JP2009280839A - 高強度高成形性Al−Mg−Mn系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
【課題】冷間プレス成形、とくに180°密着曲げ性に優れた高強度高成形性Al−Mg−Mn系アルミニウム合金板および製造方法を提供する。
【解決手段】Mg:5.0〜6.0%、Mn:0.9〜1.2%を含有し、Mg含有量とMn含有量との比(Mg%/Mn%)を4.5〜6.5とし、残部Alおよび不可避的不純物からなる組成を有し、冷間圧延において40〜89%の圧下が加えられるとともに、該冷間圧延後に最終焼鈍が施されるアルミニウム合金板であって、最終焼鈍後の0.2%耐力が170MPa以上、破断伸びが20%以上であることを特徴とする。
【選択図】なし
【解決手段】Mg:5.0〜6.0%、Mn:0.9〜1.2%を含有し、Mg含有量とMn含有量との比(Mg%/Mn%)を4.5〜6.5とし、残部Alおよび不可避的不純物からなる組成を有し、冷間圧延において40〜89%の圧下が加えられるとともに、該冷間圧延後に最終焼鈍が施されるアルミニウム合金板であって、最終焼鈍後の0.2%耐力が170MPa以上、破断伸びが20%以上であることを特徴とする。
【選択図】なし
Description
本発明は、高強度高成形性Al−Mg−Mn系アルミニウム合金板、とくに、冷間プレス成形を行うことにより形状が決められる自動車のボディシートや各種筐体に用いられる高強度高成形性Al−Mg−Mn系アルミニウム合金板およびその製造方法に関する。
伸びを向上させて冷間プレス成形性を高め、且つ材料強度を改善するために、Mnを高濃度で添加したAl−Mg系アルミニウム合金が提案されており(非特許文献1参照)、Al−Mg系アルミニウム合金にMnを高濃度で添加し、大きな圧下を加える冷間圧延を行う手法も提案されている(特許文献1参照)。
しかしながら、上記提案のものは、冷間プレス成形における高成形性を確実に得るためには必ずしも満足すべきものではなく、とくに180°密着曲げという過酷な成形条件下で割れを生じないアルミニウム合金板を得ることは困難であった。また、Al−Mg系アルミニウム合金の冷間圧延において、とくにMg含有量が多い場合には、圧下率を高くするとエッジクラックが生じ、歩留まりを低下させるという問題もある。
軽金属学会第98回春期大会講演概要集237頁〜238頁、「Al−Mg−高Mn系アルミニウム合金の超塑性特性」 特開2001−98338号公報
軽金属学会第98回春期大会講演概要集237頁〜238頁、「Al−Mg−高Mn系アルミニウム合金の超塑性特性」
発明者らは、張出し加工、絞り加工、バルジ加工、曲げ加工などの冷間プレス成形時に割れが発生し難く、且つ高強度のアルミニウム合金板を得るために、従来提案のMn含有Al−Mg系アルミニウム合金をベースとして、合金組成、冷間圧延の圧下率、上記の成形性との関連について、試験、検討を行った結果、Mgを特定の狭い範囲に限定し、Mg含有量とMn含有量との比、(Mg%/Mn%)を規制し、特定条件の均質化処理条件、熱間圧延条件を行うことにより、冷間圧延の圧下率を低くしても高強度で高成形性をそなえた板材を得ることが可能なことを見出した。
本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、その目的は、冷間プレス成形、とくに180°密着曲げ性に優れた高強度高成形性Al−Mg−Mn系アルミニウム合金板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による高強度高成形性Al−Mg−Mn系アルミニウム合金板は、Mg:5.0〜6.0%、Mn:0.9〜1.2%を含有し、Mg含有量とMn含有量との比(Mg%/Mn%)を4.5〜6.5とし、さらにCrを0.01%以下、Feを0.1%以下、Siを0.1%以下に制限し、残部Alおよび不可避的不純物からなる組成を有し、冷間圧延において40〜89%の圧下が加えられるとともに、該冷間圧延後に最終焼鈍が施されるアルミニウム合金板であって、最終焼鈍後の0.2%耐力が170MPa以上、破断伸びが20%以上であることを特徴とする。
請求項2による高強度高成形性Al−Mg−Mn系アルミニウム合金板の製造方法は、Mg:5.0〜6.0%、Mn:0.9〜1.2%を含有し、Mg含有量とMn含有量との比(Mg%/Mn%)を4.5〜6.5とし、さらにCrを0.01%以下、Feを0.1%以下、Siを0.1%以下に制限し、残部Alおよび不可避的不純物からなる組成を有するアルミニウム合金の鋳塊を、450℃以上融点以下の温度で((560−均質化処理温度(℃))×0.1)(h)−均質化処理時間(h)≦0)の式を満足する時間均質化熱処理した後、450〜550℃の温度(材料温度)で開始する熱間圧延を行い、その後圧下率40〜89%の冷間圧延を行い、最終焼鈍を施して軟化材とし、0.2%耐力を170MPa以上、破断伸びを20%以上とすることを特徴とする。
