JP4550597B2

JP4550597B2 - 成形用アルミニウム合金板

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Publication number: JP4550597B2
Application number: JP2005014522A
Authority: JP
Inventors: 誠森下; 克史松本; 繁信安永; 隆稲葉
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2005-01-21
Filing date: 2005-01-21
Publication date: 2010-09-22
Anticipated expiration: 2025-01-21
Also published as: JP2006200017A

Description

本発明は、連続鋳造により得られた高Mg含有Al-Mg 系アルミニウム合金板であって、強度延性バランスに優れ、優れた成形性を有するアルミニウム合金板を提供するものである。

近年、自動車などの輸送機の車体分野では、近年、排気ガス等による地球環境問題に対して、軽量化による燃費の向上が追求されている。このため、自動車の車体に対し、従来から使用されている鋼材に代わって、圧延板や押出形材など、より軽量なAl合金材適用が増加しつつある。

この内、自動車のフード、フェンダー、ドア、ルーフ、トランクリッドなどの自動車ボディパネル (パネル構造体) の、アウタパネル (外板) やインナパネル( 内板) 等のパネルには、Al-Mg 系のAA乃至JIS 5000系 (以下、単に5000系、あるいはAl-Mg 系と言う) アルミニウム合金板や Al-Mg-Si 系のAA乃至JIS 6000系アルミニウム合金板の使用が検討されている。

前記自動車ボディパネル用のアルミニウム合金板 (以下、アルミニウムをAlとも言う) には、高プレス成形性が要求される。この成形性の点からは、前記Al合金のなかでも、強度・延性バランスに優れたAl-Mg 系Al合金が有利である。

このため、従来から、Al-Mg 系Al合金板に関して、成分系の検討や製造条件の最適化検討が行われている。このAl-Mg 系Al合金としては、例えばJIS A 5052、5182等が代表的な合金成分系である。しかし、このAl-Mg 系Al合金でも冷延鋼板と比較すると延性に劣り、成形性に劣っている。

これに対し、Al-Mg 系Al合金は、Mg含有量を増加させて、8%を超える高Mg化させると、強度延性バランスが向上する。しかし、このような高MgのAl-Mg 系合金は、DC鋳造などで鋳造した鋳塊を均熱処理後に熱間圧延を施す、通常の製造方法では、工業的に製造することは困難である。この理由は、鋳造の際に鋳塊にMgが偏析したり、通常の熱間圧延では、Al-Mg 系合金の延性が著しく低下するために、割れが発生し易くなるからである。

一方、高MgのAl-Mg 系合金を、上記割れの発生する温度域を避けて、低温での熱間圧延を行うことも困難である。このような低温圧延では、高MgのAl-Mg 系合金の材料の変形抵抗が著しく高くなり、現状の圧延機の能力では製造できる製品サイズが極端に限定されるためである。

また、高MgのAl-Mg 系合金のMg含有許容量を増加させるために、FeやSi等の第三元素を添加する方法等も提案されている。しかし、これら第三元素の含有量が増えると、粗大な金属間化合物を形成しやすく、アルミニウム合金板の延性を低下させる。このため、Mg含有許容量の増加には限界があり、Mgが8%を超える量を含有させることは困難であった。

このため、従来から、高MgのAl-Mg 系合金板を、双ロール式などの連続鋳造法で製造することが種々提案されている。双ロール式連続鋳造法は、回転する一対の水冷銅鋳型 (双ロール) 間に、耐火物製の給湯ノズルからアルミニウム合金溶湯を注湯して凝固させ、かつ、この双ロール間において、上記凝固直後に圧下し、かつ急冷して、アルミニウム合金薄板とする方法である。この双ロール式連続鋳造法はハンター法や３Ｃ法などが知られている。

