WO2013065760A1 - 成形加工用アルミニウム合金クラッド材 - Google Patents

成形加工用アルミニウム合金クラッド材 Download PDF

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博貴 竹田
日比野　旭
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古河スカイ株式会社
新日鐵住金株式会社
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    • Y10T428/12736—Al-base component
    • Y10T428/12764—Next to Al-base component

Definitions

  • This invention can be used as a material for parts and parts of various automobiles such as automobile body seats and body panels, ships and aircraft, building materials, structural materials, various other machinery and equipment, home appliances and parts thereof, and the like.
  • the present invention relates to an aluminum alloy clad material for forming used by being subjected to paint baking.
  • the body sheet of an automobile is used after being subjected to press processing, so that it has excellent molding processability, and is used after being subjected to hem bending to join and integrate the outer panel and the inner panel.
  • the hemmability is required to be excellent among the moldability.
  • it is usually used after painting and baking when emphasizing strength in the balance between formability and strength, high strength can be obtained after painting and baking, and conversely, forming properties are important.
  • an aluminum alloy plate for an automobile body sheet is required to have sufficient corrosion resistance (intergranular corrosion resistance, yarn rust resistance).
  • an aging Al—Mg—Si alloy or an Al—Mg—Si—Cu alloy has been mainly used.
  • aging Al-Mg-Si alloys and Al-Mg-Si-Cu alloys have the advantage that they are aged by heating during paint baking and the strength after paint baking is increased. Due to the advantages such as being difficult to generate, it is becoming the mainstream of automobile body sheet materials.
  • press formability and heme workability are inferior to those of Al—Mg alloys, various studies have been made to improve both. For example, many technologies have been proposed such as control of the amount of Mg and Si, which are main elements, addition of elements such as Cu, control of second phase particles, control of crystal grain size, control of texture, etc. Yes.
  • Patent Document 1 the use of a clad material obtained by clad a plate material having different characteristics has been proposed.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and an object of the present invention is to provide an aluminum alloy clad material for forming that has high mass productivity and is particularly excellent in formability, bake hardenability, and corrosion resistance. .
  • the aluminum alloy clad material for forming according to the present invention is: Mg: 0.2-1.5% (mass%, the same shall apply hereinafter), Si: 0.2-2.5%, Cu: 0.2-3.0%, the balance from Al and inevitable impurities
  • An aluminum alloy core material It is clad on one or both sides of the core material, and the thickness is 3 to 30% of the total thickness per side, Mg: 0.2 to 1.5%, Si: 0.2 to 2.0
  • the aluminum alloy skin material the balance of which is composed of Al and inevitable impurities
  • the core material and / or the skin material are either Mn: 0.03 to 1.0%, Cr: 0.01 to 0.40%, Zr: 0.01 to 0.40%, V: One or more of 0.01 to 0.40%, Fe: 0.03 to 1.0%, Zn: 0.01 to 2.5%, Ti: 0.005 to 0.30% contains, It is good as well.
  • the amount of Mg contained in the insert material is 0.05 to 2.0 mass%
  • the amount of Si contained in the insert material mass%, the same applies hereinafter
  • the amount of Cu mass%, the same applies hereinafter
  • the following formulas (4) to (6) are simultaneously satisfied: It is good as well.
  • the solidus temperature of the insert material is lower than the solidus temperature of the core material and the solidus temperature of the skin material, It is good as well.
  • the thickness of the insert material when the core material, the insert material and the skin material are joined by high-temperature heat treatment is 10 ⁇ m or more. It is good as well.
  • FIG. 5 is a phase diagram of an Al—Si alloy showing the relationship between the composition of the insert material and the temperature.
  • (A)-(d) is a schematic diagram which shows the production
  • the core material and the skin material used for the aluminum alloy clad material of the present invention may be basically an Al—Mg—Si alloy or an Al—Mg—Si—Cu alloy, and the specific component composition thereof is Although it may be adjusted as appropriate according to the required performance level, it is preferable to adjust the component composition as in this embodiment when emphasizing moldability, bake hardenability and corrosion resistance.
  • the reason for limiting the component composition of the material alloy will be described.
  • Mg is an alloy element that is a basic alloy of the system targeted by the present invention, and contributes to strength improvement in cooperation with Si. If the amount of Mg is less than 0.20%, G. contributes to strength improvement by precipitation hardening during baking. P. (Guinier-Preston) The amount of formation in the zone is small, so sufficient strength improvement cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 1.5 mass%, coarse Mg-Si based intermetallic compounds are produced and press molding processing is performed. Inhibits sex. Therefore, the Mg amount is set in the range of 0.2 mass% to 1.5 mass%.
  • Si is also an alloy element that is fundamental in the alloy of the present invention, and contributes to strength improvement in cooperation with Mg.
  • Si is produced as a crystallized product of metal Si during casting, and the periphery of the metal Si particles is deformed by processing and becomes a recrystallization nucleus generation site during solution treatment. It also contributes to If the amount of Si is less than 0.20 mass%, the above effects cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if it exceeds 2.5 mass%, coarse Si particles and coarse Mg-Si based intermetallic compounds are produced, and press molding processing is performed. It causes a decline in sex. Therefore, the Si amount is set in the range of 0.20 mass% to 2.5 mass%.
  • Cu is an element that may be added to improve strength and formability, but if the amount is less than 0.20 mass%, the above effect cannot be obtained sufficiently, while if it exceeds 3.0 mass%. The strength becomes too high and the press workability deteriorates. Therefore, the Cu content is regulated within the range of 0.20 mass% to 3.0 mass%.
  • Mn, Cr, Zr, V, Fe, Zn, Ti may be added depending on the purpose. These elements are effective for improving strength, crystal grain refinement, aging (bake hardenability), and surface treatment.
  • Mn, Cr, Zr, V Mn, Cr, Zr, and V are elements that are effective in improving the strength, refining crystal grains, and stabilizing the structure.
  • Mn content is 0.03 mass% or more, or the Cr, Zr, and V contents are each 0.01 mass% or more, the above effects can be sufficiently obtained.
  • Mn content is 1.0 mass% or less, or the Cr, Zr, and V contents are each 0.40 mass% or less, the above-described effects are sufficiently maintained, and a large number of intermetallic compounds. It is possible to suppress an adverse effect on formability due to the generation. Therefore, Mn is preferably in the range of 0.03 mass% to 1.0 mass%, and Cr, Zr, and V are each preferably in the range of 0.01 mass% to 0.40 mass%.
  • Fe is also an element effective for strength improvement and crystal grain refinement, and a sufficient effect can be obtained when its content is 0.03 mass% or more, and by 1.0 mass% or less, A decrease in press formability due to the generation of a large number of intermetallic compounds can be suppressed. Therefore, the amount of Fe is preferably in the range of 0.03 mass% to 1.0 mass%.
  • Zn is an element that contributes to strength improvement through aging improvement and is effective in improving surface treatment properties, and the above effect can be sufficiently obtained when the amount of Zn added is 0.01 mass% or more. , The lowering of moldability can be suppressed by being 2.5 mass% or less. Therefore, the Zn content is preferably in the range of 0.01 mass% to 2.5 mass%.
  • Ti is effective for improving the strength of the final plate, preventing rough skin, and improving ridging resistance through the refinement of the ingot structure. Therefore, Ti is added for refinement of the ingot structure, and its content is 0.005 mass%. By being above, a sufficient effect can be obtained, and by being 0.30 mass% or less, the formation of coarse crystallized substances can be suppressed while maintaining the effect of adding Ti. Therefore, the Ti amount is preferably in the range of 0.005 mass% to 0.30 mass%.
  • B may be added simultaneously with Ti, and by adding B together with Ti, the effect of refining and stabilizing the ingot structure becomes more prominent. The addition of B is preferably acceptable.
  • Al and inevitable impurities may be used.
  • the skin material is strongly required to have corrosion resistance (intergranular corrosion resistance, yarn rust resistance) and hemmability, and is required to have a minimum surface hardness as a body sheet material for automobiles.
  • the alloy composition range of the skin material is the same as that of the core material described above, except that Si is regulated to 2.0 mass% or less and Cu is regulated to 0.1 mass% or less.
  • Si is regulated to 2.0 mass% or less
  • Cu is regulated to 0.1 mass% or less.
  • Si is also an alloy element that is fundamental in the alloy of the present invention, and contributes to strength improvement in cooperation with Mg.
  • Si is produced as a crystallized product of metal Si at the time of casting, and the periphery of the metal Si particles is deformed by processing and becomes a recrystallization nucleus generation site during solution treatment. It also contributes to If the amount of Si is less than 0.20 mass%, the above effects cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if it exceeds 2.0 mass%, coarse Si particles and coarse Mg-Si intermetallic compounds are produced, resulting in hemmability. Incurs a decline. Therefore, the Si amount is set in the range of 0.20 mass% to 2.0 mass%.
  • Cu is an element that may be added to improve strength and formability, but if the amount exceeds 0.1 mass%, corrosion resistance (intergranular corrosion resistance, yarn rust resistance) deteriorates.
  • the Cu content is restricted to 0.1 mass% or less.
  • the ratio of the thickness of the skin material to the total thickness is 3 to 30% on one side, and clad on one side or both sides as necessary. If the cladding ratio is less than the lower limit of this range, the performance that the skin should exhibit, such as corrosion resistance and hem workability, will not be sufficiently exhibited, and if it exceeds the upper limit, it will be representative of press moldability, bake hardenability, etc. The performance that should be exhibited by the core material is greatly deteriorated.
  • the core material and the insert material, and the skin material and the insert material are joined metallically by a joining method that uses a slight liquid phase generated inside the insert material by applying high-temperature heating to prevent interfacial delamination during rolling. is doing.
  • rolling is completed without causing interfacial delamination, so that a tightly bonded clad material can be reliably and stably obtained on a mass production scale without causing poor adhesion at the bonding interface.