本発明によれば、冷間プレス成形、とくに180°密着曲げ性に優れ、張出し加工、絞り加工、バルジ加工、曲げ加工などの冷間プレス成形時に割れが発生し難い高強度高成形性Al−Mg−Mn系アルミニウム合金板およびその製造方法が提供される。
本発明のアルミニウム合金板の合金成分について説明すると、Mgはアルミニウム合金板に強度と伸びを与えるよう機能する。Mgの好ましい含有量は5.0〜6.0%であり、5.0%未満ではその効果が十分でなく、6.0%を超えると鋳塊割れが発生し易くなる。
Mnは、Mgと共存して強度向上させるよう機能する。Mnの好ましい含有量は0.9〜1.2%であり、0.9%未満では強度が不足し、1.2%を超えて含有すると、成形性とくに曲げ加工性が劣化する。
Mg含有量とMn含有量との比(Mg%/Mn%)は4.5〜6.5とすることが望ましく、この範囲において必要な強度と伸びが得られる。4.5未満で強度が不足し、6.5超えると伸びが不足する。
本発明においては、Cr:0.01%以下、Fe:0.1%以下、Si:0.1%以下を含有しても、本発明の効果に影響を与えることはない。Cr、Fe、Siの含有量がそれぞれ上限を超えると、強度または伸びの低下が生じる。
Ti:0.1%以下、B:300ppm以下の1種または2種を含有させることにより、鋳塊の結晶粒を微細化することができる。Tiが0.1%を超え、またBが300ppmを超えると、粗大な晶出物が形成される。
つぎに本発明のアルミニウム合金板の製造について説明すると、まず、上記の組成を有するアルミニウム合金を常法に従って溶解、鋳造し、得られた鋳塊を、以下の条件で均質化熱処理した後、熱間圧延を行う。この均質化熱処理と熱間圧延の組み合わせにより、合金成分の適切な析出が得られ、最終板の強度と伸びが向上する。
均質化処理:鋳塊を、450℃以上融点以下の温度に、((560―均質化処理温度(℃))×0.1−均質化処理時間(h)≦0)の式を満足する時間保持する。例えば、500℃の温度に8時間(h)((560−500)×0.1−8=−2<0)保持する。均質化熱処理温度が450℃未満、または均質化熱処理時間が上記の式を満足しない場合は、伸びが不足する。
熱間圧延:450〜550℃の温度で熱間圧延を開始する。熱間圧延の開始温度が450℃未満では伸びが不足し、550℃超えると強度が不足する。熱間圧延の終了温度は、本発明のアルミニウム合金板の特性を害しないためには、350℃程度が好ましい。
その後行う冷間圧延は、40〜89%の圧下率で行うことができ、この圧下率によっても、冷間圧延時のエッジクラックを防止しながら、最終焼鈍後、170MPa以上の0.2%耐力及び20%以上の破断伸びを得ることができる。20%以上の破断伸びを維持したうえで、さらに高強度を得るためには、冷間圧延の圧下率は50%以上が望ましい。
最終焼鈍処理は常法に従って行われる。例えば、ソルトバスを用いて、400℃で60秒(s)処理し、最終焼鈍により、170MPa以上の0.2%耐力、20%以上の伸びを得る。0.2%耐力が170MPa未満では構造体にした際の剛性が不足し、伸びが20%未満では高成形時に割れ発生し易くなる。
以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明し、その効果を実証する。なお、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ない。
実施例1、比較例1
表1に示す組成を有するアルミニウム合金を常法に従って溶解、鋳造し、得られた鋳塊を、500℃で8時間(h)均質化熱処理した後、500℃の温度で開始する熱間圧延を行って、厚さ4mmの板材とし、ついで圧下率75%の冷間圧延を行って、厚さ1mmとした後、ソルトバス中において、400℃で60秒(s)の最終焼鈍処理を行い、軟化材(O調質材)とした。なお、表1において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
表1に示す組成を有するアルミニウム合金を常法に従って溶解、鋳造し、得られた鋳塊を、500℃で8時間(h)均質化熱処理した後、500℃の温度で開始する熱間圧延を行って、厚さ4mmの板材とし、ついで圧下率75%の冷間圧延を行って、厚さ1mmとした後、ソルトバス中において、400℃で60秒(s)の最終焼鈍処理を行い、軟化材(O調質材)とした。なお、表1において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
