含
み、Si/Mg を1.0 以上とするとともに、Cu:0.30%以下、
Fe:0.5% 以下とし、残部Alおよび不可避的不純物からな
り、かつ限界張出高さ(LDH₀)が30以上であり、成形加工
後の170℃×20分の人工時効処理後の耐力 (σ_0.2)が200
N/mm²以上とすることである。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、不可避的に混入す
るCuやFe等の不純物量が高くても、耐食性およびプレス
成形性や曲げ加工性などの成形加工性に優れた輸送機用
Al-Mg-Si系アルミニウム合金板（以下、アルミニウムを
単にAlと言う）に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】自動車、船舶あるいは車両などの輸送機
の外板や構造材あるいは部品用、また家電製品の構造材
あるいは部品用、更には屋根材などの建築、構造物の部
材用として、成形加工性 (以下、単に成形性と言う) に
優れたAA乃至JIS5000 系や成形性や焼付硬化性に優れた
AA乃至JIS 6000系 (以下、単に5000系乃至6000系と言
う)のAl合金が使用されている。この中でも、特に、自
動車のドアやフェンダーあるいはボンネットなどのパネ
ル材或いはホイール等の自動車材についても、前記材料
特性やリサイクル性の点から、6000系のAl合金の使用が
検討されている。

【０００３】この6000系Al合金は、基本的にSi:0.2〜1.
6% (質量% 、以下同じ) 、Mg:0.2〜1.6%を含有するAl-M
g-Si系アルミニウム合金である。そして、この6000系Al
合金は、プレス成形や曲げ加工時には低耐力により成形
性を確保するとともに、成形後の焼付塗装時の加熱を利
用して時効硬化して耐力が向上し、必要な強度を確保で
きる。また、スクラップをAl合金溶解材 (溶解原料) と
して再利用する際に、比較的合金量が少なく、元の6000
系Al合金鋳塊を得やすく、リサイクル性に優れている。
したがって、従来から輸送機用として使用されてきたMg
量などの合金量が多い5000系のAl合金に比して有利であ
る。

【０００４】一方、特に自動車などの輸送機用のAlパネ
ル材の分野では、Al合金板を輸送機用の部材形状にする
ため、ドアなどの部材では、深絞りや張出し等のプレス
成形後にヘム加工等の曲げ成形が行われる等、厳しい成
形が複合して施されている。しかも、製品乃至部材形状
の複雑化に伴い、深絞りや張出しの高さが大きくなる、
或いはヘム加工の際の曲げ半径が小さくなる等、これら
の成形条件は益々厳しいものとなっている。

【０００５】したがって、前記輸送機用のパネル材等に
6000系Al合金板が用いられるためには、この厳しい成形
条件に応え、より高い成形性を有する必要がある。例え
ば、成形性の中でも、深絞りや張出の成形性の指標とし
て、限界張出高さ(LDH) や限界絞り高さ(LDR)があり、
近年、前記輸送機パネル材の深絞り成形において要求さ
れる前記限界張出高さは、LDH₀で30以上の高成形性が要
求されている。

【０００６】また、自動車のアウターパネルなどでは、
深絞りや張出などの成形後に、更に、前記ヘム加工、即
ち、曲げ中心半径(R) と板厚(t) との比(R/t) が3.0 以
下の、加工条件の厳しいロープヘム加工やフラットヘム
加工と呼ばれる180 °曲げ加工が行われる。このため、
このような部材用のAl合金板には、前記深絞りや張出の
成形性に加えて、優れたヘム (曲げ) 加工性を有するこ
とが要求される。

【０００７】更に、輸送機の部材としては、耐デント性
や剛性を確保する点から、前記成形性に加えて、高い強
度も要求される。

【０００８】また、前記アウターパネル等、輸送機のパ
ネル材は外使いされることも多く、塗装後の耐食性とし
て代表的な耐糸さび性に対する要求も厳しい。したがっ
て、以上のことから明らかな通り、この種、輸送機用の
Al合金板には、高成形性、高強度 (高時効硬化性) 、高
耐食性を兼備することが要求される。

【０００９】このため、輸送機用の6000系Al合金板を製
造する際には、これらの要求諸特性を満足させるため
に、厳密な作り込みが行われている。例えば、Al合金の
溶解材としても、前記成形性や時効硬化性や耐食性など
の諸特性を阻害する不純物元素、特に、CuやFe等の不純
物元素を低く抑制するために、通常は、Al地金の中で
も、Cu:0.01%以下、Fe:0.05%以下であり、これら不純物
元素の含有量が特に低い、Alの純度が99.7% 以上の高純
度なAl新地金のみが使用されている。

【００１０】したがって、現状では、これら輸送機用の
6000系Al合金板では、前記した6000系Al合金板のリサイ
クル特性を活用できていない。この点、将来に渡り、輸
送機などにAl合金の使用量が増した場合には、輸送機用
の6000系Al合金板の溶解材にも、6000系Al合金などのス
クラップ材を、前記Alの純度が99.7% 以上の高純度なAl
新地金に代えて、あるいはこの高純度のAl地金ととも
に、使用する必要性が生じている。また、現在において
も、Cu:0.01%以上、Fe:0.05%以上を含む安価なスクラッ
プ材および／または低純度のAl地金を溶解材として使用
することが可能となれば、前記高純度のAl地金が不足し
ていても、これら入手しやすい或いは安価な溶解材を使
用して輸送機用の6000系Al合金板を製造することが可能
となるという利点も生じる。

