JP3749627B2 - プレス成形性に優れたAl合金板 - Google Patents
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Description
【発明の属する技術分野】
本発明は、プレス成形に優れたAl合金板に関するものであり、詳細には高強度であると共に、優れたプレス成形性が要求される自動車パネル等に好適なAl合金板に関するものである。
【0002】
【従来の技術】
従来自動車パネル材としては、冷間圧延鋼板が使用されてきたが、最近では、排ガス低減や燃費削減を目的とする車体軽量化の要求が高まるにつれてAl合金板が用いられることが多くなっている。特に自動車パネル材は、プレスや曲げ等の成形加工の後、必ず焼付塗装処理が行われているので、塗装処理時の加熱によって硬化して強度が向上するタイプのAl合金材が望ましく、6009合金や6010合金等のAl−Mg−Si系合金が採用されている。
【0003】
但し、Al−Mg−Si系合金はプレス成形性が十分ではなく、ドアやルーフ等のより複雑なパネル材への適用は期待されるほど進んでいなかった。
【0004】
そこで特開平9−31616号公報には、Al−Mg−Si系鋼板の成形性を向上させる手段として、最大径0.5μm以下の晶析出物による結晶粒界面に対する被覆率を5%以下とし、且つ0.2μm以上の晶析出物が20個/100μm2 とすることにより成形性を高める技術が開示されている。但し、この技術により得られるAl合金板は成形割れ限界高さ(LDH)ではある程度満足できる成形性が得られるものの、ランクフォード値(r値)は0.7程度と低く、その改善が要望されていた。
【0005】
また、今後、資源の有効利用の観点からAl材のリサイクルが望まれており、不純物元素の比較的多いスクラップ材を原料とすることも望まれている。但し、不純物元素が多い場合には、粗大な晶析出物が多くなり易く、成形性に悪影響を与える傾向にある。
【0006】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記事情に着目してなされたものであって、プレス成形性に優れたAl合金板の提供を目的とするものであり、更にはAlスクラップ材を原料とした比較的不純物の多いAl合金であって良好な成形性を発揮するAl合金板を提供しようとするものである。
【0007】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決した本発明のプレス成形性に優れたAl合金板とは、Feを0.1重量%以上含有するAl合金板であって、最大粒径が5μm以上10μm未満のFe系化合物が450個/mm2 以下であり、最大粒径が10μm以上のFe系晶出物が50個/mm2 以下であることを要旨とするものである。
【0008】
尚、本発明のAl合金板はAlスクラップ材を原料としても製造することができ、この場合も最大粒径が5μm以上10μm未満のFe系化合物を450個/mm2 以下とし、最大粒径が10μm以上のFe系晶出物を50個/mm2 以下とすることにより優れたプレス成形性が得られる。
【0009】
本発明に好適なAl合金としては、Al−Mg−Si系合金が挙げられ、合金成分として、Mg:0.1〜2.0%、Si:0.1〜2.0%、Fe:0.1〜1.5%を含有することが望ましい。
【0010】
合金成分として、更にMn:1.0%以下(0%を含まない)、Cr:0.3%以下(0%を含まない)、Zr:0.3%以下(0%を含まない)、V:0.3%以下(0%を含まない)、Ti:0.3%以下(0%を含まない)よりなる群から選択される1種以上を合計で0.01〜1.5%含有させれば、成形性を高めることができ望ましい。
【0011】
またCu:1.0%以下(0%を含まない)、Ag:0.2%以下(0%を含まない)、Zn:1.0%以下(0%を含まない)よりなる群から選択される1種以上を合計で0.01〜1.5%含有させるか、Snを0.2%以下(0%を含まない)含有させれば焼付塗装時の時効硬化速度を高めることができ望ましい。
