JP7473423B2 - 成形性に優れたAl-Mg-Si系アルミニウム合金板 - Google Patents
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Description
(1) Mg:0.3質量%以上0.45質量%以下、
Si:0.6質量%以上1.75質量%以下、
を含有し、残部がAl及び不可避的不純物であり、
前記Mgの含有量を質量%で[Mg]とし、前記Siの含有量を質量%で[Si]としたとき、[Si]/[Mg]が2.5超であり、
示差走査熱分析曲線において、210℃以上260℃未満の温度範囲内で発現する第1発熱ピークの高さが、20μW/mg以上であるとともに、
260℃以上370℃以下の温度範囲内で発現する第2発熱ピークの高さが、18μW/mg以上である、成形性に優れたAl-Mg-Si系アルミニウム合金板。
(2) 更に、Cu、Fe、Mn及びTiから選択される少なくとも1種を、Cu:0質量%超0.8質量%以下、Fe:0.05質量%以上0.5質量%以下、Mn:0.05質量%以上0.3質量%以下、Ti:0質量%超0.1質量%以下、の範囲で含有する、上記(1)に記載の成形性に優れたAl-Mg-Si系アルミニウム合金板。
この観点から、本発明に係る成形性に優れたAl-Mg-Si系アルミニウム合金板の化学成分組成は、Mg:0.3質量%以上0.45質量%以下、Si:0.6質量%以上1.75質量%以下、を含有し、残部がAl及び不可避的不純物であり、Mgの含有量を質量%で[Mg]とし、Siの含有量を質量%で[Si]としたとき、[Si]/[Mg]が2.5超である。
SiはMgとともに、固溶強化と、焼付け塗装処理などの人工時効処理時に、強度向上に寄与するMg-Si系析出物などの時効析出物を形成して、時効硬化能を発揮する。また、合金中のSi添加量の増加に伴い、破断伸び及び加工硬化性が増加する。そのため、Siは必要な強度(耐力)及び破断伸びと加工硬化性を得るための必須の元素である。
アルミニウム合金板中のSi含有量が0.6質量%未満であると、破断伸びが低下するとともに、人工時効熱処理後のMg-Si系析出物の生成量が不足するため、BH(Bake Hardening)性が著しく低下し、強度が不足する。したがって、アルミニウム合金板中のSi含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して0.6質量%以上とし、1.0質量%以上であることが好ましく、1.2質量%以上であることがより好ましい。
一方、アルミニウム合金板中のSi含有量が1.75質量%を超えると、粗大なSi系析出物が形成されて、延性が低下し、素材板成形の際の割れの原因となる。したがって、アルミニウム合金板中のSi含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して1.75質量%以下とし、1.6質量%以下であることが好ましく、1.5質量%以下であることがより好ましい。
MgもSiとともに、固溶強化と、焼付け塗装処理などの人工時効熱処理時に、強度向上に寄与するMg-Si系析出物などの時効析出物を形成して、時効硬化能を発揮し、必要な強度を得るための必須の元素である。
アルミニウム合金板中のMg含有量が0.3質量%未満であると、Mg-Si系析出物の生成量が不足するため、BH性が著しく低下し、強度が不足する。したがって、アルミニウム合金板中のMg含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して0.3質量%以上とする。
一方、アルミニウム合金板中のMg含有量が0.45質量%を超えると、成形時の素材強度が高くなり、破断伸び及び加工硬化性が低下する。したがって、アルミニウム合金板中のMg含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して0.45質量%以下とする。
本発明者らは、添加Si量に対して添加Mg量が少ないほど、固溶Si量が増加することを見出した。すなわち、Si固溶量の指標として、Si含有量とMg含有量との比で整理が可能であることを見出し、上記比の値を適切に限定することにより、所望の破断伸びを得ることができることを見出した。
アルミニウム合金板中のMgの含有量をアルミニウム合金板全質量に対する質量%で[Mg]とし、Siの含有量をアルミニウム合金板全質量に対する質量%で[Si]としたとき、[Si]/[Mg]が2.5以下であると、Mg含有量に対してSi含有量が少なくなり、Si固溶量が低下するため、破断伸びが低下する。したがって、[Si]/[Mg]は2.5超とし、2.7以上であることが好ましく、3.0以上であることがより好ましい。
