JP2006206932A

JP2006206932A - 成形用アルミニウム合金板の製造方法

Info

Publication number: JP2006206932A
Application number: JP2005017236A
Authority: JP
Inventors: Makoto Morishita; 誠森下; Katsushi Matsumoto; 克史松本; Shigenobu Yasunaga; 繁信安永; Takashi Inaba; 隆稲葉
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2005-01-25
Filing date: 2005-01-25
Publication date: 2006-08-10
Anticipated expiration: 2025-01-25
Also published as: JP4224464B2

Abstract

【課題】双ロール式連続鋳造後の熱履歴工程で発生するAl-Mg 系金属間化合物を抑制して、プレス成形性を向上させた高MgのAl-Mg 系合金板の製造方法を提供することを目的とする。
【解決手段】双ロール式連続鋳造方法によって、Mg:8% を超え14% 以下を含む板厚が1 〜13mmのアルミニウム合金板状鋳塊を得、この鋳塊を冷間圧延して板厚0.5 〜3mm の成形用アルミニウム合金薄板を製造する方法において、前記双ロールに注湯後に前記板状鋳塊中心部が凝固するまでの平均冷却速度を50℃/s以上として鋳造し、更にその後の工程において、前記板状鋳塊または薄板を400 ℃以上の温度に加熱するに際しては、前記鋳塊または薄板の中心部の温度が200 ℃から400 ℃までの範囲の平均昇温速度を5 ℃/s以上とし、200 ℃を超える高温から板状鋳塊または薄板を冷却するに際しては、200 ℃の温度までの平均冷却速度が5 ℃/s以上にて冷却し、板の均質性を含めたプレス成形性を向上させる。
【選択図】なし

Description

本発明は、連続鋳造により得られた高Mg含有Al-Mg 系アルミニウム合金板であって、強度延性バランスに優れ、優れた成形性を有するアルミニウム合金板の製造方法を提供するものである。

近年、自動車などの輸送機の車体分野では、近年、排気ガス等による地球環境問題に対して、軽量化による燃費の向上が追求されている。このため、自動車の車体に対し、従来から使用されている鋼材に代わって、圧延板や押出形材など、より軽量なAl合金材適用が増加しつつある。

この内、自動車のフード、フェンダー、ドア、ルーフ、トランクリッドなどの自動車ボディパネル (パネル構造体) の、アウタパネル (外板) やインナパネル( 内板) 等のパネルには、Al-Mg 系のAA乃至JIS 5000系 (以下、単に5000系、あるいはAl-Mg 系と言う) アルミニウム合金板や Al-Mg-Si 系のAA乃至JIS 6000系アルミニウム合金板の使用が検討されている。

前記自動車ボディパネル用のアルミニウム合金板 (以下、アルミニウムをAlとも言う) には、高プレス成形性が要求される。この成形性の点からは、前記Al合金のなかでも、強度・延性バランスに優れたAl-Mg 系Al合金が有利である。

このため、従来から、Al-Mg 系Al合金板に関して、成分系の検討や製造条件の最適化検討が行われている。このAl-Mg 系Al合金としては、例えばJIS A 5052、5182等が代表的な合金成分系である。しかし、このAl-Mg 系Al合金でも冷延鋼板と比較すると延性に劣り、成形性に劣っている。

これに対し、Al-Mg 系Al合金は、Mg含有量を増加させて、8%を超える高Mg化させると、強度延性バランスが向上する。しかし、このような高MgのAl-Mg 系合金は、DC鋳造などで鋳造した鋳塊を均熱処理後に熱間圧延を施す、通常の製造方法では、工業的に製造することは困難である。この理由は、鋳造の際に鋳塊にMgが偏析したり、通常の熱間圧延では、Al-Mg 系合金の延性が著しく低下するために、割れが発生し易くなるからである。

一方、高MgのAl-Mg 系合金を、上記割れの発生する温度域を避けて、低温での熱間圧延を行うことも困難である。このような低温圧延では、高MgのAl-Mg 系合金の材料の変形抵抗が著しく高くなり、現状の圧延機の能力では製造できる製品サイズが極端に限定されるためである。

また、高MgのAl-Mg 系合金のMg含有許容量を増加させるために、FeやSi等の第三元素を添加する方法等も提案されている。しかし、これら第三元素の含有量が増えると、粗大な金属間化合物を形成しやすく、アルミニウム合金板の延性を低下させる。このため、Mg含有許容量の増加には限界があり、Mgが8%を超える量を含有させることは困難であった。

このため、従来から、高MgのAl-Mg 系合金板を、双ロール式などの連続鋳造法で製造することが種々提案されている。双ロール式連続鋳造法は、回転する一対の水冷銅鋳型 (双ロール) 間に、耐火物製の給湯ノズルからアルミニウム合金溶湯を注湯して凝固させ、かつ、この双ロール間において、上記凝固直後に圧下し、かつ急冷して、アルミニウム合金薄板とする方法である。この双ロール式連続鋳造法はハンター法や３Ｃ法などが知られている。

