JP2001262264A - 靱性および曲げ性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板 - Google Patents
靱性および曲げ性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板Info
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- JP2001262264A JP2001262264A JP2000077454A JP2000077454A JP2001262264A JP 2001262264 A JP2001262264 A JP 2001262264A JP 2000077454 A JP2000077454 A JP 2000077454A JP 2000077454 A JP2000077454 A JP 2000077454A JP 2001262264 A JP2001262264 A JP 2001262264A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 高純度Ａｌ地金を用いることなく製造可能
で、靭性および曲げ性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ
合金板を提供する。 【解決手段】 本発明のＡｌ合金板は、mass％で、Ｍ
ｇ：０．１〜２．０％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｆ
ｅ：０．１〜１．５％あるいはさらにＣｕ：２．０％以
下および残部Ａｌを本質的成分としてなる。組織中のＦ
ｅ，Ｓｉ系化合物あるいはＦｅ，Ｓｉ，Ｃｕ系化合物
（Ｃｕを含有する場合）の最大粒子径は５μm 以下、最
大アスペクト比は５以下であり、かつ平均結晶粒径は３
０μm 以下である。本発明のＡｌ合金板は靭性および曲
げ性に優れ、例えば自動車パネル材として好適に使用さ
れる。
で、靭性および曲げ性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ
合金板を提供する。 【解決手段】 本発明のＡｌ合金板は、mass％で、Ｍ
ｇ：０．１〜２．０％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｆ
ｅ：０．１〜１．５％あるいはさらにＣｕ：２．０％以
下および残部Ａｌを本質的成分としてなる。組織中のＦ
ｅ，Ｓｉ系化合物あるいはＦｅ，Ｓｉ，Ｃｕ系化合物
（Ｃｕを含有する場合）の最大粒子径は５μm 以下、最
大アスペクト比は５以下であり、かつ平均結晶粒径は３
０μm 以下である。本発明のＡｌ合金板は靭性および曲
げ性に優れ、例えば自動車パネル材として好適に使用さ
れる。
Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】本発明は、靱性および曲げ性
に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板に関するもので
あり、詳細には高強度であると共に、優れた靱性、曲げ
加工性が要求される自動車パネル等の素材として好適な
Ａｌ合金板に関するものである。
に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板に関するもので
あり、詳細には高強度であると共に、優れた靱性、曲げ
加工性が要求される自動車パネル等の素材として好適な
Ａｌ合金板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】地球環境問題を背景に、燃費向上を目的
とした自動車の軽量化の要求が高まってきており、自動
車ボディパネル材に対しても鋼板などの鉄鋼材料に代わ
ってアルミニウム材料の適用が検討されてきている。
とした自動車の軽量化の要求が高まってきており、自動
車ボディパネル材に対しても鋼板などの鉄鋼材料に代わ
ってアルミニウム材料の適用が検討されてきている。
【０００３】自動車パネル材において、冷延鋼板にかわ
るＡｌ合金板の素材としては、塗装焼き付け工程で耐力
が上昇し、高強度化を図ることのできる焼付硬化性に優
れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金（６０００系合金）が
注目され、例えばＡＡ６００９及びＡＡ６０１０や、特
開平５−２９５４７５号公報に開示されているようなＡ
ｌ合金で形成されたＡｌ合金板の適用が検討されてい
る。
るＡｌ合金板の素材としては、塗装焼き付け工程で耐力
が上昇し、高強度化を図ることのできる焼付硬化性に優
れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金（６０００系合金）が
注目され、例えばＡＡ６００９及びＡＡ６０１０や、特
開平５−２９５４７５号公報に開示されているようなＡ
ｌ合金で形成されたＡｌ合金板の適用が検討されてい
る。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、６００
０系合金は靱性や曲げ性（曲げ加工性）が劣るという問
題を有している。これは、Ａｌ合金中の不溶性化合物が
加工方向に延伸されて連なり、鋭い切り欠きとして働く
ことに起因している。
０系合金は靱性や曲げ性（曲げ加工性）が劣るという問
