JP2006161153A - 絞り成形性に優れたアルミニウム合金板材およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【目的】 溶体化処理後も高い圧延集合組織と適度な延性を有し、方位密度の高い圧延集合組織に起因する高ｒ値をそなえ、とくに絞り成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系のアルミニウム合金板材を提供する。
【構成】 Ｓｉ：０．９〜１．５％、Ｍｇ：０．５〜１．０％、 Ｍｎ：０．２〜０．８％、Ｚｒ：０．１〜０．３％、Ｆｅ:０．３％以下、残部Ａｌおよび不可避的不純物か
らなるアルミニウム合金圧延材であって、溶体化処理後において、圧延集合組織の結晶方位分布関数(ＯＤＦ)が方位密度１０以上で、且つ方位差１５°以下の小角粒界の比率が６０％以上、平均ランクフォード（ｒ）値が１．０以上であることを特徴とする。
【選択図】 なし

Description

本発明は自動車用パネル材等に用いられる絞り成形性に優れたアルミニウム合金板材およびその製造方法に関する。

従来、自動車用のボディパネルには鋼板が主に用いられてきたが、近年、地球温暖化防止の観点から、自動車重量の軽量化が強く求められるようになり、各自動車メーカーとも鋼板に代わる軽量素材の採用に強い関心を持つようになってきている。

とくに、アルミニウムは適度な強度と成形性を有し、剛性を加味した自動車車体軽量化の効果が高いため、鋼板に代わる素材として注目されており、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系（６０００系）合金を中心に多くの研究開発がなされてきている（特許文献１参照）。

既にボディパネルにアルミニウム合金板材を利用して、車体の軽量化を図った量産車も市販されているが、その数は少ない。アルミニウム合金板材が自動車用ボディパネルに広く普及しない理由として、その成形加工性が鋼板よりも劣ることが挙げられる。 特に絞り加工が要求される部材に対して鋼板はアルミニウム合金板材よりも有利で、鋼板なら成形できる形状でもアルミニウム合金板では成形できないことがある。

絞り成形性に相関のある材料特性はランクフォード(ｒ)値であることが知られている。ランクフォード(ｒ)値は、ＪＩＳ Ｚ２２５４で規定されているとおり、引張り試験片の板幅減少と板厚減少の比率を示すもので、ランクフォード(ｒ)値が高いほど絞り成形性に優れる。一般に圧延材は塑性異方性を示すことから、圧延方向に対して０°、４５°、９０°方向のランクフォード(ｒ)値の加重平均値が利用される（ＪＩＳ Ｚ２２５４参照）。

ランクフォード(ｒ)値は材料の集合組織の影響を受け、{１１１}面が形成し易い鋼板では1以上のｒ値が比較的容易に得られる。アルミニウム合金板の場合、溶体化処理等で再
結晶させた時にはＣｕｂｅ方位として知られる{００１}<１００>方位が優先成長し、この場合のｒ値は１．０を下回ってしまう。これまでアルミニウム合金板材のｒ値を高める検討が多くなされているが、１．０以上の平均ｒ値を確保できる有効な製造プロセスは見出されていない。

冷間圧延を施すとＢｒａｓｓ{０１１}<２１１>方位、Ｓ{１２３}<６３４>、Ｃ{１１２}<１１１>といった圧延集合組織が発達することが知られている。これらの方位は、特に４５°方向のｒ値を高めることがＴａｙｌｏｒ理論から予想される。近年、結晶方位分布関数(Ｃｒｙｓｔａｌｌｉｔｅ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆ
ｕｎｃｔｉｏｎ、略してＯＤＦ)を用いて、集合組織の優先方位を定量的に扱うことがで
きるようになった。しかし冷間圧延材は伸びが低く、絞り加工のようなプレス成形性は再結晶させた軟質板よりも劣る。理想的には伸びが高く、圧延集合組織を優先方位とする板材が得られれば成形性に優れた特性を示すものと期待される。
特開２００４−７６０６５号公報