双ロール式連続鋳造法の冷却速度は、従来のＤＣ鋳造法やベルト式連続鋳造法に較べて１〜３桁大きい。このため、得られるアルミニウム合金板は非常に微細な組織となり、プレス成形性などの加工性に優れる。また、鋳造によって、アルミニウム合金板の板厚も比較的薄い１〜13mmのものが得られる。このため、従来のＤＣ鋳塊（厚さ200 〜 600mm）のように、熱間粗圧延、熱間仕上げ圧延等の工程が省略できる。さらに鋳塊の均質化処理も省略出来る場合がある。

このような双ロール式連続鋳造法を用いて製造した高MgのAl-Mg 系合金板の、成形性向上を意図して組織を規定した例は、従来においても提案されている。例えば、6 〜10% の高MgであるAl-Mg 系合金板の、Al-Mg 系の金属間化合物の平均サイズを10μm 以下とした、機械的性質に優れた自動車用アルミニウム合金板が提案されている (特許文献１参照) 。また、10μm 以上のAl-Mg 系金属間化合物の個数を300 個/mm²以下とし、平均結晶粒径が10〜70μm とした自動車ボディーシート用アルミニウム合金板なども提案されている (特許文献２参照) 。
特開平7 −252571号公報 (特許請求の範囲、1 〜2 頁) 特開平8 −165538号公報 (特許請求の範囲、1 〜2 頁)

これら特許文献1 、2 の通り、鋳造の際に晶出するAl-Mg 系金属間化合物は、プレス成形の際に破壊の起点となりやすい。したがって、双ロール式連続鋳造法を用いて製造した高MgのAl-Mg 系合金板のプレス成形性を向上させるためには、これらAl-Mg 系金属間化合物（Al-Mg 系化合物とも言う）を、特許文献1 、2 の通り、微細化させる、あるいは粗大なものを少なくすることが有効である。また、板の結晶粒を微細化させることもプレス成形性向上に有効である。

しかし、双ロール式連続鋳造法における冷却速度（鋳造速度）を速くして、鋳造の際に晶出するAl-Mg 系金属間化合物を抑制し得たとしても、更にその後の工程では、連続鋳造後の室温までの冷却の他にも、冷間圧延前の均質化熱処理、冷間圧延途中の中間焼鈍、冷間圧延後の溶体化処理など、板状鋳塊または薄板を400 ℃以上の温度に加熱する、あるいは加熱された板状鋳塊または薄板を冷却する工程が、工程設計上、選択的に入ってくる。そして、これらの熱履歴工程で、Al-Mg 系金属間化合物が発生する可能性は十分にある。

したがって、双ロール式連続鋳造工程においてAl-Mg 系金属間化合物の発生を抑制しても、上記したその後の熱履歴工程で発生するAl-Mg 系金属間化合物を抑制しなければ、最終製品としての高MgのAl-Mg 系合金板のプレス成形性を向上させることができない。

本発明はこのような課題を解決するためになされたものであって、その目的は、双ロール式連続鋳造後の熱履歴工程で発生するAl-Mg 系金属間化合物を抑制して、プレス成形性を向上させた高MgのAl-Mg 系合金板の製造方法を提供することである。

この目的を達成するために、本発明成形用アルミニウム合金板の製造方法の要旨は、双ロール式連続鋳造方法によって、質量% で、Mg:8% を超え14% 以下、Fe:1.0% 以下、Si:0.5% 以下を含み、残部がAlおよび不可避的不純物からなり、板厚が1 〜13mmのアルミニウム合金板状鋳塊を得、この鋳塊を冷間圧延して板厚0.5 〜3mm の成形用アルミニウム合金薄板を製造する方法において、前記双ロールに注湯後に前記板状鋳塊中心部が凝固するまでの平均冷却速度を50℃/s以上として鋳造し、更にその後の工程において、前記板状鋳塊または薄板を400 ℃以上の温度に加熱するに際しては、前記板状鋳塊または薄板の中心部の温度が200 ℃から400 ℃までの範囲の平均昇温速度を5 ℃/s以上とし、200 ℃を超える高温から板状鋳塊または薄板を冷却するに際しては、200 ℃の温度までの平均冷却速度が5 ℃/s以上にて冷却することである。

本発明において、上記前記板状鋳塊または薄板を400 ℃以上の温度に加熱する際、あるいは上記200 ℃を超える高温から板状鋳塊または薄板を冷却する際、というのは、Al-Mg 系金属間化合物が発生する可能性が十分にある熱履歴工程を意味する。