  • the insertion of the insert material is useful for preventing the adhesion failure even in the alloy types for which the cladding technology is established. It is also effective to improve the clad rate or to achieve a cladding ratio that has been difficult with the conventional method.
  • the role required of the aluminum alloy insert material is to improve the adhesion failure.
  • an Al—Mg—Si alloy or an Al—Mg—Si—Cu alloy is used as a material for the core material and the skin material.
  • the thickness of the insert material when joining the insert material, the core material, and the skin material by high-temperature heat treatment is 10 ⁇ m or more.
  • the thickness of the insert material is preferably 50 ⁇ m or more, and even more preferably 100 ⁇ m or more, it becomes possible to prevent the bonding interface peeling more reliably.
  • the preferable thickness of the insert material does not change depending on the thickness of the core material and the skin material, and the maximum thickness of the insert material is particularly limited. It is not a thing.
  • it is desirable that the presence of the insert material does not affect other characteristics such as press molding processability, hem processability, bake hardenability, corrosion resistance, and surface quality.
  • the ratio of the insert material to the total plate thickness is 1% or less on one side.
  • the material properties of the insert material do not hinder the effect of the core material or skin material.
  • the lower limit of the ratio of the insert material is not particularly limited. From the above, the upper and lower limits of the thickness of the insert material are determined for the different purposes described above, the lower limit is a preferred thickness during high-temperature heat treatment, and the upper limit is a preferred ratio with respect to the total thickness. It is more preferable to set in such a manner.
  • FIG. 1 schematically shows a phase diagram of an Al—Si alloy which is a typical binary eutectic alloy.
  • the composition of the insert material is the Si concentration c1
  • the generation of the liquid phase starts at a temperature T1 near the eutectic temperature (solidus temperature) Te.
  • T1 near the eutectic temperature (solidus temperature) Te.
  • Te eutectic temperature
  • FIG. 2A crystal precipitates are distributed in the matrix divided by the grain boundaries.
  • FIG. 2B there are many precipitates, or crystal grain boundaries having a high solid solution element concentration are melted due to segregation at the grain boundaries to form a liquid phase.
  • the periphery of the Si crystal precipitate particles and intermetallic compounds which are the main additive element components dispersed in the matrix of the aluminum alloy, melts into a spherical shape to form a liquid phase. Further, as shown in FIG. 2 (d), this spherical liquid phase generated in the matrix is re-dissolved in the matrix with the passage of time and temperature due to the interfacial energy, and the grain boundary and the surface are diffused by the solid phase diffusion. Move to.
  • the liquid phase amount increases from the state diagram.
  • the Si concentration of the insert material is c2
  • generation of a liquid phase starts in the vicinity of the solidus temperature Ts2 in the same manner as c1
  • the temperature rises to T3 The liquid phase amount increases.
  • the liquid phase generated on the surface of the insert material during bonding fills the gap with the core material or skin material, and then the liquid phase near the bonding interface moves to the core material or skin material.
  • the solid phase ⁇ phase crystal grains of the insert material in contact with the bonding interface grows toward the inside of the core material or the skin material, whereby metal bonding is performed.
  • the joining method according to the present invention utilizes a liquid phase generated by partial melting inside the insert material.
  • the thickness of the insert material in the joining of the present invention is within the above-described range, it is good if the temperature is equal to or higher than the solidus temperature determined from the endothermic peak by differential thermal analysis (DTA). Can be obtained.
  • the mass ratio of the liquid phase is preferably 5% or more, more preferably 10% or more. Further, even if the insert material is completely dissolved, there is no problem in the present invention, but it is not necessary.
  • Al-Mg-Si-based alloys and Al-Mg-Si-Cu-based alloys used as core materials or skin materials may cause eutectic melting with performance deterioration at temperatures exceeding 590 ° C.
  • the high-temperature heat treatment performed prior to is usually performed at 590 ° C. or lower. Therefore, the solidus temperature of the aluminum alloy insert material needs to be 590 ° C. or lower. Since a slight liquid phase may be generated, the high-temperature heating holding time may be 5 min or more and 48 hours or less. Furthermore, from the viewpoint of energy saving, the lower the temperature of the high-temperature heat treatment, the better. Therefore, the solidus temperature of the insert material is preferably 570 ° C. or lower.
  • the solidus temperature may be 590 ° C. or lower. Therefore, in order to avoid the performance deterioration of the clad material, the high temperature heat treatment is performed on the core material or the skin material. It is preferable to carry out below the solidus temperature. On the other hand, in order to prevent poor adhesion, it is necessary to heat at a temperature higher than the solidus temperature of the insert material as described above. Therefore, the solidus temperature of the insert material is different from that of the core material and the skin material. It is more preferable that the temperature is lower than the temperature.
  • the aluminum alloy insert material used for the aluminum alloy clad material of the present invention may have a solidus temperature of 590 ° C. or lower, and its specific composition is not particularly limited, but considers productivity and the like. Accordingly, it is preferable to use an Al—Cu based alloy, an Al—Si based alloy, or an Al—Cu—Si based alloy.
  • both Cu and Si are elements that have the effect of greatly lowering the solidus temperature when added to aluminum.
  • the present inventors investigated a composition range in which a clad material with good performance without an adhesion failure can be obtained when an Al—Cu, Al—Si, or Al—Cu—Si alloy is used as an insert material. It has been found that it is more preferable that the following expressions (1) to (3) are simultaneously satisfied when the Si amount is x and the Cu amount is y.
  • the upper limit of Cu and Si is not particularly limited in order to exhibit the function of the insert material required in the present invention, but when considering productivity such as castability and rollability, Cu is 10 mass. % Or less, and Si is more preferably 15 mass% or less.
  • Mg is another element that has an effect of greatly reducing the solidus temperature.
  • Mg may be added to the Al—Cu based, Al—Si based, or Al—Cu—Si based alloy as necessary.
  • the Mg content is 0.05 mass% or more, the effect of lowering the solidus temperature can be sufficiently obtained, and when it is 2.0 mass% or less, the extreme surface of the insert material during high-temperature heating
  • the amount of Mg is preferably in the range of 0.05 mass% to 2.0 mass% because inhibition of bonding due to the formation of a thick oxide film on the surface is suppressed. It should be noted that even if the aforementioned Al—Cu, Al—Si, or Al—Cu—Si alloy contains an Mg amount less than the lower limit specified here, the function of the insert material is not impaired.
  • the inventors of the present invention have a composition range in which a clad material having no poor adhesion can be obtained when an Al—Cu—Mg, Al—Si—Mg, or Al—Cu—Si—Mg alloy is used as an insert material. As a result of the same investigation, it was found that it is even more preferable that the following expressions (4) to (6) are simultaneously satisfied when the Si amount is x and the Cu amount is y.
  • one or more elements other than the above-described Cu, Si, Mg for example, Fe, Mn, Sn, Zn, Cr, Zr, Ti, V, B, Ni, Sc, or the like, as long as the function of the insert material is not impaired. It is permissible to contain two or more kinds. More specifically, Fe and Mn are 3.0 mass% or less, Sn and Zn are 10.0 mass% or less, and Cr, Zr, Ti, V, B, Ni, and Sc are 1.0 mass% or less. You may add according to the objectives, such as a castability and a rollability improvement. Similarly, inevitable impurities are allowed to be contained.
  • the core material, the skin material, and the insert material constituting the aluminum alloy clad material in the present invention may be manufactured according to a conventional method.
  • an aluminum alloy having the component composition as described above is first melted in accordance with a conventional method, and a normal casting method such as a continuous casting method or a semi-continuous casting method (DC casting method) is appropriately selected and cast.
  • a normal casting method such as a continuous casting method or a semi-continuous casting method (DC casting method) is appropriately selected and cast.
  • a normal casting method such as a continuous casting method or a semi-continuous casting method (DC casting method) is appropriately selected and cast.
  • a normal casting method such as a continuous casting method or a semi-continuous casting method (DC casting method)
  • a predetermined plate thickness may be obtained by mechanical cutting or a combination of rolling and mechanical cutting.
  • the core material, skin material, and insert material having a predetermined plate thickness are laminated so that the insert material enters between the core material and the skin material.
  • the skin material and the insert material may be laminated on one side or both sides as necessary.
  • a flux may be applied to the bonded portion as necessary.
  • the bonding interface is sufficiently peeled during rolling without applying the flux. Can be prevented.
  • the laminated core material, skin material, and insert material may be fixed by welding. Welding may be carried out according to a conventional method.
  • the core material, the skin material, and the insert material are fixed by a fixing device such as an iron band.
  • a fixing device such as an iron band.
  • high-temperature heating is performed for bonding using the liquid phase of the insert material, but the Al—Mg—Si system or Al—Mg—Si—Cu constituting the core material and the skin material is applied. It is efficient to carry out in combination with a homogenization treatment that is usually performed in a system alloy.
  • the temperature in the case of performing the high-temperature heat treatment that also serves as the homogenization treatment is at least the solidus temperature of the insert material, and as described above, 590 ° C. or less, preferably 570 ° C., depending on the solidus temperature of the insert material.
  • the holding time is preferably 5 min or more and 48 hours or less. When the holding time is 5 min or more, good bonding can be obtained, and when the holding time is 48 hours or less, the heat treatment can be performed economically while maintaining the above effect.
  • the high-temperature heat treatment can be sufficiently performed in an oxidizing atmosphere such as an atmospheric furnace, but in order to prevent interfacial peeling more reliably, in a non-oxidizing atmosphere that does not contain an oxidizing gas such as oxygen. More preferably.