本発明は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系（６０００系）のアルミニウム合金について、ランクフォード(ｒ)値の高い板材を得るために、所定の熱処理を施しても、圧延集合組織が維持される合金成分と圧延条件について種々試験、検討を重ねた結果としてなされたものであり、その目的は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系（６０００系）の熱処理型アルミニウム合金において、溶体化処理後も圧延集合組織が優先方位となり、１．０以上の平均ｒ値を得ることを可能とする絞り成形性に優れたアルミニウム合金板材およびその製造方法を提供することにある。

上記の目的を達成するための請求項１による絞り成形性に優れたアルミニウム合金板材は、Ｓｉ：０．９〜１．５％、Ｍｇ：０．５〜１．０％、Ｍｎ：０．２〜０．８％、Ｚｒ：０．１〜０．３％、Ｆｅ:０．３％以下、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなるア
ルミニウム合金圧延材であって、溶体化処理後において、圧延集合組織の結晶方位分布関数(ＯＤＦ)が方位密度１０以上で、且つ方位差１５°以下の小角粒界の比率が６０％以上、平均ランクフォード（ｒ）値が１．０以上であることを特徴とする。

請求項２による絞り成形性に優れたアルミニウム合金板材は、請求項１において、前記アルミニウム合金圧延材が、さらにＣｕ：０．３％以下を含むことを特徴とする。

請求項３による絞り成形性に優れたアルミニウム合金板材の製造方法は、請求項１または２記載のアルミニウム合金板材を製造する方法であって、熱間圧延を３５０〜５５０℃の温度域で行い、圧延時の平均ひずみ速度が３０／秒以下であることを特徴とする。

請求項４による絞り成形性に優れたアルミニウム合金板材の製造方法は、請求項３において、熱間圧延後、さらに冷間圧延を５％以内の加工度で施すことを特徴とする。

本発明によれば、溶体化処理後も高い圧延集合組織と適度な延性を有し、高い集合組織に起因する高ｒ値をそなえ、とくに絞り成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系のアルミニウム合金板材が提供される。当該アルミニウム合金板材は、また、サブグレイン組織を有するため、温間域でより良好な絞り成形性をそなえている。

本発明は、とくに、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金にＭｎ、Ｚｒを適宜添加するとともに、熱間圧延条件を制御することにより、熱的に安定な圧延集合組織を得ることを特徴とするものであり、以下、本発明の構成要件について説明する。

（合金成分）
Ｓｉ：本系合金の主要添加元素で、ＭｇとともにＭｇ₂ Ｓｉ相を形成する。Ｓｉおよ
びＭｇを固溶した状態にし、２００℃付近の人工時効を行うと強度が上昇する特性を有する。自動車用ボディパネルは１７０℃付近で塗装焼付けされるので、この温度域で時効硬化するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は本用途にとって都合が良い。またＳｉはＭｎとも反応してＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物を製造途中で形成するが、この化合物は強度上昇にほとんど寄与しないから、時効硬化特性の観点からはその添加量を厳しく制御する必要がある。Ｓｉの好ましい含有量は０．９〜１．５％の範囲であり、０．９％未満では従来材並みの時効硬化後の強度が得られない。１．５％を越えても時効硬化量はさほど上昇せず、逆に曲げ加工性などの他の成形性が劣化し易くなる。

Ｍｇ：Ｓｉとともに本系合金の主要添加元素でＭｇ_２Ｓｉ相を形成し、ＳｉおよびＭｇを固溶した状態にし、２００℃付近の人工時効を行うと強度が上昇する。Ｍｇの好ましい含有量は０．５〜１．０％の範囲であり、０．５％未満では従来材並みの時効硬化後の強度が得られない。Ｍｇ量が１．０％を越えても時効硬化量はさほど上昇せず、コスト上昇の要因となる。

