WO2013065761A1 - 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 molded and processed as materials for parts and parts of various automobiles such as automobile body seats and body panels, ships, aircraft, etc., building materials, structural materials, other various machinery and equipment, home appliances and parts thereof.
  • the present invention relates to an aluminum alloy clad material for forming used.
  • Mg is an element that adversely affects stress corrosion cracking resistance (SCC) resistance and stretcher strain resistance (SS) mark characteristics. SCC and SS marks are easily generated by the addition of. As a result, when the required properties such as press formability, strength, corrosion resistance, and surface quality are diverse, such as automotive body sheet materials, all requirements are achieved with a single alloy plate. May be difficult. As means for solving such a problem, as shown in 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 provides an aluminum alloy clad material for forming that has high mass productivity and is particularly excellent in strength, formability, SCC resistance, and SS mark resistance. For the purpose.
  • the aluminum alloy clad material for forming according to the present invention is: Mg: 3.0 to 10% (mass%, the same shall apply hereinafter), the balance of the aluminum alloy consisting of Al and inevitable impurities, It is clad on one or both sides of the core material, the thickness is 3 to 30% of the total thickness per side, Mg: 0.4 to 5.0% is contained, the balance is Al and inevitable impurities
  • An aluminum alloy skin material comprising: An aluminum alloy insert material interposed between the core material and the skin material and having a solidus temperature of 580 ° C. or lower, It is characterized by that.
  • the core material and / or the skin material is composed of Zn: 0.01 to 2.0%, Cu: 0.03 to 2.0%, Mn: 0.03 to 1.0%, Cr: 0.01-0.40%, Zr: 0.01-0.40%, V: 0.01-0.40%, Fe: 0.03-0.5%, Si: 0.03-0. 5%, Ti: containing one or more of 0.005 to 0.30%, 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.
  • adhesion failure in clad rolling can be effectively prevented in an Al—Mg-based alloy, high mass productivity is obtained, and strength, formability, SCC resistance, and SS mark resistance are particularly excellent.
  • An aluminum alloy clad material for forming is obtained.
  • 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 alloy, and the specific component composition thereof may be adjusted as appropriate according to the required performance level. Although good, in the case where strength, formability, SCC resistance, and SS mark resistance are particularly emphasized, it is preferable to use an alloy having a component composition as in this embodiment as a material. Hereinafter, the reason for limiting the component composition of the material alloy will be described.
  • the core material is required to have excellent moldability and high strength.
  • an Al—Mg alloy having a high Mg concentration is used as the core material.
  • Mg is an alloy element that is fundamental in the alloy of the system targeted by the present invention, and is an additive element that contributes to improvement in strength, elongation, and deep drawability. If the added amount of Mg is less than 3.0 mass%, the strength, elongation and formability are insufficient. On the other hand, if it exceeds 10 mass%, manufacturability such as oxidation at the time of melting and lowering of rollability is remarkably lowered. Therefore, the Mg content is set to 3.0 mass% to 10 mass%. In the case where strength and formability are particularly important, the lower limit of the Mg content is more preferably 5.5 mass%.
  • Zn and Cu are both effective elements for improving the strength, and either one or both are added as necessary.
  • the Zn content is 0.01 mass% or more and the Cu content is 0.03 mass% or more, the effect can be sufficiently obtained.
  • the Zn content is 2.0 mass% or less, the corrosion resistance is reduced. While being suppressed, a decrease in moldability is also suppressed. Therefore, the Zn content is preferably in the range of 0.01 mass% to 2.0 mass%, and the Cu content is preferably in the range of 0.03 mass% to 2.0 mass%.
  • Mn, Cr, Zr, and V are elements that are effective in improving 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.
  • the content of Mn is 1.0 mass% or less, or the contents of Cr, Zr, and V are each 0.40 mass% or less, the above effect is maintained and a large number of intermetallic compounds are generated. The risk of adverse effects on moldability is suppressed. 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 and Si are also effective elements for improving the strength and refining the crystal grains in the same manner as Mn, Cr, Zr, V and the like. A sufficient effect can be obtained when the content is 0.03 mass% or more, respectively, and when it is 0.5 mass% or less, the formation of a large number of intermetallic compounds is suppressed, and press formability is improved. The risk of lowering is suppressed. Therefore, the amount of Fe and Si is preferably in the range of 0.03 mass% to 0.5 mass%.
