JP6857535B2 - 成形性、曲げ加工性および耐デント性に優れた高強度アルミニウム合金板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
これによると、成形加工性、塗装焼付硬化性、化成処理性および耐食性に優れたアルミニウム合金板が得られるとされている。
これによると、アルミニウム合金板のMn固溶量、Mn固溶量/Mn析出量、Mn系化合物の個数密度、平均結晶粒径を適切に制御することにより、高温成形性がより一層向上するとされている。
これによると、電磁撹拌しながらDC鋳造することで、35%以上の伸び、0.85以上の平均r値、33mm以上の球頭張出高さ、および2.17以上の限界絞り比の全てを達成できるとされている。
これによると、自動車用ボディーシートに適用可能な高強度を有しており、圧延集合組織を焼鈍して得られた再結晶集合組織を調整し、成形性、特に曲げ加工性および形状凍結性に優れた3000系アルミニウム合金板を提供できるとされている。
前記最終焼鈍として、保持温度450〜560℃で10〜60秒保持する連続焼鈍を施すことが望ましい。
したがって、本発明により、自動車用ボディーパネル等に適用可能な成形性、曲げ加工性および耐デント性に優れた高強度アルミニウム合金板が廉価で提供される。
また、本発明の高強度アルミニウム合金板の製造方法によれば、上記のような本発明の高強度アルミニウム合金板を製造することができる。
以下にその内容を説明する。
Mnは、アルミニウム合金板の強度を増加させる元素であり、一部はマトリックス中に固溶して固溶体強化を促進するため、必須元素である。また、Mnは、本実施形態の合金組成の範囲内では、鋳造時にAl-(Fe・Mn)−Si等の微細な金属間化合物を構成する元素でもあり、さらに最終焼鈍時には、マトリックスに固溶していたMnも、一部微細な金属間化合物として析出し、強度を高くする。
Feは、鋳塊鋳造時の冷却速度にもよるが、Al−(Fe・Mn)−Si等の微細な金属間化合物を晶出させ、アルミニウム合金板の強度を増加させる。また、最終焼鈍時には、マトリックスに固溶するMnの一部がこれら金属間化合物に拡散吸収されるので、最終板の耐力を低下させるとともに伸びを高める。これら微細な金属間化合物が最終焼鈍時において再結晶粒の核として作用して、再結晶の結晶粒径を所定の範囲に調整することにより、プレス成形後の肌荒れを防止することができるので、必須の元素である。
Siは、鋳塊鋳造時の冷却速度にもよるが、Al−(Fe・Mn)−Si等の微細な金属間化合物を晶出させ、アルミニウム合金板の強度を増加させる。また、一部はマトリックス内に固溶し、強度を高める。最終焼鈍時には、マトリックスに固溶するMnの一部がこれら金属間化合物に拡散吸収されるので、最終板の耐力を低下させるとともに伸びを高める。これら微細な金属間化合物が最終焼鈍時において再結晶粒の核として作用して、再結晶の結晶粒径を所定の範囲に調整することにより、プレス成形後の肌荒れを防止することができるので、必須の元素である。
Tiは鋳塊鋳造時に結晶粒微細化剤として作用し、鋳造割れを防止することができるので、必須の元素である。勿論、Tiは単独で添加してもよいが、Bと共存することによりさらに強力な結晶粒の微細化効果を期待できるので、Al−5%Ti−1%Bなどのロッドハードナーでの添加であってもよい。
Mgは、最終板の表面に比較的厚い酸化皮膜を生成させる原因となり、その結果、最終板を十分に酸洗いする必要が生じコストアップの要因となる。さらに本実施形態の合金組成の範囲内では、Si含有量が比較的高いため、Mgを含有すると、鋳造時、焼鈍時或いは自然時効によりMg2Siが晶析出するため、伸びが低くなり成形性を低下させるとともに、曲げ加工性を低下させる。このため、本実施形態において、Mg含有量は、0.10質量%未満に規制する。好ましいMg含有量は、0.08質量%未満であり、より好ましいMg含有量は、0.05質量%未満である。
