JP2010116594A - 曲げ性に優れたAl−Mg−Si系アルミニウム合金板 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】特定組成のAl−Mg−Si系アルミニウム合金板において、これまでは着目されなかった晶出物の相形態であるα相に着目し、第2相粒子(不溶性化合物)をX線回折法により測定して判別されるα相として、元々組織中に存在するβ相晶出物に対する存在割合を増して、第2相粒子を微細化、球状化させ、曲げ加工性を向上させる。
【選択図】図1
Description
図1、2に、6000系アルミニウム合金板の組織を、後述する実施例の通り、X線回折法(粉末X線回折法)により同定した際の、晶出物のX線強度ピークデータを示す。図1、2において、横軸2θ(単位:deg)の17deg近傍にある強度ピークが、体心立方構造(bcc)であるβ相晶出物特有の強度ピークであり、β相晶出物の存在を示している。また、図1の22deg近傍にある強度ピークが、面心立方構造(hcp)であるα相晶出物特有の強度ピークであり、α相晶出物の存在を示している。
なお、前記均熱処理条件を変えても(昇温速度を速めても)、製造された6000系アルミニウム合金板組織中の晶出物を全てα相化できるわけではなく、実際の均熱処理工程では、幾ら昇温速度を速めても、前記昇温過程でのβ相化した晶出物の析出は必然的に生じる。また、鋳造時に生成する晶出物も殆どがβ相である。したがって、本発明6000系アルミニウム合金板組織中においても、β相晶出物が実質量存在し、量的にはα相晶出物よりも多い場合も当然ある。
本発明では、これら晶出物を含む、前記第2相粒子(不溶性化合物)の平均粒径(平均粒子径とも言う)が2.0μm 以下、平均アスペクト比が1.0以上、1.7以下と規定する。これは、粗大なβ相晶出物を除外するとともに、前記した通り、6000系アルミニウム合金板組織中に存在する前記第2相粒子全体のレベルをより「微細化および球状化」させ、より厳しい加工条件における曲げ加工性を向上させるためである。
これら第2相粒子は、組織の走査型電子顕微鏡による観察(1000〜10000倍)で確認でき、平均粒径や平均アスペクト比も測定できる。観察される不溶性化合物にFe、Siのいずれか1種以上を含むものを、本発明で規定する第2相粒子とする。不溶性化合物中に含まれるFe、Siの確認は、X線マイクロアナライザ(EPMA: Electron Probe Micro Analyzer)を用いて行う。
本発明6000系アルミニウム合金板の化学成分組成について、以下に説明する。本発明が対象とする自動車などの輸送機の車体用の6000系アルミニウム合金板には、前記した自動車の外板用の板などとして、ヘム加工性を含む曲げ加工性の他にも、優れたプレス成形性やBH性、強度、溶接性、耐食性などの諸特性が要求される。
SiはMgとともに、6000系アルミニウム合金板を固溶強化し、前記晶出物を生成する。また、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強度向上に寄与する時効析出物などを形成する時効硬化能を発揮して、自動車のアウタパネルとして必要な強度(耐力)を得るための必須の元素である。
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とともに強度向上に寄与する時効析出物を形成して、時効硬化能を発揮し、パネルとしての必要耐力を得るための必須の元素である。
Fe:0.1〜1.0%、Mn:0.03〜1.0%、Cr:0.01〜0.3%、Zr:0.01〜0.3%、V:0.01〜0.3%、Ti:0.001〜0.1%、Cu:0.1〜1.0%、Ag:0.01〜0.2%、Zn:0.1〜1.0%、Sn:0.01〜0.2%。
次ぎに、本発明アルミニウム合金板の製造方法について以下に説明する。本発明アルミニウム合金板は、製造工程自体は、均熱処理条件などを除いて、常法で可能であり、上記6000系成分組成のアルミニウム合金鋳塊を鋳造後に均熱処理(均質化熱処理)し、熱間圧延、冷間圧延が施されて所定の板厚とされ、更に溶体化焼入れなどの調質処理が施されて製造される。
先ず、溶解、鋳造工程では、上記6000系成分組成範囲内に溶解調整されたアルミニウム合金溶湯を、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。
これら特許文献2、3ともに記載されている通り、鋳造凝固後は、従来の一般的な板製造方法で、均熱処理、熱間圧延、冷間圧延および焼鈍によって圧延板としている。しかし、本発明では、晶出物の微細分散や球状化のための相形態の制御を均質化熱処理にて行う。均質化熱処理(均熱処理)は、熱間圧延に先立って、鋳造されたアルミニウム合金鋳塊組織の均質化、すなわち鋳塊組織中の結晶粒内の偏析をなくすことを元々目的とする。このため、通常は、均熱処理温度まで、比較的ゆっくりと加熱され、500℃以上で融点未満、均質化時間は4時間以上の範囲から適宜選択される。
均熱処理後、直ちに熱間圧延を行ってもよいが、均質化熱処理温度から冷却して熱間圧延の開始温度として、熱間圧延を開始しても良い。また、均質化熱処理後に、一旦室温まで冷却し、熱間圧延開始温度まで再加熱して、この再加熱温度で熱間圧延を開始しても良い。
この熱延板の冷間圧延前の焼鈍 (荒鈍) は必ずしも必要ではないが、リジングマークの抑制程度のバラツキを小さくするために、実施しても良い。