  • Ti is an element added for refinement of the ingot structure.
  • the content is 0.005 mass% or more, a sufficient effect can be obtained, and when it is 0.30 mass% or less, a coarse crystallized product is generated while the effect of Ti addition is maintained. The fear is suppressed. Therefore, the Ti amount is preferably in the range of 0.005 mass% to 0.3 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. It is permissible to add B.
  • Al and inevitable impurities may be used.
  • Be is generally added to prevent molten metal oxidation at the time of casting.
  • Be may be added as long as it is 500 ppm or less.
  • the skin material is required to improve the SCC resistance and the SS mark resistance and to have a minimum surface hardness as a body sheet material of an automobile.
  • Mg is an alloy element that is fundamental in the alloy of the system targeted by the present invention, and is an additive element that contributes to improvement in strength, elongation, and deep drawability.
  • the added amount of Mg exceeds 5.0 mass%, the SCC resistance and SS mark resistance are extremely lowered.
  • the Mg content is set to 0.40 mass% to 5.0 mass%.
  • the lower limit of the Mg content is more preferably 0.80 mass%.
  • the upper limit be 3.5 mass%.
  • the upper limit of the Mg content is more preferably 2.5 mass% or less.
  • the component composition range of other elements excluding Mg is the same as that of the core material described above.
  • the Mg content of the skin material is basically less than the Mg content of the core material to be combined, even within the above-described alloy composition range. This is because the effect of improving SCC resistance and SS mark resistance can be further obtained by making the Mg content of the skin material smaller than the Mg content of the core material.
  • the ratio 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.
  • the cladding ratio is less than the lower limit of this range, the SCC resistance and SS mark resistance of the skin material are not sufficiently exhibited, and when the upper limit is exceeded, the core material represented by strength, formability and the like has a large performance. to degrade.
  • the lower limit of the cladding ratio it is more preferable to set the lower limit of the cladding ratio to 10%.
  • a clad material using an Al-Mg alloy as a core material and a skin material is produced by rolling, depending on the influence of the oxide film existing on the alloy surface or the difference in rolling resistance between the core material and the skin material.
  • the core material and the skin material are easily peeled off during rolling, which hinders practical use on a mass production scale.
  • an aluminum alloy insert material is inserted between the core material and the skin material for the purpose of eliminating poor adhesion in clad rolling.
  • 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 in the inside of the insert material. It is preventing.
  • 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 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, but when using an Al-Mg alloy as a material for the core material and the skin material, in order to prevent bonding interface peeling during rolling.
  • the thickness By setting the thickness to 10 ⁇ m or more, it is possible to secure a liquid phase amount that can provide good bonding, and to suppress interfacial peeling during rolling.
  • the thickness of the insert material more 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. On the other hand, it is desirable that the presence of the insert material does not affect other properties such as press molding processability, strength, corrosion resistance, and surface quality. As a result of experiments conducted by the present inventors in this regard, it has been found that it is even more preferable that the ratio of the insert material to the total plate thickness be 1.0% or less on one side. Within this thickness range, the material properties of the insert material do not hinder the effect of the core material or skin material. For this purpose, the lower limit of the ratio of the insert material is not particularly limited.
  • 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.
  • the high temperature heat treatment performed prior to rolling is usually 580 ° C. It is carried out at a temperature below °C. Therefore, the solidus temperature of the aluminum alloy insert material needs to be 580 ° 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. Further, 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 560 ° C. or lower.
  • the solidus temperature may be 580 ° 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, as described above, it is necessary to heat at a temperature higher than the solidus temperature of the insert material. 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 only needs to have a solidus temperature of 580 ° C. or less, 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 was found that it is even more preferable that the following expressions (1) to (3) are satisfied simultaneously 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.