これらの元素は、共通して、アルミニウム合金板を高強度化させる効果があるため、本発明では同様の効果を有する元素と見なすことができ、必要により選択的に含有させるが、その具体的な機構には、共通する部分も、異なる部分も勿論ある。
Cuは、固溶強化により強度を向上させることができる成分である。アルミニウム合金板中のCu含有量が、アルミニウム合金板全質量に対して0質量%超であると、上記効果を得ることができる。したがって、アルミニウム合金板中にCuを含有させる場合のCu含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して0質量%超とし、0.02質量%以上であることが好ましく、0.1質量%以上であることがより好ましい。
一方、アルミニウム合金板中のCu含有量がアルミニウム合金板全質量に対して0.8質量%を超えると、上記効果が飽和するだけでなく、アルミニウム合金板の耐食性が劣化することがある。したがって、アルミニウム合金板中にCuを含有させる場合のCu含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して0.8質量%以下とし、0.6質量%以下であることが好ましい。
Feは化合物を生成して、再結晶粒の核となり、結晶粒を微細化させ、強度を向上させる。アルミニウム合金板中のFe含有量がアルミニウム合金板全質量に対して0.05質量%以上であると、上記効果を得ることができる。したがって、アルミニウム合金板中にFeを含有させる場合のFe含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して0.05質量%以上とする。
一方、アルミニウム合金板中のFe含有量がアルミニウム合金板全質量に対して0.5質量%を超えると、粗大な化合物を形成し、破壊の起点となり、成形性が低下することがある。したがって、アルミニウム合金板中にFeを含有させる場合のFe含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して0.5質量%以下とし、0.3質量%以下であることが好ましい。
Mnは、鋳塊及び最終製品としてのアルミニウム合金板の結晶粒を微細化して強度向上に寄与する。アルミニウム合金板中のMn含有量がアルミニウム合金板全質量に対して0.05質量%以上であると、上記効果を得ることができる。したがって、アルミニウム合金板中にMnを含有させる場合のMn含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して0.05質量%以上とする。
一方、アルミニウム合金板中のMn含有量がアルミニウム合金板全質量に対して0.3質量%を超えると、粗大な化合物を形成し、延性を劣化させることがある。したがって、アルミニウム合金板中にMnを含有させる場合のMn含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して0.3質量%以下とし、0.2質量%以下であることが好ましい。
Tiは、粗大な化合物を形成して機械的特性を劣化させる元素である。ただし、アルミニウム合金板に微量にTiを含有させることによって、アルミニウム合金鋳塊の結晶粒を微細化することにより、成形性向上効果を得ることができるため、6000系合金としてJIS規格などで規定する範囲で、Tiを含有させてもよい。アルミニウム合金鋳塊の結晶粒を微細化する効果は、アルミニウム合金板中に微量のTiを含有させることにより得ることができるため、アルミニウム合金板中にTiを含有させる場合のTi含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して0質量%超とする。
一方、アルミニウム合金板中のTi含有量がアルミニウム合金板全質量に対して0.1質量%を超えると、粗大な化合物を形成し、機械的特性を劣化させる。したがって、アルミニウム合金板中にTiを含有させる場合のTi含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して0.1質量%以下とし、0.05質量%以下であることが好ましい。
本発明に係る成形性に優れたAl-Mg-Si系アルミニウム合金板は、上記Mg及びSiと、好ましくは、Cu、Fe、Mn及びTiから選択された少なくとも1種と、を含有し、残部がAl及び不可避的不純物である。不可避的不純物としては、B、Cr、Zn、Zr、Ni、Bi及びSn等が挙げられる、
