JP5059423B2 - アルミニウム合金板 - Google Patents
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Description
6000系合金で経時変化(室温保持中の強度上昇)が起こる原因については、現時点の学術的な解釈では、室温保持中に、アルミマトリックス中に固溶しているMg、Si原子が、Mg−Si、Si−SiやMg−Mgのナノクラスターが形成することが原因と解釈されている。
本発明者らは、さらに、経時劣化が起こるメカニズムについて、鋭意検討した結果、上記の固溶量範囲だけでは経時変化を抑えることが不充分であり、固溶Si量/固溶Mg量の比を適正に制御することが重要であることを見出した。そのメカニズムとしては、未だ不明な点もあるが、マトリックスに実質固溶している固溶Si量と固溶Mg量の比によって、室温保持中に形成するMg−Siのクラスターが、室温保持中で、クラスターが生成し難い形態または生成速度が遅い形態に変化するためと推察される。
自動車の外板用の板等としては、優れた成形性やBH性、強度、溶接性、耐食性などの諸特性が要求される。このような要求を満足させるために、本発明に係るAl合金板の組成は、Mg:0.35〜1.0%、Si:0.5〜1.5%、Mn:0.01〜1.0%、Cu:0.001〜1.0%を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなるものとしている。
SiはMgとともに、固溶強化と、塗装焼き付け処理などの前記低温で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、時効硬化能を発揮し、自動車のアウタパネルとして必要な特性、例えば170MPa以上の必要強度(耐力)を得るための必須の元素である。従って、本発明に係る過剰Si型の6000系Al合金板にあって、プレス成形性、ヘム加工性などの諸特性を兼備させるための最重要元素である。
Mgは、固溶強化と、塗装焼き付け処理などの前記人工時効処理時に、Siとともに強度向上に寄与する時効析出物を形成して、時効硬化能を発揮し、パネルとして、例えば170MPa以上の必要耐力を得るための必須の元素である。
Cuは、比較的低温短時間の人工時効処理の条件で、Al合金材組織の結晶粒内への強度向上に寄与する時効析出物の形成を促進させる効果がある。また、固溶したCuは成形性を向上させる効果もある。Cu量が0.001%未満ではこの効果がない。一方、Cu量が1.0%を越えると、耐応力腐食割れ性や、塗装後の耐蝕性の内の耐糸さび性、及び、溶接性を著しく劣化させる。このため、耐食性が重視される構造材用途などの場合には0.8%以下とすることが好ましい。
Mnには、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るため、微細な結晶粒を得ることができる効果がある。後述のように、本発明に係るAl合金板のプレス成形性やヘム加工性はAl合金組織の結晶粒が微細なほど向上する。この点、Mn含有量が0.01%未満ではこれらの効果が無い。一方、Mn量が多くなった場合、溶解、鋳造時に粗大なAl−Fe−Si−(Mn、Cr、Zr)系の金属間化合物や晶析出物を生成しやすく、Al合金板の機械的性質を低下させる原因となる。このため、Mnは0.01〜0.2%の範囲とする。
先ず、溶解、鋳造工程では、6000系成分規格範囲内に溶解調整されたAl合金溶湯を、連続鋳造圧延法、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。
次いで、前記鋳造されたAl合金鋳塊に均質化熱処理を施す。均質化熱処理の温度自体は、常法通り、500℃以上であって融点未満の均質化温度が適宜選択される。この均質化熱処理は、組織の均質化、即ち、鋳塊組織中の結晶粒内の偏析をなくすことを目的とする。この均質化温度が低いと結晶粒内の偏析を十分に無くすことができず、これが破壊の起点として作用するために、伸びフランジ性や曲げ加工性が低下する。
熱間圧延は、量産化のために、比較的大型の鋳塊を、リバース式の粗圧延機とタンデム式の仕上げ圧延機とから構成される熱延ラインによって施されることが好ましい。この熱延ラインは、通常1基からなるリバース式の粗圧延機と、通常3 〜5 基からなるタンデム式の仕上げ圧延機とから構成される。これら粗圧延機と仕上げ圧延機では、各々複数のパスからなる圧延が施される。
板の最表面部から板厚1/4部までの任意の板の表面部と板厚中心部との二箇所で、所望の結晶粒径を満たすため、熱間圧延での粗圧延の開始温度(粗圧延の入側温度)は350〜500℃とし、熱間圧延での仕上げ圧延における総加工率を90%以上とするとともに、仕上げ圧延終了温度を350℃以下とし、更に、巻き取り時の板の平均張力を20MPa以上とすることが好ましい。
熱延板の冷間圧延前の焼鈍 (荒鈍) は基本的に行なわず、製造の効率化や製造コストの低減のために、工程として省略することが好ましい。
熱間圧延した後、冷間圧延を行なって、所望の板厚の冷延板 (コイルも含む) を製作する。
前述のAl合金鋳塊の均熱(均質化熱処理)によって熱延中の再結晶粒の核生成サイトとして適当なサイズと分布に制御した分散粒子を活用し、最終の溶体化および焼入れ処理において、リジングマークを抑制するための再結晶核として、ランダムな方位を持つ再結晶方位とするためには、最終の溶体化処理の昇温速度を100℃/分以上とすることが好ましい。この最終の溶体化処理の100℃/分以上の昇温過程で、上記分散粒子はランダムな再結晶結晶方位の形成の核として働く。最終の溶体化処理の昇温速度は200℃/分以上とすることがより好ましく、300℃/分以上とすることが更に好ましい。