題を有している。これは、Ａｌ合金中の不溶性化合物が
加工方向に延伸されて連なり、鋭い切り欠きとして働く
ことに起因している。
【０００５】このようなＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の靱
性、曲げ性を改善する手段としては、前記不溶性化合物
の生成原因となるＳｉや不純物元素であるＦｅ、Ｃｕ等
の含有量を極力制限する方法が考えられる。しかしなが
ら、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｕの含有量を極力制限するには、高
純度のＡｌ地金を必要とするため、コスト高を招来し、
実用性に乏しい。また、特開平９−２６３８６９号公報
に開示されているように、不溶性化合物サイズを規定す
ることで靱性を改善することも検討されてきているが、
十分な効果が得られているとは言えない。
性、曲げ性を改善する手段としては、前記不溶性化合物
の生成原因となるＳｉや不純物元素であるＦｅ、Ｃｕ等
の含有量を極力制限する方法が考えられる。しかしなが
ら、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｕの含有量を極力制限するには、高
純度のＡｌ地金を必要とするため、コスト高を招来し、
実用性に乏しい。また、特開平９−２６３８６９号公報
に開示されているように、不溶性化合物サイズを規定す
ることで靱性を改善することも検討されてきているが、
十分な効果が得られているとは言えない。
【０００６】本発明は、かかる問題に鑑みなされたもの
で、高純度Ａｌ地金を用いることなく製造可能で、靱性
および曲げ性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板を
提供することを目的とする。
で、高純度Ａｌ地金を用いることなく製造可能で、靱性
および曲げ性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板を
提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明のＡｌ合金板は、
mass％で、 Ｍｇ：０．１〜２．０％、 Ｓｉ：０．１〜２．０％、 Ｆｅ：０．１〜１．５％ あるいはさらにＣｕ：２．０％以下 および残部Ａｌを本質的成分としてなり、Ｆｅ，Ｓｉ系
化合物あるいはＦｅ，Ｓｉ，Ｃｕ系化合物（Ｃｕを含有
する場合）の最大粒子径が５μm 以下、最大アスペクト
比が５以下であり、かつ平均結晶粒径が３０μm 以下で
ある、靱性および曲げ性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａ
ｌ合金板である。
mass％で、 Ｍｇ：０．１〜２．０％、 Ｓｉ：０．１〜２．０％、 Ｆｅ：０．１〜１．５％ あるいはさらにＣｕ：２．０％以下 および残部Ａｌを本質的成分としてなり、Ｆｅ，Ｓｉ系
化合物あるいはＦｅ，Ｓｉ，Ｃｕ系化合物（Ｃｕを含有
する場合）の最大粒子径が５μm 以下、最大アスペクト
比が５以下であり、かつ平均結晶粒径が３０μm 以下で
ある、靱性および曲げ性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａ
ｌ合金板である。
【０００８】前記Ａｌ合金板の成分としては、請求項３
に記載したように、さらに、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃ
ｒ：０．３％以下、Ｚｒ：０．３％以下、Ｖ：０．３％
以下、Ｔｉ：０．０３％以下よりなる群から選択される
１種以上の成分を含有することができる。
に記載したように、さらに、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃ
ｒ：０．３％以下、Ｚｒ：０．３％以下、Ｖ：０．３％
以下、Ｔｉ：０．０３％以下よりなる群から選択される
１種以上の成分を含有することができる。
【０００９】あるいはさらに、請求項４に記載したよう
に、Ｚｎ：１．５％以下、Ａｇ：０．２％以下よりなる
群から選択される１種以上の成分を含有することができ
る。
に、Ｚｎ：１．５％以下、Ａｇ：０．２％以下よりなる
群から選択される１種以上の成分を含有することができ
る。
【００１０】あるいはさらに、請求項５に記載したよう
に、Ｓｎ：０．２％以下を含有することができる。
に、Ｓｎ：０．２％以下を含有することができる。
【００１１】〔発明の詳細な説明〕本発明者は、従来不
純物扱いされてきたＦｅ、Ｃｕが結晶粒微細化効果を有
する点に着目し、さらに前記元素を含む故に不可避的に
晶出した不溶性化合物については、その形態を精緻に制
御することで靱性、曲げ性が向上するのではないかとの
着想に基づき鋭意研究した結果、本発明を完成するに至
った。
純物扱いされてきたＦｅ、Ｃｕが結晶粒微細化効果を有
する点に着目し、さらに前記元素を含む故に不可避的に
晶出した不溶性化合物については、その形態を精緻に制
御することで靱性、曲げ性が向上するのではないかとの
着想に基づき鋭意研究した結果、本発明を完成するに至
った。
【００１２】すなわち、特開平９−２６３８６９号公報
に記載されているように、晶出物サイズおよびアスペク
ト比の平均値を問題にするだけでは靱性、曲げ性の向上
に限界があり、本発明者が詳細に調査した結果、晶出物
サイズが５μm を超え、アスペクト比（晶出物の圧延方
向の長さＬ１と板厚方向の長さＬ２との比Ｌ１／Ｌ２）