冷間圧延では、上記熱延板を圧延して、所望の最終板厚の冷延板 (コイルも含む) に製作する。但し、結晶粒を微細化させるために、冷間圧延率は60%以上であることが望ましく、同様の目的で、冷間圧延パス間で中間焼鈍を行っても良い。
冷間圧延後、溶体化焼入れ処理を行う。溶体化処理は500℃〜570で0〜10秒保持する条件で行い、その後10℃/秒以上の冷却速度で焼入れ処理を行うことが望ましい。溶体化処理後の焼入れ処理では、冷却速度が遅いと、粒界上にSi、MgSiなどが析出しやすくなり、プレス成形や曲げ加工時の割れの起点となり易く、これら成形性が低下する。この冷却速度を確保するために、焼入れ処理は、ファンなどの空冷、ミスト、スプレー、浸漬等の水冷手段や条件を各々選択して用い、冷却速度を10℃/秒以上の急冷とすることが好ましい。
前記各供試板の平行断面において、第2相粒子の平均粒径(平均粒子径)、平均アスペクト比を、組織の5000倍の走査型電子顕微鏡(SEM)による観察で、画像解析により測定した。測定は、各供試板の任意の5箇所について行い、これらを平均化した。なお、前記した通り、不溶性化合物中に含まれるFe、Siの確認をX線マイクロアナライザを用いて行い、観察される不溶性化合物にFe、Siのいずれか1種以上を含むものを、本発明で規定する第2相粒子とした。言い換えると、Fe、Siのいずれも含まない不溶性化合物は測定対象外とした。
第2相粒子の形態:
前記各供試板を抽出残渣法にて、晶出物を含む不溶性の化合物である第2相粒子を抽出し、抽出された第2相粒子粉末をX線回折する粉末X線回折法にて、晶出物のα相とβ相の各X線強度ピーク値の合計に対する前記α相のX線強度ピーク値の割合(前記α相の割合)を求めた。測定は、各供試板の任意の5箇所について行い、これらを平均化した。
前記各供試板から、板の圧延方向に平行な方向に、JISZ2201の5号試験片(25mm×50mmGL×板厚)を採取し、室温引張り試験を行った。室温引張り試験は、JISZ2241(1980)(金属材料引張り試験方法)に基づき、室温20℃で試験を行った。このときの試験片の採取方向は、圧延方向に平行な方向とした。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。この方法によって、0.2%耐力(MPa)を測定し、製造後の板の0.2%耐力であるAS耐力とした(N数=5の平均値)。
前記各供試板の人工時効処理能を調査するため、人工時効硬化処理後の0.2%耐力であるAB耐力を測定した。前記各供試板について、板の製造後に室温時効(時間経過後)してから実際に使用されることを想定した100℃×10hrの促進時効処理(室温時効促進処理)を施した。その後、この板の圧延方向に平行な方向に、前記5号引張試験片を切り出し、自動車車体用にプレス成形された後で塗装焼き付け処理が施されることを模擬して、この引張試験片に5%の予歪みをあらかじめ与えた。そして、この後、この引張試験片に170℃×20分の条件にて人工時効硬化処理を行い、前記As耐力と同じ条件にて、この人工時効硬化処理後の0.2%耐力(MPa)を測定した(N数=5の平均値)。
曲げ加工性は、前記各供試板から、長さ180mm、幅30mmの曲げ加工試験片を採取し、フラットヘム加工を模擬した曲げ試験を行って評価した。曲げ加工条件としては、自動車車体用にプレス成形された後でフラットヘム加工が施されることを模擬した厳しい曲げ試験条件とした。即ち、この引張試験片に10%の予歪みをあらかじめ与えた後、曲げ時の内側半径が0.5mmの条件での180°密着曲げ試験を行った。
1:肌荒れ、微小な割れがない
2:肌荒れが発生しているものの微小なものを含めた割れはない
3:微小な割れが発生
4:大きな割れが発生
5:大きな割れが複数或いは多数発生
この評価で、ヘム加工性が良好と判断されるのは上記1〜2段階までで、3段階以下はヘム加工性が劣ると判断され、不合格となる。
比較例15はSi含有量が多すぎる。
比較例17はSi含有量が少な過ぎ、Fe含有量が多すぎる。
比較例20はMg含有量が多すぎる。
比較例14〜16、19は、鋳塊の均熱処理における昇温温度が昇温速度が100℃/hr未満と小さすぎる(遅すぎる)。
比較例18は、鋳塊の均熱処理における保持時間が8時間未満で短すぎる。
比較例14、15、16、21は、鋳塊の均熱処理における均熱温度(到達温度)が550℃未満で低すぎる。
比較例21は、熱延の合計の圧下率も99%未満と小さすぎる。
Claims (2)
- 質量%で、Mg:0.3〜1.5%、Si:0.5〜1.5%を含み、残部Alおよび不可避的不純物からなり、第2相粒子の平均粒径が2.0μm 以下、平均アスペクト比が1.0以上、1.7以下であり、かつ、この第2相粒子をX線回折法により測定した際のα相とβ相の各X線強度ピーク値の合計に対する前記α相のX線強度ピーク値の割合が0.2以上であることを特徴とする曲げ性に優れたAl−Mg−Si系アルミニウム合金板。
- 前記Al−Mg−Si系アルミニウム合金板が、質量%で、更に、Fe:0.1〜1.0%、Mn:0.03〜1.0%、Cr:0.01〜0.3%、Zr:0.01〜0.3%、V:0.01〜0.3%、Ti:0.001〜0.1%、Cu:0.1〜1.0%、Ag:0.01〜0.2%、Zn:0.1〜1.0%、Sn:0.01〜0.2%、の内の一種また二種以上を含有する請求項1に記載の曲げ性に優れたAl−Mg−Si系アルミニウム合金板。
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