  • elements other than the above-mentioned Cu, Si, Mg for example, Fe, Mn, Sn, Zn, Cr, Zr, Ti, V, B, Ni, Sc, etc. are either one kind or so long as they do not hinder the function of the insert material. 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.
  • the temperature when the high temperature heat treatment is performed is at least the solidus temperature of the insert material, and as described above, it is 580 ° C. or less, preferably 560 ° C. or less, depending on the solidus temperature of the insert material.
  • the holding time may be 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.
  • a reducing gas such as hydrogen, carbon monoxide, or ammonia exists.
  • hot annealing and cold rolling according to normal conditions are performed to obtain a clad material having a predetermined plate thickness, and intermediate annealing may be performed as necessary.
  • the recrystallization heat treatment is performed mainly for recovery and recrystallization.
  • the annealing heating temperature is preferably in the range of 310 to 580 ° C.
  • the annealing temperature is 310 ° C. or higher, recrystallization is sufficient, and when it is 580 ° C. or lower, the occurrence of local melting can be suppressed.
  • this annealing is performed in a batch furnace, the condition of holding at 310 to 450 ° C. for 0.5 to 24 hours is preferable.
  • this annealing is performed with a continuous annealing apparatus (CAL), the conditions of no holding at 400 to 580 ° C.
  • CAL continuous annealing apparatus
  • the intermediate temperature of the solidus temperature and the liquidus temperature of the insert material and T C by heating to a temperature range below Tc, does not occur violent dissolution of the insert layer, the deterioration of the material properties it is possible to suppress, even within the above range, more preferably, the material temperature reached preferably set to less than T C.
  • the upper limit of the material temperature reached when carrying out intermediate annealing as necessary be 580 ° C. or less, and less than T C, more desirable.
  • the component compositions shown in Table 1 are alloy codes B to O used as a core or skin material, alloy codes A, P and Q used as comparative examples, and the component compositions shown in Tables 2 and 3. Alloy codes 3-5, 7-29, 32-57 used as insert material, and alloy codes 1, 2, 6, 30-31, which are comparative examples of insert materials, are melted in accordance with conventional methods. Cast into a slab by DC casting.
  • “comparative examples” are indicated in the table for alloys having a component composition outside the scope of the present invention.
  • insert materials having a solidus temperature outside the scope of the present invention are indicated as “Comparative Examples” in the tables.
  • the core material is mechanically cut and the skin material is hot-rolled so that the ratio of the cladding rate, the thickness of the insert material during high-temperature heat treatment, and the thickness of the insert material is as shown in Tables 4-8.
  • the core material, skin material, and insert material are laminated so that the insert material is between the core material and the skin material according to the combinations shown in Tables 4-8. did.
  • the production codes I-1 to I-104, I-107 to I-119, II-1 to II-51, III-1 to III-30, and IV-1 to IV-37 which were subjected to clad rolling were used.
  • the skin material and the insert material are laminated on both sides of the core material (both sides The other layers were laminated only on one side (single side clad).
  • the clad rate and the ratio of the thickness of the insert material indicate values for one side of both the double-sided clad material and single-sided clad material.
  • production codes I-105 and I-106 are single alloy specimens, and insert codes were not used in production codes I-105 to I-108.
  • the SCC test was performed according to the following procedure. Before the SCC test, as a sensitization treatment, a 30% cold working was performed, followed by a treatment of annealing at 120 ° C. for 1 week. After the sensitization treatment, a No. 2A test piece (length 100 mm, width 20 mm, thickness 1 mm, taken from 90 ° direction with respect to the rolling direction) was taken according to JIS H8711, and one surface of each test piece A load stress was applied to the test piece by three-point bending, and the SCC test was performed by placing it in a salt spray tank. The load stress was 25 kgf / mm 2, and the single-sided clad material was tested so that the skin-side surface was outside the bend. The results are shown in Table 8.
  • the SCC resistance was evaluated by comparing with alloy code number J corresponding to AA5182 alloy widely used as a body sheet material for automobiles (indicated as (vs. J) in Table 8).
  • X mark when cracks occur in a shorter time than the comparative material ⁇ mark when cracks do not occur for the same or longer time, ⁇ marks when cracks do not occur or cracks do not occur for a long time. was attached.