得られたO調質材を試験材として、以下の方法により、機械的性質、曲げ成形性を評価した。結果を表2に示す。
機械的性質の評価:JIS Z 2241に準拠して、JIS5号試験片により機械的性質(引張強さ、0.2%耐力、破断伸び)を測定した。
曲げ成形性の評価:JIS Z 2248に準拠して、180°密着曲げ 試験を行い、試験材の外観観察を実施して、割れを生じなかったものを合格(○)、割れを生じたものを不合格(×)とした。
曲げ成形性の評価:JIS Z 2248に準拠して、180°密着曲げ 試験を行い、試験材の外観観察を実施して、割れを生じなかったものを合格(○)、割れを生じたものを不合格(×)とした。
表2にみられるように、本発明に従う試験材1〜7はいずれも、170MPa以上の0.2%耐力、20%以上の破断伸びを示し、180°曲げ成形性は良好であった。
これに対して、試験材8はMn量が多いため曲げ成形性が劣り、試験材9はMg量が少ないため、また、試験材10はMn量が少ないため、いずれも強度が劣る。試験材11は(Mg/Mn)比が大きいため破断伸びが小さく、曲げ成形性が劣り、試験材12は(Mg/Mn)比が小さいため強度が低い。
試験材13、14はCr量が多いため、破断伸びが小さなって曲げ成形性が劣り、試験材15はSi量が多く、また、試験材16はFe量が多いため、破断伸びが小さくなって曲げ成形性が劣る。
実施例2、比較例2
実施例1の合金E1の組成を有する鋳塊を使用し、この鋳塊を、表3に示す条件で均質化熱処理し、以下、実施例1と同じ工程で熱間圧延、冷間圧延、最終焼鈍処理を行い、厚さ1mmのO調質材を得た。これを試験材として、実施例1と同じ方法により、機械的性質、曲げ成形性を評価した。結果を表4に示す。なお、表3において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
実施例1の合金E1の組成を有する鋳塊を使用し、この鋳塊を、表3に示す条件で均質化熱処理し、以下、実施例1と同じ工程で熱間圧延、冷間圧延、最終焼鈍処理を行い、厚さ1mmのO調質材を得た。これを試験材として、実施例1と同じ方法により、機械的性質、曲げ成形性を評価した。結果を表4に示す。なお、表3において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
表4に示すように、本発明に従う試験材17〜19はいずれも、170MPa以上の0.2%耐力、20%以上の破断伸びを示し、180°曲げ成形性は良好であった。
これに対して、試験材20は均質化熱処理温度が低いため、また、試験材21、22は均質化熱処理時間が式を満足しないため、いずれも破断伸びが小さくなって曲げ成形性が劣る。
実施例3、比較例3
実施例1の合金E1の組成を有する鋳塊を使用し、この鋳塊を、実施例1と同じ条件で均質化熱処理した後、表5に示す条件で熱間圧延を行い、以下、実施例1と同じ工程で冷間圧延、最終焼鈍処理を行い、厚さ1mmのO調質材を得た。これを試験材として、実施例1と同じ方法により、機械的性質、曲げ成形性を評価した。結果を表6に示す。なお、表5において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
実施例1の合金E1の組成を有する鋳塊を使用し、この鋳塊を、実施例1と同じ条件で均質化熱処理した後、表5に示す条件で熱間圧延を行い、以下、実施例1と同じ工程で冷間圧延、最終焼鈍処理を行い、厚さ1mmのO調質材を得た。これを試験材として、実施例1と同じ方法により、機械的性質、曲げ成形性を評価した。結果を表6に示す。なお、表5において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
表6に示すように、本発明に従う試験材23〜25はいずれも、170MPa以上の0.2%耐力、20%以上の破断伸びを示し、180°曲げ成形性は良好であった。
これに対して、試験材26は熱間圧延の開始温度が低いため、破断伸びが小さくなって曲げ成形性が劣り、試験材27は熱間圧延の開始温度が高いため強度が劣っている。
実施例4、比較例4