双ロール式連続鋳造法の冷却速度は、従来のＤＣ鋳造法やベルト式連続鋳造法に較べて１〜３桁大きい。このため、得られるアルミニウム合金板は非常に微細な組織となり、プレス成形性などの加工性に優れる。また、鋳造によって、アルミニウム合金板の板厚も比較的薄い１〜13mmのものが得られる。このため、従来のＤＣ鋳塊（厚さ200 〜 600mm）のように、熱間粗圧延、熱間仕上げ圧延等の工程が省略できる。さらに鋳塊の均質化処理も省略出来る場合がある。

このような双ロール式連続鋳造法を用いて製造した高MgのAl-Mg 系合金板の、成形性向上を意図して組織を規定した例は、従来においても提案されている。例えば、6 〜10% の高MgであるAl-Mg 系合金板の、Al-Mg 系の金属間化合物の平均サイズを10μm 以下とした、機械的性質に優れた自動車用アルミニウム合金板が提案されている (特許文献１参照) 。また、10μm 以上のAl-Mg 系金属間化合物の個数を300 個/mm²以下とし、平均結晶粒径が10〜70μm とした自動車ボディーシート用アルミニウム合金板なども提案されている (特許文献２参照) 。
特開平7 −252571号公報 (特許請求の範囲、1 〜2 頁) 特開平8 −165538号公報 (特許請求の範囲、1 〜2 頁)

これら特許文献1 、2 の通り、鋳造の際に晶出するAl-Mg 系金属間化合物は、プレス成形の際に破壊の起点となりやすい。したがって、双ロール式連続鋳造法を用いて製造した高MgのAl-Mg 系合金板のプレス成形性を向上させるためには、これらAl-Mg 系金属間化合物（Al-Mg 系化合物とも言う）を、特許文献1 、2 の通り、微細化させる、あるいは粗大なものを少なくすることが有効である。また、板の結晶粒を微細化させることもプレス成形性向上に有効である。

しかし、これらAl-Mg 系金属間化合物を微細化させる、あるいは粗大なものを少なくするだけでは、結晶粒を微細化させても、自動車パネルへの適用が難しくなっている。自動車用パネルの中でも、特に、前記した自動車ボディパネルのアウタパネルやインナパネルなどへの適用が難しい。これらのアウタパネルやインナパネルは、自動車の設計上、より大型化や、より複雑形状化する傾向にあり、成形がより難しくなっているからである。

したがって、双ロール式連続鋳造法を用いて製造した高MgのAl-Mg 系合金板の上記実際のアウタパネルやインナパネルへのプレス成形性を向上させるためには、前記特許文献1 、2 のような、結晶粒を微細化させる、更には、Al-Mg 系金属間化合物を微細化させる、あるいは粗大なものを少なくすることだけでは不十分である。このため、より高い強度延性バランスと深絞り性を持つ高MgのAl-Mg 系合金板が求められている。

本発明はこのような課題を解決するためになされたものであって、その目的は、連続鋳造により得られた高Mg含有Al-Mg 系アルミニウム合金板であって、より高い強度延性バランスと深絞り性を持つアルミニウム合金板を提供することである。

この目的を達成するために、本発明成形用アルミニウム合金板の要旨は、双ロール式連続鋳造法により、双ロール表面に潤滑剤を用いることなく、前記双ロールの冷却速度を850 ℃/s以上として、連続的に板厚1 〜13mmの範囲に鋳造および冷間圧延された板厚0.5 〜3mm のAl-Mg 系アルミニウム合金板であって、質量% で、Mg:8% を超え14% 以下、Fe:1.0% 以下、Si:0.5% 以下を含み、残部Alおよび不可避的不純物からなり、板厚中心部の平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、板表層部から１／４ｔ部までの平均結晶粒径が、板厚中心部から１／４ｔ部までの平均結晶粒よりも２倍以上大きいこととする。

本発明では、上記8%を超える高MgのAl-Mg 系合金板において、板厚方向の結晶粒径の分布を変化させる。通常のＤＣ鋳造−均熱−熱延−冷延により製造されたアルミニウム合金板は、薄板であれば、板厚方向の結晶粒径の分布は略同じである。また、常法により製造されるアルミニウム合金薄板において、板厚方向の結晶粒径の分布を変化させることは困難である。したがって、常法により製造されるアルミニウム合金薄板において、成形性などの特性向上のために、結晶粒径を細かくしようとする考え方はあるものの、結晶粒径を板厚方向に制御する考え方はこれまで殆ど無い。

