JP2005298922A - 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】 Al−Mg−Si系合金、Al−Mg−Si−Cu系合金よりなり、板表面から板厚方向に1/10、1/4、1/2の各位置のキューブ方位密度をC1/10、C1/4、C1/2とし、(C1/10+C1/4)/2>C1/2、30<(C1/10+C1/4)<500の各条件を満たし、かつ板厚の1/10〜1/4の領域の{001}<210>方位密度が2〜50の範囲内で、0°、90°耳率が5%以上であるAl合金板。またその製造方法として、鋳造条件、熱間圧延条件を厳密に規定した。さらに中間製品としての鋳造スラブの組織条件、熱間圧延後の組織条件を規定した。
【選択図】 なし
Description
(C1/10+C1/4)/2>C1/2 ・・・(1)
30<(C1/10+C1/4)<500 ・・・(2)
を満たし、かつ板厚方向に板厚の1/10の位置から板厚の1/4の位置までの領域における{001}<210>方位密度がランダム結晶方位を有する試料の2〜50倍の範囲内にあり、さらに0、90°耳率が5%以上であることを特徴とするものである。
(C1/10+C1/4)/2>C1/2 ・・・(1)
30<(C1/10+C1/4)<500 ・・・(2)
を満たし、かつ板厚方向に板厚の1/10の位置から板厚の1/4の位置までの領域における{001}<210>方位密度がランダム結晶方位を有する試料の2〜50倍の範囲内にあり、さらに0、90°耳率が5%以上であることを特徴とするものである。
Mgはこの発明で対象としている系の合金で基本となる合金元素であって、Siと共同して強度向上に寄与する。Mg量が0.2%未満では塗装焼付時に析出硬化によって強度向上に寄与するG.P.ゾーンの生成量が少なくなるため、充分な強度向上が得られず、一方1.5%を越えれば、粗大なMg−Si系の金属間化合物が生成され、キューブ方位密度を高めるために不利となり、成形性、特に曲げ加工性が低下するから、Mg量は0.2〜1.5%の範囲内とした。なお請求項3で規定する鋳造スラブ組織、請求項4で規定する熱間圧延板組織を、より安定して得るとともに、最終板の成形性、特に曲げ加工性を、より良好にするためには、Mg量は0.3〜0.9%の範囲内が好ましい。
Siもこの発明の系の合金で基本となる合金元素であって、Mgと共同して強度向上に寄与する。またSiは、鋳造時に金属Siの晶出物として生成され、その金属Si粒子の周囲が加工によって変形されて、溶体化処理の際に再結晶核の生成サイトとなるため、再結晶組織の微細化にも寄与する。Si量が0.3%未満では上記の効果が充分に得られず、一方2.0%を越えれば粗大なSi粒子や粗大なMg−Si系の金属間化合物が生じてキューブ方位密度を高めるために不利となり、成形性、特に曲げ加工性の低下を招く。したがってSi量は0.3〜2.0%の範囲内とした。なお請求項3で規定する鋳造スラブ組織、請求項4で規定する熱間圧延板組織を、より安定して得るとともに、プレス成形性と曲げ加工性とのより良好なバランスを得るためには、Si量は0.5〜1.3%の範囲内が好ましい。
これらの元素は、強度向上や結晶粒微細化、あるいは時効性(焼付硬化性)の向上や表面処理性の向上に有効であり、いずれか1種または2種以上を添加する。これらのうちMn、Cr、Zrは強度向上と結晶粒の微細化および組織の安定化に効果がある元素であるが、Mnの含有量が0.03%未満、もしくはCrの含有量が0.01%未満、またはZrの含有量が0.01%未満では、上記の効果が充分に得られず、一方Mnの含有量が0.6%を越えるか、あるいはCr、Zrの含有量がそれぞれ0.4%を越えれば、上記の効果が飽和するばかりでなく、多数の金属間化合物が生成されて成形性、特にヘム曲げ性に悪影響を及ぼすおそれがあり、したがってMnは0.03〜0.6%の範囲内、Cr、Zrはそれぞれ0.01〜0.4%の範囲内とした。またFeも強度向上と結晶粒微細化に有効な元素であるが、その含有量が0.03%未満では充分な効果が得られず、一方0.5%を越えれば、キューブ方位密度を高める上において不利となって、成形性、特に曲げ加工性が低下するおそれがあり、したがってFe量は0.03〜0.5%の範囲内とした。さらにTiも強度向上と鋳塊組織の微細化に有効な元素であるが、その含有量が0.005%未満では充分な効果が得られず、一方0.2%を越えればTi添加の効果が飽和するばかりでなく、粗大な晶出物が生じるおそれがあるから、Ti量は0.005〜0.2%の範囲内とした。またZnは時効性向上を通じて強度向上に寄与するとともに表面処理性の向上に有効な元素であるが、Znの添加量が0.03%未満では上記の効果が充分に得られず、一方2.5%を越えれば成形性が低下するから、Zn量は0.03〜2.5%の範囲内とした。