が５を超える領域の晶出物を抑制するとともに、平均結
晶粒径を３０μm 以下にすることによって顕著な特性向
上効果が得られることが見出された。
に記載されているように、晶出物サイズおよびアスペク
ト比の平均値を問題にするだけでは靱性、曲げ性の向上
に限界があり、本発明者が詳細に調査した結果、晶出物
サイズが５μm を超え、アスペクト比（晶出物の圧延方
向の長さＬ１と板厚方向の長さＬ２との比Ｌ１／Ｌ２）
が５を超える領域の晶出物を抑制するとともに、平均結
晶粒径を３０μm 以下にすることによって顕著な特性向
上効果が得られることが見出された。
【００１３】晶出物の微細化、アスペクト比の低減につ
いては、前記公報の技術では、鋳造時の冷却速度を５℃
／sec 以上、５０００℃／sec 以下で行うことだけでそ
の目的の達成を図っているが、実際の工業的製造方法に
即して考えると、鋳造時の鋳塊厚みをかなり薄くしなけ
れば上記冷却速度を達成することは難しく、さらにその
場合鋳塊組織の欠陥が残存するなどの問題があり、冷却
速度を単純に速くするだけでは十分良好な特性が得難
い。
いては、前記公報の技術では、鋳造時の冷却速度を５℃
／sec 以上、５０００℃／sec 以下で行うことだけでそ
の目的の達成を図っているが、実際の工業的製造方法に
即して考えると、鋳造時の鋳塊厚みをかなり薄くしなけ
れば上記冷却速度を達成することは難しく、さらにその
場合鋳塊組織の欠陥が残存するなどの問題があり、冷却
速度を単純に速くするだけでは十分良好な特性が得難
い。
【００１４】この点、本発明では、後述の実施例によっ
て明らかなように、冷却速度を速めるだけでなく、鋳塊
の厚さをある程度以上として、鋳塊組織の健全化を図り
ながら、さらに鋳塊組織での晶出物の分布の制御と圧延
条件の制御によって従来不可避的に残存していた５μm
超の粗大な晶出物を排除することに成功したものであ
る。特に、鋳塊をある程度の厚さに鋳造し、鋳塊組織を
板厚中心方向に伸びた柱状晶に制御することは晶出物の
微細化、アスペクト比の低減に非常に効果的であること
が見い出された。すなわち、鋳塊をある程度の厚さとす
ることで、粒界に晶出した晶出物を表面部から板厚中心
方向に列状に並ばせることができ、これによって後工程
の熱間圧延、冷間圧延によって晶出物を容易に微細に砕
くことができるのである。
て明らかなように、冷却速度を速めるだけでなく、鋳塊
の厚さをある程度以上として、鋳塊組織の健全化を図り
ながら、さらに鋳塊組織での晶出物の分布の制御と圧延
条件の制御によって従来不可避的に残存していた５μm
超の粗大な晶出物を排除することに成功したものであ
る。特に、鋳塊をある程度の厚さに鋳造し、鋳塊組織を
板厚中心方向に伸びた柱状晶に制御することは晶出物の
微細化、アスペクト比の低減に非常に効果的であること
が見い出された。すなわち、鋳塊をある程度の厚さとす
ることで、粒界に晶出した晶出物を表面部から板厚中心
方向に列状に並ばせることができ、これによって後工程
の熱間圧延、冷間圧延によって晶出物を容易に微細に砕
くことができるのである。
【００１５】上記知見によってなされた本発明のＡｌ合
金板は、mass％で、 Ｍｇ：０．１〜２．０％、 Ｓｉ：０．１〜２．０％、 Ｆｅ：０．１〜１．５％ および残部Ａｌを、あるいはさらにＣｕ：２．０％以下
を本質的成分としてなり、Ｆｅ，Ｓｉ系化合物あるいは
Ｆｅ，Ｓｉ，Ｃｕ系化合物（Ｃｕを含む場合）の最大粒
子径が５μm 以下、最大アスペクト比が５以下であり、
かつ平均結晶粒径が３０μm 以下とされたものである。
金板は、mass％で、 Ｍｇ：０．１〜２．０％、 Ｓｉ：０．１〜２．０％、 Ｆｅ：０．１〜１．５％ および残部Ａｌを、あるいはさらにＣｕ：２．０％以下
を本質的成分としてなり、Ｆｅ，Ｓｉ系化合物あるいは
Ｆｅ，Ｓｉ，Ｃｕ系化合物（Ｃｕを含む場合）の最大粒
子径が５μm 以下、最大アスペクト比が５以下であり、
かつ平均結晶粒径が３０μm 以下とされたものである。
【００１６】まず、本発明のＡｌ合金板の成分限定理由
を説明する。 Ｍｇ：０．１〜２．０％ Ｓｉ：０．１〜２．０％ Ｍｇ、Ｓｉは、ＧＰゾーンと称されるＭｇ2Ｓｉ 組成の
集合体（クラスター）もしくは中間相を形成し、ベーキ
ング処理による強度向上効果に寄与する重要な元素であ
る。Ｍｇ、Ｓｉの各々につき、前記下限値未満あるいは
上限値を超えると前記ＧＰゾーン形成作用が過少とな
り、有効な強度向上効果が得られないようになる。好ま
しくは、Ｍｇ：０．４〜１．５％、Ｓｉ：０．４〜１．
５％とするのがよい。さらにＳｉについては、Ｓｉ系晶
出物（単体Ｓｉ等）を形成し、後述のＦｅ系晶出物と同
様、結晶粒微細化に効果がある。
を説明する。 Ｍｇ：０．１〜２．０％ Ｓｉ：０．１〜２．０％ Ｍｇ、Ｓｉは、ＧＰゾーンと称されるＭｇ2Ｓｉ 組成の
集合体（クラスター）もしくは中間相を形成し、ベーキ
ング処理による強度向上効果に寄与する重要な元素であ
る。Ｍｇ、Ｓｉの各々につき、前記下限値未満あるいは
上限値を超えると前記ＧＰゾーン形成作用が過少とな
り、有効な強度向上効果が得られないようになる。好ま
しくは、Ｍｇ：０．４〜１．５％、Ｓｉ：０．４〜１．
５％とするのがよい。さらにＳｉについては、Ｓｉ系晶
出物（単体Ｓｉ等）を形成し、後述のＦｅ系晶出物と同
様、結晶粒微細化に効果がある。
【００１７】Ｆｅ：０．１〜１．５％ Ｆｅは、Ｆｅ系晶析出物（α−AlFeSi、β−AlFeSi、Al
