JP2006257505A - 伸びフランジ性に優れたアルミニウム合金板 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】 質量% で、Si:0.1〜2.5%、Mg:0.1〜3.0%を含み、残部がAlおよび不純物からなるアルミニウム合金板であって、このアルミニウム合金板の板厚方向の平均結晶粒径が20μm 以下、平均導電率が45〜65%IACS 、ビッカース硬度が40〜65Hvであることとし、伸びフランジ性を向上させる。
【選択図】 なし
Description
先ず、本発明が対象とする6000系Al合金板の化学成分組成について説明する。本発明が対象とする6000系Al合金板は、前記した自動車材などとして、優れた成形性やBH性、強度、溶接性、耐食性などの諸特性が要求される。このような要求を満足するために、Al合金板の基本組成は、質量% で、Si:0.1〜2.5%、Mg:0.1〜3.0%を含み、残部がAlおよび不純物からなるものとする。
Si:0.1〜2.5%。
SiはMgとともに、固溶強化と、塗装焼き付け処理などの前記低温での人工時効処理時に、GPゾーンなどの化合物相を形成して、時効硬化能を発揮し、自動車パネルとして必要な、例えば170MPa以上の必要強度を得るための必須の元素である。したがって、本発明6000系Al合金板にあって、伸びフランジ性及び曲げ性などの諸特性を兼備させるための最重要元素である。
Mgは、固溶強化と、塗装焼き付け処理などの前記人工時効処理時に、SiとともにGPゾーンなどの化合物相を形成して、時効硬化能を発揮し、パネルとして、例えば170MPa以上の必要強度を得、更に、伸びフランジ性を得るための必須の元素である。
これらの元素は、スクラップなど溶解原料などから混入しやすい元素であるが、結晶粒の微細化効果もあり、加工性の向上効果もある。但し、含有量が多すぎると、粗大な化合物を形成し、それが破壊の起点として作用するため、却って加工性が劣化する。したがって、各々、上記上限までの含有は許容する。
Cuもスクラップなど溶解原料などから混入しやすい元素であるが、人工時効処理の条件で、Al合金材組織の結晶粒内へのGPIIやβ" 相析出を促進させる効果もある。また、時効処理状態で固溶したCuは成形性を向上させる効果もある。一方、1.0%を越えると、粗大な化合物が増加して破壊の起点になり、伸びフランジ性及び曲げ性を低下させる。また、耐応力腐食割れ性や、塗装後の耐蝕性の内の耐糸さび性、また溶接性を著しく劣化させる。このため、1.0%以下の範囲での含有は許容する。
次ぎに、本発明6000系Al合金板の組織について説明する。
アルミニウム合金板の板厚方向の平均結晶粒径は、伸びフランジ性を確保乃至向上するために、20μm 以下、好ましくは18μm 以下に微細化させる。結晶粒径の内でも、特に、板厚方向の平均結晶粒径を選択して、微細化させることで、結晶粒界への応力集中が少なくなり、伸びフランジ加工時の結晶粒界の破壊が生じにくくなる。
アルミニウム合金板の平均導電率は、伸びフランジ性を確保乃至向上するために、45〜65%IACS 、好ましくは47〜63%IACS の範囲とする。平均導電率をこの範囲とすることによって、主要元素を含めた含有各元素の固溶量が、クラスターができにくく、局部延性が向上する量に確保される。更に、析出物の存在状態としても、破壊の起点となる粗大な析出物が生じない状態が確保されている。
ビッカース平均硬度は、直接的に伸びフランジ性に影響する。このため、上記平均結晶粒径や平均導電率などを最適化した上で、更に、ビッカース平均硬度を40〜65Hv、好ましくは42〜63Hvの範囲とすることによって、始めてλを70%以上に向上できる。
次ぎに、本発明Al合金板の製造条件について以下に説明する。通常のAl合金板は鋳造→均質化熱処理→熱間圧延→中間焼鈍→冷間圧延→最終焼鈍の各工程を経て製造される。しかし、Al合金板の化学組成や各工程の設定条件によって得られる板の、粗大な再結晶粒や粒界における析出相の形成状況が変わり、平均結晶粒径、平均導電率、平均硬度が変化するので、一連の製造工程として総合的に条件を選択して決定すべきである。以下に、本発明で意図する、優れた伸びフランジ性を有するAl合金板を確実に得るための好ましい条件について説明する。
