JP6190308B2 - 成形性と焼付け塗装硬化性とに優れたアルミニウム合金板 - Google Patents
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このうち、特許文献1では、BH性や室温時効性に影響するクラスタ(原子の集合体)を、板の組織をそのまま直接的に、100万倍の透過型電子顕微鏡によって分析し、観察されるクラスタ(原子の集合体)の内、円等価直径が1〜5nmの範囲のクラスタの平均数密度を一定の範囲で規定して、BH性に優れ、室温時効を抑制したものとしている。
かつ、3次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により測定された原子の集合体として、
Mg原子かSi原子かのいずれか又は両方を合計で10個以上含み、これらに含まれるMg原子かSi原子のいずれの原子を基準としても、その基準となる原子と隣り合う他の原子のうちのいずれかの原子との互いの距離が0.75nm以下である条件を満たす原子の集合体について、
これらの原子集合体の総体積として、個々の原子の集合体を各々球と見なした際のギニエ半径rGから算出される個々の原子の集合体の体積Vi(=4/3πrG 3)を合計した総体積ΣViの、前記3次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により測定された前記アルミニウム合金板の体積VAlに占める平均体積分率(ΣVi/VAl)×100が0.3〜1.5%の範囲であるとともに、
前記原子集合体の総体積ΣViのうち、前記ギニエ半径rGが1.5nm以上である原子の集合体の体積V1.5以上を合計した総体積ΣVi1.5以上の占める平均体積分率(ΣVi1.5以上/ΣVi)×100が20〜70%である、
こととする。
先ず、本発明のAl−Mg−Si系(以下、6000系とも言う)アルミニウム合金板の化学成分組成について、以下に説明する。本発明が対象とする6000系アルミニウム合金板は、前記した自動車の外板用の板などとして、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ので、組成の面からもこれらの要求を満たすようにする。その上で、本発明では、Snを含有させて、製造後の板の室温時効を抑制して、パネル成形時の0.2%耐力を110MPa以下に低くするとともに、降伏比を0.50未満に低くして、自動車のパネル構造体の、特に面歪が問題となるような自動車パネルなどへの成形性を向上させる。それとともに、焼付け塗装硬化後の0.2%耐力を190MPa以上とすることを、組成の面から可能とする。
Siは、SiはMgとともに、塗装焼き付け処理など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、自動車パネルとして必要な強度(耐力)を得るための必須の元素である。また、固溶Siは加工硬化能を向上させる元素であり、固溶することで引張強度と降伏強度の比(0.2%耐力/引張強度)である降伏比を0.50未満に低下させる効果がある。
Mgも、Siとともに本発明で規定する前記原子の集合体形成の重要元素であり、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、パネルとしての必要耐力を得るための必須の元素である。また、Siと同じく、固溶Mgは加工硬化能を向上させる元素であり、固溶することで引張強度と降伏強度の比(0.2%耐力/引張強度)である降伏比を0.50未満に低下させる効果がある。
Snは、後述するMg+Siの固溶量を増しても、パネル成形時の0.2%耐力を増加させる原子集合体の体積分率を低くして、高BH性化と低降伏比化とを両立させる重要な効果がある。一般的に、Mg+Siの固溶量を増すためには、板に含有させるMgなりSiなりの量を増加させることが有効である。しかし、これらMgやSiの板の含有量を増加させると、パネル成形時の0.2%耐力を増加させ、かつ低降伏比化を阻害する原子集合体の体積分率も増加してしまうため、高BH性化と低耐力化と低降伏比化の両立は、従来の組成や製法では難しかった。これに対して、本発明は、Snを前記範囲で含有させることで、Mg+Siの固溶量を増してBH性を高めても、低降伏比化を阻害する原子集合体を抑制でき、高BH性化と低耐力化と低降伏比化とを両立させることができる。
以上のような組成とした上で、本発明では、BH性を高めるために、更に、板が含有するMgとSiとの合計の固溶量(Mg+Siの固溶量)を増加させ、1.0質量%以上、2.0質量%以下の一定の範囲で確保する。Mg+Siの固溶量が1.0質量%未満では、前記組成としてもBH性を確保できない。このMg+Siの固溶量が多いほどBH性が向上するが、MgとSiと含有量と固溶量には前記した組成や製造上の制約もあり、また固溶量が多すぎると、前記した原子集合体の体積分率が増加し、パネル製経時の耐力および降伏比が大きくなる問題もあり、上限は2.0質量%とする。