そして、このような熱履歴工程とは、前記板状鋳塊の鋳造直後から冷却する際の200 ℃までの温度範囲、冷間圧延前の400 ℃以上液相線温度以下での均質化熱処理、鋳造後で温度が300 ℃以上の前記板状鋳塊に対して行う冷間圧延、冷間圧延後の400 ℃以上液相線温度以下での最終焼鈍、などが例示される。これらの熱履歴工程は、双ロール式連続鋳造方法による高MgのAl-Mg 系合金板の製造方法において、板の成形性を向上させるためや製造効率や歩留り向上などの工程設計上、選択的に入ってくる。

本発明では、双ロール式連続鋳造後の上記熱履歴工程において、板状鋳塊または薄板を400 ℃以上の温度に加熱するに際しては、板状鋳塊または薄板中心部の温度が200 ℃から400 ℃までの範囲の平均昇温速度を5 ℃/s以上と速くする乃至遅くしない。

また、双ロール式連続鋳造後の上記熱履歴工程において、200 ℃を超える高温から板状鋳塊または薄板を冷却するに際しては、200 ℃の温度までの平均冷却速度を5 ℃/s以上と速くする乃至遅くしない。

これによって、各熱履歴工程におけるAl-Mg 系の金属間化合物の発生を抑制して、高MgのAl-Mg 系合金板のプレス成形性を向上させる。また，このAl-Mg 系の金属間化合物の発生を抑制することによって、Al-Fe 系、Al-Si 系などのプレス成形性を低下させる他の金属間化合物などを含めた、金属間化合物全般をその析出状態や量を含めて抑制できる。

この結果、8%を超える高MgのAl-Mg 系合金板の材質特性として、強度延性バランスをアルミニウム合金板に亙って均一に向上させることができる。そして、プレスによる、張出成形、絞り成形、曲げ加工、あるいはこれら成形加工の組み合わせなどのプレス成形性を向上させることができる。

以下に、本発明におけるAl-Mg 系Al合金板の製造方法につき、各要件ごとに具体的に説明する。

(化学成分組成)
先ず、本発明Al合金板における化学成分組成の、各合金元素の意義及びその限定理由について以下に説明する。本発明Al合金板、即ち双ロール式連続鋳造方法によって鋳造されるAl合金板状鋳塊（あるいは双ロールに供給される溶湯）の組成は、質量% で、Mg:8% を超え14% 以下、Fe:1.0% 以下、Si:0.5% 以下を含み、残部がAlおよび不可避的な不純物からなる化学成分組成とする。

(Mg:8%を超え14% 以下)
MgはAl合金板の強度、延性、そして強度延性バランスを高める重要合金元素である。Mgが8%以下の含有量では、強度、延性が不足して、高MgのAl-Mg 系Al合金の特徴が出ず、特に本発明が意図する、自動車用パネルへのプレス成形性が不足する。一方、Mgを14% を越えて含有すると、連続鋳造の際の冷却速度を高めたり、焼鈍後の冷却速度を高めるなどの、製造方法や条件の制御を行なっても、Al-Mg 系化合物の晶析出が多くなる。この結果プレス成形性が著しく低下する。また、加工硬化量が大きくなり、冷間圧延性も低下させる。したがって、Mgは8%を超え14% 以下の範囲とする。

(Fe:1.0%以下、Si:0.5% 以下)
FeとSiは、溶湯の溶解原料から必然的に含まれ、できるだけ少ない量に規制すべき不純物である。FeとSiは、Al-Mg-(Fe 、Si) などから成るAl-Mg 系化合物量や、Al-Fe 、Al-Si 系などのAl-Mg 系以外の化合物量となって多く生成する。Feの含有量が1.0%、Siの含有量が0.5%、を各々超えた場合には、これらの化合物量が過大となって、破壊靱性や成形性を大きく阻害する。この結果プレス成形性が著しく低下する。したがって、Feは1.0%以下、好ましくは0.5%以下、Siは0.5%以下、好ましくは0.3%以下に各々規制する。

この他、Mn、Cu、Cr、Zr、Zn、V 、Ti、B なども、溶湯の溶解原料から含まれやすい不純物元素であり、含有量は少ない方が良い。しかし、例えば、Mn、Cr、Zr、V には圧延板組織の微細化効果、Ti、B には鋳造板 (鋳塊) 組織の微細化効果などの効果もある。また、Cu、Znには、強度を向上させる効果もある。このため、これら効果を狙って、敢えて含有させる場合もあり、本発明板の特性である成形性を阻害しない範囲で、これら元素を一種または二種以上含有させることは許容される。これらの許容量は、各々、質量% で、Mn:0.3% 以下、Cr:0.3% 以下、Zr:0.3% 以下、V:0.3%以下、Ti:0.1% 以下、B:0.05% 以下、Cu:1.0% 以下、Zn:1.0% 以下、である。