6Fe 、Al6(Fe，Mn)、Al12(Fe,Mn)3Cu12、Al7Cu2Fe等）
を生成し、結晶粒微細化に効果がある。下限値未満では
微細化効果が過少であり、靱性および曲げ性の向上作用
が不足する。一方、上限値を超えると粗大な晶出物が形
成され、靱性および曲げ性が劣化するようになる。好ま
しくは、０．６％以下がよい。本発明では、Ｆｅの結晶
粒微細化効果を利用するため、Ｆｅを積極的に添加する
が、その付随的効果として、不可避的にＦｅを多量に含
んだ安価なＡｌ地金やスクラップ材を利用することがで
き、低コスト化に寄与することができる。
6Fe 、Al6(Fe，Mn)、Al12(Fe,Mn)3Cu12、Al7Cu2Fe等）
を生成し、結晶粒微細化に効果がある。下限値未満では
微細化効果が過少であり、靱性および曲げ性の向上作用
が不足する。一方、上限値を超えると粗大な晶出物が形
成され、靱性および曲げ性が劣化するようになる。好ま
しくは、０．６％以下がよい。本発明では、Ｆｅの結晶
粒微細化効果を利用するため、Ｆｅを積極的に添加する
が、その付随的効果として、不可避的にＦｅを多量に含
んだ安価なＡｌ地金やスクラップ材を利用することがで
き、低コスト化に寄与することができる。
【００１８】Ｃｕ：２．０％以下 Ｃｕは、ベーキング時の時効硬化速度を向上させる効果
があるが、上限値を超えると、粗大な化合物を形成して
靱性および曲げ性が劣化すると共に、耐食性も劣化する
傾向がある。好ましくは、０．６％以下にするのがよ
い。さらにＣｕはＣｕ系晶出物（Ａｌ2Ｃｕ、Ａｌ2Ｃｕ
Ｍｇ等）を形成し、Ｆｅ系晶出物と同様、結晶粒微細化
効果がある。また、Ｃｕ添加効果として、Ｆｅの場合と
同様、安価なＡｌ地金等を用いることができ、製造コス
トの低減を図ることができる。
があるが、上限値を超えると、粗大な化合物を形成して
靱性および曲げ性が劣化すると共に、耐食性も劣化する
傾向がある。好ましくは、０．６％以下にするのがよ
い。さらにＣｕはＣｕ系晶出物（Ａｌ2Ｃｕ、Ａｌ2Ｃｕ
Ｍｇ等）を形成し、Ｆｅ系晶出物と同様、結晶粒微細化
効果がある。また、Ｃｕ添加効果として、Ｆｅの場合と
同様、安価なＡｌ地金等を用いることができ、製造コス
トの低減を図ることができる。
【００１９】本発明のＡｌ合金板は、上記Ｍｇ、Ｓｉ、
Ｆｅ、あるいはさらにＣｕ、および残部Ａｌを本質的成
分としてなり、残部不可避的不純物よりなるほか、本発
明のＡｌ合金板の特性をさらに向上させる元素として下
記元素群あるいは元素の内から１種以上を添加すること
ができる。
Ｆｅ、あるいはさらにＣｕ、および残部Ａｌを本質的成
分としてなり、残部不可避的不純物よりなるほか、本発
明のＡｌ合金板の特性をさらに向上させる元素として下
記元素群あるいは元素の内から１種以上を添加すること
ができる。
【００２０】(1) Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：０．３
％以下、Ｚｒ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｔ
ｉ：０．０３％以下 これらの元素は、結晶粒微細化効果を有し、靱性および
曲げ性向上に効果がある。各元素の上限を超えると、粗
大な化合物を形成し、これが破壊の起点となり、靱性お
よび曲げ性を劣化させる。なおＴｉは鋳造時の微細化能
もあり、その上限を超えると鋳塊の柱状晶形成が妨げら
れ、晶出物分断効果が劣化する。より好ましくは、Ｍ
ｎ：０．６％以下、Ｃｒ：０．２％以下、Ｚｒ：０．２
％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｔｉ：０．０１％以下とす
るのがよい。
％以下、Ｚｒ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｔ
ｉ：０．０３％以下 これらの元素は、結晶粒微細化効果を有し、靱性および
曲げ性向上に効果がある。各元素の上限を超えると、粗
大な化合物を形成し、これが破壊の起点となり、靱性お
よび曲げ性を劣化させる。なおＴｉは鋳造時の微細化能
もあり、その上限を超えると鋳塊の柱状晶形成が妨げら
れ、晶出物分断効果が劣化する。より好ましくは、Ｍ
ｎ：０．６％以下、Ｃｒ：０．２％以下、Ｚｒ：０．２
％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｔｉ：０．０１％以下とす
るのがよい。
【００２１】(2) Ｚｎ：１．５％以下、Ａｇ：０．２％
以下 これらの元素は、ベーキング時の時効硬化速度を向上さ
せる効果を有する。各元素の上限値を超えると、粗大な
化合物を形成して靱性および曲げ性が劣化するようにな
る。より好ましくは、Ｚｎ：０．６％以下、Ａｇ：０．
１％以下とするのがよい。
以下 これらの元素は、ベーキング時の時効硬化速度を向上さ
せる効果を有する。各元素の上限値を超えると、粗大な
化合物を形成して靱性および曲げ性が劣化するようにな
る。より好ましくは、Ｚｎ：０．６％以下、Ａｇ：０．
１％以下とするのがよい。
【００２２】(3) Ｓｎ：０．２％以下 Ｓｎは、ベーキング前の室温時効を抑制し、ベーキング
時の時効を促進する作用を有する。０．２％を超える
と、粗大な化合物を形成して靱性および曲げ性が劣化す
るようになる。より好ましくは、０．１％以下とするの
がよい。
時の時効を促進する作用を有する。０．２％を超える
と、粗大な化合物を形成して靱性および曲げ性が劣化す
るようになる。より好ましくは、０．１％以下とするの
