JP2006097057A - 耐ボディしわ性に優れたアルミニウム合金及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 自動車用パネルなどに用いられ、ボディしわ発生を抑制するアルミニウム合金を提供する。
【解決手段】 質量％で、Ｍｇ：０．１〜１．０、Ｓｉ：０．２〜２．０を含み、Ｍｎ：０．０３〜０．４、Ｃｒ：０．０３〜０．４、Ｔｉ：０．００５〜０．２、Ｆｅ：０．０３〜０．５、Ｚｎ：０．０３〜２．５以下、Ｃｕ：０．１〜１．０のうち１種もしくは２種以上を含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、そのＹＳが１４０ＭＰａ以下であり、ｒ値の平均が０．６９以上であり、ｒ値の異方性を示すΔｒが０．２０以下であることを特徴とする、耐ボディしわ性に優れたアルミニウム合金。
【選択図】 なし

Description

本発明の技術分野は形状の凹凸の大きい部品、例えば自動車用のパネル部品の材料として用いられるアルミニウム合金に関するものである。

自動車のパネル部品等のプレス成形において、材料の流入により形状を得る成形が実施されることがある。このような成形では、流入した材料が特定の形状部分で面外に変位し、金型表面の形状に比べて波打った、形状精度の悪い状態になることがある。このような面外への変形による波状の形状がボディしわである。

ボディしわの発生は、形状を悪くさせるだけでなく、材料流入を滞らせ、局所的な部位に応力を集中させて破断を発生させることもある。いずれにせよ、ボディしわが発生しないことがプレス成形に望まれている。

近年の自動車軽量化傾向の中で、パネル部品に鋼の代わりにアルミニウム合金（以下アルミ合金）を適用することが試みられている。特に最近では、Ｍｇを主たる添加元素としている５０００系アルミ合金から、ＭｇとＳｉを主たる添加元素としている６０００系アルミ合金へとその適用合金が代わりつつある。パネル部品の成形において、素材を鋼からアルミ合金へと変更した場合に生ずる問題点の一つがこのボディしわである。アルミ合金は鋼よりもボディしわが発生しやすいと言われている。さらに、５０００系合金よりも６０００系合金の方がボディしわが発生し易いとも言われている。現状のプレス成形現場では、しわの発生しない形状への金型修正等によりアルミ合金の適用を試みている。しかし、このような手段ではアルミ合金が適用できる部品は限られてしまう。それゆえ、根本的なボディしわの発生の抑制が自動車の軽量化に必要である。

アルミ合金でのボディしわの発生抑制の試みは以前よりなされている。例えば、立壁湾曲部の形状をパラメータで決めて成形方法を変更するしわ発生抑制の方法がある。具体的には、深絞り成形でのポンチ金型のコーナー部分での深絞り方向と垂直な面での金型の湾曲角度、湾曲面の深絞り方向に対する角度、湾曲部に生ずる擦傷の中央部での長さといった形状を規定している（例えば、特許文献１参照）。しかし、様々な形状のパネル部品へのアルミ合金の適用展開を可能にするためには、成形方法に依らず材料改善のみによるボディしわ抑制が必要である。

また、限定された成分にて、鋳造後の均質化焼鈍での温度を限定し、中間焼鈍温度での加熱速度と保持時間を限定し、溶体化処理での温度範囲と保持時間と冷却速度を限定した製造方法がある。この製造方法によりランクフォード値の異方度のみ低減した材料を得ることを目的としている（例えば、特許文献２参照）。ランクフォード値異方度低減は材料流入の異方度の解消を介してボディしわ抑制にも有効である可能性がある。しかし、ボディしわは面外座屈と同じであり、ランクフォード値の異方度のみの抑制、すなわち平面上での成形の異方度のみでは面外への座屈を完全に抑制することは出来ないと考えられる。したがって、特許文献２に記載された材料では十分にボディしわを抑制することは出来ないといえる。

特開平９−６６３２０号公報 特開平５−２６３２０３号公報

本発明における課題はボディしわの発生を抑制する材料を示すことであり、金型の形状や成形方法の限定せずに材質特性を限定することで、様々な形状の金型の成形に対して、ボディしわの発生を抑制する手段を示すことである。

