JP3563323B2 - 耐糸錆び性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐糸錆び性に優れたアルミニウム合金板、とくに、自動車用外板など輸送機器部材として好適に使用される耐糸錆び性に優れたAl−Mg−Si−Cu系の塗装焼付け硬化型アルミニウム合金板およびその製造方法に関する。
【0002】
【従来の技術】
近年、環境保護などの観点から、自動車の燃費向上を目的とした車両軽量化の要請が高まっており、従来冷延鋼板が使用されていた自動車用外板についても、一部アルミニウム合金板が使用されるようになってきている。
【0003】
現在実用化されている自動車外板用アルミニウム合金としては、A5022、A5023、A5182などのAl−Mg系合金、A6111、A6016、A6022などのAl−Mg−Si系合金が挙げられる。Al−Mg系合金は、成形性には優れているが、非熱処理型で塗装焼付け硬化性を有しないため、耐デント性が劣るという難点がある。
【0004】
一方、Al−Mg−Si系合金は、熱処理型で塗装焼付け硬化性に優れているため、耐デント性は良好であるが、成形性に問題がある。Al−Mg−Si系合金にCuを添加すると、r値(ラングフォード値)が大きくなって成形性が向上することが知られているが、Cuを添加すると粒界腐食が起こり易くなり、耐食性、とくに耐糸錆び性が低下するという別の問題が生じるため、上記のA6016およびA6022合金においても、Cu含有量はそれぞれ0.20%以下および0.11%以下に制限されている。また、A6111合金はCuを0.50〜0.9%含有しているため耐食性が低いことが懸念される。
【0005】
Cuを含有するAl−Mg−Si系合金にZnを添加して、電気化学的なマトリックスの電位を卑側に移行させ、Mg2 Siとマトリックスの電位差を小さくして、粒界に析出したMg2 Siの溶解を防止し粒界腐食を改善することが提案されているが(特開平10−176233号公報)、この場合もCu含有量の限界は0.8%であり、0.8%を越えると耐食性の低下が生じる。
【0006】
Cuを0.25〜1.0%含有する自動車外板用Al−Mg−Si系合金において、リン酸亜鉛処理−塗装処理する場合の下地亜鉛系めっき層中のPb、As、Snその他の不純物濃度を限定して、耐食性を向上させた合金も提案されているが(特開平10−237576号公報)、この手法はAl−Mg−Si−Cu系合金自体の耐食性を改良するものではなく、化成処理の下地めっき層による耐食性向上を図るものであり、めっき液の管理が煩わしいなどの問題もある。
【0007】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、とくに自動車外板用Al−Mg−Si−Cu系合金における上記従来の問題点を解消して、合金自体の耐食性を向上させることにより、成形性が良好で、耐粒界腐食性に優れ、塗装後の耐糸錆び性を改善したAl−Mg−Si−Cu系合金板を得るために、とくに、当該合金板の製造過程において結晶粒内、結晶粒界に析出する金属間化合物と耐粒界腐食性、耐糸錆び性との関連について種々の観点から実験、検討を重ねた結果としてなされたものであり、その目的は、強度、成形性に優れ、改善された耐糸錆び性をそなえ、とくに自動車外板用として適したAl−Mg−Si−Cu系合金板およびその製造方法を提供することにある。
【0008】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成するための本発明の請求項1による耐糸錆び性に優れたアルミニウム合金板は、Mg:0.25〜0.6%、Si:0.9〜1.1%、Cu:0.6〜1.0%を含有し、さらにMn:0.20%以下、Cr:0.10%以下のうちの1種または2種を含有し、残部Alおよび不純物からなる組成を有し、マトリックス中に粒径2μm以上のQ相(Cu−Mg−Si−Al相)が150個/mm2 以上存在することを特徴とする。
【0009】
本発明の請求項2による耐糸錆び性に優れたアルミニウム合金板の製造方法は、Mg:0.25〜0.6%、Si:0.9〜1.1%、Cu:0.6〜1.0%を含有し、さらにMn:0.20%以下、Cr:0.10%以下のうちの1種または2種を含有し、残部Alおよび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、530℃以上の温度で均質化処理した後、30℃/時間以下の冷却速度で450℃以下に冷却して熱間圧延を行い、その後冷間圧延、溶体化処理を施すことを特徴とする。