がよい。
【００２３】次に、本発明のＡｌ合金板の組織について
説明する。本発明では、Ｆｅ，Ｓｉ系化合物（Ｃｕを含
まない場合）あるいはＦｅ，Ｓｉ，Ｃｕ系化合物（Ｃｕ
を含む場合）の最大粒子径が５μm 以下、最大アスペク
ト比が５以下であり、かつ、平均結晶粒径が３０μm 以
下とされる。
説明する。本発明では、Ｆｅ，Ｓｉ系化合物（Ｃｕを含
まない場合）あるいはＦｅ，Ｓｉ，Ｃｕ系化合物（Ｃｕ
を含む場合）の最大粒子径が５μm 以下、最大アスペク
ト比が５以下であり、かつ、平均結晶粒径が３０μm 以
下とされる。
【００２４】前記Ｆｅ，Ｓｉ系化合物、あるいはＦｅ，
Ｓｉ，Ｃｕ系化合物（以下、両者を区別せずに単にＦ
ｅ，Ｓｉ，Ｃｕ系化合物と記載する。）は、走査型電子
顕微鏡（１０００〜１００００倍）で観察したＡｌ合金
板の金属組織中で確認される晶出物であって、その晶出
物にＦｅ，Ｓｉ，Ｃｕのいずれか１種以上を含むものを
指す。このとき、晶出物中に含まれるＦｅ，Ｓｉ，Ｃｕ
の確認はＸ線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ： Electro
n Probe Micro Analyzer）を用いて行う。本発明でサイ
ズ、形態を規定する晶出物をＦｅ，Ｓｉ，Ｃｕ系化合物
に限定しているのは、本発明のＡｌ合金で主に形成され
る晶出物は上記の元素で構成された晶出物であり、これ
らの晶出物が靱性、曲げ性を阻害するからである。
Ｓｉ，Ｃｕ系化合物（以下、両者を区別せずに単にＦ
ｅ，Ｓｉ，Ｃｕ系化合物と記載する。）は、走査型電子
顕微鏡（１０００〜１００００倍）で観察したＡｌ合金
板の金属組織中で確認される晶出物であって、その晶出
物にＦｅ，Ｓｉ，Ｃｕのいずれか１種以上を含むものを
指す。このとき、晶出物中に含まれるＦｅ，Ｓｉ，Ｃｕ
の確認はＸ線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ： Electro
n Probe Micro Analyzer）を用いて行う。本発明でサイ
ズ、形態を規定する晶出物をＦｅ，Ｓｉ，Ｃｕ系化合物
に限定しているのは、本発明のＡｌ合金で主に形成され
る晶出物は上記の元素で構成された晶出物であり、これ
らの晶出物が靱性、曲げ性を阻害するからである。
【００２５】晶出物の形態は、平均粒子径が小さくと
も、５μm を超える大きな粒子径の晶出物があると、そ
れが破壊の起点となるため、Ａｌ合金板の靱性、曲げ性
に大きな影響を及ぼす。また、平均アスペクト比が小さ
く、たとえ最大粒子径が５μm以下であっても、最大ア
スペクト比が５を超える晶出物があると、その晶出物は
応力集中が生じやすく、破壊の起点になりやすいため、
やはり満足な特性が得られない。このため、本発明で
は、最大粒子径、最大アスペクト比を制限する。最大粒
子径が５μm を超え、また最大アスペクト比が５を超え
ると、靱性および曲げ性が急速に劣化するようになるの
で、本発明では最大粒子径を５μm 以下、最大アスペク
ト比を５以下とする。
も、５μm を超える大きな粒子径の晶出物があると、そ
れが破壊の起点となるため、Ａｌ合金板の靱性、曲げ性
に大きな影響を及ぼす。また、平均アスペクト比が小さ
く、たとえ最大粒子径が５μm以下であっても、最大ア
スペクト比が５を超える晶出物があると、その晶出物は
応力集中が生じやすく、破壊の起点になりやすいため、
やはり満足な特性が得られない。このため、本発明で
は、最大粒子径、最大アスペクト比を制限する。最大粒
子径が５μm を超え、また最大アスペクト比が５を超え
ると、靱性および曲げ性が急速に劣化するようになるの
で、本発明では最大粒子径を５μm 以下、最大アスペク
ト比を５以下とする。
【００２６】また、結晶粒径も、後述の実施例から明ら
かなように、靱性、曲げ性を大きく左右することが分か
った。このため、本発明では晶出物の形態のみならず結
晶粒径についても制限を加える。すなわち、平均結晶粒
径が３０μm を超えると、靱性、曲げ性の劣化が顕著に
なるため、本発明では平均結晶粒径を３０μm 以下、好
ましくは２０μm 以下とする。
かなように、靱性、曲げ性を大きく左右することが分か
った。このため、本発明では晶出物の形態のみならず結
晶粒径についても制限を加える。すなわち、平均結晶粒
径が３０μm を超えると、靱性、曲げ性の劣化が顕著に
なるため、本発明では平均結晶粒径を３０μm 以下、好
ましくは２０μm 以下とする。
【００２７】本発明のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板
は、鋳造後、熱間圧延、中間焼鈍、冷間圧延、最終焼鈍
の工程を経て製造される。もっとも、所定の組織を得る
ことができるように下記の点に留意することが望まし
い。
は、鋳造後、熱間圧延、中間焼鈍、冷間圧延、最終焼鈍
の工程を経て製造される。もっとも、所定の組織を得る
ことができるように下記の点に留意することが望まし
い。
【００２８】鋳造時の凝固速度は高いほど、鋳塊での晶
出物を微細にすることができ、靱性および曲げ性の向上
に寄与することができる。このため、凝固速度を好まし
くは１０℃/sec以上、より好ましくは２０℃/sec以上に
することが望ましい。具体的な鋳造方法としては、薄板
連続鋳造方法（連鋳・直送圧延法；例えばベルトキャス
ター法）を挙げることができる。また、鋳造に双ロール
法を採用すれば１００℃／ｓ以上の凝固速度の実現も可