これは、双ロール式連続鋳造法によるアルミニウム合金薄板の分野でも同様であって、薄板において、板厚方向の結晶粒径の分布の薄板特性に与える影響や、特性向上のために、結晶粒径を板厚方向に制御する考え方は、これまで殆ど無い。

これに対して、本発明者らは、この双ロール連続鋳造法の際に、双ロールの冷却速度が100 ℃/s以上である場合には、高MgのAl-Mg 系合金板の結晶粒径を板厚方向に制御することが可能であることを知見した。そして、高MgのAl-Mg 系合金板の表層部側の平均結晶粒径を大きく、板厚中心側の平均結晶粒径を小さく制御して、板厚方向の結晶粒径の分布を変化させれば、板厚方向の結晶粒径の分布が無い板に比して、より高い強度延性バランスと深絞り性が得られることを知見した。

本発明では、この板厚方向の結晶粒径の分布変化によって、8%を超える高MgのAl-Mg 系合金板の材質特性として、より高い強度延性バランスと深絞り性を得ることができる。そして、プレスによる、張出成形、絞り成形、曲げ加工、あるいはこれら成形加工の組み合わせなどのプレス成形性を向上させる。

(板厚方向の結晶粒径分布)
図１に、本発明アルミニウム合金板の板厚方向の、１００倍の光学顕微鏡による組織写真を示す。図１の通り、視覚的にも板厚中心部の平均結晶粒径が小さく、板表層部の平均結晶粒径がより大きいことが分かる。このアルミニウム合金板は、具体的には、後述する実施例における発明例１であり、板厚中心部の平均結晶粒径が１６μｍ、板表層部から１／４ｔ部までの平均結晶粒径が４２μｍである。

このように、本発明では、板厚中心部の平均結晶粒径を２０μｍ以下とすることを前提に、板表層部から１／４ｔ部までの平均結晶粒径が、板厚中心部から１／４ｔ部までの平均結晶粒よりも２倍以上大きくする。

板厚中心部の平均結晶粒径が２０μｍを超えて、板厚中心部の結晶粒径が粗大となった場合、上記より高い強度延性バランスと深絞り性を満たすことができない。これは、板厚中心部の結晶粒径粗大化に伴い、板表層部の結晶粒径も粗大化することにも依る。

板表層部から１／４ｔ部までの平均結晶粒径を、板厚中心部から１／４ｔ部までの平均結晶粒よりも２倍以上大きくすることで、均一延性（均一伸び）が増す。また、高MgのAl-Mg 系合金板に特有の、プレス成形時に発生しやすい、SS (ストレッチャーストレイン) マークも抑制できる。この結果、高MgのAl-Mg 系合金板の、強度延性バランスや深絞り性が向上する。

そして、前記板表層部から１／４ｔ部までの平均結晶粒径を前記板厚中心部から１／４ｔ部までの平均結晶粒の２倍以上大きくすれば、強度延性バランスや深絞り性のより一層の向上が図れる。

このように、本発明では、得られた (製品) 成形用アルミニウム合金板の、成形に使用する板の各部位の材質の均一特性として、強度延性バランス（引張強度×全伸び）が11000 (MPa%)以上、全伸びで30% 以上であることを保障する。

従来通り、このような板厚方向の結晶粒径の分布が無い、双ロール連続鋳造法による高MgのAl-Mg 系合金板では、本発明に比して、強度延性バランスや深絞り性が低い。

本発明で言う結晶粒径とは、前記板厚方向の各部位における板の長手(L) 方向の結晶粒の最大径である。この結晶粒径は、板厚方向の例えば０．１ｍｍ毎（間隔）の各部位のサンプルを電解エッチングした表面を、100 倍の光学顕微鏡を用いて順次観察し、前記L 方向にラインインターセプト法で測定し、前記板厚による規定範囲内で各々平均化する。1 測定ライン長さは0.95mm、1 視野当たり各3 本で合計5 視野を観察することにより全測定ライン長さを0.95×15mmとする。