  • the SS mark resistance was also evaluated according to the following procedure. In order to make the SS mark easily visible after cutting out a JIS No. 5 test piece in the direction parallel to the rolling direction from each plate material obtained as described above and giving 20% tensile deformation (stretch) at room temperature. The skin side surface was lightly polished with emery paper (# 1000) and then visually observed. The SS mark resistance is compared with the alloy code number J corresponding to the AA5182 alloy widely used as the body sheet material for automobiles or the alloy code number G corresponding to the AA5052 alloy also used as the body sheet material for automobiles. (In Table 8, (vs. J) and (vs. G) respectively) were evaluated.
  • Mg is an element that adversely affects SCC resistance and SS mark resistance, so comparison with G alloy, which has a lower Mg content than J alloy, is an evaluation under more severe conditions. Yes. A cross is marked when the number of SS marks is particularly large compared to the comparative material, a ⁇ mark when slightly larger, a ⁇ mark when equal or slightly smaller, and a ⁇ mark when particularly few or SS marks are not visible. .
  • Tables 4 to 6 also show the rollability.
  • the meaning of each symbol is as follows. :: Rollability is good, ⁇ : Rollability is almost good, ⁇ : Slight edge cracking, ⁇ : Alligator cracks, XX: Cladding interface peeling during rolling, or numerous blisters after intermediate annealing.
  • the peak height of the endothermic peaks generated when the test piece cut out from each plate is heated from 450 ° C. to 700 ° C. at a rate of 5 ° C./min (the reference material and The starting point of a large endothermic peak that is 5 ⁇ V or more (the electromotive force of a thermocouple showing a temperature difference of 5 ⁇ V) was defined 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 5 are the results of mainly examining the influence of “alloy composition of core material / skin material / insert material, high-temperature heat treatment conditions” on “strength, elongation, adhesion at clad interface and rollability”
  • Table 6 shows the results of mainly examining the effects of “plate thickness (or ratio) of core material / skin material / insert material” on “strength, elongation, adhesion at clad interface and rollability”. is there.
  • Table 7 is a result of mainly examining the influence of “alloy composition of the skin material, plate thickness of the core material / skin material / insert material (or their ratio)” on the “surface hardness”. Is a result of mainly examining the influence of “alloy composition of skin material, plate thickness of core material / skin material / insert material (or their ratio)” on “SCC resistance and SS mark resistance”.
  • the materials of the present invention (Production codes I-1 to I-104, II-1 to II-50, III-1 to III-27, IV-1 to IV-34) Shows excellent characteristics, compared to the clad plate material of a comparative example or a plate material made of a single alloy, in terms of strength, formability indicators of elongation, surface hardness, SCC resistance and SS mark resistance. I found it excellent.
  • the clad plate material of production code I-109 to I-111 or the single alloy plate material of production code I-105 whose composition of the core material deviates from the lower limit prescribed in the present invention is higher in strength and elongation than the present invention example. was found to have deteriorated.
  • production codes I-107 and I-108 in which only the core material and the skin material were laminated in accordance with a conventional method and hot rolling cladding was attempted, and production code I-112 which was heated at a temperature lower than the solidus temperature of the insert material , I-113, poor adhesion occurred with production codes I-114 to I-118 in which the solidus temperature of the insert material deviated from the present invention.
  • the strength and elongation are higher than those of the present invention material (for example, II-50) consisting of the same core material and skin material combination.
  • the material of the present invention consisting of the same core material and skin material (for example, the production code IV-10) ), SCC resistance and SS mark resistance were lowered.
  • the production codes IV-35 and IV-36 in which the composition of the skin material deviates from the upper limit specified in the present invention are more resistant to SCC and SS than the present invention materials (for example, production codes IV-16 and IV-33). Marking deterioration was observed.
  • the production codes I-6, I-7, I-75, and I-76 of the material of the present invention are for verifying the effect of the high temperature heat treatment in the non-oxidizing atmosphere. It was possible to further increase the rolling rate of one pass as compared with the material of the present invention with other production codes carried out in the atmosphere.