【００１１】しかし、Cu:0.01%以上、Fe:0.05%以上を含
むスクラップ材および／またはAlの純度が低いAl地金
(以下、低純度Al地金と言う)を溶解材として使用して成
形用の6000系Al合金板を製造する際には、前記した通
り、成形性や時効硬化性や耐食性を阻害する、CuやFe等
の不純物元素の混入が不可避となる。このため、これら
不純物元素がある程度混入しても、輸送機用の6000系Al
合金板の成形性や時効硬化性や耐食性を低下させない技
術が、どうしても必要となる。

【００１２】これら輸送機用乃至成形用の6000系Al合金
板の、成形性や時効硬化性や耐食性などの諸特性を、成
分組成、組織、製造方法などで、冶金的に向上させる技
術は、従来から種々提案されている。この内、代表的
な技術は、6000系Al合金板の化学成分組成を制御するこ
とである。例えば、特開平1-111851号、特開昭64-65243
号、特開平5-291834号、特開平7-228939号公報等に開示
されている通り、6000系Al合金板の基本組成としてのSi
(過剰Si量) やMg量、あるいはMg₂Si 等の晶出物の量や
形態を制御することが開示されている。また、Cuなどを
添加して成形性を向上させることも、特開平6-2064号、
特開平6-136478号、特開平8-109428号、特開平9-209068
号、特開平9-202933号公報等で多数提案されている。

【００１３】

【発明が解決しようとする課題】しかして、安価なスク
ラップ材および／または低純度Al地金を使用して輸送機
用の6000系Al合金板を製造する際に、不可避的に混入す
るCuやFe等の不純物元素がある程度まで含有されたとし
ても、前記成形性や時効硬化性や耐食性などの諸特性を
低下させないようにするための有効な提案は、今までに
無い。

【００１４】勿論、これら不純物元素の影響を防止する
ためには、Al合金中のCuやFe等の不純物元素を低減すれ
ば良い。これまでの、前記種々提案されている成形用の
6000系Al合金板の、成形性や時効硬化性や耐食性などの
特性を、成分組成、組織、製造方法などで、冶金的に向
上させる技術も、基本的にはこの考え方に基づいてい
る。

【００１５】したがって、これら従来技術の中でも、Al
合金成分組成として、CuやFe等の不純物元素を規制する
ことをうたった従来技術では、6000系Al合金板を製造す
る際には、明記しておらずとも、Al合金の溶解材とし
て、これら不純物元素の含有量が特に低く、Alの純度が
99.7% 以上の高純度のAl地金( 以下、単に高純度のAl地
金と言う) の使用や、スクラップ材を使用する場合で
も、後述する通り、同時に多量の高純度のAl地金を使用
して、これら不純物元素を希釈することを前提としてい
る。

【００１６】これは、Al合金の鋳造工程において、一旦
溶解材からAl合金溶湯中に混入したCuやFe等の不純物元
素を低減するようなAl合金溶湯の精錬方法は、現在のと
ころ無いことに基づく。因みに、現在のAl合金溶湯の精
錬技術で除去可能なものは、Al合金溶湯中のガス成分や
非金属介在物のみである。このため、現状で、Al合金溶
湯中に混入したCuやFe等の不純物元素を低減したい場
合、Al合金溶湯に、CuやFe等の不純物元素含有量が低い
前記高純度のAl地金を添加して、Al合金溶湯中のCuやFe
等の不純物元素を希釈するしかない。そして、この希釈
法では、前記高純度のAl地金を主たる溶解材として、多
量に使用する必要があり、安価なスクラップ材および／
または低純度Al地金を主たる溶解材として使用して、成
形用の6000系Al合金板を製造する主旨には反してしま
う。

【００１７】なお、スクラップを溶解材とし、必然的に
混入する不純物元素の晶出物を、Na、Sr、Sb、Ca、Te、
Ba、Li、K 、Bi、P 、As、Se等の一種以上を0.005 〜0.
3%添加することによって、微細かつ球状化して無害化
し、成形性や耐食性を改善するする技術が特開平11-716
23号公報に開示されている。これは、新たな合金元素の
添加によって、晶出物等の形態や大きさを制御して、無
害化する方法の一種である。しかし、前記新たな合金元
素の添加は、熱間圧延時の脆性割れ等、材料の脆化を促
進し、また耐食性なども低下するため、輸送機用材料と
しての信頼性に欠ける問題があり、製造自体も困難とな
る、コストが高くなる等のあらたな問題を生じてしま
う。

【００１８】更に、成形用の6000系Al合金板の場合、成
形時の低耐力と時効硬化時の高耐力化のために、特にSi
量を高くした場合に、粒界へのSi析出などによる成形性
の低下を防止することが重要となる。このためには、圧
延後の最終の溶体化処理および焼入れ処理に際し、短時
間で板を加熱および急速に冷却することが必要となる。
このため、生産効率の点からも、溶体化処理および焼入
れ処理を、バッチ式ではなく、圧延コイルから板を巻き
戻し、連続的に通板して熱処理することのできる連続熱
処理炉にて行うことが必要となる。