【0012】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、Al−Mg−Si系合金の成形性改善について研究を重ねており、近年では、Alスクラップ材を原料として採用することを前提とした技術開発が望まれており、鋭意実験を重ねてきた。その結果、従来の技術では例えば最大径0.2μm以上の全ての成分組成の晶析出物を可及的に少なく制御することで成形性の向上が図られているが、晶析出物で成形性に非常に大きな悪影響を与えるのは最大粒径で5μm以上のFe系化合物(Fe系晶析出物)であり、このFe系化合物の大きさと密度を制御することで著しく成形性が改善され、さらにはAlスクラップ材を原料とし、比較的多量(例えば0.3%超)のFeを含むAl合金であっても、その最大粒径が5μm以上のFe系化合物の密度を制御すれば良好な成形性が得られることを見出し、本発明に想到した。
【0013】
具体的には最大粒径が5μm以上10μm未満のFe系化合物を450個/mm2 以下とし、最大粒径が10μm以上のFe系晶出物を50個/mm2 以下とすることで成形割れ限界高さが高く、しかも0.8以上のr値を示す優れたプレス成形性のAl合金板を得ることができる。
【0014】
本発明に係るAl合金板は、Feを0.1%以上含有するAl合金板であれば1000系Al(純Al),2000系合金(Al−Cu系),3000系合金(Al−Mn系),4000系合金(Al−Si系),5000系合金(Al−Mg系),6000系合金(Al−Mg−Si系),7000系合金(Al−Zn系),8000系合金(上記以外の合金系)のいずれのAlまたはAl合金であっても、効果を発揮する。尚、自動車用には5000系合金(Al−Mg系),6000系合金(Al−Mg−Si系)のAl合金板の特性が適しており、以下の説明では、Al−Mg−Si系Al合金の成分組成を代表的に取り上げて、その好ましい数値範囲を説明する。
【0015】
Mg:0.1〜2.0%
Si:0.1〜2.0%
Mgは強度および延性の向上にも寄与する固溶強化元素である。MgとSiは、G.P.ゾーンと称されるMg2 Si組成の集合体(クラスター)又は中間相を形成し、ベーキング処理(焼付塗装)による高強度化に寄与する元素であり、Mg及びSi共に、0.1%以上必要であり、0.4%以上であると望ましい。但し、多過ぎるとベーキング処理時にかえって強度が劣化するので、Mg及びSi共に、2.0%以下とすべきであり、1.5%以下であると望ましい。
【0016】
Fe:0.1〜1.5%
本発明においては、資源の有効利用や低コスト化の観点から、Alスクラップ材を原料として板材を製造してもよく、この場合Feは不可避的に多量に含まれる。Feは、Fe系晶出物[α-AlFeSi,β-AlFeSi, Al6Fe, Al6(Fe,Mn), Al12(Fe,Mn)3Cu12, Al7Cu2Fe等]を形成し、結晶粒の微細化効果を有する元素であり、少な過ぎると、結晶粒微細化効果が得られないと共に、成形性が劣化するので、0.1%以上とすることが必要であり、0.3%より多ければ望ましい。一方、多過ぎても、粗大な晶出物が形成され、これが破壊の起点となって成形性が著しく劣化するので、1.5%以下とすることが必要であり、1.0%以下であると望ましい。尚、本発明によれば、Alスクラップ材を原料として、Fe含有量が0.3%を超えているAl合金板や0.6%を超えているAl合金板においても優れたプレス成形性が得られる。
【0017】
Mn:1.0%以下(0%を含まない)
Cr:0.3%以下(0%を含まない)
Zr:0.3%以下(0%を含まない)
V :0.3%以下(0%を含まない)
Ti:0.3%以下(0%を含まない)
これらの元素は、Al合金板を連鋳法で製造する場合に、結晶粒を微細化する効果を有する。従ってこれらの元素1種以上を添加すれば、粒界破壊を起こしにくくすることができ、より成形性を高めることができる。しかし、上限値を超えて各元素を含有させると、Alとこれらの元素との間で粗大な化合物が生成し破壊の起点となり却って成形性を悪化させるため、上記上限値以下の添加とすることが望ましい。より望ましい添加量は、Mnが0.6%以下、Crが0.2%以下、Zrが0.2%以下、Vが0.2%以下、Tiが0.05%以下である。尚、これらの元素は合計量では0.01%以上1.5%以下とすることが望ましい。