実施例1の合金E1の組成を有する鋳塊を使用し、この鋳塊を、実施例1と同じ条件で均質化熱処理、熱間圧延を行い、つぎに、表7に示す条件で冷間圧延を行った後、実施例1と同じく、ソルトバス中において、400℃で60秒(s)の最終焼鈍処理を行い、厚さ1mmのO調質材を得た。これを試験材として、実施例1と同じ方法により、機械的性質、曲げ成形性を評価した。結果を表8に示す。なお、表7において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
実施例1の合金E1の組成を有する鋳塊を使用し、この鋳塊を、実施例1と同じ条件で均質化熱処理、熱間圧延を行い、つぎに、表7に示す条件で冷間圧延を行った後、実施例1と同じく、ソルトバス中において、400℃で60秒(s)の最終焼鈍処理を行い、厚さ1mmのO調質材を得た。これを試験材として、実施例1と同じ方法により、機械的性質、曲げ成形性を評価した。結果を表8に示す。なお、表7において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
表8に示すように、本発明に従う試験材28〜33はいずれも、170MPa以上の0.2%耐力、20%以上の破断伸びを示し、180°曲げ成形性は良好であった。
これに対して、試験材34は冷間圧延の圧下率が小さいため強度が劣り、試験材35は冷間圧延の圧下率が大きいため、破断伸びが小さくなって曲げ成形性が劣っている。
Claims (2)
- Mg:5.0〜6.0%(質量%、以下同じ)、Mn:0.9〜1.2%を含有し、Mg含有量とMn含有量との比(Mg%/Mn%)を4.5〜6.5とし、さらにCrを0.01%以下、Feを0.1%以下、Siを0.1%以下に制限し、残部Alおよび不可避的不純物からなる組成を有し、冷間圧延において40〜89%の圧下が加えられるとともに、該冷間圧延後に最終焼鈍が施されるアルミニウム合金板であって、最終焼鈍後の0.2%耐力が170MPa以上、破断伸びが20%以上であることを特徴とする高強度高成形性Al−Mg−Mn系アルミニウム合金板。
- Mg:5.0〜6.0%、Mn:0.9〜1.2%を含有し、Mg含有量とMn含有量との比(Mg%/Mn%)を4.5〜6.5とし、さらにCrを0.01%以下、Feを0.1%以下、Siを0.1%以下に制限し、残部Alおよび不可避的不純物からなる組成を有するアルミニウム合金の鋳塊を、450℃以上融点以下の温度で下記の式を満足する時間均質化熱処理した後、450〜550℃の温度(材料温度)で開始する熱間圧延を行い、その後圧下率40〜89%の冷間圧延を行い、最終焼鈍を施して軟化材とし、0.2%耐力を170MPa以上、破断伸びを20%以上とすることを特徴とする高強度高成形性Al−Mg−Mn系アルミニウム合金板の製造方法。
(560−均質化処理温度(℃))×0.1)(h)−均質化処理時間(h)≦0
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JP2008131657A JP2009280839A (ja) | 2008-05-20 | 2008-05-20 | 高強度高成形性Al−Mg−Mn系アルミニウム合金板およびその製造方法 |
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Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
RU2544721C2 (ru) * | 2013-07-16 | 2015-03-20 | федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Тамбовский государственный университет имени Г.Р. Державина", ФГБОУ ВПО "Тамбовский государственный университет имени Г.Р. Державина" | СПОСОБ ОБРАБОТКИ ЛИСТОВЫХ ЗАГОТОВОК ИЗ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ Al-Mg. |
CN111074117A (zh) * | 2019-12-20 | 2020-04-28 | 山东南山铝业股份有限公司 | 低成本高性能Al-Mg-Mn铝合金及其制备方法 |
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2008
- 2008-05-20 JP JP2008131657A patent/JP2009280839A/ja active Pending
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