Cuは強度向上および成形性向上のために添加されることがある元素であるが、その量が2.0%を越えれば耐食性(耐粒界腐食性、耐糸錆性)が劣化するから、Cuの含有量は2.0%以下に規制することとした。なお、より耐食性の改善を図りたい場合はCu量は1.0%以下が好ましく、さらに特に耐食性を重視する場合は、Cu量は0.05%以下に規制することが望ましい。
(C1/10+C1/4)/2>C1/2 ・・・(1)
30<(C1/10+C1/4)<500 ・・・(2)
を満たすと同時に、{001}<210>方位密度をランダム結晶方位を有する試料の2〜50倍の範囲内に規制することによって、曲げ加工性を向上させると同時に曲げ異方性を確実に小さくし得るのであり、そこでこれらの(1)式、(2)式、および{001}<210>方位密度を規定した。
さらに{001}<210>方位密度に関しても、よりバランスの良好な材料を得るためには、ランダム方位試料の5〜50倍の範囲内に規制することが望ましい。
板に潤滑油を塗布した後、ポンチ径φ32mm、ブランク径φ62mm、しわ押さえ100kgの条件でカップに絞り、そのカップの耳率を調べた。なおここで耳率の方向は、圧延方向を基準にした0°方向、90°方向で示す。
渦電流式導電率測定装置を用いて銅、黄銅を基準試料として測定を行なった。
材料の圧延方向に対して板面内0°、45°、90°三方向に曲げ試験片を採取し、10%ストレッチしてから、180°に密着曲げを行ない、目視により割れの発生の有無を観察した。ここで○印は割れ無しを、また×印は割れ有りを示す。
直径100mmの球頭ポンチで高さ30mmまで張出成形を行ない、表面に形成される圧延方向に沿う筋(凹凸)を目視で判定した。○印は筋なしあるいは筋が弱い状態を示し、×印は筋が強い状態を示す。ここで筋が強ければ、自動車用外板の外観として不適当となる。
200mm×200mmの大きさの1mm板の両面にマスキングフィルムを貼り、さらに潤滑を高めるため、ワックスを塗った状態で張出し試験に供し、最大張出し高さを調べた。なおポンチとしては球頭ポンチ径100mmのものを使用した。
ISO・B法に従い、NaClとHClの混合液に24時間浸漬した後、試料の断面組織を光学顕微鏡で観察し、その粒界腐食の最大深さを調べた。
Claims (9)
- Al−Mg−Si系もしくはAl−Mg−Si−Cu系合金からなるアルミニウム合金が素材とされ、板表面から板厚方向に板厚の1/10に位置におけるキューブ方位密度をC1/10、板表面から板厚方向に板厚の1/4の位置におけるキューブ方位密度をC1/4、板表面から板厚方向に板厚の1/2の位置におけるキューブ方位密度をC1/2として、次の(1)式および(2)式
(C1/10+C1/4)/2>C1/2 ・・・(1)
30<(C1/10+C1/4)<500 ・・・(2)
を満たし、かつ板厚方向に板厚の1/10の位置から板厚の1/4の位置までの領域における{001}<210>方位密度がランダム結晶方位を有する試料の2〜50倍の範囲内にあり、さらに0、90°耳率が5%以上であることを特徴とする、成形加工用アルミニウム合金板。 - Mg0.2〜1.5%(mass%、以下同じ)、Si0.3〜2.0%を含有し、かつMn0.03〜0.6%、Cr0.01〜0.4%、Zr0.01〜0.4%、Fe0.03〜0.5%、Ti0.005〜0.2%、Zn0.03〜2.5%のうちから選ばれた1種または2種以上を含有し、さらにCuが2%以下に規制され、残部がAlおよび不可避的不純物よりなるアルミニウム合金が素材とされ、板表面から板厚方向に板厚の1/10に位置におけるキューブ方位密度をC1/10、板表面から板厚方向に板厚の1/4の位置におけるキューブ方位密度をC1/4、板表面から板厚方向に板厚の1/2の位置におけるキューブ方位密度をC1/2として、次の(1)式および(2)式
(C1/10+C1/4)/2>C1/2 ・・・(1)
30<(C1/10+C1/4)<500 ・・・(2)
を満たし、かつ板厚方向に板厚の1/10の位置から板厚の1/4の位置までの領域における{001}<210>方位密度がランダム結晶方位を有する試料の2〜50倍の範囲内にあり、さらに0、90°耳率が5%以上であることを特徴とする、成形加工用アルミニウム合金板。 - 請求項1もしくは請求項2に記載の成形加工用アルミニウム合金板向けの鋳造スラブにおいて、
