JP2016141842A - 高強度アルミニウム合金板 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】Al−Mg−Si系アルミニウム合金板の、MgとSiの含有量を、(Mg含有量)+(Si含有量)≧1.5%、かつ0.6≦(Mg含有量)/(Si含有量)≦2.0を満たすようバランスさせ、図1に示す、この板の示差走査熱分析曲線において、230〜330℃の温度範囲内に特定高さの発熱ピークを1つだけ存在させるような組織として、室温時効後でも、曲げ加工性を阻害せずにBH後の高強度化を図る。
【選択図】図1
Description
ただ、これら自動車構造部材は、前記自動車パネルに比べて一層の高強度化が必要である。このため、前記自動車パネル材に使用されている6000系アルミニウム合金板を、これら骨格材あるいは補強材に適用するためには、更に高強度化する必要がある。
これに対して、本発明では、Mg、Siの組成や製造方法を複合的に工夫することで、強化相1(β'')や強化相2(β’)の析出の発熱ピークを分離させずに、互いの発熱ピークが重なり合うように制御する。これによって、β’’に加えてβ’も塗装焼付処理(BH)時に多く生成させることができ、この結果、塗装焼付処理後(BH後)の強度を著しく高くできる。
このため、本発明は、自動車パネル材よりも高強度な、自動車などの骨格材用あるいは補強材用としての、要求強度を満たすことができる。
先ず、本発明のAl−Mg−Si系(以下、6000系とも言う)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。本発明では、前記パネル材を除く、前記骨格材あるいは補強材用として、従来の組成や製造条件を大きく変えることなく、曲げ加工性を低下させずに、高強度化する。
Siは、Mgとともに、塗装焼き付け処理などの人工時効処理時に、強度向上に寄与する時効析出物を形成して、人工時効硬化能を発揮し、前記骨格材あるいは補強材用としての必要な強度(耐力)を得るための必須の元素である。Si含有量が少なすぎると、人工時効処理後の時効析出物量が少なくなりすぎて、強度が低くなってしまう。一方、Si含有量が多すぎると、板の製造時に熱延割れを生じやすくなる。また、粗大な晶出物および析出物が形成されて、曲げ加工性も著しく低下する。したがって、Siの含有量は0.6〜2.0%の範囲とする。
Mgも、Siとともに強度向上に寄与する時効析出物を形成して、人工時効硬化能を発揮し、高い強度(耐力)を得るための必須の元素である。Mg含有量が少なすぎると、人工時効処理後の析出物の析出量が少なくなりすぎて、強度が低くなってしまう。一方、Mg含有量が高すぎると、板の製造時に熱延割れを生じやすくなる。また、粗大な晶出物および析出物が形成されて、曲げ加工性も著しく低下する。したがって、Mgの含有量は0.6〜2.0%の範囲とする。
0.6≦(Mg含有量)/(Si含有量)≦2.0
MgとSiとの合計含有量である(Mg含有量)+(Si含有量)と、MgのSiに対する含有量の比である(Mg含有量)/(Si含有量)は、ともに、6000系アルミニウム合金板の組織として、この板の示差走査熱分析曲線における、Mg/Siクラスタ(GPII)の析出に相当する230〜330℃の温度範囲内の発熱ピークの数と高さとに大きく影響する。
Feは晶出物を生成して、再結晶粒の核となり、結晶粒の粗大化を阻止する役割を果たす。このため、好ましくは0.05%以上含有させるが、0.5%を超えると、粗大な化合物を形成し、破壊の起点となり、強度や曲げ加工性が低下する。したがって、Feの含有量は0.5%以下(但し、0%を含まず)とする。