(化学成分組成)
本発明Al合金板における化学成分組成の、各合金元素の意義及びその限定理由について以下に説明する。本発明Al合金板は、基本的には、質量% で、Mg:8% を超え14% 以下、Fe:1.0% 以下、Si:0.5% 以下を含み、残部がAlおよび不可避的な不純物からなる化学成分組成とする。

(Mg:8%を超え14% 以下)
MgはAl合金板の強度、延性、そして強度延性バランスを高める重要合金元素である。Mgが8%以下の含有量では、強度、延性が不足して、高MgのAl-Mg 系Al合金の特徴が出ず、特に本発明が意図する、自動車用パネルへのプレス成形性が不足する。一方、Mgを14% を越えて含有すると、連続鋳造の際の冷却速度を高めたり、焼鈍後の冷却速度を高めるなどの、製造方法や条件の制御を行なっても、Al-Mg 系化合物の晶析出が多くなる。この結果プレス成形性が著しく低下する。また、加工硬化量が大きくなり、冷間圧延性も低下させる。したがって、Mgは8%を超え14% 以下の範囲とする。

(Fe:1.0%以下、Si:0.5% 以下)
FeとSiは、できるだけ少ない量に規制すべき不純物である。FeとSiは、Al-Mg-(Fe 、Si) などから成るAl-Mg 系化合物量や、Al-Fe 、Al-Si 系などのAl-Mg 系以外の化合物量となって多く生成する。Feの含有量が1.0%、Siの含有量が0.5%、を各々超えた場合には、これらの化合物量が過大となって、破壊靱性や成形性を大きく阻害する。この結果プレス成形性が著しく低下する。したがって、Feは1.0%以下、好ましくは0.5%以下、Siは0.5%以下、好ましくは0.3%以下に各々規制する。

この他、Mn、Cu、Cr、Zr、Zn、V 、Ti、B なども不純物元素であり、含有量は少ない方が良い。しかし、例えば、Mn、Cr、Zr、V には圧延板組織の微細化効果、Ti、B には鋳造板 (鋳塊) 組織の微細化効果などの効果もある。また、Cu、Znには、強度を向上させる効果もある。このため、これら効果を狙って、敢えて含有させる場合もあり、本発明板の特性である成形性を阻害しない範囲で、これら元素を一種または二種以上含有させることは許容される。これらの許容量は、各々、質量% で、Mn:0.3% 以下、Cr:0.3% 以下、Zr:0.3% 以下、V:0.3%以下、Ti:0.1% 以下、B:0.05% 以下、Cu:1.0% 以下、Zn:1.0% 以下、である。

(製造方法)
以下に、本発明におけるAl-Mg 系Al合金板の製造方法につき説明する。
本発明の高MgのAl-Mg 系Al合金板は、前記した通り、DC鋳造などで鋳造した鋳塊を均熱処理後に熱間圧延を施す、通常の製造方法では、工業的に製造することは困難である。したがって、本発明の高MgのAl-Mg 系Al合金板は、双ロール式などの連続鋳造と、熱間圧延を省略した、冷間圧延、焼鈍とを組み合わせて製造する。

(双ロール式連続鋳造)
Al合金薄板の連続鋳造方法としては、双ロール式の他に、ベルトキャスター式、プロペルチ式、ブロックキャスター式などがあるが、後述する鋳造の際の冷却速度を高くするためには、双ロール式とする。

この双ロール式連続鋳造は、前記した通り、回転する一対の水冷銅鋳型などの双ロール間に、耐火物製の給湯ノズルから、上記成分組成のAl合金溶湯を注湯して凝固させ、かつ、この双ロール間において、上記凝固直後に圧下し、かつ急冷して、Al合金薄板とする。