  • Non-oxidizing atmosphere includes vacuum, inert atmosphere and reducing atmosphere.
  • Inert atmosphere refers to an atmosphere filled with an inert gas such as nitrogen, argon, helium, neon, etc., and reducing atmosphere.
  • the term “atmosphere” refers to an atmosphere in which a reducing gas such as hydrogen, carbon monoxide, or ammonia exists.
  • the lower temperature limit may be 480 ° C. or higher, more preferably 490 ° C. or higher.
  • hot rolling and / or cold rolling in accordance with normal conditions or both are performed to obtain a clad material having a predetermined plate thickness.
  • the material reaching temperature is 500 ° C. or more and 590 ° C. or less, and the holding at the material reaching temperature is within 5 minutes to no holding.
  • the intermediate temperature between the solidus temperature and the liquidus temperature of the insert material is Tc
  • severe melting of the insert layer does not occur by heating to a temperature range lower than Tc, and deterioration of the material characteristics is caused. Since it can be suppressed, the material arrival temperature is more preferably less than Tc even within the above range.
  • the upper limit of the material reaching temperature when performing the intermediate annealing as required is also 590 ° C. or less and less than Tc.
  • the solution treatment time is not particularly limited, but is usually 5 minutes or less, so that the solution treatment can be performed economically while maintaining the solution effect, and the coarsening of crystal grains is suppressed. Therefore, the solution treatment time is preferably within 5 minutes.
  • the cooling rate is 100 ° C./min or higher and the temperature range is 150 ° C. or lower. It is preferable to cool (quenify).
  • the cooling rate after the solution treatment is 100 ° C./min or more, press formability, particularly bending workability can be maintained high, and at the same time, a decrease in bake hardenability is suppressed, which is sufficient during paint baking. Can improve the strength.
  • a stabilization treatment may be performed as necessary. That is, in the case where bake hardenability (BH property) is more important than moldability, after solution treatment, after cooling (quenching) to a temperature range of 50 ° C. or more and less than 150 ° C. at a cooling rate of 100 ° C./min or more. More preferably, the stabilization treatment is performed within this temperature range (less than 50 to 150 ° C.) before the temperature drops to a temperature range below 50 ° C. (room temperature).
  • the holding time in the temperature range of 50 to 150 ° C. in this stabilization treatment is not particularly limited, but it is usually desirable to hold it for 1 hour or longer, and cooling (slow cooling) over 1 hour or more within that temperature range. You may do it.
  • cooling is performed to a temperature range of less than 50 ° C. in the cooling process after solution treatment without performing stabilization treatment. It is more preferable to leave in the temperature range of ° C.
  • the alloy codes A to F and M to Q used as the core material or the skin material and the alloy codes G to L and R to V used as comparative examples with the composition shown in Table 1, and Tables 2, 3 Alloy codes 3-5, 7-29, 31-57 used as insert material materials and alloy codes 1, 2, 6, 30 which are comparative examples of insert materials are shown in accordance with conventional methods. It was melted and cast into a slab by a DC casting method.
  • Table 1 “comparative examples” are indicated in the table for alloys having a component composition outside the scope of the present invention.
  • the insert material having a solidus temperature outside the scope of the present invention is indicated as “Comparative Example” in the table.
  • the core material is machine-cut and the skin material is hot so that the clad rate, the thickness of the insert material during high-temperature heat treatment, and the thickness of the insert material are as shown in Tables 4-7.
  • the core material, skin material, and insert material are placed between the core material and the skin material according to the combinations shown in Tables 4 to 7. Laminated.
  • the skin material and the insert material are used as the core material.
  • the clad rate and the ratio of the thickness of the insert material are the values for one side of both the double-sided clad material and single-sided clad material.
  • high temperature heat treatment was performed for 2 hours at the temperatures shown in Tables 4 to 7 in order to perform bonding using the liquid phase of the insert material.
  • high-temperature heat treatment is performed in a nitrogen atmosphere that is a non-oxidizing atmosphere
  • 017 and 079 are in a vacuum that is also a non-oxidizing atmosphere, and otherwise the atmosphere is an oxidizing atmosphere. Carried out.
  • production hot rolling was performed to obtain a plate having a thickness of 3.0 mm.
  • Production codes 016, 017, 078, and 079 subjected to high-temperature heat treatment in a non-oxidizing atmosphere are the maximum rolling ratios in one pass.
  • the hot-rolled sheet was subjected to intermediate annealing using a glass furnace at 530 ° C. for 5 minutes, forced air cooling to room temperature with a fan, and then cold-rolled to a thickness of 1.0 mm.
  • the obtained cold-rolled sheet was subjected to a solution treatment at 530 ° C. for 1 minute in a glass stone furnace, forced air-cooled with a fan to near room temperature, immediately subjected to a preliminary aging treatment at 80 ° C. for 5 hours, and an aluminum alloy A clad material (test material) was produced.
  • production codes 120 to 124 are single alloy specimens, and production codes 120 to 126 did not use insert materials.
  • a JIS No. 5 test piece was cut out in a direction parallel to the rolling direction, and 0.2% proof stress before baking and elongation before baking were evaluated by a tensile test. Further, after 2% stretching, 0.2% proof stress was also measured after baking after baking at 170 ° C. for 20 minutes using an oil bath.
  • a Vickers hardness test was performed on the post-baked plate material that was subjected to the paint baking process as described above.
  • the Vickers hardness test was performed based on JIS Z2244, the test force was 0.015 Kgf, and the hardness measurement position was the rolled surface of the skin material side surface.
  • the thickness of the skin material which is a test object layer was less than 1.5 times the diagonal length of a hollow (indentation), it describes as a reference value.
  • a JIS No. 5 test piece was cut out in a direction parallel to the rolling direction, stretched 5%, then bent 180 ° with a bending radius R of 0.5 mm and cracked with a loupe.
  • the presence or absence of rough skin (hem workability) was evaluated.
  • the single-sided clad material was bent so that the surface on the skin side would be the outside of the bend.
  • ⁇ indicates that neither cracks nor rough skin has occurred
  • ⁇ indicates that no cracks have occurred
  • ⁇ indicates that cracks that do not penetrate the plate thickness have occurred
  • X indicates the plate thickness. It shows the occurrence of cracks penetrating.
  • the maximum yarn rust length was measured by measuring the corrosion length in the direction perpendicular to the crosscut wrinkles.
  • L ⁇ 1.5 is ⁇
  • 1.5 ⁇ L ⁇ 3.0 is ⁇
  • 3.0 ⁇ L was evaluated as x.
  • the peak height of the endothermic peaks generated when the test piece cut out from each of the test materials described above was heated from 450 ° C. to 700 ° C. at 5 ° C./min was determined (reference substance).
  • the starting point of a large endothermic peak that is 5 ⁇ V or higher (the electromotive force of a thermocouple showing a temperature difference with respect to ⁇ V) was taken as the solidus temperature.
  • the starting point of the endothermic peak at the lowest temperature may be the solidus temperature.
  • the starting point was defined as a point deviating from the straight line when the straight line portion extending from the target endothermic peak to the high temperature side was drawn to the high temperature side.
  • Tables 4 to 6 show the results of various evaluations under conditions within the scope of the present invention. As is clear from the results shown in the table, the production codes 001 to 119 of the present invention material had better elongation before baking and hemmability, and other characteristics were also good.
  • Table 7 shows the test results of comparative examples that are outside the scope of the present invention.
  • materials that are not used and items that are not evaluated are indicated as “-” in the table.
  • the production codes 125 to 132 the clad interface was peeled off during rolling, or many blisters were generated after intermediate annealing, and the material evaluation was not achieved.
  • the production code 144 will be described later as a reference example.
  • the single alloy material (manufacturing codes 120 to 124) was inferior in terms of performance balance compared to the test materials according to the present invention (manufacturing codes 001 to 119).
  • the material of the present invention has both a high level of elongation before baking and corrosion resistance compared to a single alloy material, while having practical strength and hemmability as a material for forming.
  • the production code 133 in which the ratio of the skin material to the total plate thickness is less than the specified range the hem workability and the corrosion resistance of the present invention material (for example, the production code 028) composed of the same core material and skin material combination is improved. A decrease was observed.
  • the production code 134 in which the ratio of the skin material to the total plate thickness exceeds the specified range is 0.2% before baking as compared with the present invention material (for example, the production code 067) composed of the same core material and skin material combination. The yield strength and the 0.2% yield strength after baking were greatly reduced.
  • Production codes 016, 017, 078, and 079 in the present invention are for verifying the effect of the high-temperature heat treatment in the non-oxidizing atmosphere, and the high-temperature heat treatment was performed in the oxidizing atmosphere (in the air). It was found that the rolling rate per pass can be further increased compared to the present invention material.
  • the clad plate material of production code 140 to 142 whose composition of the skin material deviated from the upper limit defined in the present invention, the hemming property or the corrosion resistance was deteriorated as compared with the example of the present invention.
  • the post-baking surface hardness was deteriorated as compared with the present invention example.
  • the manufacturing code 144 has a melting point much higher than that of the insert material in order to verify the technology for joining the insert material and the core material or the insert material and the skin material using the liquid phase of the insert material used in the present invention. Although it was combined with high pure aluminum and subjected to high temperature heat treatment, good bonding was confirmed after high temperature heating as in the case of the material of the present invention. For the production code 144, no evaluation was performed other than the verification of the bonding property.