材料流入を伴う成形において、特定の金型形状部位にて、材料の流入増量を板厚増でまかなえずに面外変形する現象がボディしわである。つまり、ボディしわとは幅縮みによる成形部位にて発生する現象である。それゆえ、材料の幅縮みの抵抗が小さければ、材料流入量は幅縮みによる体積増、すなわち板厚増となり、ボディしわのような面外への変位は発生しないと考えられる。本発明者等は、この考えの基、まず幅縮み抵抗に影響を及ぼすと思われる材料因子について検討した。

まず、幅縮み変形が塑性変形であることから、降伏応力ＹＳが小さければしわは発生しないと考えた。次に、引張試験でのｒ値も重要な因子であると考えた。ｒ値が大きいことは幅縮みが容易であることを示しているからである。ところで、材料流入は１方向のみでなく、複数の方向から起こる。それゆえ、複数方向の幅縮み変形に対して、幅縮みの抵抗に方向差がないことがしわ抑制に望ましいと考えることが出来る。つまり、ＹＳとｒ値の異方性差がないことが望ましい。本発明者等は、ＹＳよりもｒ値の異方性の方がしわ抑制に対する影響が大きいと考えた。すなわち、ｒ値の異方性差を示すΔｒを小さくすることがしわ発生抑制に重要であり効果的であると考えた。その他、引張強度ＴＳもボディしわ抑制に効果あるが、上記ＹＳ、ｒ値の平均、Δｒの規制にて殆どのボディしわ発生が抑制できると考えた。それ故、ＹＳ、ｒ値の平均、Δｒのみでボディしわの抑制方法を見い出した。なお
Δｒは（ｒＬ＋ｒC−２ｒX）／２で定義されるｒ値の異方性差を示す量である。ここでｒＬは圧延面上の素材圧延方向のｒ値、ｒCは圧延面上の素材圧延方向と垂直な方向のｒ値、ｒXは圧延面上の素材圧延方向から４５°回転した方向のｒ値である。

本発明は、上述の知見を基になされたものであり、その要旨とするところは以下の通りである。

（１）質量％で、
Ｍｇ：０．１〜１．０、
Ｓｉ：０．２〜２．０を含み、
Ｍｎ：０．０３〜０．４、
Ｃｒ：０．０３〜０．４、
Ｔｉ：０．００５〜０．２、
Ｆｅ：０．０３〜０．５、
Ｚｎ：０．０３〜２．５以下、
Ｃｕ：０．１〜１．０のうち１種もしくは２種以上を含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、
そのＹＳが１４０ＭＰａ以下であり、
ｒ値の平均が０．６９以上であり、
ｒ値の異方性を示すΔｒが０．２０以下であることを特徴とする、耐ボディしわ性に優れたアルミニウム合金。

（２）質量％で、
Ｍｇ：０．１〜１．０、
Ｓｉ：０．２〜２．０を含み、
Ｍｎ：０．０３〜０．４、
Ｃｒ：０．０３〜０．４、
Ｔｉ：０．００５〜０．２、
Ｆｅ：０．０３〜０．５、
Ｚｎ：０．０３〜２．５以下、
Ｃｕ：０．１〜１．０のうち１種もしくは２種以上を含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミ合金に、熱間圧延後に冷間圧延を施し、その後４５０℃以上５６０℃以下の温度域に５分以内保持する中間焼鈍を施し、さらにその後に、冷間圧延を施し、４５０℃以上５６０℃以下の範囲で５分以下の保持する溶体化熱処理を行い、その後、１５℃／ｓ以上の冷却速度で８０℃まで冷却することを特徴とする耐ボディしわ性に優れたアルミニウム合金の製造方法。

本発明により、材料流入により複雑な形状をなすプレス成形において、形状精度の悪いボディしわの発生を最大限に抑制することが可能となり、その結果、プレス成形品の形状は良好となり、またボディしわを起因とする成形破断を抑制することも可能となり、アルミ合金の適用部品の範囲が大きく拡大する。特に、自動車部品に関してはその適用範囲が広くなり、このことは自動車の軽量化に対する工業的な貢献が極めて大きいことを示す。