【0010】
請求項3による耐糸錆び性に優れたアルミニウム合金板の製造方法は、Mg:0.25〜0.6%、Si:0.9〜1.1%、Cu:0.6〜1.0%を含有し、さらにMn:0.20%以下、Cr:0.10%以下のうちの1種または2種を含有し、残部Alおよび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、530℃以上の温度で均質化処理した後、室温まで冷却し、再度500℃以上の温度に加熱して30分以上保持し、ついで30℃/時間以下の冷却速度で450℃以下に冷却して熱間圧延を行い、その後冷間圧延、溶体化処理を施すことを特徴とする。
【0011】
また、請求項4による耐糸錆び性に優れたアルミニウム合金板の製造方法は、請求項2〜3において、溶体化処理を550℃以下の温度、30秒以下の時間で行うことを特徴とする。
【0012】
【発明の実施の形態】
本発明のAl−Mg−Si−Cu系合金板における合金成分の意義および限定理由について説明すると、Mgは、Siと結合して金属間化合物(Mg2 Si)を形成し、合金の強度を向上させるよう機能する。好ましい含有量は0.25〜0.6%の範囲であり、0.25%未満ではその効果が十分でなく、0.6%を越えて含有すると曲げ加工性が低下する。さらに好ましいMgの含有量は0.30〜0.55%の範囲である。
【0013】
Siは、Mgと共存して金属間化合物(Mg2 Si)を形成し、合金の強度向上に機能する。Siの好ましい含有範囲は0.9〜1.1%であり、0.9%未満では強度向上の効果が十分でなく、1.1%を越えると曲げ加工性が低下する。
【0014】
Cuは、強度向上に寄与するとともに、成形性を向上させる元素である。Cuの好ましい含有量は、0.6〜1.0%の範囲であり、0.6%、未満では成形性が不十分であり、1.0%を越えると耐食性が低下する。
【0015】
MnおよびCrは、結晶粒を微細化する効果を有する。好ましい含有範囲は、Mn:0.20%以下、Cr:0.10%以下であり、それぞれ上限を越えて含有すると、伸びが低下し、曲げ性、成形性の低下を招く。Mn、Crのさらに好ましい含有量は、Mn:0.10%未満、Cr:0.07%以下の範囲である。
【0016】
なお、本発明においては、通常、Al−Mg−Si−Cu系合金に含有される元素、例えば、0.2%以下のTi、0.1%以下のB、1.0%以下のFe、0.5%以下のZn、0.05%以下のZrが含有していても、本発明の効果を損ねることはない。
【0017】
上記の組成を有する本発明の合金板のマトリックス中には、粒径2μm以上のQ相(Cu−Mg−Si−Al化合物相)が150個/mm2 以上存在することが重要であり、この析出形態によって、好ましい耐食性が与えられる。
【0018】
Al−Mg−Si−Cu系合金の腐食形態は、主として粒界腐食であることが多く、塗装板の糸錆びは、塗装下での素材の粒界腐食に起因しているとみられている。従って、塗装板の糸錆びを防止するためには、素材の耐粒界腐食性を向上させることが必要であり、素材の耐粒界腐食性は、素材マトリックスの結晶粒界に存在する析出物あるいは無析出物帯(PFZ)の形態により左右される。
【0019】
Q相(Cu−Mg−Si−Al相)は、鋳造時に晶出し、あるいは合金板製造の途中工程での析出により形成されるが、固溶しきれなかったCu元素を相中に含有し、主として結晶粒内に晶出あるいは析出する。溶体化処理などの高温熱処理工程でQ相が分解されると、Mg、Si、Cuの固溶量が増大し、Cuを含有したMg2 Si化合物が結晶粒界に析出し易くなって、析出物、PFZ、粒内の各電位差が大きくなる。そのため、耐粒界腐食性が低下し、最終的に塗装板に糸錆びを発生し易くなる。
【0020】
本発明において、粒径2μm以上のQ相(Cu−Mg−Si−Al相)の好ましい存在範囲は150個/mm2 以上であり、150個/mm2 未満では耐食性が低下し糸錆びが生じ易くなる。なお、Q相の個数はEPMAによる面分析で測定することができ、測定は、Mg、Si、Cuが同時に存在している2μm以上の大きさのスポットの数を測定することにより行われる。
【0021】
本発明のアルミニウム合金板の製造方法について説明すると、本発明においては、上記の組成を有するアルミニウム合金を、通常の半連続鋳造により造塊し、得られた鋳塊を均質化処理し、熱間圧延、冷間圧延を施して板材とし、その後、溶体化処理してT4調質材とする。
【0022】