その他、本発明では、アルミニウム合金板の高強度化のために、更に、Mn:0.5%以下(但し、0%を含まず)、Cr:0.3%以下(但し、0%を含まず)、Zr:0.1%以下(但し、0%を含まず)、V:0.1%以下(但し、0%を含まず)、Ti:0.1%以下(但し、0%を含まず)、Cu:1.0%以下(但し、0%を含まず)、Ag:0.1%以下(但し、0%を含まず)、Zn:0.30%以下(但し、0%を含まず)、Sn:0.005〜0.15%、の1種または2種以上を含んでも良い。
Mn、Cr、Zr、Vは、均質化熱処理時に分散粒子(分散相)を生成し、これらの分散粒子には再結晶後の粒界移動を妨げる効果があり、結晶粒を微細化して高強度化する役割を果たす。また、Tiは晶出物を生成して、再結晶粒の核となり、結晶粒の粗大化を阻止し、結晶粒を微細化して高強度化する役割を果たす。Cu、Zn、Agは人工時効硬化能(BH性)を向上させるのに有用で、比較的低温短時間の人工時効処理の条件で、板組織の結晶粒内へのGPゾーンなどの化合物相の析出を促進させて高強度化する効果がある。Snは原子空孔を捕獲することで、室温でのMgやSiの拡散を抑制し、室温における強度増加(室温時効)を抑制し、人工時効処理時に、捕獲していた空孔を放出し、MgやSiの拡散を促進し、BH性を高くして高強度化する効果がある。
以上のような組成とした上で、本発明では、自動車部材などの骨格材あるいは補強材用としての高強度を保証するために、この板の示差走査熱分析曲線において、230〜330℃の温度範囲内に発熱ピークを1つだけ存在させ、この発熱ピークの高さを30〜70μW/mgの範囲、好ましくは35〜70μW/mgの範囲とする。
これによって、従来のアルミニウム合金組成や製造条件を大きく変えずに、また、曲げ加工性を低下させずに、185℃×20分のBH後(焼付け塗装後)の0.2%耐力を260MPa以上、好ましくは280MPa以上、より好ましくは300MPa以上とすることができる。
本発明者らの知見によれば、β’’の発熱ピーク(1つ目あるいは前半のピークとも言う)の発生温度は、それまでの温度が低い位置(温度)から、温度が高い270〜290℃近傍の位置(温度)へと移動する。一方のβ’の発熱ピーク(2つ目あるいは後半のピークとも言う)の発生温度は、それまでの温度が高い位置(温度)から、温度が低い290〜300℃近傍の位置(温度)へと移動する。
すなわち、この発熱ピークが高すぎると、塗装焼付前(人工時効硬化処理前)の時点でのβ’’やβ’の核となるクラスタの生成が不十分となり、焼付塗装前の強度が低くなりすぎるため、塗装後の強度を高くすることができない。したがって、230〜330℃の温度範囲内の単一の発熱ピークの高さは、70μW/mg以下とする。
一方で、この発熱ピークが低すぎると、示差走査熱分析中に、あるいは、これにより模擬される塗装焼付時(人工時効硬化処理時)に、生成するβ’’やβ’が少ないことを意味する。すなわち、塗装焼付前(人工時効硬化処理前)の時点で、β’’やβ’やその核となるクラスタが生成しすぎており、塗装焼付後のBH量が低くなるとともに、焼付塗装前の曲げ加工時に強度が高くなりすぎ、曲げ加工性が劣化する。したがって、230〜330℃の温度範囲内の単一の発熱ピークの高さは、30μW/mg以上、好ましくは35μW/mg以上とする。
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、製造工程自体は常法あるいは公知の方法であり、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、連続鋳造法、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。ここで、本発明の規定範囲内にクラスタを制御するために、鋳造時の平均冷却速度について、液相線温度から固相線温度までを30℃/分以上と、できるだけ大きく(速く)することが好ましい。