【００１９】このような連続熱処理炉において、短時間
に板を加熱および急速に冷却する場合、前記CuやFe等の
不純物元素の影響の程度は、長時間板を加熱するバッチ
式の溶体化処理および焼入れ処理による場合よりも大き
く、且つ敏感となる。したがって、このような連続熱処
理炉にて溶体化処理および焼入れ処理を行う際に、Cuや
Fe等の不純物元素を含有する場合、これら不純物元素の
影響を無くして、成形用Al-Mg-Si系Al合金板の諸特性の
低下を防ぐのはかなり難しくなる。そして、今までのと
ころ、この技術的課題に対しての提案も、前記不純物元
素を低減する技術以外に、今までのところ無い。

【００２０】本発明はこの様な事情に着目してなされた
ものであって、その目的は、Al合金スクラップおよび／
または低純度Al地金を主たる溶解例として用い、CuやFe
等の不純物元素をある程度含んでいても、成形性や時効
硬化性や耐食性などの諸特性が低下しないようにした輸
送機用Al-Mg-Si系Al合金板を提供しようとするものであ
る。

【００２１】

【課題を解決するための手段】この目的を達成するため
に、本発明輸送機用Al合金板の要旨は、Al溶解材から不
可避的に混入されるCuおよびFeを、Cu:0.10%以上、Fe:
0.10%以上含み、圧延後に連続熱処理炉にて溶体化およ
び焼入れ処理されて成形加工されるAl-Mg-Si系アルミニ
ウム合金板であって、Si:0.8〜1.5% (質量% 、以下同
じ) 、Mg:0.3〜0.8%を含み、Si/Mg を1.0 以上とすると
ともに、Cu:0.30%以下、Fe:0.5% 以下とし、残部Alおよ
び不可避的不純物からなり、かつ限界張出高さ(LDH₀)が
30以上であり、成形加工後の170 ℃×20分の人工時効処
理後の耐力 (σ_0.2)が200N/mm²以上であることとする。

【００２２】本発明者らは、Al合金スクラップおよび／
または低純度Al地金を溶解材として用い、連続熱処理炉
にて溶体化および焼入れ処理された後に成形加工される
Al-Mg-Si系Al合金板について、特にSi/Mg を1.0 以上と
したSi/Mg 比が高いAl-Mg-Si系Al合金板では、Si量とMg
量とを特定の含有量範囲とすることによって、例えCuと
Feとをある程度含有していても、これら不純物元素の諸
特性に対する悪影響を低減できることを知見した。

【００２３】即ち、Al-Mg-Si系Al合金板の組成を、Si量
0.8 〜1.5%、好ましくは0.9 〜1.1%、Mg量0.3 〜0.8%、
好ましくは0.5 〜0.7%と、いずれも、通常のAl-Mg-Si系
Al合金板の範囲であるSi:0.2〜1.6%、Mg:0.2〜1.6%より
も、かなり狭い範囲内とすることによって、これらの組
成範囲では、CuとFeとを含有していても、不純物元素の
影響を低減できることを知見した。

【００２４】

【発明の実施の形態】(Al溶解材)前記した通り、本発明
では、6000系Al合金板のリサイクル性を活用するため
に、あるいは安価なAl溶解材を使用して輸送機用の6000
系Al合金板を製造可能とするために、Al溶解材として、
溶解材合計のCu量およびFe量が、Cu:0.10%以上、Fe:0.1
0%以上であるAl合金スクラップおよび／または低純度Al
地金等を用いる。

【００２５】溶解材合計のCu量およびFe量が、Cu:0.10%
以下およびFe:0.10%以下となるようなAl溶解材として
は、前記Alの純度が99.7% 以上の高純度のAl地金しかな
く、このような高純度のAl地金を主たる溶解材として用
いた場合には、本発明自体の意義がなくなる。したがっ
て、本発明におけるAl溶解材としては、溶解材合計のCu
量およびFe量が、Cu:0.10%以上、Fe:0.10%以上であるAl
合金スクラップおよび／または低純度Al地金等を、少な
くともAl溶解材の50wt% 以上使用して、主たる溶解材と
することを主旨とする。

【００２６】なお、本発明で溶解材として使用するAl合
金スクラップは、本発明と同種の6000系合金スクラップ
(輸送機廃材や他の用途の、例えばサッシュ等の建材等
の廃材) や、6000系合金よりもSiやMg、Mnなどの合金元
素量の少ない純Al系の合金スクラップが主として使用可
能である。

【００２７】但し、6000系合金よりもSiやMgなどの主要
な合金元素量が多い、或いは本発明で不純物として規制
すべきCuやFe、或いはZn、Mn等の合金元素量が多い2000
系、3000系、5000系、7000系等のAl合金スクラップで
も、主たる溶解材として使用することは難しい。ただ、
前記6000系や純Al系Al合金スクラップや低純度Al地金と
の組み合わせで、本発明Al合金組成における、Cu:0.30%
以下、Fe:0.50%以下或いはその他不純物元素を許容量以
下とする範囲で、溶解材として使用することができる。
また、本発明で言うAl合金スクラップとは、前記Al合金
製品の廃材の他、Al合金板の製造 (圧延) 工場などで生
じる、所謂回転屑なども含まれる。

