JP2010248607A - 成形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】特定のMg、Znを含む組成からなるAl−Mg系アルミニウム合金板製造の際の、最終焼鈍後の調質処理を工夫して、この板の電子エネルギー損失分光法で計測されるMgのK損失端のEELSスペクトルを解析して得られた第一近接ピークの位置が特定範囲内にあるようにして、厳しい成形条件でのプレス成形時のストレッチャーストレインマークの発生を抑制する。
【選択図】図1
Description
本発明者らは、Al−Mg系アルミニウム合金板では、Znを含有するとSSマークの発生抑制効果があることを知見していた。しかし、同時に、同じZnの含有量のAl−Mg系アルミニウム合金板であっても、SSマークの発生抑制効果には大きな差がある現象が起こることも知見していた。このことから、単に、Znを含むだけではなく、Al−Mg系アルミニウム合金板の組織状態、即ち、Znを含む場合に発生する、MgZnクラスタ(析出物)の存在形態が、SSマークの発生状態に大きく影響しているものと考えられる。
Loss Spectroscopyの略で、電子線エネルギ損失分光を意味する。
本発明の規定するAl−Mg系合金板の、電子エネルギー損失分光法で計測される動径分布関数を図1、2に示す。
前記した通り、前記MgのK損失端のEELSスペクトルは、Mg原子の周囲に存在する原子の、Mg原子からの距離を測定するものである。したがって、前記した新規な超微細MgZnクラスタを時効析出させた、Znを含むAl−Mg系合金板のEELSスペクトルを、このAl−Mg−Zn系合金板での既知の典型的なMgZnクラスタのEELSスペクトルと比較することによって、前記超微細なMgZnクラスタがどのような形態なのか、少なくとも定性的には確認(推測)できる。
本発明者らは、このような解析の結果、特に、前記第一近接ピークの位置が、SSマークの発生状態が互いに異なる前記Al−Mg−Zn系合金板によって大きく異なることを知見した。
より具体的に、本発明では、Al−Mg−Zn系合金板における、この板組織における超微細MgZnクラスタの存在と、この板のプレス成形性とを示す有効な指標として、前記第一近接ピークの位置の値(Å)を規定する。即ち、本発明では、電子エネルギー損失分光法で計測されるMgのK損失端のEELSスペクトルを解析して得られた振動関数を、更にFourier変換して得られる、原子の頻度の動径分布関数における第一近接ピークの位置が1.8Å(オングストローム)以上、2.0Å以下の範囲内にあることとする。
本発明アルミニウム合金熱延板の化学成分組成は、基本的に、Al−Mg系合金であるJIS 5000系に相当するアルミニウム合金とする。なお、各元素の含有量の%表示は全て質量%の意味である。
Mgは、加工硬化能を高め、自動車パネル用素材板としての必要な強度や耐久性を確保する。また、材料を均一に塑性変形させて破断割れ限界を向上させ、成形性を向上させる。また、前記超微細MgZnクラスタを形成して、プレス成形の際のSSマークの発生を抑制するものと推測される。Mgの含有量が0.5%未満では、Mg含有のこれら効果発揮が不十分となる。また、前記超微細MgZnクラスタも不足して、電子エネルギー損失分光法で計測されるMgのK損失端のEELSスペクトルを解析して得られた振動関数を、更にFourier変換して得られる、原子の頻度の動径分布関数における第一近接ピークの位置が2.0Å以下の範囲内にはならなくなる。
Znは、前記新規な超微細MgZnクラスタを形成して、プレス成形の際のSSマークの発生を抑制するものと推測される。Znが1.0質量%未満と少なすぎる場合は、プレス成形の際のSSマークの発生抑制効果発揮が不十分となる。また、前記超微細MgZnクラスタも不足して、電子エネルギー損失分光法で計測されるMgのK損失端のEELSスペクトルを解析して得られた振動関数を、更にFourier変換して得られる、原子の頻度の動径分布関数における第一近接ピークの位置が2.0Å以下の範囲内にはならなくなる。
本発明では、その他の元素として、更に、Fe、Si、Mn、Cr、Zr、V、Ti、Cuの内から選ばれる一種また二種以上を含有することを許容する。これらの元素は、溶解原料としてアルミニウム合金スクラップ量(アルミニウム地金に対する割合)が増すほど含有量が多くなる不純物元素である。即ち、Al合金板のリサイクルの観点から、溶解原料として、高純度アルミニウム地金だけではなく、5000系合金やその他のAl合金スクラップ材、低純度Al地金などを溶解原料として使用した場合には、これら元素の混入量(含有量)が必然的に多くなる。そして、これら元素を例えば検出限界以下などに低減すること自体がコストアップとなり、ある程度の含有の許容が必要となる。
本発明の板の製造方法について、以下に具体的に説明する。
本発明の板とするためには、前記した常法にて得られた所要の板厚のこれら熱延板あるいは冷延板に対して、先ず、最終焼鈍として、急速加熱や急速冷却を伴なう溶体化・焼入れ処理を行なう。これによって、このような溶体化・焼入れ処理を行なった材料、いわゆるT4処理材は、バッチ焼鈍材と比較して強度と成形性とのバランスに優れ、また焼入れ時に導入される空孔の作用によりSSマークの発生もより少なくなる。
さらに溶体化処理後の焼入れ処理時の冷却速度は、15℃/sec以上の冷却速度で、室温まで急速冷却する必要がある。冷却速度が15℃/秒未満では、SSマークの発生を抑制する効果が小さくなり、この後に予加工および焼鈍を加えてもSSマークが発生する恐れがある。