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Abstract

　成形加工用アルミニウム合金クラッド材は、Ｍｇ：０．２～１．５％（ｍａｓｓ％、以下同じ）、Ｓｉ：０．２～２．５％、Ｃｕ：０．２～３．０％を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金の芯材と、芯材の片面又は両面にクラッドされており、厚さが１面につき全板厚の３～３０％であり、Ｍｇ：０．２～１．５％、Ｓｉ：０．２～２．０％を含むとともにＣｕを０．１％以下に規制した組成を有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金の皮材と、芯材と皮材との間に介在しており、５９０℃以下の固相線温度を有するアルミニウム合金のインサート材と、を備える。

Description

成形加工用アルミニウム合金クラッド材
　この発明は、自動車ボディシート、ボディパネルのような各種自動車、船舶、航空機等の部材・部品、あるいは建築材料、構造材料、そのほか各種機械器具、家電製品やその部品等の素材として、成形加工及び塗装焼付を施して使用される成形加工用アルミニウム合金クラッド材に関するものである。
　従来、自動車のボディシートとしては、主として冷延鋼板を使用することが多かったが、最近では車体軽量化等の観点から、アルミニウム合金圧延板を使用することが多くなっている。
　ところで、自動車のボディシートはプレス加工を施して使用するところから、成形加工性が優れていること、アウターパネルとインナーパネルとを接合して一体化させるためなどにヘム曲げ加工を施して使用することが多いところから、成形性のうちでもヘム加工性が優れていることが要求される。また、塗装焼付を施して使用するのが通常であることから、成形性と強度のバランスにおいて強度を重視する場合に、塗装焼付後に高強度が得られること、逆に成形性を重視する場合には、塗装焼付後に若干の強度を犠牲にする代わりに高いプレス成形性が得られることが要求される。さらにまた、自動車用ボディシート向けのアルミニウム合金板においては、十分な耐食性（耐粒界腐食性、耐糸錆性）を有していることが要求される。
　従来、このような自動車用ボディシート向けのアルミニウム合金としては、Ａｌ－Ｍｇ系合金のほか、時効性を有するＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金もしくはＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金が主として使用されている。これらのうち時効性Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金は、塗装焼付時の加熱によって時効されて塗装焼付後の強度が高くなる利点を有するほか、リューダースマークが発生しにくい等の長所を有するため、自動車ボディシート材の主流となりつつある。しかし、Ａｌ－Ｍｇ系合金などに比べて、プレス成形加工性やヘム加工性が劣るため、両者を向上させるための種々の検討がこれまでなされている。例えば、主要元素であるＭｇ量やＳｉ量の制御、Ｃｕに代表されるような元素の添加、第二相粒子の制御、結晶粒径の制御、集合組織の制御など多数の技術が提案されている。
　一方で、自動車用ボディシート材のようにプレス成形加工性、ヘム加工性、強度、耐食性など要求される特性が多岐にわたる場合においては、単一合金からなる板では、全ての要求項目を達成することが困難となる場合がある。この様な問題を解決する手段としては、特許文献１に示されるようにそれぞれ異なる特性を有する板材をクラッドしたクラッド材の使用が提案されている。
特表２００９－５３５５１０号公報
　アルミニウム合金クラッド材の工業的な生産法としては、アルミニウムまたはアルミニウム合金の板材を積層して熱間圧延を行うことによって界面を接合する（熱間圧延クラッド）技術が一般的であり、熱交換器などに使用されるブレージングシートの製造において現在広く用いられている。しかし、自動車用ボディシート向けＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金あるいはＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金において常法に従いクラッド圧延を行った場合、芯材と皮材の密着不良が起こりやすく、クラッド界面の剥離、クラッド率不良の発生、フクレと呼ばれる品質異常の発生、クラッド材の生産性の低下など、種々の問題の原因となるため、量産的規模での実用化は困難である。
　本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであって、高い量産性が得られるとともに、成形性、焼付け硬化性及び耐食性に特に優れる成形加工用アルミニウム合金クラッド材を提供することを目的とする。
　上記目的を達成するため、本発明の成形加工用アルミニウム合金クラッド材は、
　Ｍｇ：０．２～１．５％（ｍａｓｓ％、以下同じ）、Ｓｉ：０．２～２．５％、Ｃｕ：０．２～３．０％を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金の芯材と、
　前記芯材の片面又は両面にクラッドされており、厚さが１面につき全板厚の３～３０％であり、Ｍｇ：０．２～１．５％、Ｓｉ：０．２～２．０％を含むとともにＣｕを０．１％以下に規制した組成を有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金の皮材と、
　前記芯材と前記皮材との間に介在しており、５９０℃以下の固相線温度を有するアルミニウム合金のインサート材と、を備える、
　ことを特徴とする。
　前記芯材および前記皮材、あるいはそのどちらか一方が、Ｍｎ：０．０３～１．０％、Ｃｒ：０．０１～０．４０％、Ｚｒ：０．０１～０．４０％、Ｖ：０．０１～０．４０％、Ｆｅ：０．０３～１．０％、Ｚｎ：０．０１～２．５％、Ｔｉ：０．００５～０．３０％のうち１種又は２種以上を含有する、
　こととしてもよい。
　前記インサート材に含有されるＳｉ量（ｍａｓｓ％、以下同じ）をｘ、Ｃｕ量（ｍａｓｓ％、以下同じ）をｙとしたとき、以下の（１）～（３）式を同時に満足する、
　こととしてもよい。
　ｘ≧０　・・・（１）
　ｙ≧０　・・・（２）
　ｙ≧－１５．３ｘ＋２．３　・・・（３）
　前記インサート材に含有されるＭｇ量が０．０５～２．０ｍａｓｓ％であり、
　該インサート材に含有されるＳｉ量（ｍａｓｓ％、以下同じ）をｘ、Ｃｕ量（ｍａｓｓ％、以下同じ）をｙとした際に以下の（４）～（６）式を同時に満足する、
　こととしてもよい。
　ｘ≧０　・・・（４）
　ｙ≧０　・・・（５）
　ｙ≧－ｘ＋０．０１　・・・（６）
　前記インサート材の固相線温度は、前記芯材の固相線温度及び前記皮材の固相線温度よりも低い、
　こととしてもよい。
　前記芯材、前記インサート材及び前記皮材を高温加熱処理にて接合する際のインサート材の厚さが１０μｍ以上である、
　こととしてもよい。
　本発明によれば、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金あるいはＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金においてクラッド圧延での密着不良を効果的に防止できるため、高い量産性が得られるとともに、成形性、焼付け硬化性及び耐食性に特に優れる成形加工用アルミニウム合金クラッド材が得られる。
インサート材の組成と温度との関係を示すＡｌ－Ｓｉ合金の状態図である。 （ａ）～（ｄ）は、インサート材の液相の生成過程を示す模式図である。
　以下、本発明の実施形態について具体的に説明する。
　前述のような課題を解決するべく本発明者等が種々実験・検討を重ねた結果、圧延工程より前に、芯材と皮材とをインサート材を介して接合することによって、密着不良を防止可能であることを見出し、この発明をなすに至った。
　この発明のアルミニウム合金クラッド材に用いられる芯材と皮材は、基本的にはＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金もしくはＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金であれば良く、その具体的な成分組成は要求される性能レベルに応じて適宜調整すれば良いが、成形性、焼付け硬化性及び耐食性を特に重視する場合においては、本実施形態のように成分組成を調整することが好ましい。以下、素材合金の成分組成の限定理由について説明する。
《芯材の合金組成》
　Ｍｇ：
　Ｍｇはこの発明で対象としている系の合金で基本となる合金元素であって、Ｓｉと共同して強度向上に寄与する。Ｍｇ量が０．２０％未満では塗装焼付時に析出硬化によって強度向上に寄与するＧ．Ｐ．（Guinier-Preston）ゾーンの生成量が少なくなるため、充分な強度向上が得られず、一方、１．５ｍａｓｓ％を越えれば、粗大なＭｇ－Ｓｉ系の金属間化合物が生成され、プレス成形加工性を阻害する。したがって、Ｍｇ量は０．２ｍａｓｓ％～１．５ｍａｓｓ％の範囲内とする。
　Ｓｉ：
　Ｓｉもこの発明の系の合金で基本となる合金元素であって、Ｍｇと共同して強度向上に寄与する。またＳｉは、鋳造時に金属Ｓｉの晶出物として生成され、その金属Ｓｉ粒子の周囲が加工によって変形されて、溶体化処理の際に再結晶核の生成サイトとなるため、再結晶組織の微細化にも寄与する。Ｓｉ量が０．２０ｍａｓｓ％未満では上記の効果が充分に得られず、一方、２．５ｍａｓｓ％を越えれば粗大なＳｉ粒子や粗大なＭｇ－Ｓｉ系の金属間化合物が生じて、プレス成形加工性の低下を招く。したがって、Ｓｉ量は０．２０ｍａｓｓ％～２．５ｍａｓｓ％の範囲内とする。
　Ｃｕ：
　Ｃｕは強度向上及び成形性向上のために添加されることがある元素であるが、その量が０．２０ｍａｓｓ％未満では上記の効果が十分に得られず、一方、３．０ｍａｓｓ％を越えれば強度が高くなり過ぎてプレス成形加工性が劣化する。したがって、Ｃｕの含有量は０．２０ｍａｓｓ％～３．０ｍａｓｓ％の範囲内に規制する。
　また、目的に応じてＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｆｅ、Ｚｎ、Ｔｉを１種又は２種以上添加しても良い。これらの元素は、強度向上や結晶粒微細化、あるいは時効性（焼付硬化性）の向上や表面処理性の向上に有効である。
　Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ：
　Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖは、強度向上と結晶粒の微細化及び組織の安定化に効果がある元素である。Ｍｎの含有量が０．０３ｍａｓｓ％以上、もしくはＣｒ、Ｚｒ、Ｖの含有量がそれぞれ０．０１ｍａｓｓ％以上であることによって、上記の効果を充分に得ることができる。また、Ｍｎの含有量が１．０ｍａｓｓ％以下、あるいはＣｒ、Ｚｒ、Ｖの含有量がそれぞれ０．４０ｍａｓｓ％以下であることによって、上記の効果が十分に維持されつつ、多数の金属間化合物の生成による成形性への悪影響を抑制することができる。したがって、Ｍｎは、好ましくは、０．０３ｍａｓｓ％～１．０ｍａｓｓ％の範囲内、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖはそれぞれ、好ましくは、０．０１ｍａｓｓ％～０．４０ｍａｓｓ％の範囲内である。