【００２８】次に、本発明Al合金における、化学成分組
成について説明する。本発明のAl合金は、自動車、船舶
などの輸送機の部材あるいは部品用としての諸特性を満
足する必要がある。この内、特に自動車のパネル材とし
ては、基本的に、成形性として限界絞り高さ(LDH₀)が30
以上であり、かつヘム加工( 曲げ加工) された際に割れ
が生じないことが必要である。また、成形加工後の塗装
焼付け硬化処理において、170 ℃×20分の、比較的低温
かつ短時間の人工時効処理によっても、耐力 (σ_0.2)が
200N/mm²以上の時効硬化性(高強度) を有していること
が必要である。更に、塗装後の耐糸さび性等の耐食性に
優れていることが必要である。

【００２９】以下、このための成分組成、即ち、各元素
の含有量についての好ましい範囲と臨界的意義について
説明する。

【００３０】Mg:0.3〜0.8%、好ましくは0.5 〜0.7%。Mg
は、それ自体の固溶強化とSiと共同して強度を付与する
ために必須の元素である。Siとは、人工時効時 (塗装焼
付け処理など) により、Siとともに化合物相 (時効析出
物、β^,- Mg₂Siなど) を形成して、使用時の高強度
(耐力) 乃至焼き付け硬化性を付与する。Mgの0.3%未
満、より厳しくは0.5%未満の含有では、成形加工後の塗
装焼付け硬化処理において、170 ℃×20分の、比較的低
温かつ短時間の人工時効処理によっても、耐力 (σ_0.2)
が200N/mm²以上の時効硬化性 (高強度) を確保できな
い。また、引っ張り強さが低下して、成形時に割れを生
じる可能性がある。

【００３１】一方、0.8%を越えて、より厳しくは0.7%を
越えて含有されると、含有されるCuとFeとによって、通
常では(Cu とFe量が低い場合) 、Mg量が約1.6%を越える
範囲で低下する、プレス成形性や曲げ加工性( ヘム加工
性) 等の成形性が、著しく阻害される。これは、Al合金
スクラップおよび／または低純度Al地金を溶解材として
用い、連続熱処理炉にて溶体化および焼入れ処理された
後に成形加工されるAl-Mg-Si系Al合金板について、特に
Si/Mg を1.0 以上としたSi/Mg 比が高いAl-Mg-Si系Al合
金板において、含有されるCuとFeとが、通常のCuとFe量
が低い場合よりも、Mgの作用に影響を与えるからであ
る。したがって、Mgの含有量は0.3 〜0.8%、好ましくは
0.5 〜0.7%の範囲とする。

【００３２】Si量0.8 〜1.5%、好ましくは0.9 〜1.1%。
SiもMgとともに、人工時効処理により、時効析出物 (β
^,- Mg ₂Siなど) を形成して、成形加工後の塗装焼付け
硬化処理において、170 ℃×20分の、比較的低温かつ短
時間の人工時効処理によっても、耐力 (σ_0.2)が200N/m
m²以上の時効硬化性 (高強度) を確保付与するために必
須の元素である。また、特にSi/Mg を1.0以上とし、Si
をMgに対し過剰に添加した場合には、β^,- Mg₂Siとし
て造られずに、残ったSiが存在し、前記プレス成形性や
ヘム加工性を向上させる。また、この残SiがT4状態で固
溶していると、固溶耐強化によって強度は上昇する。Si
量が0.8%未満、より厳密には0.9 % 未満、およびSi/Mg
が1.0 未満の含有では、これらの効果が期待できない。

【００３３】一方、Siが1.5%を越えて、より望ましくは
1.1 % を越えて含有されると、前記Mgと同様に、含有さ
れるCuとFeとによって、通常では、Siの含有量が1.6%を
越える範囲で低下する成形性がSi含有量が比較的少なく
ても低下する。したがって、Siの含有量は0.8〜1.5%、
好ましくは0.9 〜1.1%の範囲とする。

【００３４】Ti:0.0001 〜0.1%。 Tiは鋳塊の結晶粒を微細化し、プレス成形性を向上させ
るために添加する元素である。しかし、Tiの0.001%未満
の含有では、この効果が得られず、一方、Tiを0.1%を越
えて含有すると、粗大な晶出物を形成し、成形性を低下
させる。したがって、選択的に含有させる際のTiの含有
量は0.0001〜0.1%の範囲とすることが好ましい。

【００３５】B:1 〜300ppm。 B はTiと同様、鋳塊の結晶粒を微細化し、プレス成形性
を向上させるために添加する元素である。しかし、B の
1ppm未満の含有では、この効果が得られず、一方、300p
pmを越えて含有されると、やはり粗大な晶出物を形成
し、成形性を低下させる。したがって、選択的に含有さ
せる際のB の含有量は1 〜300ppmの範囲とすることが好
ましい。