(製造方法)
以下に、本発明における8%を超える高MgのAl-Mg 系合金板の製造方法につき説明する。
本発明の高MgのAl-Mg 系Al合金板は、前記した通り、DC鋳造などで鋳造した鋳塊を均熱処理後に熱間圧延を施す、通常の製造方法では、工業的に製造することは困難である。したがって、本発明の高MgのAl-Mg 系Al合金板は、双ロール式などの連続鋳造と、熱間圧延を省略した、冷間圧延、焼鈍とを組み合わせて製造する。

(双ロール式連続鋳造)
Al合金薄板の連続鋳造方法としては、双ロール式の他に、ベルトキャスター式、プロペルチ式、ブロックキャスター式などがあるが、後述する鋳造の際の冷却速度を高くするためには、双ロール式とする。

この双ロール式連続鋳造は、前記した通り、回転する一対の水冷銅鋳型などの双ロール間に、耐火物製の給湯ノズルから、上記成分組成のAl合金溶湯を注湯して凝固させ、かつ、この双ロール間において、上記凝固直後に圧下し、かつ急冷して、Al合金薄板とする。

(ロール潤滑)
この際、双ロールとしては、潤滑剤によって表面が潤滑されていないロールを用いることが望ましい。従来では、溶湯がロール表面に接触および急冷されて、双ロール表面に造形される凝固殻の割れを防止するために、酸化物粉末 (アルミナ粉、酸化亜鉛粉等) 、SiC 粉末、グラファイト粉末、油、溶融ガラスなどの潤滑剤 (離型剤) を、双ロール表面に塗布あるいは流下させて用いることが一般的であった。しかし、これら潤滑剤を用いた場合、冷却速度が遅くなって、必要な冷却速度が得られない。このため、8%を超える高MgのAl-Mg 系合金板の平均導電率が上記規定範囲から外れる可能性が高くなる。

また、これら潤滑剤を用いた場合、双ロール表面において、潤滑剤の濃度や厚みの不均一によって、冷却のムラが生じやすく、板の部位によっては凝固速度が不十分となりやすい。このため、Mg含有量が高くなるほど、マクロ偏析やミクロ偏析が大きくなり、Al-Mg 系合金板の強度延性バランスを均一にすることが困難となる可能性が高くなる。

因みに、特開平1-202345号公報でも、3.5%以上のMgを含むAl-Mg 系合金板の双ロール式連続鋳造において、潤滑剤によって表面が潤滑されていないロールを用いて、冷却ムラによる、シミ欠陥 (表面偏析) を防止して、表面品質を向上させることが開示されている。しかし、その実施例で開示されているのは、5%までのMg量であり、本発明のようなMgが8%を超える高Mg量のAl-Mg 系合金板の開示は無い。即ち、本発明のようなMgが8%を超える高Mg量のAl-Mg 系合金板の領域での双ロール式連続鋳造において、潤滑剤を使用した方が良いのか、悪いのかは、その効果を含めて、全く不明であり、前記した通り、潤滑剤を使用する方が一般的であった。

(冷却速度)
例えば、鋳造する板厚が1 〜13mmの比較的薄板の範囲であっても、この双ロールによる鋳造の冷却速度は50℃/s以上のできるだけ速い速度が必要である。上記潤滑剤を用いた場合、理論計算上は冷却速度が速くても、実質的な、あるいは実際における冷却速度が実質的に50℃/s未満となりやすい。このため、平均結晶粒が50μm を超えて粗大化するとともに、Al-Mg 系などの金属間化合物全般が粗大化するか、多量に晶出する。この結果、導電率が前記範囲から外れる可能性が高い。このため、強度伸びバランスが低下し、プレス成形性が著しく低下する可能性が高くなる。また、板の均質性も低下する。

なお、この冷却速度は、直接の計測は難しいので、鋳造された板 (鋳塊) のデンドライトアームスペーシング (デンドライト二次枝間隔、:DAS) から公知の方法（例えば、軽金属学会、昭和63年8.20発行、「アルミニウムデンドライトアームスペーシングと冷却速度の測定方法」などに記載）により求める。即ち、鋳造された板の鋳造組織における、互いに隣接するデンドライト二次アーム (二次枝) の平均間隔d を交線法を用いて計測し (視野数3 以上、交点数は10以上) 、このd を用いて次式、d = 62×C ^-0.337 (但し、d:デンドライト二次アーム間隔mm、C : 冷却速度℃/s) から求める。