本発明は、自動車用の材料である６０００系アルミ合金に対してなされたものである。したがって、主たる添加元素であるＭｇは、質量％として０．１以上１．０以下、Ｓｉは０．２以上２．０以下が必須である。これらのＭｇとＳｉの添加量であれば、プレス成形以外に要求される材料特性、例えば強度や焼付け効果性などを満足する。しかし、ここで限定する以上の添加を行えば、ＹＳやＴＳが大きくなり、ｒ値の平均値やΔｒを制御してもボディしわの発生を抑制するこが極めて困難になる。また逆に、限定量以下の添加であれば、十分な強度を得ることが出来ずにプレス成形時に破断が発生する。

Ｃｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｚｎ、これらの元素は、強度向上、結晶粒微細化、成形性向上などに効果があり、１種または２種以上を添加する。

Ｃｕに関しては、０．１％以上の添加により成形性が大きく向上するが、１．０％を越える添加は糸錆腐食が顕著になる。それゆえ、効果のある添加範囲は、０．１％以上１．０％以下である。Ｍｎ、Ｃｒは０．０３％以上の添加により、強度向上、結晶粒微細化に効果がある。しかし、多量の添加は金属間化合物を形成させ、成形性劣化、強度劣化が起こる。それゆえ、強度向上、結晶粒微細化に効果のある添加範囲は、ＭｎとＣｒでは０．０３％以上０．４％以下である。ＴｉとＦｅの添加も強度向上と結晶粒微細化に有効ではあるが、多量の添加は、Ｔｉでは粗大な晶質物が形成して微細化に悪影響を及ぼし、Ｆｅでは成形性を劣化させる。それゆえ、これらの元素の効果的な添加範囲は、Ｔｉでは０．００５％以上０．２％以下、Ｆｅでは０．０３％以上０．５％以下である。Ｚｎに関しては、０．０３％以上の添加により強度は向上するが、２．５％を越えると成形性が劣化する。

以上の添加元素の下、以下の特性を規制することによりボディしわの抑制が可能になると考える。

ＹＳは幅縮み抵抗に重要な特性であり、値が低いと抵抗が小さくなり、しわ発生しにくくなる。つまり、ＹＳが低いことは塑性変形し易いことを意味し、幅縮み変形で塑性変形し易くなれば、幅縮みの応力が板厚増に費やされるため幅縮み応力は緩和されて流入抵抗が小さくなる。流入の抵抗が小さくなれば座屈による面外変位、すなわちしわは発生しにくくなる。しかし、ＹＳが１４０ＭＰａを越えると流入抵抗は極端に大きくなり、面外座屈変形が発生する。なお、ＹＳの下限値は特に設けない。上記成分であれば成形に十分な最低の強度が得られるからである。

ｒ値もまた幅縮み抵抗に重要な特性であり、ｒ値の平均値が幅縮み抵抗を表すパラメータである。したがって、ｒ値の平均値が高くなればしわ発生は抑制され、０．６９未満になると幅縮み変形での面外座屈が顕著になり、しわ発生する。ｒ値は幅縮みによる板厚増の大きさに対応する。したがって、上述したＹＳと同じく、ｒ値が大きければ塑性変形により幅縮応力は板厚増へと緩和されて面外座屈しにくくなる。

Δｒの限定は幅縮み抵抗の異方性差の解消を意味する。材料流入は多方向に亘るため、それぞれの方向からの幅縮み抵抗の差がしわ発生を引き起こす。上記ｒ値の平均が０．６９以上の場合では、Δｒが０．２０以下であればしわ発生を抑制することが出来る。本発明の特徴は、塑性変形により幅縮み応力を板厚増へと緩和させるために、ＹＳとｒ値を同時に規定したところにある。