【００３６】Cu:0.1〜0.3%。溶解材から混入して、不純物として含まれるCuは、通常
では、塗装焼き付け加熱時にMg、Alと化合物相を形成し
て析出し、焼き付け硬化性を付与するとともに、T4など
の溶体化および焼入れ処理等の調質時の固溶状態におい
て、成形性を向上させる。しかし、特に、本発明の高Si
6000系Al合金板の場合、前記した連続熱処理炉におい
て、容体化処理時に短時間で板を加熱および急速に冷却
する場合、Cuの含有量が0.3%を越えると、却って塗装後
の耐蝕性の内、特に耐糸さび性を劣化させる。また、人
工時効処理時 (塗装焼き付け加熱時) に生じるθ^,-CuA
l₂析出物は、室温で成長するため、成形されるまでの経
時変化により、強度が上昇し、伸びと成形性を低下させ
る。したがって、本発明では、溶解材からCuが必然的に
含有されるとしても、そのCuの含有量 (許容量) を0.3%
以下の範囲とする。一方、溶解材として、Alスクラップ
材や低純度Al地金を主たる溶解材として使用した場合、
Cuが0.1%以上、必然的に含有される。したがって、Cuの
含有量は0.1 〜0.3%とする。

【００３７】Fe:0.10 〜0.50% 。溶解材から混入して、不純物として含まれるFeは、Al₇C
u₂Fe、Al₁₂(Fe,Mn)₃Cu₂ 、(Fe,Mn)Al₆などの晶出物を生
成する。これらの晶出物は、破壊靱性および疲労特性更
には成形性を著しく劣化させる。特に、Feの含有量が0.
50% を越えると顕著にこれらの特性が劣化するため、本
発明では、溶解材からFeが必然的に含有されるとして
も、そのFeの含有量 (許容量) を0.50% 以下とする。一
方、溶解材として、Alスクラップ材や低純度Al地金を主
たる溶解材として使用した場合、Feが0.10% 以上、必然
的に含有される。したがって、Feの含有量は0.10〜0.50
% とする。

【００３８】この他、Mn、Cr、Zn、Ni、V 、Zrなどの他
の合金元素は、本発明Al合金板においては、一つの特性
を向上しえたとしても、他の特性を劣化させることにつ
ながる。この結果、Al合金板の前記諸特性の兼備を阻害
することに繋がるので、不純物元素として、極力低く抑
制することが望ましい。しかし、本発明では、溶解材と
して、Alスクラップ材や低純度Al地金を溶解材として使
用するため、これら元素が必然的に含有される場合があ
る。したがって、これら元素が含まれる場合には、AA乃
至JIS の規格程度含むことを許容する。

【００３９】本発明におけるAl合金板自体は、溶解、鋳
造、均質化熱処理、熱間圧延、中間焼鈍、冷間圧延、調
質処理等の常法により製造が可能である。

【００４０】(溶解、鋳造工程)溶解、鋳造工程では、C
u:0.01%以上、Fe:0.05%以上を含むAl合金スクラップお
よび／または低純度Al地金を溶解材の50wt% 以上用い
て、本発明成分規格範囲内に溶解調整されたAl合金溶湯
を、連続鋳造圧延法、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法）等の
通常の溶解鋳造法を適宜選択して鋳造する。なお、本発
明では、溶解材の50wt% 未満の範囲で、CuおよびFeの含
有量の調整のために、Cu:0.01%未満、Fe:0.05%未満の高
純度のAl地金を用いることは、勿論許容する。

【００４１】(圧延)次いで、このAl合金鋳塊に均質化熱
処理を施した後、熱間圧延、および必要により中間焼鈍
して、冷間圧延により、コイル状、板状などの所望Al合
金板の形状と板厚に塑性加工される。

【００４２】(焼鈍)この際、熱間圧延後に組織制御のた
めの焼鈍を行うことが好ましい。この焼鈍を行うことに
よって、合金中に析出物を微細で、かつ均一に分散さ
せ、再結晶を抑制することによって、引き続く冷間圧延
および溶体化処理後の結晶粒組織を微細化することが可
能となる。そして、この結晶粒組織を微細化により、前
記各成形性を向上させることが可能となる。この効果を
得るためには、焼鈍を連続熱処理炉により行い、Al合金
板の加熱速度および冷却速度を、いずれも300 ℃/ 分以
上とすることが好ましい。加熱速度および冷却速度がい
ずれか或いはいずれも300 ℃/ 分未満の場合には、焼鈍
時に時効析出物であるMg₂Si が粗大に析出する。そし
て、この析出物は、冷延後にT4処理しても溶けることが
ないため、前記170 ℃×20分の低温短時間の塗装焼き付
けでの時効硬化性(BH 性、ベークハード性) が低下し、
必要強度を確保できなくなる。

【００４３】また、この焼鈍温度 (加熱温度) は、400
℃未満では前記結晶粒組織の微細化効果がなく、成形性
が向上しない。一方、520 ℃を越えると、溶体化処理温
度に近くなり、固溶体強化が生じて強度が上昇するた
め、その後の冷延で耳割れ等を起こす原因となる。した
がって、焼鈍温度は400 〜520 ℃の温度とする。

【００４４】(溶体化処理)本発明では、前記した通り、
6000系Al合金板の成形性をより向上させるとともに、成
形後の焼付塗装時の時効硬化能をより向上させるため
に、Si量を高めている。この結果、前記溶体化および焼
入れ処理の際、粒界へのSi析出による成形性の低下の問
題が大きくなる。このため、これを防止するためには、
圧延板を短時間で加熱および急速に冷却することが必要
で、この点、特に最終的な溶体化処理および焼入れ処理
をバッチ式ではなく、コイルから板を連続的に通板して
熱処理することのできる連続熱処理炉にて行う。