(ロール潤滑)
この際、双ロールとしては、潤滑剤によって表面が潤滑されていないロールを用いる。従来では、溶湯がロール表面に接触および急冷されて、双ロール表面に造形される凝固殻の割れを防止するために、酸化物粉末 (アルミナ粉、酸化亜鉛粉等) 、SiC 粉末、グラファイト粉末、油、溶融ガラスなどの潤滑剤 (離型剤) を、双ロール表面に塗布あるいは流下させて用いることが一般的であった。

しかしながら、これら潤滑剤を用いた場合、双ロール表面において、潤滑剤の濃度や厚みの不均一によって、冷却のムラが生じやすく、板の部位によっては凝固速度が不十分となりやすい。このため、Mg含有量が高くなるほど、マクロ偏析やミクロ偏析が大きくなり、Al-Mg 系合金板の強度延性バランスを均一にすることが困難となる可能性が高くなる。

因みに、特開平1-202345号公報でも、3.5%以上のMgを含むAl-Mg 系合金板の双ロール式連続鋳造において、潤滑剤によって表面が潤滑されていないロールを用いて、冷却ムラによる、シミ欠陥 (表面偏析) を防止して、表面品質を向上させることが開示されている。しかし、その実施例で開示されているのは、5%までのMg量であり、本発明のようなMgが8%を超える高Mg量のAl-Mg 系合金板の開示は無い。即ち、本発明のようなMgが8%を超える高Mg量のAl-Mg 系合金板の領域での双ロール式連続鋳造において、潤滑剤を使用した方が良いのか、悪いのかは、その効果を含めて、全く不明であり、前記した通り、潤滑剤を使用する方が一般的であった。

(冷却速度)
例えば、鋳造する板厚が1 〜13mmの比較的薄板の範囲であっても、この双ロールによる鋳造の冷却速度は100 ℃/s以上のできるだけ速い速度が必要である。上記潤滑剤を用いた場合、理論計算上は冷却速度が速くても、実質的な、あるいは実際における冷却速度が実質的に100 ℃/s未満となりやすい。このため、8%を超える高MgのAl-Mg 系合金板の板表層部から１／４ｔ部までの平均結晶粒径を、板厚中心部から１／４ｔ部までの平均結晶粒よりも大きくできず、また、板厚中心部の平均結晶粒も２０μｍ以下に微細化できず、強度延性バランスや深絞り性が低下する。

冷却速度が100 ℃/s以上の場合に、上記のように板厚方向の結晶分布制御が可能なのは、このような高速冷却の場合、板厚中心部から１／４ｔ部までの凝固核が増す一方で、板表層部から１／４ｔ部までの凝固核は相対的に低下する。このため、板厚中心部側の平均結晶粒径は小さく、板表層部側の平均結晶粒径は大きく制御することが可能となる。

なお、この冷却速度は、直接の計測は難しいので、鋳造された板 (鋳塊) のデンドライトアームスペーシング (デンドライト二次枝間隔、:DAS) から公知の方法（例えば、軽金属学会、昭和63年8.20発行、「アルミニウムデンドライトアームスペーシングと冷却速度の測定方法」などに記載）により求める。即ち、鋳造された板の鋳造組織における、互いに隣接するデンドライト二次アーム (二次枝) の平均間隔d を交線法を用いて計測し (視野数3 以上、交点数は10以上) 、このd を用いて次式、d = 62×C ^-0.337 (但し、d:デンドライト二次アーム間隔mm、C : 冷却速度℃/s) から求める。

(鋳造板厚)
双ロールにより連続鋳造する薄板の板厚は1 〜13mmの範囲とする。そして、好ましくは、1mm 以上、5mm 未満の薄い板厚とする。板厚1mm 未満の連続鋳造は、双ロール間への注湯や、双ロール間のロールギャップ制御などの鋳造限界から、困難である。他方、板厚が13mm、より厳しくは板厚が5mm を超えて厚くなった場合、鋳造の冷却速度が著しく遅くなり、Al-Mg 系などの金属間化合物全般が粗大化したり、多量に晶出する傾向がある。この結果、強度伸びバランスが低下し、プレス成形性が著しく低下する可能性が高くなる。