  • the production code I-119 is far more than the insert material. Although it was combined with pure aluminum having a high melting point 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. Regarding the production code I-119, no evaluation was performed on items other than the rollability.

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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：３．０～１０％（ｍａｓｓ％、以下同じ）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：０．４～５．０％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皮材と、芯材と皮材との間に介在しており、５８０℃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ことから、高強度とともにプレス成形加工性が優れていることが要求される。現在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。これらのうち高濃度のＭｇを含有するＡｌ－Ｍｇ系合金は高強度が得られ、かつ成形性、耐食性に優れているため、自動車ボディパネル用として広く使用されている。
　Ｍｇの添加量を増加することで強度と成形性が向上する一方で、Ｍｇは耐応力腐食割れ（ＳＣＣ）性、耐ストレッチャ・ストレイン（ＳＳ）マーク性に悪影響を及ぼす元素であるため、高濃度の添加によりＳＣＣ、ＳＳマークが発生し易くなる。これより、自動車用ボディシート材のようにプレス成形加工性、強度、耐食性、表面品質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２００９－５３５５０８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、強度、成形性、耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳマーク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：３．０～１０％（ｍａｓｓ％、以下同じ）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：０．４～５．０％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皮材と、
　前記芯材と前記皮材との間に介在しており、５８０℃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、Ｚｎ：０．０１～２．０％、Ｃｕ：０．０３～２．０％、Ｍｎ：０．０３～１．０％、Ｃｒ：０．０１～０．４０％、Ｚｒ：０．０１～０．４０％、Ｖ：０．０１～０．４０％、Ｆｅ：０．０３～０．５％、Ｓｉ：０．０３～０．５％、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≧－１１．７ｘ＋２．８　・・・（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≧－１０．０ｘ＋１．０　・・・（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、強度、成形性、耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳマーク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、強度、成形性、耐ＳＣＣ性、及び耐ＳＳマーク性を特に重視する場合においては、本実施形態のような成分組成の合金を素材と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》
　まず芯材の成分組成の限定理由について説明するが、芯材としては成形性が優れ、かつ高強度であることが要求される。そのためには高Ｍｇ濃度のＡｌ－Ｍｇ系合金を芯材として使用する。
　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、強度、伸び、深絞り性の向上に寄与する添加元素である。Ｍｇの添加量が３．０ｍａｓｓ％未満では、強度、伸び及び成形性が不充分となり、一方、１０ｍａｓｓ％を越えれば溶解時の酸化、圧延性の低下など製造性が著しく低下する。したがって、Ｍｇの含有量は３．０ｍａｓｓ％～１０ｍａｓｓ％とする。なお、強度、及び成形性を特に重視する場合において、Ｍｇ含有量の下限は、より好ましくは５．５ｍａｓｓ％である。
　また、目的に応じて以下の元素を１種または２種以上添加しても良い。
　Ｚｎ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｔｉ：
　Ｚｎ及びＣｕは、いずれも強度向上に有効な元素であり、いずれか一方あるいは双方が必要に応じて添加される。Ｚｎの含有量が０．０１ｍａｓｓ％以上、Ｃｕの含有量が０．０３ｍａｓｓ％以上であることによって、その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、耐食性の低下が抑制されつつ、成形性の低下も抑制される。よって、Ｚｎの含有量は、好ましくは０．０１ｍａｓｓ％～２．０ｍａｓｓ％の範囲内であり、Ｃｕの含有量は、好ましくは０．０３ｍａｓｓ％～２．０ｍａｓｓ％の範囲内である。
　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のおそれが抑制される。したがってＭｎは好ましくは０．０３ｍａｓｓ％～１．０ｍａｓｓ％の範囲内とし、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及びＳｉも上記のＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ等と同様に強度向上と結晶粒微細化に有効な元素である。それぞれ、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、０．５ｍａｓｓ％以下であることによって、多数の金属間化合物の生成が抑制され、プレス成形性が低下するおそれが抑制される。したがってＦｅ及びＳｉ量は、好ましくは、０．０３ｍａｓｓ％～０．５ｍａｓｓ％の範囲内である。