(鋳造板厚)
双ロールにより連続鋳造する薄板の板厚は1 〜13mmの範囲とする。そして、好ましくは、1mm 以上、5mm 未満の薄い板厚とする。板厚1mm 未満の連続鋳造は、双ロール間への注湯や、双ロール間のロールギャップ制御などの鋳造限界から、困難である。他方、板厚が13mm、より厳しくは板厚が5mm を超えて厚くなった場合、鋳造の冷却速度が著しく遅くなり、Al-Mg 系などの金属間化合物全般が粗大化したり、多量に晶出する傾向がある。この結果、導電率が前記範囲から外れる可能性が高い。このため、強度伸びバランスが低下し、プレス成形性が著しく低下する可能性が高くなる。

(注湯温度)
Al合金溶湯を双ロールに注湯する際の注湯温度は、液相線温度＋30℃以下とすることが好ましい。注湯温度が液相線温度＋30℃を超えた場合、後述する鋳造冷却速度が小さくなり、Al-Mg 系などの金属間化合物全般が粗大化したり、多量に晶出し、導電率が前記範囲から外れる可能性がある。この結果、強度伸びバランスが低下し、プレス成形性が著しく低下する可能性がある。また、双ロールに圧下効果が小さくなり、中心欠陥が多くなって、Al合金板としての基本的の機械的性質自体が低下する可能性がある。

(双ロール周速)
回転する一対の双ロールの周速は1m /min 以上とすることが好ましい。双ロールの周速が1m /min 未満では、溶湯と鋳型 (双ロール) との接触時間が長くなり、鋳造薄板の表面品質が低下する可能性がある。この点、双ロールの周速は速いほど良く、好ましい周速は30m/min 以上である。

(熱履歴工程)
本発明において、上記前記板状鋳塊または薄板を400 ℃以上の温度に加熱する際、あるいは上記200 ℃を超える高温から板状鋳塊または薄板を冷却する際、というのは、前記した通り、Al-Mg 系金属間化合物が発生する可能性が十分にある熱履歴工程を意味する。

そして、これも前記した通り、これらの熱履歴工程は、双ロール式連続鋳造方法による高MgのAl-Mg 系合金板の製造方法において、板の成形性を向上させるためや製造効率や歩留り向上などの工程設計上、選択的に入ってくる。したがって、これらの熱履歴工程が選択的に、単独であるいは組み合わせて製造工程に入ってくる場合には、これらの熱履歴工程毎に、Al-Mg 系金属間化合物発生を抑制する条件で行なう。以下に、このような熱履歴工程毎に、Al-Mg 系金属間化合物発生を抑制する条件につき説明する。

（鋳造直後の冷却過程）
双ロール式連続鋳造方法による板状鋳塊の鋳造直後から例えば室温まで冷却する際、板状鋳塊が200 ℃までの温度範囲において、冷却速度が遅いと、Al-Mg 系金属間化合物が発生する可能性が十分にある。このため、このような冷却工程を選択的に行なう際には、Al-Mg 系金属間化合物発生を抑制するために、板状鋳塊の鋳造直後から200 ℃までの温度範囲を平均冷却速度が5 ℃/s以上にて冷却する。

（均質化熱処理）
双ロール式連続鋳造方法による板状鋳塊を、鋳塊均質化のために、冷間圧延前に400 ℃以上液相線温度以下で、選択的に均質化熱処理（均熱処理、荒焼鈍、荒鈍とも言う）するに際しては、鋳塊の昇温時と冷却時の両方の途中過程で、昇温速度と冷却速度が遅いと、Al-Mg 系金属間化合物が発生する可能性が十分にある。特に、Al-Mg 系金属間化合物が発生する可能性が高い温度域は、昇温時は鋳塊中心部の温度が200 ℃から400 ℃までの範囲、冷却時は均質化熱処理温度から100 ℃までの範囲である。

このため、このような均質化熱処理を選択的に行なう際には、Al-Mg 系金属間化合物発生を抑制するために、均質化熱処理温度への加熱の際に、鋳塊中心部の温度が200 ℃から400 ℃までの範囲の平均昇温速度を5 ℃/s以上とする。また、均質化熱処理温度からの冷却に際して、均質化熱処理温度から100 ℃までの範囲の平均冷却速度を5 ℃/s以上とする。

（鋳造後の冷間圧延）
双ロール式連続鋳造方法による板状鋳塊の鋳造直後から室温まで冷却せずに、例えば、連続して冷間圧延（あるいは温間圧延）を行なう場合がある。このような場合は、冷間圧延（あるいは温間圧延）開始温度が300 ℃以上の場合に、冷間圧延中に、Al-Mg 系金属間化合物が発生する可能性が十分にある。

したがって、冷間圧延（あるいは温間圧延）を、鋳造後で温度が300 ℃以上の前記板状鋳塊に対して選択的に行う場合には、冷間圧延中（あるいは温間圧延中）の板の平均冷却速度を50℃/s以上とするか、冷間圧延後（あるいは温間圧延後）の板を平均冷却速度5 ℃/s以上で冷却する。