(注湯温度)
Al合金溶湯を双ロールに注湯する際の注湯温度は、液相線温度＋30℃以下とすることが好ましい。注湯温度が液相線温度＋30℃を超えた場合、後述する鋳造冷却速度が小さくなり、Al-Mg 系などの金属間化合物全般が粗大化したり、多量に晶出する可能性がある。この結果、強度伸びバランスが低下し、プレス成形性が著しく低下する可能性がある。また、双ロールに圧下効果が小さくなり、中心欠陥が多くなって、Al合金板としての基本的の機械的性質自体が低下する可能性がある。

(双ロール周速)
回転する一対の双ロールの周速は1m /min 以上とすることが好ましい。双ロールの周速が1m /min 未満では、溶湯と鋳型 (双ロール) との接触時間が長くなり、鋳造薄板の表面品質が低下する可能性がある。この点、双ロールの周速は速いほど良く、好ましい周速は30m/min 以上である。

(冷間圧延)
このように鋳造されたAl合金板は、オンラインでもオフラインでも熱間圧延せずに、自動車パネル用の製品板の板厚0.5 〜3mm に冷間圧延されて、鋳造組織が加工組織化される。この加工組織化の程度は冷間圧延の圧下量にもより、鋳造組織が残留する場合もあるが、プレス成形性や機械的な特性を阻害しない範囲で許容される。なお、冷間圧延に先立つ、あるいは冷間圧延の途中に、通常の条件で、中間焼鈍を施しても良い。

(最終焼鈍)
Al合金冷延板は、400 ℃〜液相線温度で最終焼鈍することが好ましい。焼鈍温度が400 ℃未満では、溶体化効果が得られない可能性が高い。また、この最終焼鈍後には、500 〜300 ℃の温度範囲を5 ℃/s以上の、できるだけ速い平均冷却速度で冷却する必要がある。最終焼鈍後の平均冷却速度が遅く、5 ℃/s未満であれば、冷却過程で、Al-Mg 系などの金属間化合物全般が多量に析出する。この結果、強度伸びバランスが低下し、プレス成形性が著しく低下する可能性が高い。

以下に本発明の実施例を説明する。表1 に示す種々の化学成分組成のAl-Mg 系Al合金溶湯（発明例Ａ〜Ｍ、比較例Ｎ〜Ｘ）を、前記した双ロール連続鋳造法により、表2 に示す条件で各板厚(3〜5mm)に鋳造した。そして、これら各Al合金鋳造薄板を板厚1.5mm まで冷間圧延した。また、これら各冷延板を、表2 に示す条件で、連続焼鈍炉で最終焼鈍および冷却を行った。

ここにおいて、双ロール連続鋳造の際の、双ロールの周速は70m /min、Al合金溶湯を双ロールに注湯する際の注湯温度は、液相線温度＋20℃と、各例とも一定とした。SiC およびアルミナの粉末を水に懸濁させた潤滑剤による双ロール表面の潤滑は、表2 の比較例14のみ行い、他の例は全て双ロール表面の潤滑無し（無潤滑）で、連続鋳造した。

このように得られた、最終焼鈍後の高Mgの Al-Mg系Al合金板から、プレス成形される部位の、長手方向に亙って、互いの間隔を100mm 以上開けた任意の測定箇所、5 箇所において、板厚中心部の平均結晶粒径と、各箇所の板表層部から１／４ｔ部までの平均結晶粒径、板厚中心部から１／４ｔ部までの平均結晶粒を前記した方法にて各々測定して、これら5 箇所の結果を更に平均化した。そして、板表層部から１／４ｔ部までの平均結晶粒径(a) と、板厚中心部から１／４ｔ部までの平均結晶粒(b) との比a/b も求めた。これらの結果を表2 に示す。

更に、最終焼鈍後の高Mgの Al-Mg系Al合金板から各々試験片を採取し、各試験片の機械的性質と、強度延性バランス [引張強度(TS:MPa)×全伸び(EL:%)](MPa%) の平均値を求めた。これらの結果を表3 に示す。