以上のような組成、組織とした上で、本発明では、更に、6000系アルミニウム合金板の組織について、降伏比を0.50未満に低くし、またBH性も保証するために、3次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により測定された、MgとSiとの原子の集合体のサイズ分布を制御する。これによって、前記したSnの効果だけでなく、板の組織中における原子集合体(クラスタ)を制御して、高BH性化と低降伏比化とを両立させる。
但し、効果の欄で記載した通り、本発明では、3次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡の原理に基づく測定および解析によって規定される幾つかの条件(要件)を満たすものを、原子の集合体と定義している。すなわち、3次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により、高電界下で一旦イオン化(電界蒸発)された板の原子の、飛行時間と位置から解析されて再構築された、3次元の原子構造(3次元アトムマップ)において、本発明で規定する幾つかの条件(要件)を満たすものを、原子の集合体と定義している。
本発明において原子の集合体であると定義される(みなされる)ための条件(前提条件)を以下に説明する。
先ず、本発明では、以上説明した、Mg原子、Si原子の個数や原子間距離などの一定の条件を満たす原子集合体の総体積として、個々の原子の集合体を各々球と見なした際のギニエ半径rGから算出される個々の原子の集合体の体積Vi(=4/3πrG 3)を合計した総体積ΣViを求める。そして、この総体積ΣViの、前記3次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により測定された前記アルミニウム合金板の体積VAlに占める平均体積分率(ΣVi/VAl)×100を0.3〜1.5%の範囲に制御する。
3DAPの測定原理と測定方法も前記特許文献1〜3によって公知である。すなわち、3DAP(3次元アトムプローブ)は、電界イオン顕微鏡(FIM)に、飛行時間型質量分析器を取り付けたものである。このような構成により、電界イオン顕微鏡で金属表面の個々の原子を観察し、飛行時間質量分析により、これらの原子を同定することのできる局所分析装置である。また、3DAPは、試料から放出される原子の種類と位置とを同時に分析可能であるため、原子の集合体の構造解析上、非常に有効な手段となる。このため、公知技術として、前記した通り、磁気記録膜や電子デバイスあるいは鋼材の組織分析などに使用されている。また、最近では、前記した通り、アルミニウム合金板の組織の原子の集合体の判別などにも使用されている。
これら3DAPによる原子の検出効率は、現在のところ、イオン化した原子のうちの50%程度が限界であり、残りの原子は検出できない。この3DAPによる原子の検出効率が、将来的に向上するなど、大きく変動すると、本発明が規定する各サイズの原子の集合体の平均個数密度(個/μm3 )の3DAPによる測定結果が変動してくる可能性がある。したがって、この測定に再現性を持たせるためには、3DAPによる原子の検出効率は約50%と略一定にすることが好ましい。
次ぎに、本発明アルミニウム合金板の製造方法について以下に説明する。本発明アルミニウム合金板は、製造工程自体は常法あるいは公知の方法であり、上記6000系成分組成のアルミニウム合金鋳塊を鋳造後に均質化熱処理し、熱間圧延、冷間圧延が施されて所定の板厚とされ、更に溶体化焼入れなどの調質処理が施されて製造される。
先ず、溶解、鋳造工程では、上記6000系成分組成範囲内に溶解調整されたアルミニウム合金溶湯を、連続鋳造法、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。ここで、本発明で規定する、円相当直径が0.3μm以上の化合物の数密度とし、Snを含む化合物の個数(平均個数)の割合とするためには、鋳造時の平均冷却速度について、液相線温度から固相線温度までを30℃/分以上と、できるだけ大きく(速く)することが好ましい。
次いで、前記鋳造されたアルミニウム合金鋳塊に、熱間圧延に先立って、均質化熱処理を施す。この均質化熱処理(均熱処理)は、組織の均質化、すなわち、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。この目的を達成する条件であれば、特に限定されるものではなく、通常の1回または1段の処理でも良い。
熱間圧延は、圧延する板厚に応じて、鋳塊 (スラブ) の粗圧延工程と、仕上げ圧延工程とから構成される。これら粗圧延工程や仕上げ圧延工程では、リバース式あるいはタンデム式などの圧延機が適宜用いられる。
この熱延板の冷間圧延前の焼鈍 (荒鈍) は必ずしも必要ではないが、結晶粒の微細化や集合組織の適正化によって、成形性などの特性を更に向上させる為に実施しても良い。
冷間圧延では、上記熱延板を圧延して、所望の最終板厚の冷延板 (コイルも含む) に製作する。但し、結晶粒をより微細化させるためには、パス数に関わらず、合計の冷間圧延率は60%以上であることが望ましい。