能である。なお、連続鋳造法は、従来法（ＤＣ法）にお
ける鋳塊製造後の長時間の均質化処理を省略することが
でき、製造コストの低減を図ることができるいうメリッ
トがある。また、ＤＣ鋳造の場合には、凝固速度が小さ
いのでＦｅ，Ｓｉ，Ｃｕ系化合物のサイズやアスペクト
比を本発明範囲内に制御することは非常に困難である。
出物を微細にすることができ、靱性および曲げ性の向上
に寄与することができる。このため、凝固速度を好まし
くは１０℃/sec以上、より好ましくは２０℃/sec以上に
することが望ましい。具体的な鋳造方法としては、薄板
連続鋳造方法（連鋳・直送圧延法；例えばベルトキャス
ター法）を挙げることができる。また、鋳造に双ロール
法を採用すれば１００℃／ｓ以上の凝固速度の実現も可
能である。なお、連続鋳造法は、従来法（ＤＣ法）にお
ける鋳塊製造後の長時間の均質化処理を省略することが
でき、製造コストの低減を図ることができるいうメリッ
トがある。また、ＤＣ鋳造の場合には、凝固速度が小さ
いのでＦｅ，Ｓｉ，Ｃｕ系化合物のサイズやアスペクト
比を本発明範囲内に制御することは非常に困難である。
【００２９】鋳塊欠陥を消滅させ、最終製品で鋳造組織
が残らず、晶出物が所定サイズに分断され、均一に分散
した健全な組織を得るためには、凝固時の組織を柱状晶
にすることが望ましいことが明らかになった。その理由
は、凝固時の組織を柱状晶にすることで、表層部から板
厚中心方向に結晶粒が細長く伸びた組織形態が得られ、
これによって結晶粒界に晶出した晶出物が表層部から板
厚中心方向に列状に並ぶようになり、後工程の熱間圧
延、冷間圧延の際に晶出物が効果的に微細に分断される
からである。凝固時の組織を柱状晶にするためには、柱
状晶形成を阻害するＴｉ添加量を０．０３％以下に、よ
り好ましくは０．０１％以下にすることが望ましく、か
つ鋳造時の冷却速度を１０℃／ｓ以上とすることが望ま
しい。
が残らず、晶出物が所定サイズに分断され、均一に分散
した健全な組織を得るためには、凝固時の組織を柱状晶
にすることが望ましいことが明らかになった。その理由
は、凝固時の組織を柱状晶にすることで、表層部から板
厚中心方向に結晶粒が細長く伸びた組織形態が得られ、
これによって結晶粒界に晶出した晶出物が表層部から板
厚中心方向に列状に並ぶようになり、後工程の熱間圧
延、冷間圧延の際に晶出物が効果的に微細に分断される
からである。凝固時の組織を柱状晶にするためには、柱
状晶形成を阻害するＴｉ添加量を０．０３％以下に、よ
り好ましくは０．０１％以下にすることが望ましく、か
つ鋳造時の冷却速度を１０℃／ｓ以上とすることが望ま
しい。
【００３０】しかし、鋳造時の冷却速度を増大させるこ
とは、鋳塊厚みを減少させることにつながり、後述する
ように、最終製品での晶出物微細化は後工程の熱延、冷
延での圧下率も必要であることから、単純に鋳造時の冷
却速度を増大させると、熱延、冷延時の圧下率が稼げな
くなり、結果的に晶出物微細化効果が低減してしまうこ
とになる。後述する熱間圧延、冷間圧延条件を満たすた
めには、鋳塊厚みは好ましくは１５ｍｍ以上、より好ま
しくは２５ｍｍ以上とするのがよい。凝固時の冷却速度
に関しては、鋳造条件によって変動するため、一概に規
定することができないが、上記鋳塊厚みを得るための実
製造装置での冷却速度から勘案すると１００℃／ｓ以下
が望ましい。
とは、鋳塊厚みを減少させることにつながり、後述する
ように、最終製品での晶出物微細化は後工程の熱延、冷
延での圧下率も必要であることから、単純に鋳造時の冷
却速度を増大させると、熱延、冷延時の圧下率が稼げな
くなり、結果的に晶出物微細化効果が低減してしまうこ
とになる。後述する熱間圧延、冷間圧延条件を満たすた
めには、鋳塊厚みは好ましくは１５ｍｍ以上、より好ま
しくは２５ｍｍ以上とするのがよい。凝固時の冷却速度
に関しては、鋳造条件によって変動するため、一概に規
定することができないが、上記鋳塊厚みを得るための実
製造装置での冷却速度から勘案すると１００℃／ｓ以下
が望ましい。
【００３１】鋳塊の熱延条件としては、鋳塊中の晶出物
の微細分断化、アスペクト比低下のために、高温域で行
うことが望ましいが、高すぎると部分溶融を起こす。従
って、熱延開始温度としては好ましくは４５０℃以上５
９０℃以下、より好ましくは５００℃以上５７０℃以下
とするのがよい。また、熱延時の圧下率増大も晶出物微
細分断化、アスペクト比低下に効果的であり、トータル
の圧下率を好ましくは８０％以上、より好ましくは９０
％以上とするのがよい。
の微細分断化、アスペクト比低下のために、高温域で行
うことが望ましいが、高すぎると部分溶融を起こす。従
って、熱延開始温度としては好ましくは４５０℃以上５
９０℃以下、より好ましくは５００℃以上５７０℃以下
とするのがよい。また、熱延時の圧下率増大も晶出物微
細分断化、アスペクト比低下に効果的であり、トータル
の圧下率を好ましくは８０％以上、より好ましくは９０
％以上とするのがよい。
【００３２】中間焼鈍条件および冷延後の最終焼鈍に関
しては特に規定されるものではなく、通常の焼鈍方法
（連続焼鈍或いはバッチ焼鈍）で実施すれば良い。
しては特に規定されるものではなく、通常の焼鈍方法
（連続焼鈍或いはバッチ焼鈍）で実施すれば良い。
【００３３】冷延条件としては、冷間圧延時の圧下率
（冷延率）が増大するほど晶出物の微細分断化、アスペ
クト比低下に効果的である。もっとも、熱延時の圧延率
を増大させる方が晶出物の微細化には効果が大きい。一