Cuは、アルミニウム合金板の強度を増加させる元素であり、任意の元素である。本実施形態において、Cu含有量は、0.80質量%未満の範囲であれば、曲げ加工性および成形性等の特性について低下することはない。しかしながら、Cu含有量が0.80質量%以上であると、耐食性が著しく低下する。したがって、好ましいCuの含有量は、0.80質量%未満の範囲とする。より好ましいCu含有量は、0.75質量%未満の範囲である。さらに好ましいCu含有量は、0.70質量%未満の範囲である。
不可避的不純物は原料地金、返り材等から不可避的に混入するもので、それらの許容できる含有量は、例えば、Crの0.20質量%未満、Znの0.20質量%未満、Niの0.10質量%未満、Ga及びVの0.05質量%未満、Pb、Bi、Sn、Na、Ca、Srについては、それぞれ0.02質量%未満、その他各0.05質量%未満であって、この範囲で管理外元素を含有しても本発明の効果を妨げるものではない。
ところで、3000系アルミニウム合金板を自動車用ボディーシート等に適用するに当たっては、高強度と優れた成形性を有するだけでなく、プレス成形及び焼付け塗装後の耐デント性にも優れることが必要である。
最終板の成形性は、引張り試験の伸びの値で、また耐デント性は、最終板に2%予ひずみ導入後に170℃×20分間の時効処理を施した後の0.2%耐力(YS2)およびΔYS=(YS2−YS1)(最終板の耐力:YS1)によって知ることができる。
導電率が42%IACS以下であれば、Mn等の添加元素の固溶量が十分大きく、プレス成形後に焼付け塗装した後の0.2%耐力(YS2)が高くなり、耐デント性に優れた成形品を得ることができる。
具体的には、金属組織は、円相当径1μm以上の第二相粒子の個数密度が8.0×103〜16.0×103個/mm2であり、平均結晶粒径を30〜50μmである再結晶組織(金属組織)にすればよい。
[溶解・溶製]
溶解炉に原料を投入し、所定の溶解温度に到達したら、フラックスを適宜投入して攪拌を行い、さらに必要に応じてランス等を使用して炉内脱ガスを行った後、鎮静保持して溶湯の表面から滓を分離する。
この溶解・溶製では、所定の合金成分とするため、母合金等再度の原料投入も重要ではあるが、前記フラックス及び滓がアルミニウム合金溶湯中から湯面に浮上分離するまで、鎮静時間を十分に取ることが極めて重要である。鎮静時間は、通常30分以上取ることが望ましい。
薄スラブ連続鋳造機は、双ベルト鋳造機、双ロール鋳造機の双方を含むものとする。
双ベルト鋳造機は、エンドレスベルトを備え上下に対峙する一対の回転ベルト部と、当該一対の回転ベルト部の間に形成されるキャビティーと、前記回転ベルト部の内部に設けられた冷却手段とを備え、耐火物からなるノズルを通して前記キャビティー内に金属溶湯が供給されて連続的に薄スラブを鋳造するものである。
以上のような通常の連続鋳造工程を経ることにより、成形性、曲げ加工性および耐デント性に優れたアルミニウム合金板を得ることができる。
表1に示した17水準の組成(合金No.1〜17)に配合された各種インゴット各5kgを#20坩堝内に挿入し、この坩堝を小型電気炉で加熱しインゴットを溶解した。次いで、溶湯中にランスを挿入して、N2ガスを流量1.0L/minで5分間吹き込んで脱ガス処理を行なった。その後30分間の鎮静を行なって溶湯表面に浮上した滓を攪拌棒にて除去した。次に坩堝を小型電気炉から取り出して、溶湯を内寸法200×200×16mmの水冷金型に流し込み、薄スラブを作製した。坩堝中の溶湯から採取した各供試材(実施例1〜3、比較例1〜14)のディスクサンプルは、発光分光分析によって組成分析を行なった。その結果を表1に示す。この薄スラブの両面を3mmずつ面削加工して、厚さ10mmとした後、均質化処理、熱間圧延を施すことなく、冷間圧延を施して板厚1.0mmの冷延材とした。なお、冷間圧延工程の間に中間焼鈍処理は行っていない。この場合の最終冷延率は90%であった。
得られた焼鈍板(各供試材)の特性評価は、引張り試験の伸び(%)によって行った。具体的には、得られた供試材より、引張り方向が圧延方向に対して平行方向(0°方向)、45°方向、90°方向になるようにJIS5号試験片を採取し、JISZ2241に準じて引張り試験を行って、引張強度、0.2%耐力、伸び(破断伸び)を求めた。なお、これら引張り試験は、各供試材の各方向につき3回(n=3)行い、例えば伸び(El)については下式によりその平均値(Elaverage)で算出した。
