JP3752140B2 - 曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板 - Google Patents
曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】
本発明は、自動車ボディパネル材等のプレス成形用素材として好適に使用される、優れた曲げ加工性を備えたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
地球環境問題を背景に、燃費向上を目的とした自動車の軽量化の要求が高まってきており、自動車ボディパネル材に対しても、鋼板などの鉄鋼材料にかわってアルミニウム材料の適用が検討されてきている。
自動車パネル材において、冷延鋼板に替わるＡｌ合金板としては、当初Ａｌ−Ｍｇ系Ａｌ合金（５０００系Ａｌ合金）が主として用いられてきたが、プレス成形時にストレッチャーストレインマークが発生するなどの問題があることから、上記ストレッチャーストレインマークの問題がなく、塗装焼き付け工程で耐力が上昇して高強度化を図ることのできる焼付硬化性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金（６０００系Ａｌ合金）が着目され、例えばＡＡ６００９及びＡＡ６０１０や、特開平５−２９５４７５号公報に開示されているＡｌ合金の適用が検討されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、６０００系Ａｌ合金は５０００系Ａｌ合金に比べてプレス成形性が劣ることからプレス成形性を改善することが必要であり、例えばＭｇ、Ｓｉ以外の第３、４元素を添加したり、或いは合金元素の添加と共に結晶粒径や晶析出物の微細化が試みられてきた。
部品形状の複雑化に伴い、プレス成形性のうちでも特に曲げ加工性が重要である。曲げ加工性に関しては、結晶粒径や析出物サイズの制御による改善策（特開平０５−３２０８０９号公報）や結晶粒のアスペクト比の制御（特開平０４−２１０４５４号公報）等の取り組みがされてきているが、これらの改善技術は５０００系Ａｌ合金が対象とされており、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板では、固溶析出状態が大きく変化するため、前記改善策を適用しても曲げ性改善には限界があり、必ずしも実用に際しては十分な曲げ加工性が得られているとは言えないのが現状である。このため、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板に対して自動車メーカーからさらなる曲げ加工性の向上が要求されている。
本発明はかかる問題に鑑みなされたもので、曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板を提供することを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、６０００系Ａｌ合金板の曲げ加工性を忠実に反映する支配因子について鋭意研究したところ、結晶粒径や全伸びではなく、極限変形能が最適であることを知見し、極限変形能を材料指標として導入し、これを精緻に制御することで、曲げ加工性を改善することができるとの観点からさらに研究を進めた結果、本発明を完成した。極限変形能は、図１に示すように、引張試験後の破断部の断面積変化率εで評価される。
ε＝−｛ln（Ｔ／Ｔ0 ）＋ln（Ｗ／Ｗ0 ）｝
ここに、Ｔ0,Ｗ0 は引張試験前の試験片の板厚、板幅であり、Ｔ,Ｗ は試験後の破断部の板厚、板幅である。
【０００５】
すなわち、本発明のＡｌ合金板は、Ｍｇ：０．１〜３．０wt％、Ｓｉ：０．１〜２．５wt％、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなり、極限変形能が０．８０以上とされたものである。
このＡｌ合金板において、合金成分として、さらに
Ｆｅ：１．０wt％以下、
Ｍｎ：１．０wt％以下、
Ｃｒ：０．３wt％以下、
Ｚｒ：０．３wt％以下、
Ｖ：０．３wt％以下、
Ｔｉ：０．１wt％以下
のうちから一種または二種以上を組み合わせて含有することができる。
さらにまた、
Ｃｕ：１．０ｗｔ％以下、
Ａｇ：０．２ｗｔ％以下、
Ｚｎ：１．０ｗｔ％以下
のうちから一種または二種以上を組み合わせて含有することができる。