　Ｆｅ：
　Ｆｅも強度向上と結晶粒微細化に有効な元素であり、その含有量が０．０３ｍａｓｓ％以上であることによって充分な効果を得ることができ、また、１．０ｍａｓｓ％以下であることによって、多数の金属間化合物の生成によるプレス成形性の低下を抑制することができる。したがって、Ｆｅ量は、好ましくは、０．０３ｍａｓｓ％～１．０ｍａｓｓ％の範囲内である。
　Ｚｎ：
　Ｚｎは時効性向上を通じて強度向上に寄与するとともに表面処理性の向上に有効な元素であり、Ｚｎの添加量が０．０１ｍａｓｓ％以上であることによって上記の効果を充分に得ることができ、また、２．５ｍａｓｓ％以下であることによって成形性の低下を抑制することができる。したがって、Ｚｎ量は、好ましくは、０．０１ｍａｓｓ％～２．５ｍａｓｓ％の範囲内である。
　Ｔｉ：
　Ｔｉは、鋳塊組織の微細化を通じて最終板の強度向上、肌荒れ防止、耐リジング性向上に効果があることから、鋳塊組織の微細化のために添加され、その含有量が０．００５ｍａｓｓ％以上であることによって充分な効果を得ることができ、また、０．３０ｍａｓｓ％以下であることによって、Ｔｉ添加の効果を維持しつつ、粗大な晶出物の生成を抑制することができる。したがって、Ｔｉ量は、好ましくは、０．００５ｍａｓｓ％～０．３０ｍａｓｓ％の範囲内である。なおＴｉと同時にＢを添加することもあり、ＢをＴｉとともに添加することによって、鋳塊組織の微細化と安定化の効果が一層顕著となるが、この発明の場合も、Ｔｉとともに５００ｐｐｍ以下のＢを添加することが好ましくは許容される。
　以上の各元素のほかは、基本的にはＡｌ及び不可避的不純物とすれば良い。
　また、時効性Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金、時効性Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金においては、高温時効促進元素あるいは室温時効抑制元素であるＡｇ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｂｅ、あるいはＳｎを微量添加することがあるが、この発明の場合も微量添加であればこれらの元素の添加も許容され、それぞれ、好ましくは０．３０ｍａｓｓ％以下であれば特に所期の目的を損なうことはない。さらに、鋳塊組織の微細化にはＳｃの添加も効果があるとされており、この発明の場合も微量のＳｃを添加しても良く、Ｓｃ量が好ましくは０．０１ｍａｓｓ％～０．２０ｍａｓｓ％の範囲内であれば特に支障はない。
《皮材の合金組成》
　次に、皮材の成分組成の限定理由について以下に述べる。皮材は耐食性（耐粒界腐食性、耐糸錆性）、ヘム加工性に強く影響し、また自動車のボディシート材として最低限の表面硬さを有していることが要求される。皮材の合金組成範囲は、Ｓｉを２．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｕを０．１ｍａｓｓ％以下に規制する以外は、前述した芯材と同様である。以下、ＳｉおよびＣｕの限定理由について説明する。
　Ｓｉ：
　Ｓｉもこの発明の系の合金で基本となる合金元素であって、Ｍｇと共同して強度向上に寄与する。またＳｉは、鋳造時に金属Ｓｉの晶出物として生成され、その金属Ｓｉ粒子の周囲が加工によって変形されて、溶体化処理の際に再結晶核の生成サイトとなるため、再結晶組織の微細化にも寄与する。Ｓｉ量が０．２０ｍａｓｓ％未満では上記の効果が充分に得られず、一方２．０ｍａｓｓ％を越えれば粗大なＳｉ粒子や粗大なＭｇ－Ｓｉ系の金属間化合物が生じて、ヘム加工性の低下を招く。したがって、Ｓｉ量は０．２０ｍａｓｓ％～２．０ｍａｓｓ％の範囲内とする。
　Ｃｕ：
　Ｃｕは強度向上及び成形性向上のために添加されることがある元素であるが、その量が０．１ｍａｓｓ％を超えれば耐食性（耐粒界腐食性、耐糸錆性）が劣化するため、Ｃｕの含有量は０．１ｍａｓｓ％以下に規制する。
　また、特にヘム加工性を重視する場合においては、各合金の成分組成を以下の範囲に限定することが、より好ましい。
　Ｍｇ量：　０．２０ｍａｓｓ％～１．０ｍａｓｓ％
　Ｓｉ量：　０．２０ｍａｓｓ％～１．５ｍａｓｓ％
　Ｍｎ量：　０．０３ｍａｓｓ％～０．６０ｍａｓｓ％
　Ｆｅ量：　０．０３ｍａｓｓ％～０．６０ｍａｓｓ％
　さらに、特に耐食性を重視する場合においては、Ｃｕ量は０．０５ｍａｓｓ％以下に規制することが、より望ましい。
　皮材の板厚の全板厚に対する割合（クラッド率）は、片面について３～３０％とし、必要に応じて片面、あるいは両面にクラッドする。この範囲の下限未満のクラッド率では耐食性、ヘム加工性などに代表されるような皮材が発揮すべき性能が十分に発揮されず、上限を超えるとプレス成形加工性、焼付硬化性などに代表される芯材が発揮すべき性能が大きく劣化する。
　次に、この発明のアルミニウム合金クラッド材に用いられるアルミニウム合金インサート材について説明する。
　そもそも、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金あるいはＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金を、芯材と皮材に使用したクラッド材を圧延において作製する場合においては、合金表面に存在する酸化皮膜の影響、又は芯材と皮材の圧延抵抗の違いにより、圧延中に芯材と皮材が剥離しやすく量産的規模での実用化を妨げている。本発明では、クラッド圧延での密着不良を解消することを目的として、アルミニウム合金インサート材を芯材と皮材の間に挿入している。高温加熱を施すことでこのインサート材の内部に生じるわずかな液相を利用する接合方法により、芯材とインサート材、皮材とインサート材をそれぞれ金属的に接合させ、圧延中の界面剥離を防止している。結果として、界面剥離を起こすことなく圧延が終了するため、接合界面に密着不良がなく、強固に結合したクラッド材を量産的規模で確実かつ安定して得ることができる。なお、このインサート材の挿入は、上述した様なクラッド圧延が困難な合金種の密着不良の解消の他に、クラッド技術が確立している合金種においても密着不良の防止に役立つため、生産性の向上あるいは従来手法では困難であったクラッド率の達成にも効果がある。
　ここで、アルミニウム合金インサート材に求められる役割は密着不良の改善であるが、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金あるいはＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金を芯材と皮材の素材として使用する場合において、圧延中の接合界面剥離を防止するためには、高温加熱処理によりインサート材と芯材、皮材をそれぞれ接合させる際のインサート材の板厚を１０μｍ以上とするのが好ましい。この厚さを１０μｍ以上とすることによって、良好な接合が得られる液相量が確保され、圧延中の界面剥離の発生を抑制することができる。また、インサート材の厚さを、より好ましくは５０μｍ以上、さらに好ましくは１００μｍ以上とすることで、より確実に接合界面剥離を防止することが可能となる。なお、ここで示した接合界面剥離を防止する目的において、好ましいインサート材の板厚は、芯材および皮材の板厚により変化するものではなく、またインサート材の板厚上限は特に制限されるものではない。一方では、インサート材の存在が、プレス成形加工性、ヘム加工性、焼付硬化性、耐食性、表面品質など、その他の特性には影響を及ぼさないことが望ましい。この点に関して本発明者らが実験を重ねたところ、インサート材の全板厚に対する割合を片面について１％以下とするのが、より一層好適であることが見出された。この板厚範囲内においては、インサート材の材料特性が、芯材あるいは皮材の効果を阻害することはない。また、この目的においてはインサート材の割合の下限値は特に制限されるものではない。以上より、インサート材の板厚の上下限値は上述したそれぞれ別の目的により決定されており、下限値は高温加熱処理時の好ましい板厚、上限値は全板厚に対する好ましい割合を、それぞれ満たす様に設定するのが、より好適である。
　以下では液相の生成と接合のメカニズムについてより詳細に説明する。
　図１に代表的な２元系共晶合金であるＡｌ－Ｓｉ合金の状態図を模式的に示す。インサート材の組成がＳｉ濃度ｃ１である場合において、加熱すると共晶温度（固相線温度）Ｔｅを超えた付近の温度Ｔ１で液相の生成が始まる。共晶温度Ｔｅ以下では、図２（ａ）に示すように、結晶粒界で区分されるマトリクス中に晶析出物が分布している。ここで液相の生成が始まると、図２（ｂ）に示すように、析出物が多く、あるいは粒界偏析により固溶元素濃度が高い結晶粒界が溶融して液相となる。次いで、図２（ｃ）に示すように、アルミニウム合金のマトリクス中に分散する主添加元素成分であるＳｉの晶析出物粒子や金属間化合物の周辺が球状に溶融して液相となる。更に図２（ｄ）に示すように、マトリクス中に生成したこの球状の液相は、界面エネルギーにより時間の経過や温度上昇と共にマトリクスに再固溶し、固相内拡散によって結晶粒界や表面に移動する。
　次いで、図１に示すように温度がＴ２に上昇すると、状態図より液相量は増加する。図１に示すように、インサート材のＳｉ濃度がｃ２の場合には、固相線温度Ｔｓ２を超えた付近でｃ１と同様に液相の生成が始まり、温度がＴ３に上昇すると、状態図より液相量は増加する。前述のように、接合においてインサート材の表面に生成した液相は、芯材あるいは皮材との隙間を埋め、次に、接合界面付近にある液相が芯材あるいは皮材へと移動していき、それに伴い接合界面に接しているインサート材の固相α相の結晶粒が芯材あるいは皮材の内部に向かって成長していくことで金属接合がなされる。このように、本発明に係る接合方法は、インサート材内部の部分的な溶融により生成される液相を利用するものである。
　また、本発明の接合においてインサート材の板厚が前述した範囲内である場合には、示差熱分析（Differential Thermal Analysis（ＤＴＡ））による吸熱ピークから判断される固相線温度以上であれば良好な接合が得られる。ただし、より確実に接着不良を防止したい場合においては、好ましくは液相の質量比を５％以上、より好ましくは１０％以上とすれば良い。また、インサート材が完全に溶解しても本発明においては何ら支障がないが、その必要はない。
　ここで、上記より当然ではあるが、インサート材を挿入しても、インサート材の固相線温度以上に加熱せずに金属接合を形成させない場合においては、密着不良のないクラッド材を得ることが困難となる。本発明者らが実験を重ねたところ、密着不良のない良好な接合を得るためには、インサート材を挿入し、かつインサート材の固相線温度以上に加熱することが必須であることが見出された。
　芯材、あるいは皮材として使用されるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金は５９０℃を超えた温度では性能劣化を伴う共晶融解が起こるおそれがあるため、圧延に先がけて行われる高温加熱処理は、通常５９０℃以下で行われる。よって、アルミニウム合金インサート材の固相線温度は５９０℃以下である必要がある。わずかな液相が生成すれば良いので、高温加熱の保持時間は５ｍｉｎ以上、４８時間以内とすれば良い。さらに、省エネルギーの観点では高温加熱処理の温度は低いほど良いため、インサート材の固相線温度を好ましくは５７０℃以下とする。また芯材、あるいは皮材の組成によっては、固相線温度が５９０℃以下になる場合も考えられるので、クラッド材の性能劣化を回避するためには、高温加熱処理を芯材あるいは皮材の固相線温度以下で行うのが好ましい。一方で、接着不良を防止するためには前述したようにインサート材の固相線温度以上で高温加熱することが必要なので、インサート材の固相線温度は芯材と皮材それぞれの固相線温度よりも低いことが、より好ましい。