引張試験はJIS Z 2201にしたがって行うとともに、試験片形状はJIS 5 号試験片で行い、試験片長手方向が圧延方向と一致するように作製した。また、クロスヘッド速度は5mm/分で、試験片が破断するまで一定の速度で行った。

深絞り性を評価するために、試験片に潤滑油を塗布した後、50mmのポンチ径を用いて、絞り試験を行い、限界絞り比LDR(mm) を求めた。

そして、実際の自動車アウタパネルとしての成形性を評価するために、前記得られた高Mgの各 Al-Mg系Al合金板をプレス成形および曲げ加工した。これらの結果も表3 に示す。

プレス成形試験は、前記採取試験片 (一辺が200mm の正方形のブランク)5枚を、中央部に一辺が60mmで、高さが30mmの角筒状の張出部と、この張出部の四周囲に平坦なフランジ部を有するハット型のパネルに、メカプレスにより張出成形した。しわ押さえ力は49kN、潤滑油は一般防錆油、成形速度は20mm/ 分の同じ条件で行った。

そして、5 回(5枚) のプレス成形ともに、前記張出部の四周囲や平坦なフランジ部に割れが生じなかったものを○、5 回のプレス成形ともに割れは無いが、SS (ストレッチャーストレイン) マークが生じたものを△、1 回でも前記割れが生じたものを×と評価した。

曲げ加工性は、前記採取試験片を、自動車アウタパネルとして、プレス成形後にフラットヘム加工されることを模擬して、常温にて、試験片に10% のストレッチを行った後、曲げ試験を行い評価した。試験片条件は、前記採取試験片を、JIS Z 2204に規定される3 号試験片 (幅30mm×長さ200mm)を用い、試験片長手方向が圧延方向と一致するように作製した。曲げ試験は、JIS Z 2248に規定されるＶブロック法により、フラットヘム加工を模擬して、先端半径0.3mm 、曲げ角度60度の押金具で60度に曲げた後、更に180 度に曲げた。この際、例えば、アウタパネルのヘム加工ではインナパネルが曲げ部内に挟み込まれるが、条件を厳しくするために、このようなのAl合金板を挟み込まないで180 度に曲げた。

そして、曲げ試験後の曲げ部 (湾曲部) の割れの発生状況を観察し、5 回(5枚) の試験共に、曲げ部表面に割れや肌荒れなどの以上が無いものを○、5 回の試験共に割れは無いが肌荒れが生じているものを△、1 回でも割れがあるものを×と評価した。

表1 〜3 の通り、表1 のA 〜M の本発明範囲内の組成を有する高MgのAl-Mg 系Al合金板例であって、本発明の好ましい範囲内の条件で、双ロール連続鋳造、冷延、最終焼鈍された発明例1 〜13は、板厚中心部の平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、板表層部から１／４ｔ部までの平均結晶粒径(a) と、板厚中心部から１／４ｔ部までの平均結晶粒(b) との比a/b が2 以上であり、板表層部から１／４ｔ部までの平均結晶粒径が、板厚中心部から１／４ｔ部までの平均結晶粒の２倍以上大きい。

このため、強度延性バランスが高く、ＬＤＲが高く深絞り性に優れている。したがって、高MgのAl-Mg 系合金板に特有のプレス成形時に発生しやすいSS (ストレッチャーストレイン) マークも抑制できており、実際のプレス成形性や曲げ加工性にも優れている。

これに対して、比較例14は、表1 のA の本発明範囲内の組成を有する高MgのAl-Mg 系Al合金例ではあるが、双ロールの潤滑を行ない、冷却速度が1000℃/s未満となった好ましくない条件で製造されている。また、比較例15、16は、表1 のB の本発明範囲内の組成を有する高MgのAl-Mg 系Al合金例であり、双ロールも無潤滑で鋳造されているものの、冷却速度が1000℃/s未満となった好ましくない条件で製造されている。