【００４５】また、溶体化処理後5 分以上経過して焼入
れを行うと、前記170 ℃×20分の低温短時間の塗装焼き
付けでの時効硬化性が不足し、耐力 (σ_0.2)が200N/mm²
以上の高強度を確保できない。したがって、この点から
も前記連続熱処理炉によって、溶体化処理および焼入れ
処理を連続的に行うことが好ましい。

【００４６】溶体化処理条件としては、前記連続熱処理
炉において、520 〜550 ℃の範囲で、T4処理 (溶体化処
理後焼入れ) を行う。なお、溶体化処理後の焼入れの
際、冷却速度は300 ℃/ 分以上とする。冷却速度が300
℃/ 分未満では、焼入れ後の強度が低くなり、かつ、前
記170 ℃×20分の低温短時間の塗装焼き付けでの時効硬
化性が不足し、耐力 (σ_0.2)が200N/mm²以上の高強度を
確保できない。この、冷却速度を確保するために、焼入
れ処理は、空冷よりも、ミスト、スプレー、浸漬等の水
冷により行うことが好ましい。

【００４７】また、この溶体化処理後の焼入れの際、常
温まで焼入れるよりも、更に焼付き硬化性を高めるた
め、焼入れ終了温度を高温として、そのまま保持する焼
入れ処理を行うことが好ましい。より具体的には、特開
平2 -205660 号や特開昭62-177143 号公報に記載のよう
に、焼入れ終了温度 (焼入れ温度) を50〜120 ℃とし、
この焼入れ後にその温度で保持する乃至この温度に保持
する熱処理等を行い、所望の機械的性質とする。

【００４８】焼入れ終了温度を高温として、そのまま保
持する焼入れ処理を行う場合、焼入れ終了温度が50℃未
満では、前記170 ℃×20分の低温短時間の塗装焼き付け
での時効硬化性が不足し、耐力 (σ_0. ₂)が200N/mm²以上
の高強度を確保できない。また、焼入れ終了温度が120
℃を越えると、Mg₂Si が析出し、T4での強度が高くなり
すぎるため、成形性が著しく低下するとともに、前記17
0 ℃×20分の低温短時間の塗装焼き付けでの時効硬化性
がなくなる。したがって、焼入れ終了温度は50〜120 ℃
の範囲が好ましい。

【００４９】更に、焼入れ終了後の保持温度が50℃未満
では、短時間保持の場合、前記170 ℃×20分の低温短時
間の塗装焼き付けでの時効硬化性が不足し、耐力 (σ
_0.2)が200N/mm²以上の高強度を確保できない。また、焼
入れ終了後の保持温度が120 ℃を越えると、0.5時間未
満の短時間保持でも、平衡相Mg₂Si が析出し、T4での強
度が高くなりすぎるため、成形性が著しく低下するとと
もに、前記170 ℃×20分の低温短時間の塗装焼き付けで
の時効硬化性がなくなる。したがって、焼入れ終了後の
保持温度は50〜120 ℃の範囲、保持時間は0.5 〜48時間
の範囲が好ましい。

【００５０】

【実施例】次に、本発明の実施例を説明する。Cu:0.35
%、Fe:0.30%を含む6000系Al合金スクラップ材と、Cu:0.
35 〜0.45% 、Fe:0.25%を含む低純度Al地金を、溶解材
とし、溶解材合計のCu量およびFe量がCu:0.10%以上、F
e:0.10%以上となるよう各々配合して用い、表1に示す各
成分組成のAl合金板を作成した。なお、この際、Cu量と
Fe量との調整用 (低減用) に、Cu:0.01%以下、Fe:0.05%
以下である、高純度のAl地金を、他の溶解材に対する高
純度のAl地金の割合が、最高でも20wt% を越えないよう
にして用いた。勿論、他の溶解材に対する高純度のAl地
金の使用割合は、Cu量およびFe量が高いAl合金板ほど少
なくなっている。そして、比較のために、高純度のAl地
金のみを溶解材としてAl合金板も作成した (表1 の No.
10、表2の No.K) 。

【００５１】(Al合金板の作成)Al合金板の作成は、50mm
鋳塊を、DC鋳造法により溶製後、550 ℃×4 時間の均質
化熱処理を施し、480 ℃以下の温度で厚さ5mm まで熱間
圧延した。この熱間圧延板を室温まで放置した後、昇温
速度40℃/hr で500 ℃×30秒の条件で、連続熱処理炉に
おいて焼鈍処理を行い、その後、厚さ1.0mm まで冷間圧
延した。この冷延板を、更に連続熱処理炉において、55
0 ℃で数秒保持する溶体化処理を行った後、直ちに水冷
による焼入れを行ってAl板を作成した。焼入れの際の冷
却速度は600 ℃/ 分とし、焼入れ終了温度 (焼入れ温
度) は80℃とし、焼入れ後にこの温度で 1時間保持し
た。