Ｍｎ：熱的に安定な圧延集合組織を形成させるために必要な添加元素である。高温での圧延中にＡｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物を形成し、転位の移動を抑制することにより、不動転位の形成を促進する。不動転位は熱的に非常に安定で、溶体化処理のような高温での熱処理を行ってもＣｕｂｅ方位は形成されず、圧延集合組織が維持される。Ｍｎの好ましい含有量は０．２５〜０．８％の範囲であるが、Ｚｒの含有量が０．２％以上の場合には、Ｍｎの含有範囲が０．２％以上０．２５％未満であってもＭｎとＺｒの共存によりＭｎ含有量が０．２５〜０．８％の場合と同じ効果を得ることができる。Ｍｎの含有量が０．２％未満では不動転位を形成する効果が小さく、溶体化処理後に再結晶して圧延集合組織の方位密度が低下する。０．８％を越えるとＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物の形成が多くなり、固溶Ｓｉ量が低下するため、従来材並みの時効硬化後の強度が得られない。

Ｚｒ：Ｍｎとともに熱的に安定な圧延集合組織を形成させるために必要な添加元素である。高温での均質化処理や圧延中に微細なＡｌ₃Ｚｒ化合物を形成し、転位の移動を抑制
することにより、不動転位の形成を促進する。Ｚｒの好ましい含有量は０．１〜０．３％の範囲であり、０．１％未満では不動転位を形成する効果が小さく、溶体化処理後に再結晶して圧延集合組織の方位密度が低下する。０．３％を越えると造塊時に粗大なＡｌ−Ｚｒ系化合物が形成し、成形時の割れの起点になり易いという不都合が生じる。また転位の移動の抑制効果もあまり変わらない。Ｚｒを０．２〜０．３％と多量に含有する場合には、Ｍｎ含有量が０．２％以上０．２５％未満と少なくても、両者の共存により熱的に安定な圧延集合組織を形成させることができる。

Ｆｅ：Ｆｅは不純物として混入する元素である。Ｆｅは製造中にＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物を形成し、ＳｉやＭｎの固溶量を減少させるために、時効硬化特性や熱的安定な圧延集合組織形成にとって不利となる。Ｆｅの好ましい含有量は０．３％以下の範囲であり、０．３％以下であれば上記の問題が生じ難い。Ｆｅ量が０．０５％未満になると、Ｆｅ量を下げるために高純度のＡｌ地金の使用が必要となるなど、コスト上昇の要因となるから、Ｆｅのより好ましい含有範囲は０．０５〜０．３％である。

Ｃｕ：熱的安定な圧延集合組織形成には、あまり影響しない。Ｃｕは延性向上に寄与し、とくに張り出し性を改善する効果があるので、必要に応じて添加することができる。但し、０．３％よりも多くなると耐食性が劣化するため好ましくない。

圧延集合組織：圧延集合組織の形成は、前記のとおり、とくに４５°方向のランクフォード（ｒ）値を向上させる。その結晶方位分布関数（ＯＤＦ）が、方位密度１０以上であることが好ましく、１０未満では、１．０以上の平均ｒ値を得ることが難しい。

小角粒界比率：熱的に安定な圧延集合組織を形成・維持させた場合、通常の再結晶粒組織ではなく、微細なサブグレイン組織となる。サブグレイン組織は隣り合う結晶粒の方位差（ミスオリエンテーション）が小さく、その方位差はＳＥＭ−ＥＢＳＰ法で測定される。ミスオリエンテーションの定義を図１に示す。図１に示すように、ミスオリエンテーションは隣り合う結晶粒の共通回転軸に対して、何度の方位差（θ）があるかを示すものである。一般に、方位差（θ）が１５°以下の粒界を小角粒界と呼ぶ。本発明材の場合、小角粒界の比率が高くなることが特徴である。また、結晶粒径が小さくなるほど材料強度が上昇することはＨａｌｌ−Ｐｅｔｃｈの経験則として知られている。本発明材は微細なサブグレイン組織であり、従来材よりも溶体化処理後の強度は高くなる。この傾向は２００〜３００℃以下の温度域でも同じで、この温度域での絞り成形にも有効に作用する特性である。

平均ランクフォード値：通常のアルミニウム合金板材は合金系によらず、溶体化処理後等の軟質状態では、その平均ｒ値が０．６〜０．８の範囲となる。平均ｒ値が1以上のア
ルミニウム板材は報告例がない。ランクフォード値が高い場合、板厚変形が小さくなることを意味し、ネッキングが起こりにくくなることを示している。このためランクフォード値が高い材料は絞り成形に優れる。本発明材では従来のアルミニウム板材が達成できなかった平均ｒ値１．０以上の高ｒ値を実現することを特徴とする。