このため、これら比較例14から16は、板表層部から１／４ｔ部までの平均結晶粒径(a) と、板厚中心部から１／４ｔ部までの平均結晶粒(b) との比a/b が2 未満である。このため、板表層部から板厚中心部にかけての結晶粒径に差が無く、強度延性バランスが低く、ＬＤＲも低いため深絞り性も劣る。そして、実際のプレス成形でもSSマークが生じ、曲げ加工性も劣っている。

表1 のN 〜X の発明範囲外の組成を有する合金を用いた比較例17〜27は、好ましい条件の範囲内で製造されており、板厚中心部の平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、板表層部から１／４ｔ部までの平均結晶粒径(a) と、板厚中心部から１／４ｔ部までの平均結晶粒(b) との比a/b が2 以上である。しかし、組成が外れるために、強度延性バランスが低く、ＬＤＲも低いため深絞り性も劣る。したがって、実際の曲げ加工性やプレス成形性に劣っている。

比較例17は、Mg含有量が下限を下回って少な過ぎるN の合金を用いている。この結果、強度延性バランスが低く、ＬＤＲも低いため深絞り性も劣る。したがって、実際の曲げ加工性やプレス成形性に劣っている。

比較例18は、Mg含有量が上限を上回って多過ぎるO の合金を用いている。この結果、強度延性バランスが低く、ＬＤＲも低いため深絞り性も劣る。したがって、実際の曲げ加工性やプレス成形性に劣っている。したがって、これらから、Mg含有量の強度、延性、強度延性バランス、成形性に対する臨界的な意義が分かる。

比較例19は、Fe含有量が上限を上回って多過ぎるP の合金を用いている。
比較例20は、Si含有量が上限を上回って多過ぎるQ の合金を用いている。
比較例21は、Mn含有量が上限を上回って多過ぎるR の合金を用いている。
比較例22は、Cr含有量が上限を上回って多過ぎるS の合金を用いている。
比較例23は、Zr含有量が上限を上回って多過ぎるT の合金を用いている。
比較例24は、V 含有量が上限を上回って多過ぎるU の合金を用いている。
比較例25は、Ti含有量が上限を上回って多過ぎるV の合金を用いている。
比較例26は、Cu含有量が上限を上回って多過ぎるW の合金を用いている。
比較例27は、Zn含有量が上限を上回って多過ぎるX の合金を用いている。
この結果、これら比較例は、強度延性バランスが低く、ＬＤＲも低いため深絞り性も劣る。したがって、実際の曲げ加工性やプレス成形性に劣っている。これらから、各元素の強度、延性、強度延性バランス、成形性に対する臨界的な意義が分かる。

以上説明したように、本発明によれば、自動車のアウタパネルやインナパネルへの適用が可能な、プレス成形性を向上させた高MgのAl-Mg 系合金板を提供することができる。この結果、自動車パネルなど、プレス成形用としてのAl-Mg 系アルミニウム合金連続鋳造板の適用を拡大できるものである。

本発明アルミニウム合金板の板厚方向の組織を示す図面代用写真である。

Claims

双ロール式連続鋳造法により、双ロール表面に潤滑剤を用いることなく、前記双ロールの冷却速度を850 ℃/s以上として、連続的に板厚1 〜13mmの範囲に鋳造および冷間圧延された板厚0.5 〜3mm のAl-Mg 系アルミニウム合金板であって、質量% で、Mg:8% を超え14% 以下、Fe:1.0% 以下、Si:0.5% 以下を含み、残部Alおよび不可避的不純物からなり、板厚中心部の平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、板表層部から１／４ｔ部までの平均結晶粒径が、板厚中心部から１／４ｔ部までの平均結晶粒よりも２倍以上大きいことを特徴とする成形用アルミニウム合金板。
前記アルミニウム合金板が、更に、質量% で、Mn:0.3% 以下、Cr:0.3% 以下、Zr:0.3% 以下、V:0.3%以下、Ti:0.1% 以下、Cu:1.0% 以下、Zn:1.0% 以下、の一種または二種以上を含む請求項１に記載の成形用アルミニウム合金板。