【0018】
Cu:1.0%以下(0%を含まない)
Ag:0.2%以下(0%を含まない)
Zn:1.0%以下(0%を含まない)
ベーキング時の時効硬化速度を向上させる元素であり、上限値を超えると、粗大な化合物を形成して成形性が劣化するので、上記上限値以下の添加とすることが望ましい。尚、Cuを添加すると、耐食性の向上効果も期待できる。より望ましい添加量は、Cuが0.6%以下、Agが0.1%以下、Znが0.6%以下である。また、これらの元素は合計量では0.01%以上1.5%以下とすることが望ましい。
【0019】
Sn:0.2%以下(0%を含まない)
Snは、ベーキング前の室温時効を抑制し、ベーキング時の時効を促進する元素であり、多過ぎると粗大な化合物を形成して成形性が劣化するので0.2%以下とすることが望ましく、0.1%以下であるとより望ましい。
【0020】
次に製造方法について述べる。最大粒径5μm以上のFe系化合物の密度を制御する上で、鋳造時の凝固速度と、冷延率は非常に重要な要素である。
【0021】
鋳造時の凝固速度は高い程、鋳塊での晶出物を微細にし、成形性向上に寄与するので、12℃/s以上にすることが望ましく、20℃/s以上であればより望ましい。具体的な鋳造方法としては、薄板連続鋳造法(連鋳・直送圧延法;例えばベルトキャスタ法)が挙げられる。尚、薄板連続鋳造法は、従来法(DC法)の鋳塊製造後の長時間の均質化処理が省略でき製造コストが削減されるというメリットもある。また、DC鋳造の場合には、凝固速度が小さいのでFe化合物の大きさ及び密度を本発明範囲内に制御することは非常に困難である。或いは、鋳造に双ロール法を採用すれば100℃/s以上の凝固速度を実現でき、より望ましい。
【0022】
冷間圧延時の圧下率(冷延率)は高い程、冷延後の晶出物を微細にし、成形性向上に寄与すると共に、r値の向上にも効果的であるので70%以上とすることが望ましく、85%以上とすることがより望ましい。
【0023】
本発明では、連続鋳造によって移動帯板を得た後直ちに熱間圧延を行うことが好ましいが、連続鋳造後、少なくともAl鋳片の温度を熱間圧延可能な温度に保持もしくは調整してから熱間圧延を行ってもよい。連続鋳造後、直ちに熱間圧延工程を行って所望の厚みの板を製造する連鋳・直送圧延法は、連鋳後に一旦巻き取り、冷却してから再び加熱して熱間圧延を行う方法に比べて、熱ロスが少なく省エネにつながり、且つ生産性を高める上でも効果的である。
【0024】
連続鋳造後の熱間圧延の開始温度は450〜550℃が、熱間圧延の仕上げ温度は350〜450℃が好ましい。連鋳・熱間圧延工程で過飽和固溶したMgやSi,Cu等の元素が、冷却工程で析出することを可及的に防止するためである。冷間圧延工程中に、470℃〜固相線温度で10秒〜2分行う急速加熱焼鈍や、水焼入れ処理、続く160〜200℃での時効処理は、硬度上昇に効果的である。
【0025】
以下実施例によって本発明をさらに詳述するが、下記実施例は本発明を制限するものではなく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは全て本発明の技術範囲に包含される。
【0026】
【実施例】
表1,2に示す種々の成分組成のAl合金を用い、DC鋳造法または薄板連続鋳造法により種々の凝固速度(0.5〜30℃/s)で造塊し、開始温度540℃、終了温度350℃で熱間圧延を行った。得られた種々の厚みの板材を、種々の圧延率(30〜90%)で冷間圧延を行い、厚さ1mmの板材を得た。その後、580℃で1分間の溶体化処理を施し、水焼入れしてT4材を得た。
【0027】
尚、No.33,34は従来例であり、特開平9−31616号公報に記載の方法に従い、以下の様にして製造した。即ち、表2に示す成分組成のAl合金を用い、DC鋳造法により造塊し、530℃で5時間の均質化熱処理を施した後、熱間圧延を行い、厚さ5mmの熱延板を作製した。その後、520℃で1分間の中間焼鈍を施した後、厚さ1mmまで冷間圧延を行い、540℃で10秒間の溶体化処理を施した。この時の520℃から200℃までの冷却速度は15℃/secとした。更に溶体化処理後速やかに100℃で3時間の熱処理を施した。