さらにまた、Ｓｎ：０．２ｗｔ％以下
を含有することができる。
【０００６】
【発明の実施の形態】
本発明のＡｌ合金板に関して、まず、極限変形能について説明する。
成形性改善のために、６０００系Ａｌ合金の曲げ性支配組織因子はこれまでにいくつか明らかになっている。例えば、結晶粒径が小さいほど曲げ性が改善するが、これ以外の因子（集合組織、粒界析出、クラスター）も複雑に影響し合うため、後述の実施例から明らかなように、結晶粒径だけでは曲げ加工性は決まらない。
さらに、これらの組織因子そのものの定量化が難しく、これらの因子を統一して説明するための材料指標が必要である。このため、例えば、曲げ性に関連する材料指標として引張りの全伸びとの相関関係が検討されている。しかし、後述の実施例から明らかなように、全伸びが優れていても曲げ性が劣る場合もあり、さらに必ずしも結晶粒径が微細でなくても曲げ性が優れる場合もあり、これまでの材料指標では曲げ性改善の指針を得ることができなかった。
【０００７】
本発明者が鋭意努力して研究した結果、全伸びではなく、極限変形能を精緻に制御することで、曲げ加工性が改善されることを明らかにし、本発明を完成した。
この極限変形能は、既述したとおり、引張試験後の破断部の断面積変化率εでで評価される。極限変形能は、必ずしも全伸びとは対応せず、これまで曲げ性との関係は明らかになっていなかったが、曲げ性のようなひずみ分布が複雑で、かつ強ひずみがかかる場合には、極限変形能のような局所的なひずみ分布と非常によく対応することが明らかになった。
かかる知見に基づいて、本発明のＡｌ合金板では、極限変形能を０．８０以上、好ましくは０．９０以上とする。これによって、後述の実施例からあきらかなように優れた曲げ加工性が得られる。
【０００８】
次に、本発明のＡｌ合金板の化学成分限定理由について説明する。単位はwt％である。
Ｍｇ：０．１〜３．０％
Ｓｉ：０．１〜２．５％
これらの元素は本発明の必須元素であって、ＧＰゾーンと称されるＭｇ2Ｓｉ 組成の集合体（クラスター）もしくは中間相を形成し、ベーキング処理による効果に寄与する重要な元素であり、各々の下限値未満あるいは上限値を超えると前記集合体生成作用が過小となり、焼付硬化効果が期待できないようになる。好ましくは、Ｍｇ：０．４〜１．５％、Ｓｉ：０．４〜１．５％とするのがよい。
【０００９】
本発明のＡｌ合金板は前記Ｍｇ、Ｓｉのほか、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなる本質的成分を有し、さらに曲げ加工性やベーキング特性をより向上させるための成分として下記の含有範囲でＦｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｔｉの内から１種以上（第１補助成分）、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎの内から１種以上（第２補助成分）、Ｓｎを含有することができ、下記の成分とすることができる。
(1) 本質的成分＋第１補助成分
(2) 本質的成分又は前記(1) の成分＋第２補助成分
(3) 本質的成分、前記(1) の成分又は前記(2) の成分＋Ｓｎ
【００１０】
前記第１補助成分の成分限定理由について説明する。
Ｆｅ：１．０％以下
ＦｅはＦｅ系晶析出物（α−ＡｌＦｅＳｉ、β−ＡｌＦｅＳｉ、Ａｌ6Ｆｅ 、Ａｌ6（Ｆｅ，Ｍｎ） ，Ａｌ12（Ｆｅ，Ｍｎ）3Ｃｕ12、Ａｌ7Ｃｕ2Ｆｅ 等）を形成し、結晶粒微細化効果、引いては曲げ加工性向上効果がある。しかし、過多に含有すると、粗大な晶出物が形成され、曲げ加工性を劣化させる。このため、上限を１．０％、好ましくは０．６％とする。なお、Ｆｅは、低コスト化のためのスクラップ材に不可避的に存在するため、これを利用することができる。
【００１１】
Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｚｒ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｔｉ：０．１％以下
これらの元素は、Ｆｅと同様、結晶粒微細化効果を有し、曲げ加工性向上に効果がある。しかし、上限を超えると粗大な化合物を形成し、これが破壊の起点となり、曲げ加工性を劣化させる。好ましくは、Ｍｎ：０．６％以下、Ｃｒ：０．２％以下、Ｚｒ：０．２％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｔｉ：０．０５％以下とするのがよい。