Bは、粗大な化合物を形成して機械的特性を劣化させる元素であるため、不可避的不純物としてのBは0.03質量%以下に規制する。
また、不可避的不純物としてのCr、Zn、Zr、Ni、Bi及びSnは、それぞれ0.1質量%以下に規制する。
以上の合金組成を前提に、本発明では、アルミニウム合金板の組織を、この板を素材とする部材における人工時効析出物の存在状態を予め示す指標として、示差走査熱量測定(DSC)で得られた示差走査熱分析曲線により規定する。
すなわち、本発明は、破断伸び及び加工硬化性をいずれも良好なものとするために、示差走査熱量測定で得られた示差走査熱分析曲線により規定する。
210℃以上260℃未満の温度範囲内で発現する第1発熱ピークは、強化相(β’’)の生成を示す。第1発熱ピークの高さが高いということは、示差走査熱分析中に、強化相が多く生成していることを意味しており、言い換えると、示差走査熱分析中に強化相の核となるクラスタの形成が少ないことを意味する。
第1発熱ピークの高さが20μW/mg未満であると、示差走査熱分析前の段階で強化相、又は強化相の核となるクラスタが形成されているため、強度が高くなりすぎるとともに、破断伸びと加工硬化性も低下する。したがって、210℃以上260℃未満の温度範囲内で発現する第1発熱ピークの高さは20μW/mg以上とする。
一方、第1発熱ピークの高さの上限については限定しないが、強化相の生成を制御し、アルミニウム合金板の強度低下を抑制することができる点で、第1発熱ピークの高さは50μW/mg以下とすることが好ましく、35μW/mg以下とすることがより好ましい。
260℃以上370℃以下の温度範囲内で発現する第2発熱ピークは、中間相(β’等)の生成を示す。また、本発明者らは、[Si]/[Mg]の増加に伴い、示差走査熱分析中における第2発熱ピークの高さが高くなることを明らかにした。すなわち、第2発熱ピークの高さが高いということは、[Si]/[Mg]が増加していることを表し、これにより、合金中のSi固溶量が増加し、破断伸び及び加工硬化性が向上すると考えた。
第2発熱ピークの高さが18μW/mg未満であると、合金中のSi固溶量が少ないことが考えられ、破断伸びが低くなりやすく、破断伸び及び加工硬化性の両立による成形性向上を得ることができない。したがって、260℃以上370℃以下の温度範囲内で発現する第2発熱ピークの高さは、18μW/mg以上とする。
一方、第2発熱ピークの高さが高すぎると、析出物が生じやすく、破断伸びと加工硬化性が低下する。したがって、第2発熱ピークの上限については限定しないが、第2発熱ピークの高さは50μW/mg以下とすることが好ましい。
上記示差走査熱分析曲線の第1発熱ピークにより特定された組織は、アルミニウム合金板中のMg含有量を0.3質量%以上0.45質量%以下とすることにより制御することができる。また、上記のとおり成分が調整されたアルミニウム合金冷延板を、溶体化処理後に焼入れ処理して室温まで冷却した後1時間以内に、30℃~100℃の温度域で5時間以上、500時間以下保持する熱処理を施す。もしくは、溶体化及び焼入れ処理して室温まで冷却した後1時間以内に、100℃~300℃の温度域で5秒以上、300秒以下保持する熱処理を施した上で、30℃~100℃の温度域で5時間以上、500時間以下保持する熱処理を施して行うことにより、制御することができる。
上記示差走査熱分析曲線の第2発熱ピークの高さについては、[Si]/[Mg]の値を2.5超として、Si固溶量を調整することにより制御することができる。
本発明の6000系アルミニウム合金板は、鋳塊を均熱処理後に熱間圧延され、更に冷間圧延された冷延板であって、更に溶体化処理などの調質が施される、常法によって製造される。すなわち、鋳造、均熱処理、熱間圧延の通常の各製造工程を経て製造され、板厚が2~10mm程度であるアルミニウム合金熱延板とされる。次いで、冷間圧延されて板厚が4mm以下の冷延板とされる。また、均熱処理後に一旦冷却しても良く、その場合は均熱処理後の冷却速度を20℃/hr以上、100℃/hr未満とし、350~450℃の範囲の所定の温度まで再加熱してから、熱間圧延を開始すればよい。冷間圧延時には必要に応じて、焼鈍及び中間焼鈍を行っても良い。
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、Mg、Siなどの各元素の十分な固溶量を得るためには、500℃以上、溶融温度以下の溶体化処理温度に加熱することが望ましい。