　Ｔｉは、鋳塊組織の微細化のために添加する元素である。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添加の効果が維持されつつ、粗大な晶出物が生じるおそれが抑制される。したがって、Ｔｉ量は、好ましくは、０．００５ｍａｓｓ％～０．３ｍａｓｓ％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、Ｍｇを含有する合金については、鋳造時の溶湯酸化防止のためＢｅを添加することも一般的であり、この発明の場合も５００ｐｐｍ以下のＢｅであれば添加して差し支えない。
《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ＳＣＣ性及び耐ＳＳマーク性を向上させるものであり、かつ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。
　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、強度、伸び、深絞り性の向上に寄与する添加元素である。Ｍｇの添加量が５．０ｍａｓｓ％を超えると耐ＳＣＣ性、耐ＳＳマーク性が極度に低下し、一方０．４０ｍａｓｓ％未満では表面硬さが不十分となる。したがって、Ｍｇの含有量は０．４０ｍａｓｓ％～５．０ｍａｓｓ％とする。なお、表面硬さを特に重視する場合においては、Ｍｇ含有量の下限を０．８０ｍａｓｓ％とするのがより好ましく、特に耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳマーク性を重視する場合には、Ｍｇ含有量の上限を３．５ｍａｓｓ％とするのがより一層好ましい。また、耐ＳＳマーク性をさらに重視する場合においてはＭｇ含有量の上限を２．５ｍａｓｓ％以下とするのがより好ましい。
　Ｍｇを除くその他の元素の成分組成範囲は、前述した芯材と同様である。
　ここで、皮材のＭｇ含有量は上述した合金組成範囲内においても、基本的には組み合わせる芯材のＭｇ含有量より少なくすることがより好ましい。皮材のＭｇ含有量を芯材のＭｇ含有量よりも少なくすることによって、耐ＳＣＣ性、耐ＳＳマーク性の向上効果をより一層得られるからである。
　次に、皮材の板厚を限定した理由について説明する。この皮材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皮材が有する耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳマーク性が十分に発揮されず、上限を超えると強度、成形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。なお、特に耐ＳＳマーク性を重視する場合はクラッド率の下限を１０％とすることが、より好ましい。
　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、また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が妨げられている。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と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以上とすることが好ましい。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を確保することができ、圧延中の界面剥離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、強度、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１．０％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はないが、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系合金は５８０℃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５８０℃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５８０℃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５６０℃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５８０℃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必要があるので、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５８０℃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≧－１１．７ｘ＋２．８　・・・（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％以下とすることが、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≧－１０．０ｘ＋１．０　・・・（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などは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。
　以下にこの発明の成形加工用アルミニウム合金クラッド材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。