（冷間圧延後の最終焼鈍）
冷間圧延後に板を400 ℃以上液相線温度以下で、選択的に最終焼鈍（溶体化処理とも言う）するに際しては、板の昇温時と冷却時の両方の途中過程で、昇温速度と冷却速度が遅いと、Al-Mg 系金属間化合物が発生する可能性が十分にある。特に、Al-Mg 系金属間化合物が発生する可能性が高い温度域は、最終焼鈍温度までの昇温時は板中心部の温度が200 ℃から400 ℃までの範囲、冷却時は最終焼鈍温度から100 ℃までの範囲である。

このため、このような溶体化処理を選択的に行なう際には、Al-Mg 系金属間化合物発生を抑制するために、最終焼鈍温度への加熱の際に板中心部の温度が200 ℃から400 ℃までの範囲の平均昇温速度を5 ℃/s以上とする。また、最終焼鈍温度から冷却するに際しては、最終焼鈍温度から100 ℃までの範囲の平均冷却速度を5 ℃/s以上とする。

なお、Al合金冷延板は、400 ℃〜液相線温度で最終焼鈍することが好ましい。この焼鈍温度が400 ℃未満では、溶体化効果が得られない可能性が高い。

(冷間圧延)
通常の冷間圧延は、即ち、前記した板状鋳塊の鋳造直後から室温まで冷却せずにAl合金板状鋳塊を冷間圧延する以外の、室温まで冷却してから行なう冷間圧延は、オンラインでもオフラインでも熱間圧延をせずに、自動車パネル用の製品板の板厚0.5 〜3mm に圧延して、鋳造組織を加工組織化する。この加工組織化の程度は冷間圧延の圧下量にもより、鋳造組織が残留する場合もあるが、プレス成形性や機械的な特性を阻害しない範囲で許容される。

なお、冷間圧延の途中に、通常の条件で、中間焼鈍を施しても良いが、その場合、400 ℃以上の温度で中間焼鈍する場合には、Al-Mg 系金属間化合物発生を抑制するために、昇温と冷却の過程を、前記最終焼鈍と同じ条件で行なう。

(平均結晶粒径)
Al合金板表面の平均結晶粒径は100 μm 以下に微細化させることが、強度延性バランスを満たす前提条件として好ましい。結晶粒径をこの範囲に細かく乃至小さくすることによって、プレス成形性が確保乃至向上される。結晶粒径が100 μm を越えて粗大化した場合、プレス成形性が著しく低下し、成形時の割れや肌荒れなどの不良が生じ易くなる。一方、平均結晶粒径があまり細か過ぎても、5000系Al合金板に特有の、SS (ストレッチャーストレイン) マークがプレス成形時に発生するので、この観点からは、平均結晶粒径は20μm 以上とすることが好ましい。

本発明で言う結晶粒径とは板の長手(L) 方向の結晶粒の最大径である。この結晶粒径は、Al合金板を0.05〜0.1mm 機械研磨した後電解エッチングした表面を、100 倍の光学顕微鏡を用いて観察し、前記L 方向にラインインターセプト法で測定する。1 測定ライン長さは0.95mmとし、1 視野当たり各3 本で合計5 視野を観察することにより、全測定ライン長さを0.95×15mmとする。

以下に本発明の実施例を説明する。表1 に示す種々の化学成分組成のAl-Mg 系Al合金溶湯（発明例Ａ〜Ｉ、比較例Ｊ〜Ｍ）を、前記した双ロール連続鋳造法により板状鋳塊 (各板厚:3〜5mm)に鋳造した。そして、表2 に示す製造法タイプにより、表3 に示す具体的な各工程条件で、各板状鋳塊 (Al合金鋳造薄板) から冷延板 (各板厚:1.5mm) を製造した。これら発明例、比較例とも、得られたAl合金板表面の平均結晶粒径は比較例13を除き30〜60μm の範囲であった。

ここにおいて、双ロール連続鋳造の際の、双ロールの周速は70m /min、Al合金溶湯を双ロールに注湯する際の注湯温度は、液相線温度＋20℃と、各例とも一定とした。SiC およびアルミナの粉末を水に懸濁させた潤滑剤による双ロール表面の潤滑は、表2 の比較例15、16のみ行い、他の例は全て双ロール表面の潤滑無し（無潤滑）で、連続鋳造した。

このように得られた、最終焼鈍後の高Mgの Al-Mg系Al合金板から、プレス成形される部位の、長手方向に亙って、互いの間隔を100mm 以上開けた任意の測定箇所、5 箇所から各々試験片を採取して各種試験、評価を行なった。