従来、Al−Mg−Si系合金の均質化処理温度は、Mg、Siの固溶を促進し、さらにAl−Fe−Si晶出物の分解、凝集化を促進するために、なるべく高温であることが望ましいとされていたが、高温で均質化処理を行うと、鋳造時に晶出したQ相が分解されてしまい、最終塗装板の耐糸錆び性を低下させる原因となるため、均質化処理後にQ相を再形成させることが必要である。
【0023】
発明者らは、種々の試験、検討の結果、均質化処理後の鋳塊をなるべく遅い速度で冷却することによりQ相が再析出することを確認し、さらに検討を重ね最適の均質化処理条件を見出した。好ましい均質化処理温度は530℃以上であり、530℃未満ではMg、Siの固溶量が少なくなり、強度が不十分となるとともに、ベークハード性(塗装焼付け硬化性)も低下する。さらに好ましい均質化処理温度は560℃以上である。
【0024】
均質化処理後、直ちに熱間圧延を開始する場合には、均質化処理した後、鋳塊を30℃/時間以下の冷却速度で450℃以下の温度に冷却して、冷却過程でQ相を再析出させ、その温度で熱間圧延を開始する。前記冷却速度が30℃/時間を越えた場合および熱間圧延の開始温度が450℃を越えた場合には、Q相の析出が不十分となり、耐糸錆び性が低下する。さらに好ましい熱間圧延開始温度は420℃以下の温度であり、鋳塊を均質化処理後、30℃/時間以下の冷却速度で420℃以下の温度まで冷却し、その温度で熱間圧延を開始する。
【0025】
均質化処理後、鋳塊を室温まで冷却し、熱間圧延開始前に鋳塊を再加熱する場合には、均質化処理した後、室温まで冷却した鋳塊を、再度500℃以上の温度に加熱して30分以上保持し、ついで30℃/時間以下の冷却速度で450℃以下に冷却して、その温度で熱間圧延を開始する。前記冷却速度が30℃/時間を越えた場合および熱間圧延の開始温度が450℃を越えた場合には、Q相の析出が不十分となり、耐糸錆び性が低下する。さらに好ましい熱間圧延開始温度は420℃以下の温度であり、再度500℃以上の温度に加熱した鋳塊を、30℃/時間以下の冷却速度で420℃以下の温度まで冷却し、その温度で熱間圧延を開始する。
【0026】
熱間圧延後、必要に応じて中間焼鈍を行い、続いて冷間圧延を行い、あるいは中間焼鈍を挟んで冷間圧延を行って所定厚さの板材を得る。その後、溶体化処理してT4調質材とするが、溶体化処理は、Q相の分解を抑制するために、低温短時間で行うのが好ましい。平衡状態ではAl+Q相→Liq.+Mg2 Si+Siの溶解反応が529℃で起こるが、急速加熱による溶体化処理では529℃に達しても、全てのQ相が分解されるわけではなく、550℃までは完全には分解されない。従って溶体化処理は550℃以下の温度で行うのが好ましい。さらに好ましい溶体化処理温度は529℃未満である。好ましい処理時間は30秒以下、さらに好ましい処理時間は10秒以下であり、連続焼鈍炉(CAL)を用いる急速加熱による溶体化処理が好適に使用される。
【0027】
以下、本発明の効果を確認するための実施例を比較例と対比して説明する。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って、本発明はこれらに限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲で種々の改変を加えることが出来る。
【0028】
実施例1
表1に示す組成を有するアルミニウム合金を、常法に従って半連続鋳造により造塊し、得られた鋳塊について550℃で6時間の均質化処理を行った後、25℃/時間の冷却速度で400℃まで冷却し、400℃の温度で直ちに熱間圧延を開始して厚さ4.5mmまで圧延し、さらに中間焼鈍を挟んで冷間圧延を行って、厚さ1.0mmの冷間圧延板を作製した。
【0029】
作製された冷間圧延板について、連続焼鈍炉により525℃で5秒間の溶体化処理を行い、80℃の温度まで急冷した後、室温まで徐冷した。得られたT4調質材について室温で7日間保持した後、EPMAの面分析による粒径2μm以上のQ相の個数測定、引張試験、エリクセン試験を行い、下記の方法による曲げ性および耐糸錆び性を評価した。結果を表2に示す。
【0030】
曲げ性の評価:1軸引張により5%の予歪を導入し、0.5mmの内側曲げ半径で180°の曲げ加工を行って、外観の割れ発生の有無により曲げ性を判定する。
耐糸錆び性の評価:自動車用鋼板に一般的に使用されているリン酸亜鉛処理液(処理液:pH2.5〜3.5、F濃度:500ppm)を用いてリン酸亜鉛処理を施し、通常の自動車用部材の塗装工程に従って電着塗装(厚さ20μm)を行い、170℃で20分の焼き付け処理を行った。焼き付け処理後、塗膜にクロスカットを入れ、塩水噴霧(24時間)→湿潤試験(120時間)を1サイクルとするサイクル腐食試験を7サイクル実施し、最大糸錆び長さを測定する。