《インサート材の合金組成》
　この発明のアルミニウム合金クラッド材に用いられるアルミニウム合金インサート材は、固相線温度が５９０℃以下であれば良く、その具体的な成分組成は特に制約されるものではないが、生産性などを考慮するとＡｌ－Ｃｕ系、Ａｌ－Ｓｉ系、あるいはＡｌ－Ｃｕ－Ｓｉ系合金の使用が好適である。
　ここで、Ｃｕ、Ｓｉはともにアルミニウムに添加することで固相線温度を大きく下げる効果を持つ元素である。Ａｌ－Ｃｕ系、Ａｌ－Ｓｉ系、あるいはＡｌ－Ｃｕ－Ｓｉ系合金をインサート材として用いた際に、密着不良が無い性能良好なクラッド材が得られる組成範囲を本発明者らが調査したところ、Ｓｉ量をｘ、Ｃｕ量をｙとした際に以下の（１）～（３）式を同時に満足することがより一層好ましいことが判明した。
　ｘ≧０　・・・（１）
　ｙ≧０　・・・（２）
　ｙ≧－１５．３ｘ＋２．３　・・・（３）
　Ｃｕ、Ｓｉの上限については、本発明で必要とされるインサート材の機能を発揮する上では特に制約されるものではないが、鋳造性、圧延性などの生産性を考慮した場合、Ｃｕは１０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉは１５ｍａｓｓ％以下とするのが、より好ましい。
　また、固相線温度を大きく下げる効果がある元素としては、その他にもＭｇが挙げられる。本発明においては、必要に応じて前述したＡｌ－Ｃｕ系、Ａｌ－Ｓｉ系、あるいはＡｌ－Ｃｕ－Ｓｉ系合金にＭｇを添加しても良い。Ｍｇの含有量が０．０５ｍａｓｓ％以上であることによって、固相線温度を低下させる効果を十分に得ることができ、２．０ｍａｓｓ％以下であることによって、高温加熱中におけるインサート材の極表面への厚い酸化皮膜の形成による接合の阻害が抑制されるため、Ｍｇ量は好ましくは０．０５ｍａｓｓ％～２．０ｍａｓｓ％の範囲内である。なお、前述したＡｌ－Ｃｕ系、Ａｌ－Ｓｉ系、あるいはＡｌ－Ｃｕ－Ｓｉ系合金がここで規定した下限値未満のＭｇ量を含んでも、インサート材の機能を損なうことはない。
　本発明者らは、Ａｌ－Ｃｕ－Ｍｇ系、Ａｌ－Ｓｉ－Ｍｇ系、あるいはＡｌ－Ｃｕ－Ｓｉ－Ｍｇ系合金をインサート材として用いた際に、密着不良が無いクラッド材が得られる組成範囲を同様に調査したところ、Ｓｉ量をｘ、Ｃｕ量をｙとした際に以下の（４）～（６）式を同時に満足することが、より一層好ましいことを見出した。
　ｘ≧０　・・・（４）
　ｙ≧０　・・・（５）
　ｙ≧－ｘ＋０．０１　・・・（６）
　ここで、上述したＣｕ、Ｓｉ、Ｍｇ以外の元素、例えばＦｅ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ、Ｎｉ、Ｓｃなどをインサート材の機能を阻害しない範囲で１種又は２種以上を含有する事は許容される。より具体的には、Ｆｅ、Ｍｎは３．０ｍａｓｓ％以下、Ｓｎ、Ｚｎは１０．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ、Ｎｉ、Ｓｃは１．０ｍａｓｓ％以下の範囲内で、鋳造性、圧延性の向上などの目的に応じて添加しても良い。また、同様に不可避的不純物の含有も許容される。
　次にこの発明の成形加工用アルミニウム合金板の製造方法について説明する。
　本発明におけるアルミ合金クラッド材を構成する、芯材、皮材、インサート材は、それぞれを常法に従い製造すれば良い。例えば、まず前述のような成分組成のアルミニウム合金を常法に従って溶製し、連続鋳造法、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法）等の通常の鋳造法を適宜選択して鋳造する。所定の板厚にするために減厚が必要な場合には、必要に応じて均質化処理を施した後、熱間圧延あるいは冷間圧延、またあるいはその両方を施せば良い。その他にも、機械切削、あるいは圧延と機械切削の組み合わせなどにより所定の板厚としても良い。
　続いて、所定の板厚とした芯材、皮材、インサート材を、芯材と皮材の間にインサート材が入るように積層する。皮材とインサート材は必要に応じて片面、あるいは両面に積層すれば良い。なお、接合界面の酸化皮膜除去を目的として、必要に応じて接合部にフラックスを塗布しても良いが、本発明においてはフラックスを塗布しなくても圧延中での接合界面の剥離を十分に防止できる。また必要に応じ、積層後の芯材、皮材、インサート材を溶接により固定しても良い。溶接は常法に従って実施すれば良く、例えばＭＩＧ溶接機により電流１０～４００Ａ、電圧１０～４０Ｖ、溶接速度１０～２００ｃｍ／ｍｉｎの条件にて溶接することが好ましい。またさらに、芯材、皮材、インサート材の固定を鉄バンド等の固定器具による固定しても何ら問題はない。積層後は、前述したようにインサート材の液相を利用した接合を行うための高温加熱を施すが、芯材および皮材を構成するＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系、あるいはＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ―Ｃｕ系合金において通常行われている均質化処理と兼ねて行うのが効率的である。ここで、均質化処理を兼ねる高温加熱処理を行う場合の温度は少なくともインサート材の固相線温度以上とし、前述したようにインサート材の固相線温度に応じて５９０℃以下、好ましくは５７０℃以下で行うのが良く、また保持時間は５ｍｉｎ以上、４８時間以内とすれば良い。保持時間が５ｍｉｎ以上であることによって良好な接合を得ることができ、保持時間が４８時間以下であることによって上記効果を維持しつつ、経済的に加熱処理を行うことができる。なお、高温加熱処理は大気炉の様な酸化性雰囲気中で十分に実施可能であるが、より確実に界面剥離を防止するためには酸素等の酸化性ガスを含まない非酸化性雰囲気中で実施することがより好ましい。非酸化性雰囲気には真空、不活性雰囲気および還元性雰囲気があり、不活性雰囲気とは、例えば窒素、アルゴン、ヘリウム、ネオン等の不活性ガスで満たされた雰囲気を指し、また、還元性雰囲気とは、水素、一酸化炭素、アンモニア等の還元性ガスが存在する雰囲気を指す。また、加熱処理にて十分な均質化処理効果をもたせるためには温度下限を４８０℃以上、より好ましくは４９０℃以上とすれば良い。またさらに、高い焼付け硬化性を得るためには、加熱、保持した後に、４５０℃未満の温度域に５０℃／ｈ以上の平均冷却速度で冷却することがより好ましい。均質化処理に続いては、通常の条件に従った熱間圧延あるいは冷間圧延、またあるいはその両方を施し所定の板厚のクラッド材とする。なお、中間焼鈍は必要に応じて行っても良い。
　続いて、得られた圧延板に対し再結晶処理を兼ねた溶体化処理を施す。溶体化処理は、材料到達温度を５００℃以上、５９０℃以下とし、その材料到達温度での保持は５分以内～保持無しとすることがより好ましい。ここで、インサート材の固相線温度と液相線温度の中間温度をＴｃとすると、Ｔｃ未満の温度域までの加熱とすることによって、インサート層の激しい溶解が起こらず、材料特性の劣化を抑制することができるため、上記範囲内においてもより好ましくは、材料到達温度はＴｃ未満とするのが良い。また、必要に応じて中間焼鈍を施す際の材料到達温度の上限も、５９０℃以下、かつＴｃ未満とするのがより望ましい。また、溶体化処理の時間は特に規制しないが、通常は５分以下であることによって、溶体化効果を維持しつつ、経済的に溶体化処理を行うことができ、結晶粒の粗大化を抑制できるから、溶体化処理の時間は５分以内がより望ましい。
　溶体化処理後の冷却については、冷却中にＭｇ２Ｓｉあるいは単体Ｓｉなどが粒界に多量に析出することを防止するため、１００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で、１５０℃以下の温度域まで冷却（焼入れ）することが好ましい。ここで、溶体化処理後の冷却速度が１００℃／ｍｉｎ以上であることによって、プレス成形性、特に曲げ加工性を高く維持できると同時に、焼付硬化性の低下が抑制され、塗装焼付時の充分な強度向上を実現することができる。
　また、溶体化処理後、必要に応じて安定化処理を行なっても良い。すなわち、成形性よりも焼付硬化性（ＢＨ性）を重視する場合には、溶体化処理後、１００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で５０℃以上１５０℃未満の温度域内まで冷却（焼入れ）した後、５０℃未満の温度域（室温）まで温度降下しないうちに、この温度範囲内（５０～１５０℃未満）で安定化処理を行なうことがより好ましい。この安定化処理における５０～１５０℃未満の温度域での保持時間は特に限定しないが、通常は１時間以上保持することが望ましく、またその温度範囲内で１時間以上かけて冷却（徐冷）しても良い。
　一方、焼付け硬化性よりも成形性、特にプレス成形性を重視する場合には、安定化処理を行なうことなく、溶体化処理後の冷却過程で５０℃未満の温度域まで冷却し、０～５０℃の温度域で放置することがより好ましい。
　なお、本発明は上記実施の形態に限定されず、種々の変形及び応用が可能である。
　以下にこの発明の実施例を比較例とともに記す。なお以下の実施例は、この発明の効果を説明するためのものであり、実施例記載のプロセス及び条件がこの発明の技術的範囲を制限するものではない。
　まず、表１に示す成分組成であり芯材あるいは皮材の素材として使用する合金符号Ａ～ＦおよびＭ～Ｑと比較例として使用する合金符号Ｇ～ＬおよびＲ～Ｖ、そして表２、３に示す成分組成でありインサート材の素材として使用する合金符号３～５、７～２９、３１～５７、またインサート材の比較例である合金符号１、２、６、３０を、それぞれ常法に従って溶製し、ＤＣ鋳造法によりスラブに鋳造した。なお、表１においては、本発明の範囲から外れる成分組成の合金について、表中に「比較例」と表示している。表２においては、本発明の範囲から外れる固相線温度を有するインサート材について、表中に「比較例」と表示している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  
　次に、クラッド率、高温加熱処理時のインサート材の厚さ、インサート材の板厚の割合が表４～７に示す割合になるように、芯材には機械切削、皮材には熱間圧延、インサート材には熱間圧延と冷間圧延を施した後、表４～７に示す組み合わせに従って、芯材、皮材、そしてインサート材をインサート材が芯材と皮材の間になるよう積層した。なお、クラッド圧延を実施した製造符号００１～１１９、および１２５～１４４の内、製造符号０１５、０３４～０３７、０６４～０６７、０７６、０７７、１１３、１３４については皮材とインサート材を芯材の両面側に積層し（両面クラッド）、それ以外については片面側のみに積層した（片面クラッド）。また、表４～７中のクラッド率およびインサート材の板厚の割合は両面クラッド材、片面クラッド材ともに片面についての値を示している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
  