板の最表面部から板厚1/4部までの任意の板の表面部と板厚中心部との二箇所で、板面方向から、SEM−EBSPを用いて評価した。なお、SEM装置としては、例えば日本電子社製SEM(JEOLJSM5410)を用い、EBSP測定・解析システムとしては、例えばEBSP:TSL社製(OIM)を用いる。試料の測定領域は1000μm×1000μmとし、測定ステップ間隔は例えば3μm以下とする。結晶粒界は、方位差15°以上とした。
前記調質処理後15日間の室温時効後の供試板にて固溶量分析を行った。固溶量の評価方法は次のようにした。即ち、熱フェノール抽出残渣分析法により、ポアサイズ0.1μmのメッシュを用いて残渣(材料中の分散粒子)を抽出し、濾された溶液中のSi量、Mg量のICP発光分析によって得た分析値を固溶Si量、固溶Mg量とする。従って、厳密には、0.1μm以下の粒子中のSi量、Mg量も含む値となる。
製造されたアルミニウム合金板のリジングマーク性は、実際にプレス成形した後に塗装処理せずとも評価できる。即ち、供試板の圧延方向に直角方向に、引張試験により15%ストレッチした後の、表面粗さRaを測定した。そして、15%ストレッチした後の表面粗さRaが10μm以下を満足するものを、成形時のリジングマーク性が優れていると評価した。
上記調質処理直後のAl合金板から、圧延方向に対し垂直方向のJISZ2201の5号試験片(25mm×50mmGL×板厚)を採取し、室温引張り試験を行った。室温引張り試験は、JISZ2241(1980)(金属材料引張り試験方法)に基づき、室温20℃で試験を行った。このとき、クロスヘッド速度は5mm/分とし、試験片が破断するまで、この一定の速度で行った。この方法によって、0.2%耐力を求め、これをAS耐力とした(N数=5の平均値)。
人工時効処理能(BH性)を調査するため、Al合金板がパネルとしてプレス成形されることを模擬した工程で試験片を製作し、BH後耐力を求めた。即ち、前記JIS5号試験片に2%の歪みを予め与えた後、170℃×20分の低温短時間の人工時効硬化処理を施し、この処理後の試験片について上記と同様の条件で室温引張り試験を行い、0.2%耐力を求め、これをBH後耐力(MPa)とした。なお、このときの引張り方向は圧延方向と平行な方向となるようにした。BH後耐力が190MPa以上を満足するものを良好とした。
前記調質処理後15日間の室温時効後の供試板から、長さ150mm×幅30mmの曲げ加工試験片を採取し、自動車アウタパネルのフラットヘミング加工を想定した曲げ性を評価した。即ち、上記曲げ加工試験片に対して、10%の歪みを予め加えた後、角度180°の密着曲げ(内側曲げ半径R=約0.25mm)を行った。曲げ性の評価は、曲げ加工後の試験片縁曲部の割れ発生程度を目視で確認し、下記基準に基づいて5段階で評価した。
1:肌荒れが僅かに発生している(割れはない)。
2:肌荒れが発生しているものの、割れはない(微小な割れもない)。
3:微小な割れが発生している。
4:大きな割れが発生している(下記5の段階の場合よりはマイルド)。
5:大きな割れが複数あるいは多数発生している。
前記T4調質材(調質処理後のAl合金板)から切り出された供試板を3ケ月の室温時効(室温放置)したもの、つまり、調質処理後3ケ月の室温時効(室温放置)を受けた供試板について、曲げ性を調べた。この曲げ性の調査は、前述の曲げ性の評価試験の場合と同様の方法により行った。即ち、上記3ケ月の室温時効後の供試板から長さ150mm×幅30mmの曲げ加工試験片を採取し、この試験片に対して、10%の歪みを予め加えた後、角度180°の密着曲げ(内側曲げ半径R=約0.25mm)を行った。曲げ性の評価は、前述の曲げ性の評価試験の場合と同様、5段階で評価した。
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- Mg:0.35〜1.0質量%、Si:0.5〜1.5質量%、Mn:0.01〜0.2質量%、Cu:0.001〜1.0質量%を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなるAl−Mg−Si系アルミニウム合金板であって、固溶Si量:0.50〜0.80質量%、固溶Mg量:0.35〜0.60質量%であり、且つ、固溶Si量/固溶Mg量:1.1〜2であることを特徴とするアルミニウム合金板。
- SiとMgとの質量比:Si量/Mg量が1以上である過剰Si型Al−Mg−Si系アルミニウム合金板よりなる請求項1記載のアルミニウム合金板。
- 前記不可避的不純物としてFe:0.2質量%以下、Cr:0.3質量%以下、Zr:0.3質量%以下、V:0.3質量%以下、Ti:0.1質量%以下、Ag:0.2質量%以下、Zn:0.04質量%以下を含む請求項1または2記載のアルミニウム合金板。
- 更にTi:0.005〜0.2質量%あるいはTi:0.005〜0.2質量%およびB:0.0001〜0.05質量%を含有する請求項1〜3のいずれかに記載のアルミニウム合金板。
- アルミニウム合金の鋳塊を均質化熱処理した後に、40℃/hr以上100℃/hr未満の冷却速度で350℃以下の温度まで一旦冷却し、その後再加熱して熱間圧延した後、焼鈍することなく冷間圧延して製造されたアルミニウム合金板であって、
前記熱間圧延での粗圧延の入側温度が490〜380℃であり、粗圧延の終了温度が430℃〜350℃であり、且つ、粗圧延時間が10分以下であると共に、
前記熱間圧延での仕上げ圧延終了温度が280〜350℃である請求項1〜4のいずれかに記載のアルミニウム合金板。 - 自動車外板用である請求項1〜5のいずれかに記載のアルミニウム合金板。
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