上述した成分系にてこれらの特性を有する材料の製造では、結晶粒方位のランダム化が最も重要である。つまり、結晶粒方位のランダムになればΔｒは小さくなり、また、ｒ値も平均的に増大する傾向となる。

結晶粒方位のランダム化に最も影響を及ぼすのは、熱延後の焼鈍を省略することと、冷間圧延と熱処理の制御である。
熱延後に熱処理を省略すれば、結晶方位は異方性が大きくなる。しかし、一方で歪が多く蓄積され、この歪が後の工程での再結晶において結晶方位のランダム化を進める。本発明では、熱延後熱処理を実施しないほうが実施した方よりも結晶方位のランダム化に効果的である。

冷間圧延は中間熱処理をはさんで２回実施したほうが、結晶粒方位のランダム化に望ましい。冷間圧延と焼鈍を繰り返す工程により結晶粒方位はランダム化する。
まず、焼鈍温度が４５０℃未満では再結晶が不十分となり、結晶粒方位が十分ランダム化されず、異方性が大きくなる。逆に、中間焼鈍温度が５６０℃超では、結晶粒が粗大化し、これにより結晶粒方位がランダム化されず、異方性差が生じやすくなる。この結晶粒の粗大化は成形品の表面の肌荒れを生じさせ、さらに強度の低下を招き、成形性をも阻害する欠点を有する。また、したがって、結晶方位のランダム化に適当な中間焼鈍の温度域は４５０℃以上５６０℃以下である。

一方、保持時間においても同様に、保持時間が短か過ぎれば再結晶は不十分であり、長すぎれば結晶粒が成長して粗大化する。それゆえ、中間焼鈍の条件は、十分な再結晶が達成され、かつ結晶粒の粗大化が起こらない範囲の温度と保持時間に設定すべきである。ただし、工業的に保持時間は短くて十分であり、板全体の温度がこの温度域に一旦入ればよい程度である。したがって、保持や均熱は不要であり、保持時間の下限は定めない。５分超の保持時間にすると、結晶粒の粗大化や強度低下が生じるため、保持時間の上限は５分とする。以上より、中間焼鈍での温度は、４５０℃以上５６０℃以下の温度域であり、保持時間は５分以内が必要である。

また、最後の焼鈍工程、すなわち溶体化処理工程では固溶元素の析出状態が決定する。これにより材料の強度が決まる。結晶粒が粗大化せず、かつ添加元素が十分固溶する温度にて保持し、その後の冷却工程では、成形性に必要な最低限の強度が得られ、かつＹＳが１４０ＭＰａ以下になる析出状態を形成しなくてはならない。

溶体化熱処理でも同様に、所望の強度や微細な結晶粒を得るためにその温度範囲は上記同様４５０℃以上５６０℃以下で５分以下の保持が必要である。また、この温度域及び保持時間では添加元素が十分に固溶すること、及び、固溶した元素の析出を抑制するためにその後の冷却工程では８０℃までの間を１５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する必要があること、が知見された。逆に、１５℃／ｓ以下の冷却速度では、冷却途中にてＭｇＳｉ系の比較的粗大な析出物が生成し、１４０ＭＰａ以下のＹＳの調整が困難となる。したがって、最後の焼鈍工程、すなわち溶体化処理工程は、加熱を４５０℃以上５６０℃以下で５分以下の保持とし、その後の冷却を８０℃まで１５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することとする。

ボディしわの評価は、簡易的な小型成形試験機を用いて行った。図１にその小型試験の金型を示す。径が７８ｍｍのポンチと、穴径が１４０ｍｍのダイスを用い、ブランク径２００ｍｍの材料に、４０ｍｍ高さまでの深絞り成形を行う。このような深絞り成形での成形品は円錐台の形状になり、その側面にボディしわが発生する。ボディしわは、側面でのうねり状の形状として現われ、その大きさは、ブランクの押付け圧（ＢＨＦ：ブランクホールドフォース）と潤滑油の組み合わせに依存する。本試験は、鋼板の防錆油を潤滑油として用い、ＢＨＦは２ｔｆにて実施した。ボディしわの評価は、しわの発生しない普通鋼の成形品を基準として、目視によりしわの有無を判定した。