【００１２】
次に前記第２補助成分について説明する。第２補助成分はベーキング特性を向上させるための元素である。
Ｃｕ：１．０％以下、Ａｇ：０．２％以下、Ｚｎ：１．０％以下
これらの元素はベーキング時の時効硬化速度を向上させる作用を有する。しかし、上限値を超えると粗大な化合物を形成して曲げ加工性を劣化させる。Ｃｕ添加では耐食性も劣化する。好ましくは、Ｃｕ：０．６％以下、Ａｇ：０．１％以下、Ｚｎ：０．６％以下とするのがよい。
【００１３】
さらに、Ｓｎの限定理由について説明する。Ｓｎはベーキング特性を向上させるため、Ｓｎ：０．２％以下を含有することができる。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。しかし、上限値を超えると粗大な化合物を形成して曲げ加工性が劣化する。好ましくは、Ｓｎ：０．１％以下とするのがよい。
【００１４】
本発明のＡｌ合金板は、鋳造、均質化処理、熱間圧延、中間焼純（荒鈍）、冷間圧延、最終焼鈍（溶体化処理）の工程を経て製造されるが、化学組成、各工程の設定条件により得られる組織、極限変形能が変わるので、一連の製造工程として総合的に選択して目的とする極限変形能が得られればよい。もっとも、下記の理由により最終焼純時の冷却速度を適切にコントロールすること、及び最終焼鈍後に予備時効処理または／および復元処理を行うことが好ましい。
【００１５】
最終焼鈍時の冷却速度が速い方が粒界析出（Ｍｇ2Ｓｉ 、単体Ｓｉ等）は抑制され、粒界析出が破壊の起点として働く頻度を低下させるため、最終焼純時の冷却速度は１００℃／ｓｅｃ以上とすることが望ましい。
【００１６】
しかしながら、この様に最終焼鈍時の冷却速度を１００℃／ｓｅｃ以上に速めても、粒界析出を完全に抑制することはできない。粒界析出が起こると、粒界付近の固溶元素量（Ｍｇ，Ｓｉ等）の低下をもたらす一方、粒内のマトリックスでは過蝕和に固溶したＭｇ，Ｓｉや凍結空孔によりクラスターが形成されて強度レベルが増大するため、粒界近傍では強度レベルが相対的に低下し、曲げ加工時に粒界近傍に応力が集中し破断を促進する傾向をももたらす。
このため、最終焼鈍後に予備時効処理および／または復元処理を行うことによって粒内のクラスター形成を抑制、あるいはクラスターを分解することが重要となる。これにより粒界近傍、粒内の強度レベル差が抑制され、粒界析出が多い場合でも曲げ加工性を改善することができる。このとき、予備時効処理は、６０〜８０℃あるいは２００℃以上の条件で行うことが望ましく、復元処理は２００℃以上の条件で行うことが望ましい。
【００１７】
その他の製造条件については、特に数値で好ましい範囲を定めることはできないが、曲げ加工性にとって好ましい傾向を発現させるには、仕上げ圧延の圧下率は大きい方が良く、また最終焼鈍前の冷延率は高い方が良く、さらにまた最終焼鈍温度は低い方が良い。
以下、実施例をあげて本発明をさらに具体的に説明するが、本発明はかかる実施例によって限定的に解釈されないことは勿論である。
【００１８】
【実施例】
下記表１に示すＡｌ合金をＤＣ鋳造あるいは薄板連鋳で造塊し、得られた鋳塊を表２に示した種々の仕上圧延条件で熱間圧延を行い、さらに中間焼鈍を施した後、種々の冷延率にて冷間圧延を行い、さらに種々の溶体化処理（最終焼鈍）を行い、１ｍｍ厚さのＴ４材を製造した。
【００１９】
得られたＴ４材について、ＪＩＳ５号引張り試験を行い、全伸びの測定、破断面の断面測定を行って極限変形能を求めた。
また、同材より組織観察試験片を採取し、平均結晶粒径、粒界析出量を求めた。平均結晶粒径は光学顕微鏡で倍率１００倍で１０視野観察し、切片法で測定した。また、粒界析出量はＴＥＭで倍率１００００倍で１０視野観察し、全粒界の長さに対して析出物で占められる粒界の長さの割合を粒界析出量と規定して求めた。
また、得られたＴ４材より長さ１８０ｍｍ、幅３０ｍｍの曲げ加工試験片を採取し、非常に厳しい曲げ加工条件の下で曲げ加工性評価を行った。前記曲げ加工条件として、１０％の引張り予ひずみを加えた後、１８０°曲げ試験（内側曲げ半径Ｒ＝０．５ｍｍ）を行った。曲げ加工性は、割れ発生程度を５段階評価（ＡＡ、Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ）で目視で評価し、割れのないものをＡＡ、Ａ、割れがわずかに認められるものをＢ、割れが相当程度認められるものをＣ、割れが顕著に認められるもの（割れが曲げ部外表面の綾線部に沿ってほぼ連続して生じたもの）をＤで評価した。その一例を図２に示す。図２に付した番号は表２の試料No. を示し、評価記号も併せて示した。