【００５２】なお、連続熱処理炉による溶体化処理との
比較のために、バッチ式の熱処理炉において、550 ℃で
10時間保持する溶体化処理を行い、2 時間経過後に水冷
による焼入れを行ってAl板を作成した (表2 のNo.J) 。

【００５３】そして、各Al合金板を、自動車のアウター
パネルとしてプレス成形およびヘム加工されることを模
擬して、製造後、5 日間放置して室温時効させたものを
試験材として準備した。

【００５４】(成形性試験)各試験材の耐力 (σ_0.2)をJI
S Z 2241法にて引張試験を行って測定し、塗装焼付硬化
前のAl板の特性とした (なお、引張方向はLT= 圧延方向
に対し90°方向)。また、プレス成形を想定した2%スト
レッチを付与した後に、塗装焼き付け処理を想定して17
0 ℃×20分の人工時効処理を施した際の耐力 (σ_0.2)を
BH後の耐力として測定した。これらの結果を表2 に示
す。

【００５５】更に、各試験材を、前記プレス成形および
ヘム加工を想定して、球頭張出試験を行って成形限界高
さ(LDH₀)を求め、また、曲げ試験を行い、曲げ部表面の
割れの状況を評価した。これらの結果を表2 に示す。

【００５６】なお、球頭張出試験の条件は、肩R5.0mmで
直径50.0mmφのパンチおよび肩R5.0mmで内径52.8mmφ
(外径220mm φ) のダイスを用い、ダイス- シワ押さえ
間の隙間をブランク材と同じ厚みのシムにより一定に保
った条件で行った。

【００５７】また、曲げ試験は、前記プレス成形後、曲
げ半径(R) と板厚(t) との比(R/t)が3.0 以下の厳しい
曲げ加工 (フラットヘム加工) されることを模擬し、5%
のストレッチを行った後、曲げ試験を行った。曲げ試験
条件は、JIS Z 2204に規定される3 号試験片を用い、JI
S Z 2248に規定されるＶブロック法による曲げ試験片
を、更にJIS Z 2248に規定される押曲げ法により曲げ試
験するものとした。

【００５８】そして、試験後の試験片の曲げ部表面の割
れの状況を5 倍の倍率のルーペで目視観察した。この結
果、曲げ部表面に凹部状の割れも肌あれも発生しなかっ
たものを○とし、曲げ部表面に凹部が発生しており、こ
の凹部の最底部に新生面が観察されたものを割れが発生
したとして×とした。また、曲げ部表面に凹部が発生し
ているものの、凹部の最底部に新生面が観察されないも
のは肌あれが発生したとして△と評価した。本発明で規
定する前記曲げ試験方法は実際のヘム加工結果と良く対
応するとともに、JIS Z 2248に規定された他の曲げ試験
に比しても、厳しい試験法である。

【００５９】(塗装後耐食性試験)更に、前記玉頭張出成
形したAl合金板成形材を、塗装後耐蝕性試験片として採
取し、表面の潤滑剤のみを洗浄し、同一条件でリン酸亜
鉛処理、カチオン電着塗装処理、塗装処理を行った。リ
ン酸亜鉛処理は、リン酸チタンのコロイド分散液による
処理を行い、次いでフッ素を50ppm の低濃度含むリン酸
亜鉛浴に浸漬してリン酸亜鉛皮膜を成形材表面に形成し
た。塗装処理は、カチオン電着塗装を行った後に、同一
条件で2 コート2 ベーク塗装として、30μm 厚さの塗装
皮膜を設けて、170 ℃×20観察を行い分の焼き付けを行
い、更に上塗り塗装として、30μm厚さのポリエステル
メラミン系塗装皮膜を設けて、170 ℃×20分の焼き付け
を行った。

【００６０】そして、これら塗装試験片に、全て同じ条
件で、耐糸さび評価試験を行った。これらの評価結果も
表2 に示す。耐糸さび評価試験は、塗装試験片の表面に
一片が7cm のクロスカットを施した後、35℃の3%HCl 水
溶液に2 分間浸漬した後、次いで40℃、85%RH の恒温恒
湿の雰囲気に1500時間放置し、その後発生した糸さびの
最大長さL(クロスカットより垂直方向の距離) を測定し
た。

【００６１】(結果)表1 、2 から明らかな通り、発明例
No.1〜9 (表2 のNo.A〜I)は、Al合金スクラップ材や低
純度Al地金を使用し、不純物としてFeおよびCuを含んで
いるにも拘らず、球頭張出における成形限界高さ(LDH₀)
が30mm以上であり、また170 ℃×20分の低温短時間の塗
装焼き付けでの時効硬化でも、耐力 (σ_0.2)が200N/mm²
以上の高強度 (時効硬化性) を有していることが分か
る。なお、表2 のAl合金のNo.は表1 のAl合金のNo. に
対応している。

【００６２】また、リン酸亜鉛などの化成処理および塗
装後の耐食試験における、糸さび長さも2.0mm 以下と短
く、耐糸さび性も顕著に優れている。そして、この結果
は塗装されたAl合金材が耐食性および外観性に優れてい
ることを示している。

【００６３】そして、これらの結果は、比較のために、
高純度のAl地金のみを溶解材としてAl合金板も作成した
表1 の No.10、表2 の No.K と照らし合わせても、特性
が同じような (遜色のない) レベルであることを示して
いる。したがって、本発明のAl合金板は優れた強度、成
形性、耐食性なども含め、特に自動車などの輸送機用の
パネル材として好適に用いることができることが分か
る。