各試験片組織について、250 倍の走査型電子顕微鏡を用いて観察し、視野内のAl-Mg 系金属間化合物の平均粒径 (μm)と平均面積率(%) を各々測定し、平均化した。組織 (視野) 内に存在するAl-Mg 系金属間化合物 (析出物) については、X 線回折法にて同定して識別し、観察される個々のAl-Mg 系金属間化合物の最大の粒径を測定した上で平均化し、更に、上記各試験片間で平均化したものを平均粒径とした。また、面積率についても、観察されるAl-Mg 系金属間化合物全ての視野内に占める面積を画像解析にて求め、上記各試験片間で平均化したものを平均面積率とした。

各試験片の機械的性質と、強度延性バランス [引張強度(TS:MPa)×全伸び(EL:%)](MPa%) の平均値を求めた。
引張試験はJIS Z 2201にしたがって行うとともに、試験片形状はJIS 5 号試験片で行い、試験片長手方向が圧延方向と一致するように作製した。また、クロスヘッド速度は5mm/分で、試験片が破断するまで一定の速度で行った。

各試験片の成形性の材料試験評価としては、JIS Z 2247に準拠してエリクセン試験(mm)を行った。これらの結果を表4 に示す。

更に、前記プレス成形される板部位から、長手方向に亙って、互いの間隔を100mm 以上開けた箇所からブランクを各試験毎に5 枚採取して、成形性などの特性も試験、評価した。これらの結果も表4 に示す。

そして、実際の自動車アウタパネルとしての成形性を評価するために、前記得られた高Mgの各 Al-Mg系Al合金板をプレス成形および曲げ加工した。

プレス成形試験は、前記採取試験片 (一辺が200mm の正方形のブランク)5枚を、中央部に一辺が60mmで、高さが30mmの角筒状の張出部と、この張出部の四周囲に平坦なフランジ部を有するハット型のパネルに、メカプレスにより張出成形した。しわ押さえ力は49kN、潤滑油は一般防錆油、成形速度は20mm/ 分の同じ条件で行った。

そして、5 回(5枚) のプレス成形ともに、前記張出部の四周囲や平坦なフランジ部に割れが生じなかったものを○、5 回のプレス成形ともに割れは無いが、SSマークや肌荒れが生じたものを△、1 回でも前記割れが生じたものを×と評価した。

曲げ加工性は、前記採取試験片を、自動車アウタパネルとして、プレス成形後にフラットヘム加工されることを模擬して、常温にて、試験片に10% のストレッチを行った後、曲げ試験を行い評価した。試験片条件は、前記採取試験片を、JIS Z 2204に規定される3 号試験片 (幅30mm×長さ200mm)を用い、試験片長手方向が圧延方向と一致するように作製した。曲げ試験は、JIS Z 2248に規定されるＶブロック法により、フラットヘム加工を模擬して、先端半径0.3mm 、曲げ角度60度の押金具で60度に曲げた後、更に180 度に曲げた。この際、例えば、アウタパネルのヘム加工ではインナパネルが曲げ部内に挟み込まれるが、条件を厳しくするために、このようなのAl合金板を挟み込まないで180 度に曲げた。

そして、曲げ試験後の曲げ部 (湾曲部) の割れの発生状況を観察し、5 回(5枚) の試験共に、曲げ部表面に割れや肌荒れなどの以上が無いものを○、5 回の試験共に割れは無いが肌荒れが生じているものを△、1 回でも割れがあるものを×と評価した。

表1 〜4 の通り、表1 のA 〜I の本発明範囲内の組成を有する発明例1 〜12は、高MgのAl-Mg 系Al合金板例であって、双ロールに注湯後に前記板状鋳塊中心部が凝固するまでの平均冷却速度を50℃/s以上として鋳造し、更にその後の熱履歴工程において、前記板状鋳塊または薄板を400 ℃以上の温度に加熱するに際しては、前記板状鋳塊または薄板の中心部の温度が200 ℃から400 ℃までの範囲の平均昇温速度を5 ℃/s以上とし、200 ℃を超える高温から板状鋳塊または薄板を冷却するに際しては、200 ℃の温度までの平均冷却速度が5 ℃/s以上にて冷却している。

この結果、発明例1 〜12は、鋳造後の熱履歴工程を経ているにもかかわらず、Al-Mg 系金属間化合物の平均粒径 (μm)と平均面積率(%) が小さく、強度延性バランスが高く、また、板の各部位におけるプレス成形性や、これら特性の均質性に優れている。

これに対して、比較例13は、表1 のB の本発明範囲内の組成を有する合金例ではあるが、双ロールの潤滑を行ない、鋳造の際の冷却速度が50℃/s未満と低過ぎる。このため、比較例13は、Al-Mg 系金属間化合物の平均粒径 (μm)と平均面積率(%) が発明例に比して大きい。また、平均結晶粒径も300 μm と大きくなっていた。この結果、比較例13は強度延性バランスが低く、曲げ加工性やプレス成形性に劣っている。また、板の均質性にも劣っている。