【００２０】
【表１】
【００２１】
【表２】
【００２２】
表２によれば、例えば試料No. １１（比較例）とNo. １７（発明例）とを比較すれば明らかなように、平均結晶粒径がほぼ同じでも曲げ加工性が著しく異なることがわかる。また、No. １（発明例）は結晶粒径が４８μm と大きいにもかかわらず優れた曲げ加工性を示している。また、前記No. １１は全伸びが良好であるが、曲げ加工性が劣っている。これらから、結晶粒径、全伸びというような指標では曲げ加工性を正しく評価することができないことが分かる。一方、本発明者の知見による極限変形能を指標とすれば、本発明条件である０．８０以上、特に０．９０以上で優れた伸び加工性が得られていることがわかる。
【００２３】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板によれば、特定成分の下、曲げ加工性を忠実に反映する極限変形能という指標を導入し、極限変形能を０．８０以上としたので、優れた曲げ加工性を得ることができ、複雑形状の成形に適したプレス成形性に優れた６０００系Ａｌ合金板が提供される。
【図面の簡単な説明】
【図１】引張試験における試験片の破断状態を示す外観斜視図を示す。
【図２】実施例における曲げ加工試験結果における、種々のＡｌ合金板試料の曲げ部を曲げ先端側から見た外観組織およびその曲げ加工性評価レベルを示す図面代用写真である。
【発明が属する技術分野】
本発明は、自動車ボディパネル材等のプレス成形用素材として好適に使用される、優れた曲げ加工性を備えたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
地球環境問題を背景に、燃費向上を目的とした自動車の軽量化の要求が高まってきており、自動車ボディパネル材に対しても、鋼板などの鉄鋼材料にかわってアルミニウム材料の適用が検討されてきている。
自動車パネル材において、冷延鋼板に替わるＡｌ合金板としては、当初Ａｌ−Ｍｇ系Ａｌ合金（５０００系Ａｌ合金）が主として用いられてきたが、プレス成形時にストレッチャーストレインマークが発生するなどの問題があることから、上記ストレッチャーストレインマークの問題がなく、塗装焼き付け工程で耐力が上昇して高強度化を図ることのできる焼付硬化性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金（６０００系Ａｌ合金）が着目され、例えばＡＡ６００９及びＡＡ６０１０や、特開平５−２９５４７５号公報に開示されているＡｌ合金の適用が検討されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、６０００系Ａｌ合金は５０００系Ａｌ合金に比べてプレス成形性が劣ることからプレス成形性を改善することが必要であり、例えばＭｇ、Ｓｉ以外の第３、４元素を添加したり、或いは合金元素の添加と共に結晶粒径や晶析出物の微細化が試みられてきた。
部品形状の複雑化に伴い、プレス成形性のうちでも特に曲げ加工性が重要である。曲げ加工性に関しては、結晶粒径や析出物サイズの制御による改善策（特開平０５−３２０８０９号公報）や結晶粒のアスペクト比の制御（特開平０４−２１０４５４号公報）等の取り組みがされてきているが、これらの改善技術は５０００系Ａｌ合金が対象とされており、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板では、固溶析出状態が大きく変化するため、前記改善策を適用しても曲げ性改善には限界があり、必ずしも実用に際しては十分な曲げ加工性が得られているとは言えないのが現状である。このため、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板に対して自動車メーカーからさらなる曲げ加工性の向上が要求されている。
本発明はかかる問題に鑑みなされたもので、曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板を提供することを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、６０００系Ａｌ合金板の曲げ加工性を忠実に反映する支配因子について鋭意研究したところ、結晶粒径や全伸びではなく、極限変形能が最適であることを知見し、極限変形能を材料指標として導入し、これを精緻に制御することで、曲げ加工性を改善することができるとの観点からさらに研究を進めた結果、本発明を完成した。極限変形能は、図１に示すように、引張試験後の破断部の断面積変化率εで評価される。