表１は試験に供した材料であり、これらは全てラボにて、鋳造、均熱処理、熱延、冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延、溶体化処理の順にて製造されたものである。各材料について強度とｒ値を測定し、上述したしわ評価の小型試験を実施した。しわ評価において、○はしわなし、×はしわ有りを示し、破断は４０ｍｍの深絞り成形において金型のポンチ肩にてネッキングもしくは破断が起こったことを示す。なお、ここに示した材料の製造工程は全て同じであり、熱延以後の工程条件は表２のプロセス１と記載した条件である。なお、表２中の全条件にて中間焼鈍と溶体化処理での所定温度での保持時間は全て１分である。

表１中のI〜Ｍの材料の成分は請求項１記載の成分範囲外であり、特にＩ、Ｊ、Ｋ、Ｍでｒ値およびΔｒは請求項範囲にあるがＹＳが高く、成形性が劣化したためにポンチ肩で破断が発生している。一方、Ｌの材料成分では、Ｔｉの添加量が請求項１記載の範囲以上であり、ＹＳは１４０ＭＰａ以下であるが、ｒ値およびΔｒが請求項の範囲外となっており、しわが発生している。Ｔｉの過剰添加による粗大析出物の形成により再結晶時に組織の微細化と方位のランダム化が達成されなかったためと推定される。

表３は表１中にて請求項１の成分範囲にある材料のＡとＤについて、表２記載の熱延以降の製造プロセス条件変化によるボディしわ発生について示したものである。請求項２で規定する製造工程であるプロセス１では、ＹＳ、ｒ値、Δｒは請求項１の範囲内にあり、ボディしわは発生しない。しかし、中間焼鈍温度のみ低いプロセス２の工程では、ＹＳは１４０ＭＰａ以下であるが、Δｒが大きくしわが発生している。中間焼鈍温度の低下により未再結晶粒が増え、方位のランダム化が抑制されたものと推定される。また、溶体化処理温度のみ低いプロセス３の工程でも、プロセス２の工程と同じように、しわが発生し、原因も同じと考えられる。冷却速度のみ小さいプロセス４の工程では、ＹＳが高く、破断が起こっている。溶体化後の冷却速度が遅いと、高温域を通過する際に粗大な析出物が形成される。これらの析出物により強度が上昇し、成形性が劣化し、その結果破断に至ったものと考えられる。

Claims (2)

1. 質量％で、
   Ｍｇ：０．１〜１．０、
   Ｓｉ：０．２〜２．０を含み、
   Ｍｎ：０．０３〜０．４、
   Ｃｒ：０．０３〜０．４、
   Ｔｉ：０．００５〜０．２、
   Ｆｅ：０．０３〜０．５、
   Ｚｎ：０．０３〜２．５以下、
   Ｃｕ：０．１〜１．０のうち１種もしくは２種以上を含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、
   そのＹＳが１４０ＭＰａ以下であり、
   ｒ値の平均が０．６９以上であり、
   ｒ値の異方性を示すΔｒが０．２０以下であることを特徴とする、耐ボディしわ性に優れたアルミニウム合金。
2. 質量％で、
   Ｍｇ：０．１〜１．０、
   Ｓｉ：０．２〜２．０を含み、
   Ｍｎ：０．０３〜０．４、
   Ｃｒ：０．０３〜０．４、
   Ｔｉ：０．００５〜０．２、
   Ｆｅ：０．０３〜０．５、
   Ｚｎ：０．０３〜２．５以下、
   Ｃｕ：０．１〜１．０のうち１種もしくは２種以上を含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミ合金に、熱間圧延後に冷間圧延を施し、その後４５０℃以上５６０℃以下の温度域に５分以内保持する中間焼鈍を施し、さらにその後に、冷間圧延を施し、４５０℃以上５６０℃以下の範囲で５分以下の保持する溶体化熱処理を行い、その後、１５℃／ｓ以上の冷却速度で８０℃まで冷却することを特徴とする耐ボディしわ性に優れたアルミニウム合金の製造方法。