次いで、前記鋳造されたアルミニウム合金鋳塊に、熱間圧延に先立って、均質化熱処理を施す。この均質化熱処理(均熱処理)は、通常の目的である、組織の均質化(鋳塊組織中の結晶粒内の偏析をなくす)の他に、SiやMgを充分に固溶させるために重要である。この目的を達成する条件であれば、特に限定されるものではなく、通常の1回または1段の処理でも良い。
熱間圧延は、圧延する板厚に応じて、鋳塊(スラブ)の粗圧延工程と、仕上げ圧延工程とから構成される。これら粗圧延工程や仕上げ圧延工程では、リバース式あるいはタンデム式などの圧延機が適宜用いられる。
この熱延板の冷間圧延前の焼鈍(荒鈍)は必要ではないが、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、結晶粒をより微細化させるためには、冷間圧延率は60%以上であることが望ましく、また前記荒鈍と同様の目的で、冷間圧延パス間で中間焼鈍を行っても良い。
冷間圧延後、溶体化処理と、これに続く、室温までの焼入れ処理を行う。この溶体化焼入れ処理については、通常の連続熱処理ラインを用いてよい。しかし、Mg、Siなどの各元素の十分な固溶量を得ること、および、結晶粒はより微細であることが望ましいことから、520℃以上、溶融温度以下の溶体化処理温度に、加熱速度5℃/秒以上で加熱して、0.1〜20秒保持する条件で行うことが望ましい。
このような溶体化処理後に焼入れ処理して室温まで冷却した後、1時間以内に冷延板を予備時効処理(再加熱処理)する。室温までの焼入れ処理終了後、予備時効処理開始(加熱開始)までの室温保持時間が長すぎると、室温時効により溶解しやすいクラスタが生成してしまい、本発明のDSCで規定する発熱ピークが形成されにくくなる。したがって、この室温保持時間は短いほど良く、溶体化および焼入れ処理と再加熱処理とが、時間差が殆ど無いように連続していても良く、下限の時間は特に設定しない。
そして、各例とも共通して、続く仕上げ圧延にて、各例とも表2に示す終了温度にて、厚さ5.0mmまで熱延し、熱間圧延板とした。熱間圧延後のアルミニウム合金板を、各例とも共通して、500℃×1分の荒焼鈍を施した後、冷延パス途中の中間焼鈍無しで加工率60%の冷間圧延を行い、厚さ2.0mmの冷延板とした。
前記供試板の板厚中央部の10箇所における組織の前記DSCを測定し、これら10箇所の平均値にて、この板のDSC(示差走査熱分析曲線)において、230〜330℃の温度範囲に存在する発熱ピークにつき測定した。この場合、この温度範囲に発熱ピークが2つある場合には、これら各々の発熱ピークのピーク高さ(μW/mg)を求めた。
前記供試板の機械的特性として、0.2%耐力(As耐力)を引張試験により求めた。また、これらの各供試板を各々共通して、曲げ加工を模擬した2%のストレッチ後に、185℃×20分の人工時効硬化処理した後(BH後)の、供試板の0.2%耐力(BH後耐力)を引張試験により求めた。そして、これら0.2%耐力同士の差(耐力の増加量)から各供試板のBH性を評価した。
曲げ加工性は前記各供試板について行った。試験は、圧延方向に長軸をとって、幅30mm×長さ35mmの試験片を作成し、JISZ2248に準拠して、2000kgfの荷重をかけて、曲げ半径2.0mmで90°のV字曲げを行った。
9;割れなし、肌荒れなし、8;割れなし、僅かに肌荒れ、7;割れなし、肌荒れあり、6;微小な割れが僅かにあり、5;微小な割れあり、4;微小な割れが全面にあり、3;大きな割れ有、2;大きな割れがあり破断寸前、1;破断。
比較例2は、予備時効処理の温度が低すぎる。このため、230〜330℃の温度範囲内に存在する発熱ピークは一つであるが、ピーク高さが高すぎ、BH後の0.2%耐力が低すぎる。
比較例3は、予備時効処理の温度が高すぎる。このため、230〜330℃の温度範囲内に存在する発熱ピークは一つであるが、ピーク高さが低すぎ、BH後の0.2%耐力は高いが、曲げ加工性が低すぎる。