ε＝−｛ln（Ｔ／Ｔ0 ）＋ln（Ｗ／Ｗ0 ）｝
ここに、Ｔ0,Ｗ0 は引張試験前の試験片の板厚、板幅であり、Ｔ,Ｗ は試験後の破断部の板厚、板幅である。
【０００５】
すなわち、本発明のＡｌ合金板は、Ｍｇ：０．１〜３．０wt％、Ｓｉ：０．１〜２．５wt％、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなり、極限変形能が０．８０以上とされたものである。
このＡｌ合金板において、合金成分として、さらに
Ｆｅ：１．０wt％以下、
Ｍｎ：１．０wt％以下、
Ｃｒ：０．３wt％以下、
Ｚｒ：０．３wt％以下、
Ｖ：０．３wt％以下、
Ｔｉ：０．１wt％以下
のうちから一種または二種以上を組み合わせて含有することができる。
さらにまた、
Ｃｕ：１．０ｗｔ％以下、
Ａｇ：０．２ｗｔ％以下、
Ｚｎ：１．０ｗｔ％以下
のうちから一種または二種以上を組み合わせて含有することができる。
さらにまた、Ｓｎ：０．２ｗｔ％以下
を含有することができる。
【０００６】
【発明の実施の形態】
本発明のＡｌ合金板に関して、まず、極限変形能について説明する。
成形性改善のために、６０００系Ａｌ合金の曲げ性支配組織因子はこれまでにいくつか明らかになっている。例えば、結晶粒径が小さいほど曲げ性が改善するが、これ以外の因子（集合組織、粒界析出、クラスター）も複雑に影響し合うため、後述の実施例から明らかなように、結晶粒径だけでは曲げ加工性は決まらない。
さらに、これらの組織因子そのものの定量化が難しく、これらの因子を統一して説明するための材料指標が必要である。このため、例えば、曲げ性に関連する材料指標として引張りの全伸びとの相関関係が検討されている。しかし、後述の実施例から明らかなように、全伸びが優れていても曲げ性が劣る場合もあり、さらに必ずしも結晶粒径が微細でなくても曲げ性が優れる場合もあり、これまでの材料指標では曲げ性改善の指針を得ることができなかった。
【０００７】
本発明者が鋭意努力して研究した結果、全伸びではなく、極限変形能を精緻に制御することで、曲げ加工性が改善されることを明らかにし、本発明を完成した。
この極限変形能は、既述したとおり、引張試験後の破断部の断面積変化率εでで評価される。極限変形能は、必ずしも全伸びとは対応せず、これまで曲げ性との関係は明らかになっていなかったが、曲げ性のようなひずみ分布が複雑で、かつ強ひずみがかかる場合には、極限変形能のような局所的なひずみ分布と非常によく対応することが明らかになった。
かかる知見に基づいて、本発明のＡｌ合金板では、極限変形能を０．８０以上、好ましくは０．９０以上とする。これによって、後述の実施例からあきらかなように優れた曲げ加工性が得られる。
【０００８】
次に、本発明のＡｌ合金板の化学成分限定理由について説明する。単位はwt％である。
Ｍｇ：０．１〜３．０％
Ｓｉ：０．１〜２．５％
これらの元素は本発明の必須元素であって、ＧＰゾーンと称されるＭｇ2Ｓｉ 組成の集合体（クラスター）もしくは中間相を形成し、ベーキング処理による効果に寄与する重要な元素であり、各々の下限値未満あるいは上限値を超えると前記集合体生成作用が過小となり、焼付硬化効果が期待できないようになる。好ましくは、Ｍｇ：０．４〜１．５％、Ｓｉ：０．４〜１．５％とするのがよい。
【０００９】
本発明のＡｌ合金板は前記Ｍｇ、Ｓｉのほか、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなる本質的成分を有し、さらに曲げ加工性やベーキング特性をより向上させるための成分として下記の含有範囲でＦｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｔｉの内から１種以上（第１補助成分）、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎの内から１種以上（第２補助成分）、Ｓｎを含有することができ、下記の成分とすることができる。
(1) 本質的成分＋第１補助成分
(2) 本質的成分又は前記(1) の成分＋第２補助成分