【0028】
得られたT4材について、板厚断面で光学顕微鏡による組織観察を行い、画像処理によって板厚方向の平均のFe系晶出物のサイズと密度を測定した。またNo.33,34の従来例に関しては、透過電子顕微鏡を用いて、5000倍の写真を任意の場所で5視野撮影し、晶析出物のサイズ及び数を測定した。
【0029】
また、深絞り成形性を評価することを目的として、JIS5号試験片で引張速度10mm/分の引張試験を行い、試験片の板厚方向の変形量と幅方向の変形量からr値を求めた。
【0030】
更に、張出し成形性を評価することを目的として、101.6mmφの球頭張出し治具を用い、長さ180mm、幅110mmの試験片に潤滑剤を塗布し、成形速度4mm/s、しわ押さえ圧200kNで張出し成形試験を行い、成形割れ限界高さを測定した。
結果は、表1,2に示す。
【0031】
【表1】
【0032】
【表2】
【0033】
表1におけるNo.1〜10及び表2におけるNo.19〜26が本発明に係るAl合金板であり、いずれも成形割れ限界高さが高く、r値も0.8以上と大きい。
【0034】
一方、表1におけるNo.11〜18及び表2におけるNo.27〜32は最大粒径5〜10μmのFe系化合物の密度が高過ぎる場合、及び/又は最大粒径10μm以上のFe系化合物の密度が高過ぎる場合の比較例であり、成形割れ限界高さが低く、特に表1のNo.11〜18はr値も小さい。尚、最大粒径5〜10μmのFe系化合物の密度が高過ぎる場合には、最大粒径10μm以上のFe系化合物の密度も高過ぎる傾向にあるが、No.12は最大粒径10μm以上のFe系化合物の密度だけが高過ぎる場合であり、No.29,30は、最大粒径5〜10μmのFe系化合物の密度だけが高過ぎる場合であるが、いずれもプレス成形性に劣ることが分かる。
【0035】
尚、No.33及びNo.34は、特開平9−31616号公報に記載の方法に基づく従来例であり、DC鋳造(凝固速度2℃/s)、冷延率80%で製造されたAl合金板であり、最大粒径0.5μm以下の晶析出物の粒界被覆率はNo.33が4%で、No.34が5%であり、また100μm2 あたりの0.2μm以上の晶析出物の個数はNo.33が3個、No.34が13個であった。本発明に係るAl合金板と比較すると、成形割れ限界高さが低く、r値も小さいことが分かる。
【0036】
【発明の効果】
本発明は以上の様に構成されているので、プレス成形性に優れたAl合金板が提供できることとなり、更にはAlスクラップ材を原料とした比較的不純物の多いAl合金であって良好な成形性を発揮するAl合金板が提供できることとなった。
Claims (5)
- 合金成分として、
Mg:0.1〜2.0%(重量%の意味:以下同じ)、
Si:0.1〜2.0%、
Fe:0.3%超、1.5%以下を含有し、残部がAlおよび不可避不純物であるAl−Mg−Si系合金からなるAl合金板であって、
最大粒径が5μm以上10μm未満のFe系化合物が450個/mm2以下であり、
最大粒径が10μm以上のFe系晶出物が50個/mm2以下であることを特徴とするプレス成形性に優れたAl合金板。 - 前記Al合金板が、Alスクラップ材を原料として用いてなるものである請求項1に記載のAl合金板。
- 合金成分として、更に
Mn:0.6%以下(0%を含まない)、
Cr:0.3%以下(0%を含まない)、
Zr:0.3%以下(0%を含まない)、
V :0.3%以下(0%を含まない)、
Ti:0.3%以下(0%を含まない)
よりなる群から選択される1種以上を合計で0.01〜1.5%含有する請求項1または2に記載のAl合金板。 - 合金成分として、更に
Cu:1.0%以下(0%を含まない)、
Ag:0.2%以下(0%を含まない)、
Zn:1.0%以下(0%を含まない)、
よりなる群から選択される1種以上を合計で0.01〜1.5%含有する請求項1〜3のいずれかに記載のAl合金板。 - 合金成分として、更に
Sn:0.2%以下(0%を含まない)
を含有する請求項1〜4のいずれかに記載のAl合金板。
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