方、冷延後、あるいは最終焼鈍後の結晶粒微細化には冷
延時の圧下効果が大きい。これらの効果を勘案して、冷
延時のトータルの圧下率は好ましくは６０％以上、より
好ましくは７０％以上とするのがよい。
（冷延率）が増大するほど晶出物の微細分断化、アスペ
クト比低下に効果的である。もっとも、熱延時の圧延率
を増大させる方が晶出物の微細化には効果が大きい。一
方、冷延後、あるいは最終焼鈍後の結晶粒微細化には冷
延時の圧下効果が大きい。これらの効果を勘案して、冷
延時のトータルの圧下率は好ましくは６０％以上、より
好ましくは７０％以上とするのがよい。
【００３４】以下、実施例によって本発明をさらに説明
するが、本発明はこれらの実施例によって制限的に解釈
されるものではない。
するが、本発明はこれらの実施例によって制限的に解釈
されるものではない。
【００３５】
【実施例】下記表１に示す組成のＡｌ合金を溶製し、表
２に示すように０．１〜３５℃／sec の凝固時冷却速度
にて連続鋳造して、種々の肉厚の移動帯板を作製し、こ
の帯板に直ちに熱間圧延を施して肉厚１．５〜５ｍｍの
板材を得た。前記熱間圧延は、表２に示すように、圧延
開始温度を３５０〜５７０℃とし、圧下率を９１〜５０
％とした。このようにして得た熱延板に５００℃で１分
間の中間焼鈍を施した後、表２に示した冷延率にて冷間
圧延を行い、肉厚１ｍｍのＡｌ合金板を得た。この合金
板に５５０℃で１分間の最終焼鈍を施して水焼き入れを
行った。なお、試料No. １９は比較例であり、特開平９
−２６３８６９号公報に記載の方法に従い、表１に示す
成分組成のＡｌ合金を用い、連続鋳造法にて表２に示す
冷却速度で鋳造し、熱間圧延を行い、５００℃で１分間
の中間焼鈍を施した後、冷間圧延して肉厚１ｍｍの板材
とした後、５２０℃で１０秒間の最終焼鈍を施して室温
まで冷却したものである。
２に示すように０．１〜３５℃／sec の凝固時冷却速度
にて連続鋳造して、種々の肉厚の移動帯板を作製し、こ
の帯板に直ちに熱間圧延を施して肉厚１．５〜５ｍｍの
板材を得た。前記熱間圧延は、表２に示すように、圧延
開始温度を３５０〜５７０℃とし、圧下率を９１〜５０
％とした。このようにして得た熱延板に５００℃で１分
間の中間焼鈍を施した後、表２に示した冷延率にて冷間
圧延を行い、肉厚１ｍｍのＡｌ合金板を得た。この合金
板に５５０℃で１分間の最終焼鈍を施して水焼き入れを
行った。なお、試料No. １９は比較例であり、特開平９
−２６３８６９号公報に記載の方法に従い、表１に示す
成分組成のＡｌ合金を用い、連続鋳造法にて表２に示す
冷却速度で鋳造し、熱間圧延を行い、５００℃で１分間
の中間焼鈍を施した後、冷間圧延して肉厚１ｍｍの板材
とした後、５２０℃で１０秒間の最終焼鈍を施して室温
まで冷却したものである。
【００３６】このようにして作製したＡｌ合金板試料に
ついて、走査型電子顕微鏡観察と画像解析を行うことに
よって晶出物の最大サイズおよび最大アスペクト比を求
めた。また、光学顕微鏡観察で切片法によって平均結晶
粒径を測定した。さらに、引張試験を行い、荷重−変位
曲線と変位座標軸で囲まれた面積、すなわち破断に要し
た仕事量を求め、これを試験片のゲージ長さ部分の体積
で除して単位体積あたりの仕事量を求めた。この仕事量
によって、靱性を評価した。さらに曲げ試験として、引
張試験片を曲げ半径０．５ｍｍで１８０°折り曲げる曲
げ試験を行い、屈曲部における割れ状況を目視観察し、
５段階評価（ＡＡ：優、Ａ：良、Ｂ：可、Ｃ：劣、Ｄ：
不可）を行った。これらの調査結果を表３に示す。
ついて、走査型電子顕微鏡観察と画像解析を行うことに
よって晶出物の最大サイズおよび最大アスペクト比を求
めた。また、光学顕微鏡観察で切片法によって平均結晶
粒径を測定した。さらに、引張試験を行い、荷重−変位
曲線と変位座標軸で囲まれた面積、すなわち破断に要し
た仕事量を求め、これを試験片のゲージ長さ部分の体積
で除して単位体積あたりの仕事量を求めた。この仕事量
によって、靱性を評価した。さらに曲げ試験として、引
張試験片を曲げ半径０．５ｍｍで１８０°折り曲げる曲
げ試験を行い、屈曲部における割れ状況を目視観察し、
５段階評価（ＡＡ：優、Ａ：良、Ｂ：可、Ｃ：劣、Ｄ：
不可）を行った。これらの調査結果を表３に示す。
【００３７】
【表１】
【００３８】
【表２】
【００３９】
【表３】
【００４０】表３より、実施例の試料No. １〜１０、２
０〜２５は、靱性、曲げ性のいずれも良好な特性が得ら
れた。一方、成分および組織が本発明条件を満足してい
ない比較例No. １２〜１９，２６，２８，２９，３１は
靱性、曲げ性が共に劣化している。また、本発明の成分
条件を満足していても、組織条件が本発明範囲外の比較
例試料No. １１，２７，３０は、靱性が実施例に比して
低下しており、曲げ性の劣化も著しい。特に、No. ３０
は最大粒子径、最大アスペクト比が本発明条件を満足
し、平均結晶粒径のみが発明範囲外とされた例である
が、満足な特性が得られていない。
０〜２５は、靱性、曲げ性のいずれも良好な特性が得ら
れた。一方、成分および組織が本発明条件を満足してい
ない比較例No. １２〜１９，２６，２８，２９，３１は
靱性、曲げ性が共に劣化している。また、本発明の成分
条件を満足していても、組織条件が本発明範囲外の比較
例試料No. １１，２７，３０は、靱性が実施例に比して
低下しており、曲げ性の劣化も著しい。特に、No. ３０
は最大粒子径、最大アスペクト比が本発明条件を満足