(3) 本質的成分、前記(1) の成分又は前記(2) の成分＋Ｓｎ
【００１０】
前記第１補助成分の成分限定理由について説明する。
Ｆｅ：１．０％以下
ＦｅはＦｅ系晶析出物（α−ＡｌＦｅＳｉ、β−ＡｌＦｅＳｉ、Ａｌ6Ｆｅ 、Ａｌ6（Ｆｅ，Ｍｎ） ，Ａｌ12（Ｆｅ，Ｍｎ）3Ｃｕ12、Ａｌ7Ｃｕ2Ｆｅ 等）を形成し、結晶粒微細化効果、引いては曲げ加工性向上効果がある。しかし、過多に含有すると、粗大な晶出物が形成され、曲げ加工性を劣化させる。このため、上限を１．０％、好ましくは０．６％とする。なお、Ｆｅは、低コスト化のためのスクラップ材に不可避的に存在するため、これを利用することができる。
【００１１】
Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｚｒ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｔｉ：０．１％以下
これらの元素は、Ｆｅと同様、結晶粒微細化効果を有し、曲げ加工性向上に効果がある。しかし、上限を超えると粗大な化合物を形成し、これが破壊の起点となり、曲げ加工性を劣化させる。好ましくは、Ｍｎ：０．６％以下、Ｃｒ：０．２％以下、Ｚｒ：０．２％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｔｉ：０．０５％以下とするのがよい。
【００１２】
次に前記第２補助成分について説明する。第２補助成分はベーキング特性を向上させるための元素である。
Ｃｕ：１．０％以下、Ａｇ：０．２％以下、Ｚｎ：１．０％以下
これらの元素はベーキング時の時効硬化速度を向上させる作用を有する。しかし、上限値を超えると粗大な化合物を形成して曲げ加工性を劣化させる。Ｃｕ添加では耐食性も劣化する。好ましくは、Ｃｕ：０．６％以下、Ａｇ：０．１％以下、Ｚｎ：０．６％以下とするのがよい。
【００１３】
さらに、Ｓｎの限定理由について説明する。Ｓｎはベーキング特性を向上させるため、Ｓｎ：０．２％以下を含有することができる。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。しかし、上限値を超えると粗大な化合物を形成して曲げ加工性が劣化する。好ましくは、Ｓｎ：０．１％以下とするのがよい。
【００１４】
本発明のＡｌ合金板は、鋳造、均質化処理、熱間圧延、中間焼純（荒鈍）、冷間圧延、最終焼鈍（溶体化処理）の工程を経て製造されるが、化学組成、各工程の設定条件により得られる組織、極限変形能が変わるので、一連の製造工程として総合的に選択して目的とする極限変形能が得られればよい。もっとも、下記の理由により最終焼純時の冷却速度を適切にコントロールすること、及び最終焼鈍後に予備時効処理または／および復元処理を行うことが好ましい。
【００１５】
最終焼鈍時の冷却速度が速い方が粒界析出（Ｍｇ2Ｓｉ 、単体Ｓｉ等）は抑制され、粒界析出が破壊の起点として働く頻度を低下させるため、最終焼純時の冷却速度は１００℃／ｓｅｃ以上とすることが望ましい。
【００１６】
しかしながら、この様に最終焼鈍時の冷却速度を１００℃／ｓｅｃ以上に速めても、粒界析出を完全に抑制することはできない。粒界析出が起こると、粒界付近の固溶元素量（Ｍｇ，Ｓｉ等）の低下をもたらす一方、粒内のマトリックスでは過蝕和に固溶したＭｇ，Ｓｉや凍結空孔によりクラスターが形成されて強度レベルが増大するため、粒界近傍では強度レベルが相対的に低下し、曲げ加工時に粒界近傍に応力が集中し破断を促進する傾向をももたらす。
このため、最終焼鈍後に予備時効処理および／または復元処理を行うことによって粒内のクラスター形成を抑制、あるいはクラスターを分解することが重要となる。これにより粒界近傍、粒内の強度レベル差が抑制され、粒界析出が多い場合でも曲げ加工性を改善することができる。このとき、予備時効処理は、６０〜８０℃あるいは２００℃以上の条件で行うことが望ましく、復元処理は２００℃以上の条件で行うことが望ましい。
【００１７】
その他の製造条件については、特に数値で好ましい範囲を定めることはできないが、曲げ加工性にとって好ましい傾向を発現させるには、仕上げ圧延の圧下率は大きい方が良く、また最終焼鈍前の冷延率は高い方が良く、さらにまた最終焼鈍温度は低い方が良い。
以下、実施例をあげて本発明をさらに具体的に説明するが、本発明はかかる実施例によって限定的に解釈されないことは勿論である。
【００１８】
【実施例】