比較例4は、予備時効処理の保持時間が短すぎる。このため、230〜330℃の温度範囲内に存在する発熱ピークは一つであるが、ピーク高さが高すぎ、BH後の0.2%耐力が低すぎる。
比較例5は、予備時効処理の保持時間が長すぎる。このため、230〜330℃の温度範囲内に存在する発熱ピークは一つであるが、ピーク高さが低すぎ、BH後の0.2%耐力は高いが、曲げ加工性が低すぎる。
このため、これら比較例は、表2に示す通り、この結果、DSCなどが本発明で規定する範囲から外れ、発明例に比して、室温時効後のBH性か曲げ加工性のいずれか、あるいは両方が劣っている。
比較例7は表1の合金11であり、Siが少なすぎ、(Mg含有量)/(Si含有量)が上限を外れる。このため、このため、230〜330℃の温度範囲内に発熱ピークが2つ生じており、BH性が発明例に比して劣っている。
比較例8は表1の合金12であり、Siが多すぎる。このため、熱延割れを生じて、圧延板が製造できなかった。
比較例9は表1の合金13であり、(Mg含有量)+(Si含有量)が下限を外れている。このため、BH性が発明例に比して劣っている。
比較例10は表1の合金14であり、(Mg含有量)/(Si含有量)が下限を外れている。このため、このため、230〜330℃の温度範囲内に発熱ピークが2つ生じており、BH性が発明例に比して劣っている。
比較例11は表1の合金15であり、Mg含有量や(Mg含有量)/(Si含有量)が下限を外れている。このため、このため、230〜330℃の温度範囲内に発熱ピークが2つ生じており、BH性が発明例に比して劣っている。
比較例12は表1の合金16であり、Fe含有量が上限を超えて多すぎる。このため、BH性や曲げ加工性が発明例に比して劣っている。
比較例13は表1の合金17であり、Mnの含有量が上限を超えて多すぎる。このため、BH性や曲げ加工性が発明例に比して劣っている。
Claims (2)
- 質量%で、Mg:0.6〜2.0%、Si:0.6〜2.0%、Fe:0.5%以下(但し、0%を含まず)を各々含み、かつ(Mg含有量)+(Si含有量)≧1.5%、かつ0.6≦(Mg含有量)/(Si含有量)≦2.0を満たし、残部がAl及び不可避不純物からなるAl−Mg−Si系アルミニウム合金板であって、この板の示差走査熱分析曲線において、230〜330℃の温度範囲内に発熱ピークが1つだけ存在し、この発熱ピークの高さが30〜70μW/mgの範囲であることを特徴とする高強度アルミニウム合金板。
但し、前記板の各測定箇所における示差走査熱分析においては、試験装置:セイコ−インスツルメンツ製DSC220G、標準物質:アルミ、試料容器:アルミ、昇温条件:15℃/min、雰囲気:アルゴン(50ml/min)、試料重量:24.5〜26.5mgの同一条件で各々行い、得られた示差走査熱分析のプロファイル(μW)を試料重量で割って規格化した(μW/mg)後に、前記示差走査熱分析プロファイルでの0〜100℃の区間において、示差走査熱分析のプロファイルが水平になる領域を0の基準レベルとし、この基準レベルからの発熱ピーク高さを測定する。 - 前記アルミニウム合金板が、更に、Mn:0.5%以下(但し、0%を含まず)、Cr:0.3%以下(但し、0%を含まず)、Zr:0.1%以下(但し、0%を含まず)、V:0.1%以下(但し、0%を含まず)、Ti:0.1%以下(但し、0%を含まず)、Cu:1.0%以下(但し、0%を含まず)、Ag:0.1%以下(但し、0%を含まず)、Zn:0.30%以下(但し、0%を含まず)、Sn:0.005〜0.15%、の1種または2種以上を含む請求項1に記載の高強度アルミニウム合金板。
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