Elaverage=(El0°+El90°+2×El45°)/4
El0°:圧延方向に対して平行方向の伸び値(n=3,平均値)
El90°:圧延方向に対して90°方向の伸び値(n=3,平均値)
El45°:圧延方向に対して45°方向の伸び値(n=3,平均値)
焼鈍板において、伸びの値が27%以上であった供試材を成形性評価良好とし、27%未満であった供試材を成形性評価不良とした。評価結果を表2に示す。
曲げ試験用の試験片として、各供試材について圧延方向に対して0°および90°方向を長手方向として、JIS5号試験片を採取し、プレス成形を模擬して8%まで引張り試験を行った。試験後、試験片の中央部から50mm寸法の試験片を採取した。曲げ試験は、試験片の長手方向に対して90°方向をポンチ径1mmのポンチに押し当てた状態で、40°から60°に曲げたあと、試験片同士が密着するまで圧縮加工した。曲げ加工性の評価は、曲げ方向と平行方向の断面を切断、研磨後、実体顕微鏡を用いて密着曲げ後の曲げ部の断面の表面付近を観察し、曲げ部の表面から割れ(肌荒れ)の底部までの距離を割れ深さ(μm)として測定することにより行った。割れ深さが40μm未満であった供試材を曲げ加工性評価良好とし、割れ深さが40μm以上であった供試材を曲げ加工性評価不良とした。評価結果を表2に示す。
※)曲げ試験割れ深さ(μm)の欄における“−”の表示は、密着曲げ後の曲げ部の表面の割れが極端に深すぎて測定できなかったことを示す。
※)曲げ試験割れ深さ(μm)の欄における“20”の表示は、結晶粒界における段差(肌荒れ)の測定値であり、割れは存在していなかったことを示す。
供試材の特性評価結果を示す表2における実施例1〜3は、本発明の組成範囲内であり、伸び、曲げ加工性とも、基準値を満たしていた。具体的には、引張り試験における伸び:27%以上、曲げ試験における割れ深さ:40μm未満の基準値を満たしていた。なお、比較例1〜5については、曲げ試験において密着曲げ後の曲げ部の表面の割れが極端に深すぎて測定できなかった。
以上のことから、前記特定の成分組成を有していれば、焼鈍板として、伸び27%以上なる値を呈するとともに、曲げ加工性に優れることがわかる。
表3に示す組成(合金No.18〜No.21)の合金溶湯を溶解炉で溶製し、双ベルト鋳造機によって厚さ10mmの薄スラブを連続鋳造(Continuous Cast)して、これを直接コイルに巻き取った。このコイルを冷間圧延機に通し、中間焼鈍を施すことなく、何パスかの冷間圧延を施して最終板厚1mmまで仕上げた。この場合の最終冷延率は、90%である。このコイルを連続焼鈍炉(CAL)に通し、急速に加熱後、530℃の温度に所定時間保持した後、ミストによって急速に冷却してコイルに巻き取った。次にこの焼鈍コイルをテンションレベラーに通し、連続焼鈍による熱歪を矯正し、コイルに巻き取った。このコイルから供試材(最終板)を採取した。
(引張試験による諸特性の測定)
得られた最終板(各供試材)の特性評価は、引張り試験の0.2%耐力、伸び(%)によって行った。
具体的には、得られた供試材より、引張り方向が圧延方向に対して平行方向(0°方向)、45°方向、90°方向になるようにJIS5号試験片を採取し、JISZ2241に準じて引張り試験を行って、引張強度、0.2%耐力(Y1)、伸び(破断伸び)を求めた。なお、これら引張り試験は、各供試材の各方向につき3回(n=3)行い、例えば伸び(El)については下式によりその平均値(Elaverage)で算出した。
Elaverage=(El0°+El90°+2×El45°)/4
El0°:圧延方向に対して平行方向の伸び値(n=3,平均値)
El90°:圧延方向に対して90°方向の伸び値(n=3,平均値)
El45°:圧延方向に対して45°方向の伸び値(n=3,平均値)