比較例14〜18は、表1 のB の本発明範囲内Al-Mg 系合金例ではあるが、鋳造後の熱履歴工程のいずれかにおいて、前記平均昇温速度か、または冷却速度が遅過ぎる。このため、比較例14〜18は、Al-Mg 系金属間化合物の平均粒径 (μm)と平均面積率(%) が発明例1 〜14に比して大きく、かつ、強度延性バランスが低く、曲げ加工性やプレス成形性に劣っている。また、板の均質性にも劣っている。

また、表1 のJ 〜M の発明範囲外の組成を有する合金を用いた比較例19〜22は、鋳造後の熱履歴工程が本発明条件範囲内で製造されているにもかかわらず、曲げ加工性やプレス成形性が、発明例に比して著しく劣っている。

比較例19は、Mg含有量が下限を下回って少な過ぎるJ の合金を用いているため、強度延性バランスが低く、曲げ加工性やプレス成形性に劣っている。

比較例20は、Mg含有量が上限を上回って多過ぎるK の合金を用いているため、強度延性バランスが低く、曲げ加工性やプレス成形性に劣っている。したがって、これらから、Mg含有量の強度、延性、強度延性バランス、成形性に対する臨界的な意義が分かる。

比較例21は、Fe含有量が上限を上回って多過ぎるL の合金を用いている。比較例22は、Si含有量が上限を上回って多過ぎるM の合金を用いている。この結果、これら比較例は、強度延性バランスが低く、曲げ加工性やプレス成形性に劣っている。したがって、これらから、各元素の強度、延性、強度延性バランス、成形性に対する臨界的な意義が分かる。

以上説明したように、本発明によれば、自動車のアウタパネルやインナパネルへの適用が可能な、プレス成形性を向上させた高MgのAl-Mg 系合金板を提供することができる。この結果、自動車パネルなど、プレス成形用としてのAl-Mg 系アルミニウム合金連続鋳造板の適用を拡大できるものである。

Claims

双ロール式連続鋳造方法によって、質量% で、Mg:8% を超え14% 以下、Fe:1.0% 以下、Si:0.5% 以下を含み、残部がAlおよび不可避的不純物からなり、板厚が1 〜13mmのアルミニウム合金板状鋳塊を得、この鋳塊を冷間圧延して板厚0.5 〜3mm の成形用アルミニウム合金薄板を製造する方法において、前記双ロールに注湯後に前記板状鋳塊中心部が凝固するまでの平均冷却速度を50℃/s以上として鋳造し、更にその後の工程において、前記板状鋳塊または薄板を400 ℃以上の温度に加熱するに際しては、前記板状鋳塊または薄板の中心部の温度が200 ℃から400 ℃までの範囲の平均昇温速度を5 ℃/s以上とし、200 ℃を超える高温から板状鋳塊または薄板を冷却するに際しては、200 ℃の温度までの平均冷却速度が5 ℃/s以上にて冷却することを特徴とする、成形用アルミニウム合金板の製造方法。
前記板状鋳塊の鋳造直後から200 ℃までの温度範囲を平均冷却速度が5 ℃/s以上にて冷却する請求項１に記載の成形用アルミニウム合金板の製造方法。
前記板状鋳塊を、冷間圧延前に、400 ℃以上液相線温度以下で均質化熱処理するに際し、鋳塊中心部の温度が200 ℃から400 ℃までの範囲の平均昇温速度を5 ℃/s以上とし、均質化熱処理温度から100 ℃までの範囲の平均冷却速度を5 ℃/s以上とする請求項１または２に記載の成形用アルミニウム合金板の製造方法。
前記冷間圧延を、鋳造後で温度が300 ℃以上の前記板状鋳塊に対して行い、冷間圧延中の板の平均冷却速度を50℃/s以上とするか、冷間圧延後の板を平均冷却速度5 ℃/s以上で冷却する請求項１乃至３のいずれか１項に記載の成形用アルミニウム合金板の製造方法。
前記冷間圧延後に、400 ℃以上液相線温度以下で最終焼鈍するに際し、板中心部の温度が200 ℃から400 ℃までの範囲の平均昇温速度を5 ℃/s以上とし、最終焼鈍温度から100 ℃までの範囲の平均冷却速度を5 ℃/s以上とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の成形用アルミニウム合金板の製造方法。
前記アルミニウム合金板状鋳塊が、質量% で、Mn:0.3% 以下、Cr:0.3% 以下、Zr:0.3% 以下、V:0.3%以下、Ti:0.1% 以下、Cu:1.0% 以下、Zn:1.0% 以下、に各々規制した請求項１乃至５のいずれか１項に記載の成形用アルミニウム合金板の製造方法。
前記アルミニウム合金板状鋳塊が、前記双ロール表面に潤滑剤を用いることなく鋳造されたものである請求項１乃至６のいずれか１項に記載の成形用アルミニウム合金板の製造方法。