結晶粒内、セル内、もしくはデンドライト境界内の第2相粒子の最大径が円換算直径10μm以下であり、結晶粒界上、セル境界上、もしくはデンドライト境界上の第2相粒子の面積率がマトリックスの全面積に対して3%以下であり、導電率が52%以下であることを特徴とする、成形加工用アルミニウム合金板向け鋳造スラブ。 - 請求項1もしくは請求項2に記載の成形加工用アルミニウム合金板向けの熱間圧延板において、
その金属組織の90%以上が未再結晶組織であり、かつ圧延方向と平行な断面の未再結晶繊維状組織における繊維のうち90%以上の個々の繊維のアスペクト比が1/5以下であり、さらに円換算直径5μm以上の第2相粒子分布密度が2000個/mm2以下であることを特徴とする、成形加工用アルミニウム合金板向け熱間圧延板。 - 請求項3に記載の成形加工用アルミニウム合金板向け鋳造スラブを製造するにあたり、
鋳造過程における液相から固相までの凝固時の平均冷却速度を、スラブ表面で2℃/min以上、スラブ厚さ方向中央部で0.1℃/min以上に制御するとともに、凝固終了後550〜350℃の温度範囲における平均冷却速度を、スラブ表面で10℃/min以上、スラブ厚さ方向中央部で3℃/min以上に制御することを特徴とする、成形加工用アルミニウム合金板向け鋳造スラブの製造方法。 - 請求項4に記載の成形加工用アルミニウム合金板向け熱間圧延板を製造するにあたり、
鋳造スラブを300〜450℃の範囲内の温度に加熱して熱間圧延を開始し、熱間圧延中途の板厚150〜15mmの段階における材料温度を270〜400℃の範囲内に制御し、かつ板厚15mm以降、熱間圧延終了直前パスまでの段階における材料温度を250〜380℃の範囲内に制御し、さらに熱間圧延終了温度を180〜350℃の範囲内に制御し、続いて熱間圧延終了直後の材料温度から100℃までの平均冷却速度を100℃/hr以下に制御することを特徴とする、成形加工用アルミニウム合金板向け熱間圧延板の製造方法。 - 請求項4に記載の成形加工用アルミニウム合金板向け熱間圧延板を製造するにあたり、
鋳造過程における液相から固相までの凝固時の平均冷却速度を、スラブ表面で2℃/min以上、スラブ厚さ方向中央部で0.1℃/min以上に制御するとともに、凝固終了後550〜350℃の温度範囲における平均冷却速度を、スラブ表面で10℃/min以上、スラブ厚さ方向中央部で3℃/min以上に制御して鋳造スラブを得、さらにその鋳造スラブを300〜450℃の範囲内の温度に加熱して熱間圧延を開始し、熱間圧延中途の板厚150〜15mmの段階における材料温度を270〜400℃の範囲内に制御し、かつ板厚15mm以降、熱間圧延終了直前パスまでの段階における材料温度を250〜380℃の範囲内に制御し、さらに熱間圧延終了温度を180〜350℃の範囲内に制御し、続いて熱間圧延終了直後の材料温度から100℃までの平均冷却速度を100℃/hr以下に制御することを特徴とする、成形加工用アルミニウム合金板向け熱間圧延板の製造方法。 - 請求項1もしくは請求項2に記載の成形加工用アルミニウム合金板を製造するにあたって、
素材合金の鋳造に際し、鋳造過程における液相から固相までの凝固時の平均冷却速度を、スラブ表面で2℃/min以上、スラブ厚さ方向中央部で0.1℃/min以上に制御するとともに、凝固終了後550〜350℃の温度範囲における平均冷却速度を、スラブ表面で10℃/min以上、スラブ厚さ方向中央部で3℃/min以上に制御して鋳造スラブを得、さらにその鋳造スラブを300〜450℃の範囲内の温度に加熱して熱間圧延を開始し、熱間圧延中途の板厚150〜15mmの段階における材料温度を270〜400℃の範囲内に制御し、かつ板厚15mm以降、熱間圧延終了直前パスまでの段階における材料温度を250〜380℃の範囲内に制御し、さらに熱間圧延終了温度を180〜350℃の範囲内に制御し、続いて熱間圧延終了直後の材料温度から100℃までの平均冷却速度を100℃/hr以下に制御し、得られた熱間圧延板に対して、圧延率30%以上の冷間圧延を施して所要の板厚とした後、480℃以上の温度で溶体化処理を行なってから直ちに100℃/min以上の平均冷却速度で50℃以上150℃未満の温度域まで冷却し、続いてその温度域内で安定化処理を行なうことを特徴とする、成形加工用アルミニウム合金板の製造方法。 - 請求項8に記載のアルミニウム合金板の製造方法において、
前記安定化処理の後、170〜280℃の範囲内の温度で復元処理を行なうことを特徴とする、成形加工用アルミニウム合金板の製造方法。
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