　続いてインサート材の液相を利用した接合を行うために表４～７に示す温度で高温加熱処理を２時間行った。なお、製造符号０１６、０７８については、非酸化性雰囲気である窒素雰囲気中、０１７、０７９については同じく非酸化性雰囲気である真空中、それ以外については酸化性雰囲気である大気中で高温熱処理を実施した。高温加熱処理後、製造熱間圧延を施し厚さ３．０ｍｍの板としたが、非酸化性雰囲気中で高温熱処理を実施した製造符号０１６、０１７、０７８、０７９は１パスでの最大圧延率を５５％とし、それ以外については１パスでの最大圧延率は４０％とした。熱間圧延板に対して、硝石炉を使用して５３０℃、５分の条件で中間焼鈍を行い室温までファンにて強制空冷した後、厚さ１．０ｍｍまで冷間圧延を行った。
　得られた冷間圧延板に、硝石炉にて５３０℃、１分の溶体化処理を施し、室温付近までファンにて強制空冷後、直ちに８０℃、５時間の予備時効処理を施し、アルミニウム合金クラッド材（試験材）を作製した。なお、表７において製造符号１２０～１２４は単一合金の供試材であり、製造符号１２０～１２６ではインサート材を使用しなかった。
　以上のようにして得られた各試験材について、圧延方向と平行な方向にＪＩＳ５号試験片を切り出し、引張試験によりベーク前０．２％耐力とベーク前伸びを評価した。また、２％ストレッチ後、オイルバスを用いて１７０℃×２０分の塗装焼付け（ベーク）処理を施したベーク後０．２％耐力も測定した。
　また、上記のようにして塗装焼付け処理を施したベーク後の板材についてビッカース硬さ試験を行った。ビッカース硬さ試験はＪＩＳ　Ｚ２２４４に基づいて行ない、試験力は０．０１５Ｋｇｆ、硬さ測定位置は皮材側表面の圧延面とした。なお、製造符号１３３では、試験対象層である皮材の厚さが、くぼみ（圧痕）の対角線長さの１．５倍を下回っていたため参考値として記載する。
　また、前述のようにして得られた各試験材について、圧延方向と平行な方向にＪＩＳ５号試験片を切り出し、５％ストレッチしてから、曲げ半径Ｒ０．５ｍｍの１８０°曲げを行ないルーペにより割れと肌荒れの発生の有無（ヘム加工性）を評価した。なお、片面クラッド材では皮材側の表面が曲げの外側となるように曲げを実施した。ここで◎印は割れも肌荒れも発生していないことを示し、○印は割れの発生がないこと、また△印は板厚を貫通しない割れが発生したことを示し、×印は板厚を貫通する割れの発生を示す。
　さらにまた、以下の手順により耐食性（耐糸錆性）の試験も行った。前述のようにして得られた各試験材から、圧延幅方向に７０ｍｍ、圧延方向に１５０ｍｍの板を切り出し、防錆潤滑油ＲＰ－７５Ｎ（油研工業製）を０．５ｇ／ｍ２塗油した後、市販のアルカリ脱脂剤２％ＦＣ－Ｅ２０８２（日本パーカライジング製）を４０℃に昇温し、炭酸ガスでｐＨ＝１１．０に調整して、２分間の浸漬による脱脂した後、スプレーにて水洗した。その後、表面調整（室温にて２０秒）とリン酸亜鉛（フリー酸０．６ｐｔ、トータル酸２６．０ｐｔ、反応促進剤４．５ｐｔ、フリーフッ素１７５ｐｐｍ）４０℃×２分の処理を行い、スプレー水洗と純水水洗後乾燥処理を行った。その後、塗膜厚１５μｍ、１７０℃×２０分キープ焼付けのカチオン電着塗装を施し、更に塗膜厚３５μｍ、１４０℃×２０分キープの乾燥の中塗り塗膜を施し、その上に１５μｍのベース塗膜と３５μｍのクリヤー塗膜を施し１４０℃×２０分キープの上塗り塗膜を形成させ腐食試験用塗装板を作製した。なお、片面クラッド材では、皮材側の表面に中塗り塗膜、上塗り塗膜を形成させた。
　上記塗装板の皮材側表面にアルミ素地に達する一辺１０ｃｍのクロスカット疵をカッターナイフで入れ、塩水噴霧試験（５％ＮａＣｌ、３５℃）に２４時間暴露後、４０℃、ＲＨ（Relative Humidity）７０％恒温恒湿試験機に２４０時間暴露のサイクル試験を４サイクル実施して最大糸錆長さで評価した。
　最大糸錆長さの測定は、クロスカット疵に対して垂直方向の腐食長さを測定した。試験片に発生した糸錆の最大長さをＬ（ｍｍ）とした際、好ましい方から順に、Ｌ≦１．５を○、１．５＜Ｌ≦３．０を△、３．０＜Ｌを×と評価した。
　また、表４～７中にはインサート材の固相線温度に関する記述があり、これらの固相線温度は示差熱分析（ＤＴＡ）より求めた。
　固相線温度を求めた際、前述した各試験材から切り出した試験片を５℃／ｍｉｎで４５０℃から７００℃まで昇温加熱した際に生じる吸熱ピークのうち、ピーク高さが（基準物質との温度差を示す熱電対の起電力：μＶで）５μＶ以上である大きな吸熱ピークの開始点を固相線温度とした。なお、対象となる吸熱ピークが複数ある場合においては、最も低温側にある吸熱ピークの開始点を固相線温度とすれば良い。また開始点は、対象となる吸熱ピークより低温側の直線部を高温側まで延長した直線を引いた際に、吸熱ピークにより曲線へと変わり始め、前記直線から外れる点とした。
　表４～６に本発明の範囲内の条件による各種評価結果を示す。表に示す結果より明らかなように、本発明材の製造符号００１～１１９は、ベーク前伸びとヘム加工性がより良好であり、その他の特性も良好であった。
　表７に本発明の範囲外である比較例の試験結果を示す。表７において、使用していない材料及び評価していない項目については表中で「－」と表示している。なお、製造符号１２５～１３２は、圧延途中にクラッド界面の剥離、あるいは中間焼鈍後にフクレが多数発生し、材料評価に至らなかった。なお、製造符号１４４については参考例として後述する。
　単一合金材（製造符号１２０～１２４）では、本発明による試験材（製造符号００１～１１９）に比べ性能バランスの観点で劣っていた。一方、本発明材は成形加工用材として実用的な強度、ヘム加工性などを有しながら、ベーク前伸びと耐食性を単一合金材に比べ高いレベルで両立していた。
　常法に従い芯材と皮材のみを積層しクラッド圧延を試みた製造符号１２５、１２６、インサート材の固相線温度未満で高温加熱を行った製造符号１２７、１２８、インサート材の固相線温度が本発明の範囲からはずれた製造符号１２９～１３２では密着不良が発生した。
　さらにまた、全板厚に対する皮材の割合が規定した範囲を下回る製造符号１３３では、同一の芯材と皮材の組み合わせからなる本発明材（例えば製造符号０２８）に比べヘム加工性と耐食性の低下がみられた。一方、全板厚に対する皮材の割合が規定した範囲を上回る製造符号１３４では、同一の芯材と皮材の組み合わせからなる本発明材（例えば製造符号０６７）に比べ、ベーク前０．２％耐力及び、ベーク後０．２％耐力が大きく低下した。
　本発明例の製造符号０１６、０１７、０７８、０７９は、非酸化性雰囲気中での高温加熱処理の効果を検証するためのものであり、高温熱処理を酸化性雰囲気（大気中）で実施した他の本発明材よりも、１パスの圧延率をより一層大きくすることが可能であることがわかった。
　芯材の組成が本発明で規定する上限からはずれた製造符号１３５～１３７のクラッド板材では本発明例に比べベーク前伸びが劣化した。また、芯材の組成が本発明で規定する下限からはずれた製造符号１３８、１３９のクラッド板材では本発明例に比べ、ベーク前伸びと、ベーク前０．２％耐力及びベーク後０．２％耐力がそれぞれ劣化した。
　また、皮材の組成が本発明で規定する上限からはずれた製造符号１４０～１４２のクラッド板材では、ヘム加工性あるいは耐食性が本発明例に比べ劣化した。また、皮材の組成が本発明で規定する下限からはずれた製造符号１４３のクラッド板材では、ベーク後表面硬さが本発明例に比べ劣化した。
　なお、製造符号１４４では本発明に用いた、インサート材の液相を利用してインサート材と芯材、あるいはインサート材と皮材を接合する技術を検証するために、インサート材よりはるかに融点が高い純アルミニウムと組み合わせ、高温加熱処理を施したものだが、本発明材と同様に高温加熱後に良好な接合が確認された。製造符号１４４では、接合性の検証以外に評価は行わなかった。
（関連出願の相互参照）
　本出願は、２０１１年１１月２日に出願された日本国特許出願第２０１１－２４１４４４号に基づく。本明細書中にその明細書、特許請求の範囲、図面全体を参照として取り込むものとする。