熱間圧延条件：熱的安定な圧延集合組織を形成するには、圧延中のＡｌ−Ｍｎ系およびＡｌ−Ｚｒ系化合物形成を利用する必要がある。好ましい圧延温度は３５０〜５００℃の温度範囲であり、圧延温度が３５０℃未満ではＡｌ−Ｍｎ系およびＡｌ−Ｚｒ系化合物の形成が遅れ、転位の移動（回復）が生じやすく、結果として溶体化処理後の圧延集合組織の方位密度が低下する。圧延温度が５５０℃を越えると圧延中に再結晶しやすくなり、圧延集合組織の方位密度が低下する。

圧延時のひずみ速度も、熱的安定な圧延集合組織形成に影響する。ＭｎやＺｒはＡｌマトリックス中の拡散速度がＭｇ等に比べると遅く、圧延時のひずみ速度が速い場合にはＡｌ−Ｍｎ系およびＡｌ−Ｚｒ系化合物の形成よりも転位の移動（回復）が優先的に起こり、結果として圧延集合組織の方位密度が低下する。とくに、平均ひずみ速度が３０／秒を越えると、圧延集合組織の方位密度低下が顕著になる。

冷間圧延量：本発明の板材は前記の熱間圧延のみで最終板厚まで仕上げてもよい。但し、一般には、熱間圧延の板厚制御の精度がさほど良くないため、所定の板厚に仕上げるためには冷間圧延を利用する必要がある。冷間圧延を施すと、その後の溶体化処理で再結晶しやすくなる。これは再結晶の駆動力となるひずみが、冷間圧延によって蓄積するためである。本発明においては、冷間圧延量が５％以下であれば、溶体化処理時の再結晶を抑制でき、圧延集合組織の高い方位密度を維持することができる。冷間圧延量が５％を越えると溶体化処理時の再結晶が誘発されやすくなり、結果的に平均ｒ値が1を下回ることにな
る。

以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明する。これらの実施例は本発明の一実施態様を示すものであり、本発明はこれらに限定されるものではない。

実施例１
表１に示す成分（表１の数値はｍａｓｓ％）を有するアルミニウム合金を造塊し、均質化処理として４８０℃で６時間の熱処理を行った。製造条件を表２に示す。均質化処理した鋳塊を厚さ３０ｍｍに調製し、熱間圧延または熱間圧延と冷間圧延により最終板厚１ｍｍに仕上げて試験材とし、その後、溶体化処理（５４０℃に９０秒加熱した後、水冷）および人工時効処理（１７０℃に３０分加熱）を行った。

試験材の溶体化処理後の材料特性と人工時効処理後の引張り特性（いずれも圧延方向に対する角度で０°、４５°、９０°方向の平均値。ｒ値のみ加重平均）を表２に併せて示す。表２中、熱間圧延の平均ひずみの単位は（／秒）である。圧延集合組織はＢｒａｓｓ{０１１}<２１１>方位を代表方位として、その方位密度を表示している。１５°以下の小角粒界比率はＳＥＭ−ＥＢＳＰ法にて測定した方位差分布から求めた。

本発明に従う試験材Ｎｏ．１〜９は、溶体化処理後において圧延集合組織の方位密度が高く、平均ｒ値が1．０を越え、良好な絞り成形性を有することを示している。また人工
時効後の強度も、従来材（Ｎｏ．１８）と同等以上の特性を示す。

これに対して、試験材Ｎｏ．１０は熱間圧延終了温度が低く、溶体化処理後のＢｒａｓｓ方位密度が低くなり、平均ｒ値も低くなっている。また人工時効後の耐力が従来材よりも低い。試験材Ｎｏ．１１は熱間圧延時のひずみ速度が大きすぎるため、溶体化処理後のＢｒａｓｓ方位密度が低くなり、平均ｒ値も低くなっている。また人工時効処理後の耐力が従来材よりも低い。

