(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
mass％で、
Ｍｇ：３．０〜６．０％、
Ｓｉ：０．１〜０．６％、
Ｆｅ：０．１〜１．０％
および残部Ａｌを本質的成分としてなり、ＦｅまたはＳｉを含んだ晶出物の円相当直径の平均が２μm 以下、前記晶出物の平均アスペクト比が１．８以下であり、かつ平均結晶粒径が３０μm 以下である、成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ系Ａｌ合金板。
【請求項２】
mass％で、
Ｍｇ：３．０〜６．０％、
Ｓｉ：０．１〜０．６％、
Ｆｅ：０．１〜１．０％、
Ｃｕ：０．４％以下
および残部Ａｌを本質的成分としてなり、ＦｅまたはＳｉを含んだ晶出物の円相当直径の平均が２μm 以下、前記晶出物の平均アスペクト比が１．８以下であり、かつ平均結晶粒径が３０μm 以下である、成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ系Ａｌ合金板。
【請求項３】
さらに、
Ｍｎ：１．０％以下、
Ｃｒ：０．３％以下、
Ｚｒ：０．３％以下、
Ｖ：０．３％以下、
Ｔｉ：０．０３％以下
よりなる群から選択される１種以上の成分を含有する請求項１または２に記載したＡｌ−Ｍｇ系Ａｌ合金板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明が属する技術分野】
本発明は、成形性、あるいはさらに耐食性に優れたＡｌ−Ｍｇ系Ａｌ合金板に関し、自動車パネル等の素材として好適なＡｌ合金板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
地球環境問題を背景に、燃費向上を目的とした自動車の軽量化の要求が高まってきており、自動車ボディパネル材に対しても鋼板などの鉄鋼材料に代わってアルミニウム材料の適用が検討されてきている。
自動車パネル材において、冷延鋼板にかわるＡｌ合金板としては、Ｍｇを比較的多量に含むＡｌ−Ｍｇ系Ａｌ合金（５０００系合金）が、強度、延性に優れるため注目されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、従来のようにＤＣ鋳造、圧延によって製造した５０００系合金板をドアーパネル、ルーフパネル等の複雑形状部材に適用した場合、プレス成形性が不十分であると言われている。その理由は、Ａｌ合金に不可避的に存在する不純物元素であるＦｅ、Ｓｉの金属間化合物が晶出物として生成し、これが成形時の破壊の起点になり、成形性を劣化させるからである。
【０００４】
このようなＡｌ−Ｍｇ系合金の成形性を改善する手段としては、前記晶出物の生成原因となる不純物元素であるＦｅ、Ｓｉの含有量を極力制限すればよい。しかしながら、これらの不純物元素を極力制限するには、高純度のＡｌ地金を必要とするため、コスト高を招来し、実用性に乏しい。
【０００５】
一方、特開平７−２７８７１６号公報には、晶出物の平均サイズを１５μm 以下とすることにより、成形性を改善する技術が提案されているが、鋳造欠陥や偏析、さらには粗大晶出物やアスペクト比の大きな晶出物が不可避的に残留するため、十分な効果が得られているとは言えない。
【０００６】
なお、特開平７−２５２５７２号公報には、Ｃｕを０．５〜１．５％含有させ、不溶性化合物の最大サイズを２μm 以下とすることで成形性の向上を図る技術が提案されているが、多量のＣｕを添加するために耐食性が却って劣化するという問題もある。
【０００７】
本発明は、かかる問題に鑑みなされたもので、高純度Ａｌ地金を用いることなく製造可能で、成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ系Ａｌ合金板を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明のＡｌ合金板は、mass％で、
Ｍｇ：３．０〜６．０％、
Ｓｉ：０．１〜０．６％、
Ｆｅ：０．１〜１．０％、
あるいはさらにＣｕ：０．４％以下
および残部Ａｌを本質的成分としてなり、ＦｅまたはＳｉを含んだ晶出物の円相当直径の平均が２μm 以下、前記晶出物の平均アスペクト比が１．８以下であり、かつ平均結晶粒径が３０μm 以下である、成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ系Ａｌ合金板である。
【０００９】
前記Ａｌ合金板の成分としては、請求項３に記載したように、さらに、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｚｒ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｔｉ：０．０３％以下
よりなる群から選択される１種以上の成分を含有することができる。
【００１０】
【発明の詳細な説明】