【0031】
表2に示すように、本発明に従う試験材No.1〜5は、優れた強度と成形性をそなえ、最大糸錆び長さ3mm未満の優れた耐食性を示した。
【0032】
【表1】
【0033】
【表2】
【0034】
実施例2
表1に示す組成を有するアルミニウム合金を、常法に従って半連続鋳造により造塊し、得られた鋳塊について550℃で6時間の均質化処理を行った後、常温まで冷却し、さらに540の温度に加熱し540℃の温度で1時間保持した後、25℃/時間の冷却速度で400℃まで冷却し、400℃の温度で直ちに熱間圧延を開始して厚さ4.5mmまで圧延し、さらに中間焼鈍を挟んで冷間圧延を行って、厚さ1.0mmの冷間圧延板を作製した。
【0035】
作製された冷間圧延板について、連続焼鈍炉により525℃で5秒間の溶体化処理を行い、80℃の温度まで急冷した後、室温まで徐冷した。得られたT4調質材について室温で7日間保持した後、実施例1と同様、EPMAの面分析による粒径2μm以上のQ相の個数測定、引張試験、エリクセン試験を行い、実施例1と同じ方法で曲げ性および耐糸錆び性を評価した。結果を表3に示す。表3に示すように、本発明に従う試験材No.6〜10は、優れた強度と成形性をそなえ、最大糸錆び長さ3mm未満の優れた耐食性を示した。
【0036】
【表3】
【0037】
比較例1
表4に示す組成を有するアルミニウム合金を、常法に従って半連続鋳造により造塊し、得られた鋳塊について550℃で6時間の均質化処理を行った後、25℃/時間の冷却速度で400℃まで冷却し、400℃の温度で直ちに熱間圧延を開始して厚さ4.5mmまで圧延し、さらに中間焼鈍を挟んで冷間圧延を行って、厚さ1.0mmの冷間圧延板を作製した。
【0038】
作製された冷間圧延板について、連続焼鈍炉により525℃で5秒間の溶体化処理を行い、80℃の温度まで急冷した後、室温まで徐冷した。得られたT4調質材について室温で7日間保持した後、実施例1と同様、EPMAの面分析による粒径2μm以上のQ相の個数測定、引張試験、エリクセン試験を行い、実施例1と同じ方法で曲げ性および耐糸錆び性を評価した。結果を表5に示す。なお、表4〜5において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
【0039】
【表4】
【0040】
【表5】
【0041】
表5に示すように、試験材No.11は、Si量が少ないため耐力が100MPa未満と低く、試験材No.12は、Si量が多いため、曲げ試験において割れが生じた。試験材No.13は、Cu含有量が低いためエリクセン値が劣り、試験材No.14は、Cu量が多いため耐糸錆び性が劣っている。試験材No.15は、Mg含有量が少ないため耐力が100MPa未満と低く、また2μm以上のQ相の個数が少ないため耐糸錆び性も劣っている。試験材No.16は、Mg量が多いため曲げ性が劣り、試験材No.17は、Mn、Crが多いため、エリクセン値が低く、曲げ試験において割れが生じた。
【0042】
比較例2
表1に示す組成を有するアルミニウム合金No.A〜Eを、常法に従って半連続鋳造により造塊し、得られた鋳塊について550℃で6時間の均質化処理を行った後、25℃/時間の冷却速度で400℃まで冷却し、400℃の温度で直ちに熱間圧延を開始して厚さ4.5mmまで圧延し、さらに中間焼鈍を挟んで冷間圧延を行って、厚さ1.0mmの冷間圧延板を作製した。
【0043】
作製された冷間圧延板について、連続焼鈍炉により570℃で120秒間の溶体化処理を行い、80℃の温度まで急冷した後、室温まで徐冷した。得られたT4調質材について室温で7日間保持した後、実施例1と同様、EPMAの面分析による粒径2μm以上のQ相の個数測定、引張試験、エリクセン試験を行い、実施例1と同じ方法で曲げ性および耐糸錆び性を評価した。結果を表6に示す。
【0044】
【表6】
【0045】
表6に示すように、試験材No.18〜22はいずれも、溶体化処理温度が高いため、粒径が2μm以上のQ相が存在せず、耐糸錆び性が劣るものとなった。
【0046】
比較例3
表1に示す組成を有するアルミニウム合金No.A〜Eを、常法に従って半連続鋳造により造塊し、得られた鋳塊について550℃で6時間の均質化処理を行った後、50℃/時間の冷却速度で480℃まで冷却し、480℃の温度で直ちに熱間圧延を開始して厚さ4.5mmまで圧延し、さらに中間焼鈍を挟んで冷間圧延を行って、厚さ1.0mmの冷間圧延板を作製した。