なお、表1中の各元素の含有量の欄において、「-」の表示は、その含有量が検出限界以下であったことを示す。
アルミニウム合金板の具体的な製造条件を以下に示す。表1に示す各組成のアルミニウム合金鋳塊を、金型鋳造により共通して溶製した。続いて、面削を施した後の鋳塊を、540℃×4時間の均熱処理をした後、その温度で熱間圧延を行って熱間圧延板とした。この熱間圧延板を冷間圧延し、厚さ1.0mmの冷延板とした。
供試板の板厚中央部における組織について、示差走査熱量測定を実施し、アルミニウム合金供試板の発熱ピークの温度(℃)及び高さ(μW/mg)を測定した。
試験装置:HITACHI DSC7020
標準物質:アルミニウム
試料容器:アルミニウム
昇温条件:10℃/min
雰囲気:アルゴン(60ml/min)
試料重量:39.0~42.0mg
<破断伸び>
上記供試板の成形性を判断する試験として、JIS Z 2241に準拠して引張試験を実施し、破断伸び(%)を測定した。引張試験は、各供試板から、各々JIS Z 2241に規定される13B号試験片(平行部の幅12.5mm×標点距離50mm×板厚)を採取し、室温にて実施した。試験片の引張り方向は、圧延方向に対して直角の方向とした。また、引張り速度は、ひずみ量が0.5%までは3mm/分、その後は20mm/分とした。なお、1枚のアルミニウム合金板から4枚の試験片を採取し、平均値を算出した。
上記供試板の成形性を判断する他の試験として、JIS Z 2253に準拠して引張試験を実施し、加工硬化指数(n値)を測定した。加工硬化指数(n値)は、真ひずみと真応力を計算し、横軸をひずみ、縦軸を応力とした対数目盛上にプロットし、測定点が表す直線の勾配を、公称ひずみ4~6%の塑性ひずみ域で真応力と真ひずみの対数に最小二乗法で計算して、n値(4-6%)とした。
なお、n値は0.29以上で合格とした。
具体的には、破断伸びが26%以上の高い値となり、n値は0.29以上の高い値となり、成形性に優れたものとなった。
比較例No.3は、[Si]/[Mg]が2.5以下であるため、第2発熱ピークの高さが本発明範囲の下限未満となり、その結果、破断伸びが低下した。
比較例No.6は、アルミニウム合金板のSi含有量が本発明範囲の下限未満であるとともに、[Si]/[Mg]が2.5以下であるため、第1ピークが発現せず、第2発熱ピークの高さも本発明範囲の下限未満となった。その結果、破断伸びが低下した。なお、比較例No.6では第1ピークが発現しなかったため、表2の比較例No.6における「第1発熱ピーク温度」及び「第1発熱ピーク高さ」を「-」で示している。
図1に示すとおり、発明例No.1及びNo.2では、210℃以上260℃未満の温度範囲内で第1発熱ピークが発現しており、その高さは20μW/mg以上である。また、260℃以上370℃以下の温度範囲内で第2発熱ピークが発現しており、その高さは18μW/mg以上である。
Claims (2)
- Mg:0.3質量%以上0.45質量%以下、
Si:0.6質量%以上1.75質量%以下、
を含有し、残部がAl及び不可避的不純物であり、
前記Mgの含有量を質量%で[Mg]とし、前記Siの含有量を質量%で[Si]としたとき、[Si]/[Mg]が2.5超であり、
示差走査熱分析曲線において、210℃以上260℃未満の温度範囲内で発現する第1発熱ピークの高さが、20μW/mg以上であるとともに、
260℃以上370℃以下の温度範囲内で発現する第2発熱ピークの高さが、18μW/mg以上である、成形性に優れたAl-Mg-Si系アルミニウム合金板。 - Mg:0.3質量%以上0.45質量%以下、
Si:1.06質量%以上1.75質量%以下、
を含有し、
更に、Cu、Fe、Mn及びTiから選択される少なくとも1種を、Cu:0質量%超0.8質量%以下、Fe:0.05質量%以上0.5質量%以下、Mn:0.05質量%以上0.3質量%以下、Ti:0質量%超0.1質量%以下、の範囲で含有し、残部がAl及び不可避的不純物であり、
前記Mgの含有量を質量%で[Mg]とし、前記Siの含有量を質量%で[Si]としたとき、[Si]/[Mg]が2.5超であり、
示差走査熱分析曲線において、210℃以上260℃未満の温度範囲内で発現する第1発熱ピークの高さが、20μW/mg以上であるとともに、
260℃以上370℃以下の温度範囲内で発現する第2発熱ピークの高さが、18μW/mg以上である、成形性に優れたAl-Mg-Si系アルミニウム合金板。
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