　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５８０℃以下、好ましくは５６０℃以下で行うのが良い。また、保持時間は５ｍｉｎ以上、４８ｈ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４５０℃以上とすれば良い。均質化処理に続いては、通常の条件に従った熱間圧延、冷間圧延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。
　Ａｌ－Ｍｇ系合金の場合は、再結晶熱処理としては回復・再結晶を主目的とした焼鈍を行なう。この場合の焼鈍の加熱温度は、好ましくは、３１０～５８０℃の範囲内とする。焼鈍温度が３１０℃以上であることによって再結晶が充分となり、５８０℃以下であることによって局部的な融解の発生を抑制することができる。また、この焼鈍をバッチ炉で行う場合は、３１０～４５０℃で０．５～２４ｈ保持の条件が好ましい。一方、この焼鈍を連続焼鈍装置（ＣＡＬ）で行う場合には、４００～５８０℃で保持なし又は５ｍｉｎ以下の保持の条件が好ましい。なお、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未満とするのがよい。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、５８０℃以下、かつＴＣ未満とすることが、より望ましい。
　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Ｂ～Ｏと比較例として使用する合金符号Ａ、Ｐ、Ｑ、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、３２～５７、またインサート材の比較例である合金符号１、２、６、３０～３１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２～３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４～８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４～８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Ｉ－１～Ｉ－１０４、Ｉ－１０７～Ｉ－１１９、ＩＩ－１～ＩＩ－５１、ＩＩＩ－１～ＩＩＩ－３０、およびＩＶ－１～ＩＶ－３７の内、製造符号Ｉ－４、Ｉ－５、Ｉ－４８、Ｉ－７４、Ｉ－１０２、ＩＩ－４４～ＩＩ－５１については皮材とインサート材と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４～８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
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
  
　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４～８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Ｉ－６、Ｉ－７５については、非酸化性雰囲気である窒素雰囲気中、Ｉ－７、Ｉ－７６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、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Ｉ－６、Ｉ－７、Ｉ－７５、Ｉ－７６については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、空気炉を使用して３７０℃、２時間の条件で中間焼鈍を行った後、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５２０℃、２０秒の再結晶熱処理を施した後、室温付近までファンにて強制空冷し、アルミニウム合金クラッド材を作製した。なお、表５において製造符号Ｉ－１０５、Ｉ－１０６は単一合金の供試材であり、製造符号Ｉ－１０５～Ｉ－１０８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板材について、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０．２％耐力と成形性の指標の一つである伸びを評価した。この結果を表４～６に示す。表５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、０．２％耐力と伸びの欄に数値が記載されていない製造符号Ｉ－１０６～Ｉ－１０８、Ｉ－１１２～Ｉ－１１８は、圧延途中の割れあるいはクラッド界面の剥離、また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Ｉ－１１９については参考例として後述する。
　また、前述のようにして得られた各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０．０１Ｋｇｆ、硬さ測定位置は皮材側表面の圧延面とした。この結果を表７に示す。
　さらに、以下の手順によりＳＣＣ試験を行なった。ＳＣＣ試験の前には予め増感処理として、３０％の冷間加工を施した後、１２０℃×１週間焼鈍する処理を行なった。増感処理後、ＪＩＳ　Ｈ８７１１に準拠して２Ａ号試験片（長さ１００ｍｍ、幅２０ｍｍ、厚さ１ｍｍ、圧延方向に対して９０°方向から採取）を採取し、それぞれの試験片の一方の表面に３点曲げにより負荷応力を付加し、そのまま塩水噴霧槽内に載置してＳＣＣ試験を行った。なお、負荷応力は２５ｋｇｆ／ｍｍ２とし、また、片面クラッド材については皮材側表面が曲げの外側となるよう試験を行った。その結果を表８に示す。耐ＳＣＣ性は、自動車用ボディシート材として広く使用されているＡＡ５１８２合金相当である合金符号番号Ｊと比較（表８では（対Ｊ）と表示）することで評価した。比較材よりも短い時間で割れが発生した場合に×印を、同等あるいはより長時間まで割れが発生しない場合に○印を、特に長時間まで割れが発生しないあるいは割れが発生しない場合に◎印を付した。