【0047】
作製された冷間圧延板について、連続焼鈍炉により525℃で5秒間の溶体化処理を行い、80℃の温度まで急冷した後、室温まで徐冷した。得られたT4調質材について室温で7日間保持した後、実施例1と同様、EPMAの面分析による粒径2μm以上のQ相の個数測定、引張試験、エリクセン試験を行い、実施例1と同じ方法で曲げ性および耐糸錆び性を評価した。結果を表7に示す。
【0048】
【表7】
【0049】
表7に示すように、試験材No.23〜27はいずれも、均質化処理後の鋳塊の冷却速度が30℃/時間を越えているとともに、熱間圧延開始温度も高いため、粒径が2μm以上のQ相の析出が十分でなく、耐糸錆び性が劣るものとなった。
【0050】
比較例4
表1に示す組成を有するアルミニウム合金No.A〜Eを、常法に従って半連続鋳造により造塊し、得られた鋳塊について550℃で6時間の均質化処理を行った後、常温まで冷却し、さらに540℃の温度に加熱し540℃の温度で1時間保持した後、50℃/時間の冷却速度で480℃まで冷却し、480℃の温度で直ちに熱間圧延を開始して厚さ4.5mmまで圧延し、さらに中間焼鈍を挟んで冷間圧延を行って、厚さ1.0mmの冷間圧延板を作製した。
【0051】
作製された冷間圧延板について、連続焼鈍炉により525℃で5秒間の溶体化処理を行い、80℃の温度まで急冷した後、室温まで徐冷した。得られたT4調質材について室温で7日間保持した後、実施例1と同様、EPMAの面分析による粒径2μm以上のQ相の個数測定、引張試験、エリクセン試験を行い、実施例1と同じ方法で曲げ性および耐糸錆び性を評価した。結果を表8に示す。
【0052】
【表8】
【0053】
表8に示すように、試験材No.28〜32はいずれも、熱間圧延開始温度までの鋳塊の冷却速度が30℃/時間を越えているとともに、熱間圧延開始温度も高いため、粒径が2μm以上のQ相の析出が十分でなく、耐糸錆び性が劣るものとなった。
【0054】
【発明の効果】
以上のとおり、本発明によれば、強度、成形性に優れ、改善された耐糸錆び性をそなえ、とくに自動車外板用として適したAl−Mg−Si−Cu系のアルミニウム合金板およびその製造方法が提供される。
Claims (4)
- Mg:0.25〜0.6%(質量%、以下同じ)、Si:0.9〜1.1%、Cu:0.6〜1.0%を含有し、さらにMn:0.20%以下(0%を含まず、以下同じ)、Cr:0.10%以下のうちの1種または2種を含有し、残部Alおよび不純物からなる組成を有し、マトリックス中に粒径2μm以上のQ相(Cu−Mg−Si−Al相)が150個/mm2 以上存在することを特徴とする耐糸錆び性に優れたアルミニウム合金板。
- Mg:0.25〜0.6%、Si:0.9〜1.1%、Cu:0.6〜1.0%を含有し、さらにMn:0.20%以下、Cr:0.10%以下のうちの1種または2種を含有し、残部Alおよび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、530℃以上の温度で均質化処理した後、30℃/時間以下の冷却速度で450℃以下に冷却して熱間圧延を行い、その後冷間圧延、溶体化処理を施すことを特徴とする請求項1記載の耐糸錆び性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。
- Mg:0.25〜0.6%、Si:0.9〜1.1%、Cu:0.6〜1.0%を含有し、さらにMn:0.20%以下、Cr:0.10%以下のうちの1種または2種を含有し、残部Alおよび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、530℃以上の温度で均質化処理した後、室温まで冷却し、再度500℃以上の温度に加熱して30分以上保持し、ついで30℃/時間以下の冷却速度で450℃以下に冷却して熱間圧延を行い、その後冷間圧延、溶体化処理を施すことを特徴とする請求項1記載の耐糸錆び性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。
- 前記溶体化処理を550℃以下の温度、30秒以下の時間で行うことを特徴とする請求項2または3記載の耐糸錆び性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。
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