先ず、溶解、鋳造工程では、上記6000系成分規格範囲内に溶解調整されたAl合金溶湯を、連続鋳造圧延法、半連続鋳造法(DC鋳造法)等の通常の溶解鋳造法を適宜選択して鋳造する。
このAl合金鋳塊に500 ℃以上融点未満の温度で均質化熱処理を施す。この均質化熱処理は組織の均質化、すなわち、鋳塊組織中の結晶粒内の偏析をなくすことを目的とする。熱処理温度が500℃より低いと鋳塊の粒内偏析を十分になくすことができず、これが破壊の起点として作用するため、伸びフランジ性が劣化する。また、熱処理時間は、鋳塊の厚みにもよるが、2hr 以上とすることが好ましい。2hr より低いと鋳塊の粒内偏析を十分になくすことができず、これが破壊の起点として作用するため、伸びフランジ性が劣化する可能性がある。
これらの均質化熱処理後に、390 〜480 ℃の温度で熱間圧延を開始する。熱間圧延開始温度が480 ℃を超えた場合、再結晶が生じて熱間圧延時に粗大な再結晶粒が生成し、伸びフランジ性が劣化する。また、熱間圧延開始温度が390 ℃未満の場合、熱間圧延自体が困難となる。
この熱延板を、冷間圧延前に、250 〜400 ℃以上の温度で焼鈍 (荒鈍) を施す。この荒鈍温度が250 ℃より低いと、荒鈍無しで冷間圧延するのと同様に、荒鈍後の残存ひずみ量が多くなり、最終板の強度が高くなり過ぎ、伸びフランジ性が低下する。一方、荒鈍温度が400 ℃を超えた場合、粗大な析出物や粒界における析出相の形成が促進され、伸びフランジ性が劣化する。
この荒鈍後に、引き続き冷間圧延を行なって、所望の板厚の冷延板 (コイルも含む) を製作する。この冷間圧延における圧下率 (冷延率) は40〜90% の範囲にすることが好ましい。圧下率が40% 未満では、板厚方向の平均結晶粒径を20μm 以下、好ましくは18μm 以下とすることが難しくなる。一方、圧下率が90% を超えた場合、残存ひずみ量が多くなり、最終板の強度が高くなり過ぎ、伸びフランジ性が低下する。
λ=(d s -d0)/d0 ×100(%)
破断後の穴内径については、圧延方向と、圧延方向に垂直な方向でそれぞれ測定し、穴拡げ率を各々求めた後に平均を取って、各サンプルの穴拡げ率とした。さらに、各サンプルについて3回の穴拡げ試験を行い、その平均値を最終的に穴拡げ率(λ:%)とした。
比較例11、19、25は荒鈍温度が高過ぎる。
比較例12は荒鈍を施していない。
比較例20は荒鈍温度が低過ぎ、荒鈍を施していないのと大差ない。
比較例21、24は冷延の圧下率が小さ過ぎる。
比較例22は冷延の圧下率が高過ぎる。
比較例22は荒鈍のの時間が長過ぎる。
比較例13はMg量が下限を超えて少な過ぎる。
比較例14はMg量が上限を超えて多過ぎる。
比較例15はSi量が下限を超えて少な過ぎる。
比較例16はSi量が上限を超えて多過ぎる。
比較例17はTi量が多過ぎる。
比較例18はCu量が多過ぎる。
Claims (3)
- 質量% で、Si:0.1〜2.5%、Mg:0.1〜3.0%を含み、残部がAlおよび不純物からなるアルミニウム合金板であって、このアルミニウム合金板の板厚方向の平均結晶粒径が20μm 以下、平均導電率が45〜65%IACS 、ビッカース硬度が40〜65Hvであることを特徴とする、伸びフランジ性に優れたアルミニウム合金板。
- 前記不純物が、更に、Fe:1.5% 以下、Mn:1.0% 以下、 Cr:0.5%以下、Zr:0.5% 以下、V:0.3%以下、Ti:0.2% 以下、Zn=1.5% 以下、Cu:1.0% 以下、の内の1 種または2 種以上を含む、請求項1に記載の伸びフランジ性に優れたアルミニウム合金板。
- 前記アルミニウム合金板の穴拡げ率λが70% 以上である請求項1または2に記載の伸びフランジ性に優れたアルミニウム合金板。
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