曲げ試験用の試験片として、各供試材について圧延方向に対して0°および90°方向を長手方向としてJIS5号試験片を採取し、プレス成形を模擬して8%まで引張り試験を行った。試験後、試験片の中央部から50mm寸法の試験片を採取した。曲げ試験は、試験片の長手方向に対して90°方向をポンチ径1mmのポンチに押し当てた状態で、40°から60°に曲げたあと、試験片同士が密着するまで圧縮加工した。曲げ加工性の評価は、曲げ方向と平行方向の断面を切断、研磨後、実体顕微鏡を用いて密着曲げ後の曲げ部の断面の表面付近を観察し、曲げ部の表面から割れ(肌荒れ)の底部までの距離を割れ深さ(μm)として測定することにより行った。割れ深さが40μm未満であった供試材を曲げ加工性評価良好とし、割れ深さが40μm以上であった供試材を曲げ加工性評価不良とした。評価結果を表4に示す。
導電率(%IACS)は、導電率計(AUTOSIGMA 2000 日本ホッキング株式会社製)にて、測定を実施した。測定結果を併せて表4に示す。
得られた最終板の圧延方向に平行な縦断面(LT方向に垂直な断面)を切り出して、熱可塑性樹脂に埋め込んで鏡面研磨し、フッ化水素酸水溶液にてエッチングを施して、金属組織観察を行った。ミクロ金属組織を光学顕微鏡にて写真撮影し(1視野当たりの面積;0.017mm2、各試料20視野撮影)、写真の画像解析を行い、円相当径1μm以上の第2相粒子の個数密度(個/mm2)を求めた。測定結果を、表5に示す。
得られた最終板(各供試材)について、光学顕微鏡による結晶粒径測定を行った。得られた各供試材から圧延方向に平行な縦断面を切出して鏡面研磨を施し、ホウフッ化水素酸水溶液中で陽極酸化処理を施して、再結晶組織の観察を行った。再結晶組織を偏光顕微鏡にて写真撮影し(1視野当たりの面積;0.135mm2、各試料3視野撮影)、交線法を用いて平均結晶粒径を測定した。評価結果を、表5に示す。
※)曲げ試験割れ深さ(μm)の欄における“20”の表示は、結晶粒界における段差(肌荒れ)の測定値であり、割れは存在していなかったことを示す。
Claims (5)
- Mn:1.00〜1.25質量%、Fe:0.30〜0.70質量%、Si:0.50〜0.85質量%、Ti:0.005〜0.10質量%を含有し、不純物としてのMgが0.10質量%未満に規制され、残部がAl及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
導電率が42%IACS以下であり、伸びが28%以上であり、0.2%耐力(YS1)が100MPaを超え、2%予ひずみ導入後に170℃×20分間の時効処理を施した後の0.2%耐力(YS2)が110MPaを超え、且つ、ΔYS=(YS2−YS1)が10MPa以上であり、
円相当径1μm以上の第二相粒子の個数密度が8.0×10 3 〜16.0×10 3 個/mm 2 であり、平均結晶粒径が30〜50μmの金属組織であることを特徴とする成形性、曲げ加工性および耐デント性に優れた高強度アルミニウム合金板。 - さらに、Cu:0.80質量%未満含有することを特徴とする請求項1に記載の成形性、曲げ加工性および耐デント性に優れた高強度アルミニウム合金板。
- 自動車車体用パネルに使用される請求項1又は2に記載の成形性、曲げ加工性および耐デント性に優れた高強度アルミニウム合金板。
- 請求項1〜3のいずれか1項に記載のアルミニウム合金板の製造方法であって、
Mn:1.00〜1.25質量%、Fe:0.30〜0.70質量%、Si:0.50〜0.85質量%、Ti:0.005〜0.10質量%を含有し、不純物としてのMgが0.10質量%未満に規制され、残部がAl及び不可避的不純物からなる成分組成のアルミニウム合金溶湯を薄スラブ連続鋳造機を用いて、厚み2〜15mmのスラブを連続的に鋳造し、前記スラブに均質化処理及び熱間圧延を施すことなく直接ロールに巻き取った後、中間焼鈍を施すことなく最終冷延率70〜95%の冷間圧延を施した後、最終焼鈍を施して、さらにテンションレベラーによる歪矯正を施すことを特徴とする成形性、曲げ加工性および耐デント性に優れた高強度アルミニウム合金板の製造方法。 - 連続焼鈍炉により、保持温度450〜560℃で10〜60秒保持する最終焼鈍を施すことを特徴とする請求項4に記載の成形性、曲げ加工性および耐デント性に優れた高強度アルミニウム合金板の製造方法。
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