本発明の板とするためには、これら溶体化処理・焼入れ(最終焼鈍)を施した後、更に、板に予歪みを与える冷間加工(予加工)を行なう。このような予加工は、前記最終焼鈍後の室温までの急冷後、1時間以内に行なう。予加工までの時間が1時間を超えた場合、前記焼入れ時に導入される原子レベルでの微細空孔が無くなるか少なくなり、予歪みを与えて低温で焼鈍しても、この板組織に前記超微細なMgZnクラスタを存在させられないか、その量が不足する可能性が高いと推考される。予加工までの時間が1時間を超えた場合には、実際問題として、電子エネルギー損失分光法で計測される前記第一近接ピーク位置が前記した範囲から外れ、SSマークの発生も抑制されにくくなるからである。
本発明では、この予加工の後に、40〜90℃の比較的低温で焼鈍する時効処理(付加焼鈍)を行う。この付加焼鈍は前記した通り、通常のより高温での時効析出温度に比して、著しく低温である。このような、特殊な付加焼鈍と前記予加工との組み合わせによって、前記超微細なMgZnクラスタが新たにか、更に生成存在して、前記した電子エネルギー損失分光法で計測される前記第一近接ピーク位置が前記適正範囲内となり、SSマークを抑制できる、本発明の板とすることができる。なお、前記した通り、セレーション発生の臨界ひずみ向上のためには、微細なMgZnクラスタの形成が必要である。このため、本付加焼鈍を行う前に、前記溶体化および焼入れ処理と前記予歪みを付与するスキンパスの後に、前記した比較的短時間の室温保持(室温時効)が必要である。この室温時効(保持)時間としては、数時間〜数日(5日程度)もあれば十分で、これ以上長くする必要は全くない。この室温時効時間とは、前記予加工終了(完了)後、人工時効処理(付加焼鈍)の加熱開始までの時間(経過あるいは所要時間)である。
なお、従来技術においては、前記溶体化処理・焼入れ(最終焼鈍)にて一連の製造工程が終了となるか、あるいは前記特許文献1のように、溶体化処理・焼入れ後に3〜5%の冷間加工を行って、その後に300〜400℃程度の最終焼鈍を行って工程が終了となるが、このような従来技術の工程では、セレーション発生の臨界ひずみ向上は不十分となる。
前記板の組織調査として、前記試験片の任意の場所から、直径3mmの円盤状試料を5つ切り出し、薄膜法にてTEM観察用試験片を作製し、電子エネルギー損失分光法で計測されるMgのK損失端のEELSスペクトルを解析して得られた振動関数を、更にFourier変換して得られる、原子の頻度の動径分布関数における第一近接ピークの位置の平均値を求めた。これらの結果を代表して、発明例1、比較例15(Znを含まずMgZnクラスタが無い)、比較例27(時効析出させたη相などの比較的粗大なMgZnクラスタを含む)の前記動径分布関数の例を前記図1、2に各々示す。
前記η相などの比較的粗大なMgZnクラスタの有無を確認するために、前記板の組織調査として、前記試験片を前記EELSスペクトル分析に用いたFE−TEMにより、倍率30万倍にて組織観察し、観察されるMgZnクラスタの平均最大長さを求めた。また、これらの内、代表して、前記図7に表2、3の発明例1、また、比較のために、前記図8に表2、3の比較例28の組織写真を各々示す。この同じ図8は、発明例1と同じ組成ながら、平均最大長さが20nm程度の微細なMgZnクラスタ(析出物)を時効析出させた、SSマーク性が劣る例である。
前記板の機械的特性の調査として、上記各試験片の引張試験を行い、引張強さ(MPa)、0.2%耐力(MPa)、伸び(%)を各々測定した。これらの結果を表3に示す。試験条件は、圧延方向に対して直角方向のJISZ2201の5号試験片(25mm×50mmGL×板厚)を採取し、引張試験を行った。引張試験は、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。また、クロスヘッド速度は2mm/分で、試験片が破断するまで一定の速度で行った。
同時に、前記板のプレス成形性としてのSSマーク発生評価のために、前記引張試験時における降伏伸び(%)と、前記応力−歪曲線上の鋸歯状のセレーションが発生する歪み量(臨界歪み量:%)と、応力(臨界応力量:N/mm2 )とを調べた。その結果を表3に示す。
Claims (2)
- 質量%で、Mg:0.5〜7.0%、Zn:1.0〜4.0%を含み、残部がAlおよび不可避的不純物からなるAl−Mg系アルミニウム合金板であって、この板の組織とプレス成形性との関係を表す指標として、電子エネルギー損失分光法で計測されるMgのK損失端のEELSスペクトルを解析して得られた振動関数を、更にFourier変換して得られる、原子の頻度の動径分布関数における第一近接ピークの位置が1.8Å(オングストローム)以上、2.0Å以下の範囲内にあることを特徴とする成形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が、更に、Fe:1.0質量%以下、Si:0.5質量%以下、Mn:1.0質量%以下、Cr:0.3質量%以下、Zr:0.3質量%以下、V:0.3質量%以下、Ti:0.1質量%以下、Cu:1.0質量%以下、の内から選ばれる一種また二種以上を含有する請求項1に記載の成形性に優れたアルミニウム合金板。
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