試験材Ｎｏ．１２は熱間圧延後の冷間圧延量が５％以上で、溶体化処理時に再結晶が誘発されてＢｒａｓｓ方位密度が低くなり、平均ｒ値も低くなっている。また人工時効処理後の耐力が従来材よりも低い。試験材Ｎｏ．１３は合金（Ｎｏ．Ｇ）のＺｒ添加量が少なく、溶体化処理時に再結晶が誘発されてＢｒａｓｓ方位密度が低くなり、平均ｒ値が低くなっている。また人工時効処理後の耐力が従来材よりも低い。

試験材Ｎｏ．１４は合金（Ｎｏ．Ｈ）のＭｎ添加量が少なく、溶体化処理時に再結晶が誘発されてＢｒａｓｓ方位密度が低くなり、平均ｒ値も低くなっている。また人工時効処理後の耐力が従来材よりも低い。試験材Ｎｏ．１５は合金（Ｎｏ．Ｉ）のＦｅ量が多くＭｎ固溶量が低下し、溶体化処理時に再結晶が誘発されてＢｒａｓｓ方位密度が低くなり、平均ｒ値も低くなている。また人工時効処理後の耐力が従来材よりも低い。

試験材Ｎｏ．１６は合金（Ｎｏ．Ｊ）のＳｉ、Ｍｇ量が低いため、従来材よりも人工時効処理後の強度が低くなっている。試験材Ｎｏ．１７は合金（Ｎｏ．Ｋ）のＺｒ添加量が多く、粗大なＡｌ−Ｚｒ系化合物が形成され、表面欠陥の多い板材となった。そのため引張り試験が実施できなかった。

実施例２
実施例１と同じ条件で溶体化処理を施した試験材について、２５０℃の温度（材料温度）に加熱した際の限界絞り率(ＬＤＲ)を比較調査した。なお、潤滑剤は市販品（モリコート）を用い、測定は、ポンチ径：５０ｍｍ、ポンチ肩Ｒ：５ｍｍ、ダイ内径：５３ｍｍ、ポンチ速度：１００ｍｍ／分、しわ抑え荷重：６ｋＮの条件で行った。結果を表３に示す。

表３にみられるように、従来材（試験材Ｎｏ．１８）のＬＤＲが２．１０であるのに対し、本発明材（試験材Ｎｏ．１〜９）のＬＤＲは２．３以上の高い値を示す。本発明材は溶体化処理後もサブグレイン組織を有し、従来材よりも高い強度を示す。２００〜３００℃の温間域においても、この優位性は維持されるので、温間域での絞り性に差が見られる。溶体化処理後にサブグレイン組織を維持できなかった比較材（試験材Ｎｏ．１０〜１５）は、ＬＤＲが本発明材よりも低い。

隣り合う結晶粒の方位差（ミスオリエンテーション）の定義を示す図である。

Claims (4)

1. Ｓｉ：０．９〜１．５％（質量％、以下同じ）、Ｍｇ：０．５〜１．０％、 Ｍｎ：０．２〜０．８％、Ｚｒ：０．１〜０．３％、Ｆｅ:０．３％以下、残部Ａｌおよび不可避
   的不純物からなるアルミニウム合金圧延材であって、溶体化処理後において、圧延集合組織の結晶方位分布関数(ＯＤＦ)が方位密度１０以上で、且つ方位差１５°以下の小角粒界の比率が６０％以上、平均ランクフォード（ｒ）値が１．０以上であることを特徴とする絞り成形性に優れたアルミニウム合金板材。
2. 前記アルミニウム合金圧延材が、さらにＣｕ：０．３％以下を含むことを特徴とする請求項１記載の絞り成形性に優れたアルミニウム合金板材。
3. 請求項１または２記載のアルミニウム合金板材を製造する方法であって、熱間圧延を３５０〜５５０℃の温度域で行い、圧延時の平均ひずみ速度が３０／秒以下であることを特徴とする絞り成形性に優れたアルミニウム合金板材の製造方法。
4. 熱間圧延後、さらに冷間圧延を５％以内の加工度で施すことを特徴とする請求項３記載の絞り成形性に優れたアルミニウム合金板材の製造方法。

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