Claims (6)

  1. 　Ｍｇ：０．２～１．５％（ｍａｓｓ％、以下同じ）、Ｓｉ：０．２～２．５％、Ｃｕ：０．２～３．０％を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金の芯材と、
    　前記芯材の片面又は両面にクラッドされており、厚さが１面につき全板厚の３～３０％であり、Ｍｇ：０．２～１．５％、Ｓｉ：０．２～２．０％を含むとともにＣｕを０．１％以下に規制した組成を有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金の皮材と、
    　前記芯材と前記皮材との間に介在しており、５９０℃以下の固相線温度を有するアルミニウム合金のインサート材と、を備える、
    　ことを特徴とする成形加工用アルミニウム合金クラッド材。
  2. 　前記芯材および前記皮材、あるいはそのどちらか一方が、Ｍｎ：０．０３～１．０％、Ｃｒ：０．０１～０．４０％、Ｚｒ：０．０１～０．４０％、Ｖ：０．０１～０．４０％、Ｆｅ：０．０３～１．０％、Ｚｎ：０．０１～２．５％、Ｔｉ：０．００５～０．３０％のうち１種又は２種以上を含有する、
    　ことを特徴とする請求項１に記載の成形加工用アルミニウム合金クラッド材。
  3. 　前記インサート材に含有されるＳｉ量（ｍａｓｓ％、以下同じ）をｘ、Ｃｕ量（ｍａｓｓ％、以下同じ）をｙとしたとき、以下の（１）～（３）式を同時に満足する、
    　ことを特徴とする請求項１又は２に記載の成形加工用アルミニウム合金クラッド材。
    　ｘ≧０　・・・（１）
    　ｙ≧０　・・・（２）
    　ｙ≧－１５．３ｘ＋２．３　・・・（３）
  4. 　前記インサート材に含有されるＭｇ量が０．０５～２．０ｍａｓｓ％であり、
    　該インサート材に含有されるＳｉ量（ｍａｓｓ％、以下同じ）をｘ、Ｃｕ量（ｍａｓｓ％、以下同じ）をｙとした際に以下の（４）～（６）式を同時に満足する、
    　ことを特徴とする請求項１又は２に記載の成形加工用アルミニウム合金クラッド材。
    　ｘ≧０　・・・（４）
    　ｙ≧０　・・・（５）
    　ｙ≧－ｘ＋０．０１　・・・（６）
  5. 　前記インサート材の固相線温度は、前記芯材の固相線温度及び前記皮材の固相線温度よりも低い、
    　ことを特徴とする請求項１～４のいずれか１項に記載の成形加工用アルミニウム合金クラッド材。
  6. 　前記芯材、前記インサート材及び前記皮材を高温加熱処理にて接合する際のインサート材の厚さが１０μｍ以上である、
    　ことを特徴とする請求項１～５のいずれか１項に記載の成形加工用アルミニウム合金クラッド材。
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Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103643092A (zh) * 2013-12-24 2014-03-19 北京科技大学 高应变强化指数AlMgSi合金板材及其制备方法
EP3023189A3 (en) * 2014-08-08 2016-08-17 UACJ Corporation Brazing sheet for surface joining
JP2019189909A (ja) * 2018-04-24 2019-10-31 株式会社神戸製鋼所 アルミニウム合金およびアルミニウム合金製クラッド材
CN114752829A (zh) * 2022-05-05 2022-07-15 银邦金属复合材料股份有限公司 新能源动力电池液冷板用复合铝合金板及其制备方法
JP2022545272A (ja) * 2019-08-22 2022-10-26 ノベリス・コブレンツ・ゲゼルシャフト・ミット・ベシュレンクテル・ハフツング クラッド２ｘｘｘシリーズ航空宇宙用製品

Families Citing this family (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6513449B2 (ja) * 2015-03-25 2019-05-15 株式会社神戸製鋼所 アルミニウム合金クラッド板およびアルミニウム合金クラッド構造部材
CN104962791B (zh) * 2015-05-13 2017-01-25 慈溪智江机械科技有限公司 一种投影仪用合金材料及其制备方法
FR3036986B1 (fr) * 2015-06-05 2017-05-26 Constellium Neuf-Brisach Tole pour carrosserie automobile a resistance mecanique elevee
BR112018007354B1 (pt) 2015-10-15 2022-05-03 Novelis Inc Liga de alumínio, chapa metálica de múltiplas camadas, e uso de produto de chapa metálica
RU2647070C2 (ru) * 2016-07-06 2018-03-13 Российская Федерация, от имени которой выступает Государственная корпорация по космической деятельности "РОСКОСМОС" (Госкорпорация "РОСКОСМОС") Алюминиевый сплав
CN106222497B (zh) * 2016-08-24 2018-09-14 天长市正牧铝业科技有限公司 一种耐腐蚀铝合金球棒及其制备方法
CN106244873B (zh) * 2016-08-24 2018-09-14 天长市正牧铝业科技有限公司 一种耐弯曲铝合金球棒
CN106735660A (zh) * 2016-12-14 2017-05-31 无锡银邦防务科技有限公司 一种钎焊蜂窝板面板用高强铝合金复合板、芯材、包覆层及皮材
CN108677065A (zh) * 2018-05-23 2018-10-19 大力神铝业股份有限公司 一种用于生产高强冷凝器复合翅片材料及其制作方法
EP3827107A1 (en) 2018-07-23 2021-06-02 Novelis, Inc. Methods of making highly-formable aluminum alloys and aluminum alloy products thereof
US11345980B2 (en) 2018-08-09 2022-05-31 Apple Inc. Recycled aluminum alloys from manufacturing scrap with cosmetic appeal
CN109136670B (zh) * 2018-08-21 2019-11-26 中南大学 一种6xxx系铝合金及其制备方法
CN113574192A (zh) 2019-03-13 2021-10-29 诺维尔里斯公司 可时效硬化且可高度成形的铝合金及其制备方法
CN112553514A (zh) * 2019-09-25 2021-03-26 苹果公司 由用过的饮料罐废料制成的可热处理的铝合金
CN110952051B (zh) * 2019-12-16 2021-01-26 邹平宏发铝业科技有限公司 一种铝合金部件的处理工艺
PL4132743T3 (pl) * 2020-04-08 2024-05-27 Speira Gmbh Wysokowytrzymały materiał aluminiowy al-mg-si platerowany przez nalutowywanie
EP3904073B1 (en) * 2020-04-29 2023-05-31 Novelis Koblenz GmbH Clad 2xxx-series aerospace product
CN112718856A (zh) * 2020-12-14 2021-04-30 东北轻合金有限责任公司 一种改善5系铝合金带材表面冲制吕德斯带的制造方法
CN112813316B (zh) * 2020-12-30 2022-06-28 安徽鑫铂铝业股份有限公司 一种高强耐蚀铝合金的制备方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0436433A (ja) * 1990-06-01 1992-02-06 Sumitomo Light Metal Ind Ltd Ａ１熱交換器用高強度高耐食性ａ１合金クラッド材
JP2003126986A (ja) * 2001-10-23 2003-05-08 Sky Alum Co Ltd アルミニウム合金ブレ−ジングシ−ト、それを用いたろう付け方法、およびろう付け製品
JP2005523164A (ja) * 2002-04-18 2005-08-04 アルコア インコーポレイテッド 高寿命、高成形性ブレージングシート
JP2006131923A (ja) * 2004-11-02 2006-05-25 Denso Corp ろう付け性、耐食性および熱間圧延性に優れた熱交換器用アルミニウム合金クラッド材および該アルミニウム合金クラッド材を用いるろう付けによる熱交換器の製造方法
JP2008111143A (ja) * 2006-10-27 2008-05-15 Furukawa Sky Kk アルミニウム合金ブレージングシートおよびその製造方法
JP2009534531A (ja) * 2006-04-21 2009-09-24 アルコア インコーポレイテッド ろう付け可能な多層シート
JP2011042853A (ja) * 2009-08-24 2011-03-03 Mitsubishi Alum Co Ltd 耐食性および耐久性に優れるアルミニウム合金製熱交換器

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3869846B2 (ja) * 2005-03-25 2007-01-17 神鋼アルコア輸送機材株式会社 アルミニウム合金板および熱交換器
CN101545062A (zh) * 2009-05-08 2009-09-30 南通恒秀铝热传输材料有限公司 一种蒸发器管板用铝合金复合带材及其制造方法
CN101927588B (zh) * 2010-08-26 2011-12-28 南通恒秀铝热传输材料有限公司 汽车热交换器用复合钎焊铝合金材料

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0436433A (ja) * 1990-06-01 1992-02-06 Sumitomo Light Metal Ind Ltd Ａ１熱交換器用高強度高耐食性ａ１合金クラッド材
JP2003126986A (ja) * 2001-10-23 2003-05-08 Sky Alum Co Ltd アルミニウム合金ブレ−ジングシ−ト、それを用いたろう付け方法、およびろう付け製品
JP2005523164A (ja) * 2002-04-18 2005-08-04 アルコア インコーポレイテッド 高寿命、高成形性ブレージングシート
JP2006131923A (ja) * 2004-11-02 2006-05-25 Denso Corp ろう付け性、耐食性および熱間圧延性に優れた熱交換器用アルミニウム合金クラッド材および該アルミニウム合金クラッド材を用いるろう付けによる熱交換器の製造方法
JP2009534531A (ja) * 2006-04-21 2009-09-24 アルコア インコーポレイテッド ろう付け可能な多層シート
JP2008111143A (ja) * 2006-10-27 2008-05-15 Furukawa Sky Kk アルミニウム合金ブレージングシートおよびその製造方法
JP2011042853A (ja) * 2009-08-24 2011-03-03 Mitsubishi Alum Co Ltd 耐食性および耐久性に優れるアルミニウム合金製熱交換器

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103643092A (zh) * 2013-12-24 2014-03-19 北京科技大学 高应变强化指数AlMgSi合金板材及其制备方法
EP3023189A3 (en) * 2014-08-08 2016-08-17 UACJ Corporation Brazing sheet for surface joining
JP2019189909A (ja) * 2018-04-24 2019-10-31 株式会社神戸製鋼所 アルミニウム合金およびアルミニウム合金製クラッド材
JP2022545272A (ja) * 2019-08-22 2022-10-26 ノベリス・コブレンツ・ゲゼルシャフト・ミット・ベシュレンクテル・ハフツング クラッド２ｘｘｘシリーズ航空宇宙用製品
US11879167B2 (en) 2019-08-22 2024-01-23 Novelis Koblenz Gmbh Clad 2XXX-series aerospace product
CN114752829A (zh) * 2022-05-05 2022-07-15 银邦金属复合材料股份有限公司 新能源动力电池液冷板用复合铝合金板及其制备方法
CN114752829B (zh) * 2022-05-05 2022-10-04 银邦金属复合材料股份有限公司 新能源动力电池液冷板用复合铝合金板及其制备方法

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JP5388156B2 (ja) 2014-01-15
CN104080935A (zh) 2014-10-01
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