冷間圧延後、溶体化処理と、これに続く、室温までの焼入れ処理を行う。この溶体化焼入れ処理については、通常の連続熱処理ラインによる加熱,冷却でよく、特に限定はされない。ただ、各元素の十分な固溶量を得ること、および前記した通り、結晶粒はより微細であることが望ましいことから、520℃以上、溶融温度以下の溶体化処理温度に、加熱速度5℃/秒以上で加熱して、0.1〜10秒保持する条件で行うことが望ましい。
このような溶体化処理後に焼入れ処理して室温まで冷却した後、1時間(60分)以内のできるだけ短時間内に、冷延板を予備時効処理(再加熱処理)する。
前記した測定方法により、板のMg+Siの固溶量や3次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により測定された原子の集合体の各体積分率などを測定および解析して求めた。なお、表2、3では、3次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により測定された各原子の集合体の平均体積分率(%)を「3DAP測定原子の集合体の平均体積分率(%)と略記している。
前記調質処理後30日間室温放置した後の各供試板の機械的特性として、0.2%耐力(As耐力)を引張試験により求めた。また、これらの各供試板を各々共通して、30日間の室温時効させた後に、170℃×20分の人工時効硬化処理した後(BH後)の、供試板の0.2%耐力(BH後耐力)を引張試験により求めた。そして、これら0.2%耐力同士の差(耐力の増加量)から各供試板のBH性を評価した。
ヘム加工性は、前記調質処理後7日間または100日間室温放置後の各供試板についてのみ行った。試験は、30mm幅の短冊状試験片を用い、ダウンフランジによる内曲げR1.0mmの90°曲げ加工後、1.0mm厚のインナを挟み、折り曲げ部を更に内側に、順に約130度に折り曲げるプリヘム加工、180度折り曲げて端部をインナに密着させるフラットヘム加工を行った。
0;割れ、肌荒れ無し、1;軽度の肌荒れ、2;深い肌荒れ、3;微小表面割れ、4;線状に連続した表面割れ
比較例25は表1の合金13であり、Siが多すぎる。
比較例26は表1の合金14であり、Snが少なすぎる。
比較例27は表1の合金15であり、Snが多すぎ、熱延時に割れが生じて板の製造ができなかった。
比較例28は表1の合金16であり、Feが多すぎる。
比較例29は表1の合金17であり、Mnが多すぎる。
比較例30は表1の合金18であり、CrおよびTiが多すぎる。
比較例31は表1の合金19であり、Znが多すぎる。
比較例32は表1の合金20であり、ZrおよびVが多すぎる。
Claims (2)
- 質量%で、Mg:0.3〜1.0%、Si:0.5〜1.5%、Sn:0.005〜0.3%を各々含み、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、熱フェノールによる残渣抽出法により分離された溶液中のMg+Siの固溶量が、1.0質量%以上、2.0質量%以下であり、
かつ、3次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により測定された原子の集合体として、
Mg原子かSi原子かのいずれか又は両方を合計で10個以上含み、これらに含まれるMg原子かSi原子のいずれの原子を基準としても、その基準となる原子と隣り合う他の原子のうちのいずれかの原子との互いの距離が0.75nm以下である条件を満たす原子の集合体について、
これらの原子集合体の総体積として、個々の原子の集合体を各々球と見なした際のギニエ半径rGから算出される個々の原子の集合体の体積Vi(=4/3πrG 3)を合計した総体積ΣViの、前記3次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により測定された
前記アルミニウム合金板の体積VAlに占める平均体積分率(ΣVi/VAl)×100が0.3〜1.5%の範囲であるとともに、
前記原子集合体の総体積ΣViのうち、前記ギニエ半径rGが1.5nm以上である原子の集合体の体積V1.5以上を合計した総体積ΣVi1.5以上の
占める平均体積分率(ΣVi1.5以上/ΣVi)×100が20〜70%である、
ことを特徴とする成形性と焼付け塗装硬化性とに優れたアルミニウム合金板。 - 前記アルミニウム合金板が、更に、Fe:1.0%以下(但し、0%を含まず)、Mn:0.4%以下(但し、0%を含まず)、Cr:0.3%以下(但し、0%を含まず)、Zr:0.3%以下(但し、0%を含まず)、V:0.3%以下(但し、0%を含まず)、Ti:0.1%以下(但し、0%を含まず)、Cu:0.4%以下(但し、0%を含まず)、Ag:0.2%以下(但し、0%を含まず)、Zn:1.0%以下(但し、0%を含まず)の1種または2種以上を含む請求項1に記載の成形性と焼付け塗装硬化性とに優れたアルミニウム合金板。
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