【００６４】更に、発明例の中でも、Si、Mgが、発明範
囲ではあるが、好ましい範囲よりも外れる発明例では、
好ましい範囲の発明例よりも比較的特性が低い。即ち、
表1のNo.2 (Si量が少、表2 のNo.B) では、170 ℃×20
分の人工時効処理による耐力(σ_0.2)が200N/mm²以上で
はあるものの、好ましい範囲の発明例よりも時効硬化性
が低い。No.3 (Si量が大、表2 のNo.C) では、成形限界
高さ(LDH₀)が30mm以上ではあるが、ヘム加工性も含め
て、好ましい範囲の発明例よりも低い。No.4 (Mg量が
少、表2 のNo.D) では、170 ℃×20分の人工時効処理に
よる耐力 (σ_0.2)が200N/mm²以上ではあるものの、好ま
しい範囲の発明例よりも時効硬化性が低い。No.5 (Mg量
が大、表2 のNo.E) では、成形限界高さ(LDH₀)が30mm以
上ではあるが、ヘム加工性も含めて、好ましい範囲の発
明例よりも低い。したがって、本発明のSiおよびMg含有
量範囲の厳密な管理の必要性が分かる。

【００６５】これに対し、本発明範囲から、Si量過大で
外れる表1 のNo.11(表2 のNo.L) 、Si量過少で外れる表
1 のNo.12(表2 のNo.M) 、Mg量過大で外れる表1 のNo.1
3(表2 のNo.N) 、Mg量過少で外れる表1 のNo.14(表2 の
No.O) 、Cu量過大で外れる表1 のNo.15(表2 のNo.P) 、
Fe量過大で外れる表1 のNo.16(表2 のNo.Q) の各比較例
は、発明例に比して、輸送機用Al合金板として兼備すべ
き特性である、球頭張出における成形限界高さ(LDH₀)
が30mm以上、ヘム加工の際に割れを生じない、170
℃×20分の低温短時間の塗装焼き付けでの時効硬化で
も、耐力 (σ_0.2)が200N/mm²以上、塗装後の耐食試験
における糸さび長さが2.0mm 以下、のいずれかの特性が
劣っており、諸特性を兼備できていない。したがって、
これら比較例では、表1 の No.10、表2 の No.K を除
き、輸送機用Al合金板としては、使用できないことにな
る。

【００６６】以上の結果から、不可避的に混入するCuや
Fe等の不純物量が高く、圧延後に連続熱処理炉にて溶体
化および焼入れ処理されて成形加工されるAl-Mg-Si系Al
合金板における、本発明における成分組成の規定の臨界
的意義が裏付けられる。

【００６７】

【表１】

【００６８】

【表２】

【発明の効果】本発明によれば、輸送機の軽量化のため
に、Al合金スクラップおよび／または低純度Al地金を主
たる溶解材として用い、CuやFe等の不純物元素をある程
度含んでいても、成形性や時効硬化性や耐食性などの諸
特性が低下しないようにした輸送機用Al-Mg-Si系Al合金
板を提供することができる。したがって、Al合金板の自
動車、車両、船舶などの輸送機用への用途の拡大を図る
ことができる点で、多大な工業的な価値を有するもので
ある。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者増田哲也栃木県真岡市鬼怒ケ丘15番地株式会社神戸製鋼所真岡製造所内 (72)発明者稲葉隆栃木県真岡市鬼怒ケ丘15番地株式会社神戸製鋼所真岡製造所内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】 Al溶解材から不可避的に混入されるCuお
よびFeを、Cu:0.10%以上、Fe:0.10%以上含み、圧延後に
連続熱処理炉にて溶体化および焼入れ処理されて成形加
工されるAl-Mg-Si系アルミニウム合金板であって、Si:
0.8〜1.5% (質量% 、以下同じ)、Mg:0.3〜0.8%を含み、
Si/Mg を1.0 以上とするとともに、Cu:0.30%以下、Fe:
0.5% 以下とし、残部Alおよび不可避的不純物からな
り、かつ限界張出高さ(LDH₀)が30以上であり、成形加工
後の170 ℃×20分の人工時効処理後の耐力 (σ_0.2)が20
0N/mm²以上であることを特徴とする耐食性に優れた輸送
機用アルミニウム合金板。
【請求項２】前記SiおよびMgの含有量を、Si:0.9〜1.
1%、Mg:0.5〜0.7%とする請求項１に記載の耐食性に優れ
た輸送機用アルミニウム合金板。
【請求項３】前記アルミニウム合金板が、更に、Ti:
0.001〜0.1%、B:1 〜300ppmの一種または二種を含む請
求項１または２に記載の耐食性に優れた輸送機用アルミ
ニウム合金板。
【請求項４】前記Al溶解材がアルミニウム合金スクラ
ップである請求項１乃至３のいずれか１項に記載の耐食
性に優れた輸送機用アルミニウム合金板。
【請求項５】前記Al溶解材がアルミニウム地金である
請求項１乃至４のいずれか１項に記載の耐食性に優れた
輸送機用アルミニウム合金板。