下記表１に示すＡｌ合金をＤＣ鋳造あるいは薄板連鋳で造塊し、得られた鋳塊を表２に示した種々の仕上圧延条件で熱間圧延を行い、さらに中間焼鈍を施した後、種々の冷延率にて冷間圧延を行い、さらに種々の溶体化処理（最終焼鈍）を行い、１ｍｍ厚さのＴ４材を製造した。
【００１９】
得られたＴ４材について、ＪＩＳ５号引張り試験を行い、全伸びの測定、破断面の断面測定を行って極限変形能を求めた。
また、同材より組織観察試験片を採取し、平均結晶粒径、粒界析出量を求めた。平均結晶粒径は光学顕微鏡で倍率１００倍で１０視野観察し、切片法で測定した。また、粒界析出量はＴＥＭで倍率１００００倍で１０視野観察し、全粒界の長さに対して析出物で占められる粒界の長さの割合を粒界析出量と規定して求めた。
また、得られたＴ４材より長さ１８０ｍｍ、幅３０ｍｍの曲げ加工試験片を採取し、非常に厳しい曲げ加工条件の下で曲げ加工性評価を行った。前記曲げ加工条件として、１０％の引張り予ひずみを加えた後、１８０°曲げ試験（内側曲げ半径Ｒ＝０．５ｍｍ）を行った。曲げ加工性は、割れ発生程度を５段階評価（ＡＡ、Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ）で目視で評価し、割れのないものをＡＡ、Ａ、割れがわずかに認められるものをＢ、割れが相当程度認められるものをＣ、割れが顕著に認められるもの（割れが曲げ部外表面の綾線部に沿ってほぼ連続して生じたもの）をＤで評価した。その一例を図２に示す。図２に付した番号は表２の試料No. を示し、評価記号も併せて示した。
【００２０】
【表１】
【表２】
表２によれば、例えば試料No. １１（比較例）とNo. １７（発明例）とを比較すれば明らかなように、平均結晶粒径がほぼ同じでも曲げ加工性が著しく異なることがわかる。また、No. １（発明例）は結晶粒径が４８μm と大きいにもかかわらず優れた曲げ加工性を示している。また、前記No. １１は全伸びが良好であるが、曲げ加工性が劣っている。これらから、結晶粒径、全伸びというような指標では曲げ加工性を正しく評価することができないことが分かる。一方、本発明者の知見による極限変形能を指標とすれば、本発明条件である０．８０以上、特に０．９０以上で優れた伸び加工性が得られていることがわかる。
【００２３】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板によれば、特定成分の下、曲げ加工性を忠実に反映する極限変形能という指標を導入し、極限変形能を０．８０以上としたので、優れた曲げ加工性を得ることができ、複雑形状の成形に適したプレス成形性に優れた６０００系Ａｌ合金板が提供される。
【図面の簡単な説明】
【図１】引張試験における試験片の破断状態を示す外観斜視図を示す。
【図２】実施例における曲げ加工試験結果における、種々のＡｌ合金板試料の曲げ部を曲げ先端側から見た外観組織およびその曲げ加工性評価レベルを示す図面代用写真である。
Claims (4)
- Ｍｇ：０．１〜３．０wt％、Ｓｉ：０．１〜２．５wt％、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなり、極限変形能が０．８０以上である、曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板。
- 合金成分として、さらに
Ｆｅ：１．０wt％以下、
Ｍｎ：１．０wt％以下、
Ｃｒ：０．３wt％以下、
Ｚｒ：０．３wt％以下、
Ｖ：０．３wt％以下、
Ｔｉ：０．１wt％以下
のうちから一種または二種以上を組み合わせて含有する請求項１に記載した、曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板。 - 合金成分として、さらに、
Ｃｕ：１．０ｗｔ％以下、
Ａｇ：０．２ｗｔ％以下、
Ｚｎ：１．０ｗｔ％以下
のうちから一種または二種以上を組み合わせて含有する請求項１又は２に記載した、曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板。 - 合金成分として、さらに、
Ｓｎ：０．２ｗｔ％以下
を含有する請求項１〜３のいずれか１項に記載した、曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板。
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