　そしてまた、以下の手順により耐ＳＳマーク性の評価も行った。前述のようにして得られた各板材から圧延方向と平行な方向にＪＩＳ５号試験片を切り出し、室温にて２０％の引張変形（ストレッチ）を与えた後、ＳＳマークを視認しやすくするために皮材側表面をエメリー紙（＃１０００）で軽く磨いてから目視にて観察を行った。なお耐ＳＳマーク性は、自動車用ボディシート材として広く使用されているＡＡ５１８２合金相当である合金符号番号Ｊ、あるいは同じく自動車用ボディシート材として使用されるＡＡ５０５２合金相当である合金符号番号Ｇと比較（表８ではそれぞれ（対Ｊ）、（対Ｇ）と表示）することで評価した。なお、先にも述べたようにＭｇは耐ＳＣＣ及び耐ＳＳマーク性に悪影響を及ぼす元素であるためＪ合金に比べＭｇ含有量が少ないＧ合金との比較はより厳しい条件での評価となっている。比較材よりもＳＳマークの本数が特に多い場合に×印を、やや多い場合に△印を、同等あるいはやや少ない場合に○印を、特に少ないあるいはＳＳマークが視認されない場合に◎印を付した。
　またさらに、表４～６には圧延性も記載した。なお、それぞれの記号の意味は以下の通りである。◎：圧延性良好、○：圧延性ほぼ良好、△：若干エッジ割れあり、×：わに口割れ、××：圧延中にクラッド界面剥離、あるいは中間焼鈍後にフクレ多数発生。
　また、表４～８中にはインサート材の固相線温度に関する記述があるが、固相線温度は、示差熱分析（ＤＴＡ）より求めた。
　固相線温度を求める場合は、前述した各板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。
　ここで、表４～５は「芯材・皮材・インサート材の合金組成、高温加熱処理条件」が「強度、伸び、クラッド界面の接着性及び圧延性」に及ぼす影響を主に検討した結果であり、表６は「芯材・皮材・インサート材の板厚（あるいはそれらの割合）」が「強度、伸び、クラッド界面の接着性及び圧延性」に及ぼす影響を主に検討した結果である。同様に表７は「皮材の合金組成、芯材・皮材・インサート材の板厚（あるいはそれらの割合）」が「表面硬さ」に及ぼす影響を主に検討した結果であり、表８は「皮材の合金組成、芯材・皮材・インサート材の板厚（あるいはそれらの割合）」が「耐ＳＣＣ性、耐ＳＳマーク性」に及ぼす影響を主に検討した結果である。
　表４～８の結果より明らかなように、本発明材（製造符号Ｉ－１～Ｉ－１０４、ＩＩ－１～ＩＩ－５０、ＩＩＩ－１～ＩＩＩ－２７、ＩＶ－１～ＩＶ－３４）は優れた特性を示しており、比較例のクラッド板材、あるいは単一合金からなる板材と比較して、強度、成形性の指標である伸び、表面硬さ、耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳマーク性に優れていることがわかった。
　一方、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Ｉ－１０９～Ｉ－１１１のクラッド板材、あるいは製造符号Ｉ－１０５の単一合金板材は、本発明例に比べ強度と伸びが劣化していることがわかった。また、芯材のＭｇ含有量が本発明で規定する上限からはずれた製造符号Ｉ－１０６は、圧延中に発生した割れのため、圧延を完了できなかった。
　さらに、常法に従い芯材と皮材のみを積層し熱間圧延クラッドを試みた製造符号Ｉ－１０７、Ｉ－１０８、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Ｉ－１１２、Ｉ－１１３、インサート材の固相線温度が本発明の規定をはずれた製造符号Ｉ－１１４～Ｉ－１１８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上回る製造符号ＩＩ－５１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ＩＩ－５０）に比べ、強度と伸びの低下がみられ、一方、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ＩＶ－３７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ＩＶ－１０）に比べ耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳマーク性の低下がみられた。
　そして、皮材の組成が本発明で規定した上限からはずれた製造符号ＩＶ－３５、ＩＶ－３６では、本発明材（例えば製造符号ＩＶ－１６、ＩＶ－３３）に比べ耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳマーク性の劣化がみられた。
　そしてまた、皮材の組成が本発明で規定した下限からはずれた製造符号ＩＩＩ－２８～３０では、本発明材に比べ表面硬さの低下がみられた。
　本発明材の製造符号Ｉ－６、Ｉ－７、Ｉ－７５、Ｉ－７６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）で実施した他の製造符号の本発明材よりも、１パスの圧延率をより一層大きくすることが可能であった。
　なお、製造符号Ｉ－１１９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。なお、製造符号Ｉ－１１９については、圧延性以外の項目については評価を実施しなかった。
（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２０１１－２４１４４５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：３．０～１０％（ｍａｓｓ％、以下同じ）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：０．４～５．０％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皮材と、
    　前記芯材と前記皮材との間に介在しており、５８０℃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、Ｚｎ：０．０１～２．０％、Ｃｕ：０．０３～２．０％、Ｍｎ：０．０３～１．０％、Ｃｒ：０．０１～０．４０％、Ｚｒ：０．０１～０．４０％、Ｖ：０．０１～０．４０％、Ｆｅ：０．０３～０．５％、Ｓｉ：０．０３～０．５％、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≧－１１．７ｘ＋２．８　・・・（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≧－１０．０ｘ＋１．０　・・・（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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