し、平均結晶粒径のみが発明範囲外とされた例である
が、満足な特性が得られていない。
【００４１】
【発明の効果】本発明のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板
によれば、Ｍｇ、Ｓｉ、Ａｌのほか、所定量のＦｅある
いはさらにＣｕを本質的成分として含み、Ｆｅ，Ｓｉ，
Ｃｕ系化合物の最大粒子径、最大アスペクト比および平
均結晶粒径を所定の値以下に制限したので、特性に悪影
響を及ぼす有害な晶出物が残留せず、優れた靱性と曲げ
性とを兼ね備えることができ、これらの特性が要求され
る、例えば自動車パネル等の素材として好適に使用する
ことができる。また、本発明のＡｌ合金板は、高純度の
Ａｌ地金を用いることなく製造することができるので、
製造コストを低減することができ、アルミ材料のリサイ
クルにも資することができる。
によれば、Ｍｇ、Ｓｉ、Ａｌのほか、所定量のＦｅある
いはさらにＣｕを本質的成分として含み、Ｆｅ，Ｓｉ，
Ｃｕ系化合物の最大粒子径、最大アスペクト比および平
均結晶粒径を所定の値以下に制限したので、特性に悪影
響を及ぼす有害な晶出物が残留せず、優れた靱性と曲げ
性とを兼ね備えることができ、これらの特性が要求され
る、例えば自動車パネル等の素材として好適に使用する
ことができる。また、本発明のＡｌ合金板は、高純度の
Ａｌ地金を用いることなく製造することができるので、
製造コストを低減することができ、アルミ材料のリサイ
クルにも資することができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 松崎 均 兵庫県神戸市西区高塚台１丁目５番５号 株式会社神戸製鋼所神戸総合技術研究所内 (72)発明者 西 誠治 兵庫県神戸市西区高塚台１丁目５番５号 株式会社神戸製鋼所神戸総合技術研究所内
Claims (5)
- 【請求項１】 mass％で、 Ｍｇ：０．１〜２．０％、 Ｓｉ：０．１〜２．０％、 Ｆｅ：０．１〜１．５％ および残部Ａｌを本質的成分としてなり、Ｆｅ，Ｓｉ系
化合物の最大粒子径が５μm 以下、最大アスペクト比が
５以下であり、かつ平均結晶粒径が３０μm 以下であ
る、靱性および曲げ性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ
合金板。 - 【請求項２】 mass％で、 Ｍｇ：０．１〜２．０％、 Ｓｉ：０．１〜２．０％、 Ｆｅ：０．１〜１．５％、 Ｃｕ：２．０％以下 および残部Ａｌを本質的成分としてなり、Ｆｅ，Ｓｉ，
Ｃｕ系化合物の最大粒子径が５μm 以下、最大アスペク
ト比が５以下であり、かつ平均結晶粒径が３０μm 以下
である、靱性および曲げ性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
Ａｌ合金板。 - 【請求項３】 さらに、 Ｍｎ：１．０％以下、 Ｃｒ：０．３％以下、 Ｚｒ：０．３％以下、 Ｖ：０．３％以下、 Ｔｉ：０．０３％以下 よりなる群から選択される１種以上の成分を含有する請
求項１または２に記載したＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金
板。 - 【請求項４】 さらに、 Ｚｎ：１．５％以下、 Ａｇ：０．２％以下 よりなる群から選択される１種以上の成分を含有する請
求項１〜３のいずれか１項に記載したＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ
系Ａｌ合金板。 - 【請求項５】 さらに、Ｓｎ：０．２％以下を含有する
請求項１〜４のいずれか１項に記載したＡｌ−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系Ａｌ合金板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000077454A JP2001262264A (ja) | 2000-03-21 | 2000-03-21 | 靱性および曲げ性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000077454A JP2001262264A (ja) | 2000-03-21 | 2000-03-21 | 靱性および曲げ性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001262264A true JP2001262264A (ja) | 2001-09-26 |
Family
ID=18595020
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000077454A Pending JP2001262264A (ja) | 2000-03-21 | 2000-03-21 | 靱性および曲げ性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001262264A (ja) |
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2000
- 2000-03-21 JP JP2000077454A patent/JP2001262264A/ja active Pending
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