本発明者は、従来不純物扱いされてきたＦｅ、Ｓｉが結晶粒微細化効果を有する点に着目し、さらに前記元素を含む故に不可避的に生成した晶出物については、その形態を精緻に制御することで成形性が向上するのではないかとの着想に基づき鋭意研究した結果、本発明を完成するに至った。
【００１１】
すなわち、特開平７−２７８７１６号公報に記載されているように、晶出物の平均サイズを問題にするだけでは成形性の向上に限界があり、本発明者が詳細に調査した結果、晶出物の円相当直径の平均が２μm を超え、前記晶出物の平均アスペクト比（晶出物の圧延方向の長さＬ１と板厚方向の長さＬ２との比Ｌ１／Ｌ２）が１．８を超える領域の晶出物を抑制するとともに、平均結晶粒径を３０μm 以下とすることによって顕著な特性向上効果が得られることが見出された。
【００１２】
晶出物の微細化については、前記公報の技術では、鋼片厚みを１〜１０mmに連続鋳造し、１０℃/sec以上の冷却速度にて冷却することで晶出物の微細化を図っているが、このような鋼片厚みでは、熱間圧延時に圧下率が十分に取れないので、鋳造欠陥、偏析が板材に残留するようになり、冷却速度を単純に速くするだけでは十分良好な特性が得難い。
【００１３】
この点、本発明では、後述の実施例によって明らかなように、冷却速度を速めるだけでなく、鋼塊の厚さをある程度以上として、鋳塊組織の健全化を図りながら、さらに鋳塊組織での晶出物の分布の制御と圧延条件の制御によって従来不可避的に残存していた粗大な晶出物、アスペクト比の大きい晶出物を排除することに成功したものである。特に、鋳塊をある程度の厚さに鋳造し、鋳塊組織を板厚中心方向に伸びた柱状晶に制御することは晶出物の微細化、アスペクト比の低減に非常に効果的であることが見い出された。すなわち、鋳塊をある程度の厚さとすることで、粒界に晶出した晶出物を表面部から板厚中心方向に列状に並ばせることができ、これによって後工程の熱間圧延、冷間圧延によって晶出物を容易に微細に砕くことができるのである。
【００１４】
上記知見によってなされた本発明のＡｌ合金板は、mass％で、
Ｍｇ：３．０〜６．０％、
Ｓｉ：０．１〜０．６％、
Ｆｅ：０．１〜１．０％、
あるいはさらにＣｕ：０．４％以下
および残部Ａｌを本質的成分としてなり、ＦｅまたはＳｉを含んだ晶出物の円相当直径の平均（以下、平均晶出物径という。）が２μm 以下、前記晶出物の平均アスペクト比が１．８以下であり、かつ平均結晶粒径が３０μm 以下とされたものである。
【００１５】
まず、本発明のＡｌ合金板の成分限定理由を説明する。
Ｍｇ：３．０〜６．０％
ＭｇはＡｌマトリックス中に固溶して強度を向上させ、また延性を確保するために添加される。３．０％未満ではかかる作用が過少であり、一方６．０％を超えると熱間加工性が低下し、熱間圧延が著しく困難になるほか、固液共存域が拡大し、鋳造も困難になり、生産性が著しく低下するようになる。
【００１６】
Ｓｉ：０．１〜０．６％
Ｆｅ：０．１〜１．０％
Ｓｉ、Ｆｅは、Ｍｇ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系などの晶出物を生成し、結晶粒微細化効果を有するので、各々０．１％以上を添加する。一方、Ｓｉ０．６％超、Ｆｅ１．０％超では、晶出物が粗大化し、これが鋳造後の圧延等によっても微細化せず、残存した粗大晶出物が破壊の起点となり、成形性を劣化させる。また、ＳｉがＭｇ2Ｓｉ として晶出すると、Ａｌマトリックス中に固溶するＭｇ量が減少し、強度、靭性が劣化するようになるので、この点からもＳｉは０．６％以下に止められる。本発明では、Ｓｉ、Ｆｅの結晶粒微細化効果を利用するため、Ｓｉ、Ｆｅを積極的に添加するが、その付随的効果として、不可避的にＦｅを多量に含んだ安価なＡｌ地金やスクラップ材を利用することができ、低コスト化に寄与することができる。
【００１７】
Ｃｕ：０．４％以下
Ｃｕは、成形性を向上させる作用を有するが、過剰な添加は耐食性を劣化させる。本発明では、主に耐食性の確保の見地から０．４％以下に止める。本発明では、Ｃｕの添加量が低く、成形性の向上に寄与するＣｕ量が少ないが、後述する特定の組織条件を満足させることによって成形性を向上させることに成功したものである。
【００１８】
本発明のＡｌ合金板は、上記Ｍｇ、Ｓｉ、Ｆｅ、あるいはさらにＣｕ、および残部Ａｌを本質的成分としてなり、残部不可避的不純物よりなるほか、本発明のＡｌ合金板の特性をさらに向上させる元素として下記元素群の内から１種以上を添加することができる。
【００１９】
Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｚｒ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｔｉ：０．０３％以下
これらの元素は、結晶粒微細化効果を有し、成形性の向上に効果がある。各元素の上限を超えると、粗大な化合物を形成し、これが破壊の起点となり、成形性を劣化させる。なおＴｉは鋳造時の微細化能もあり、その上限を超えると鋳塊の柱状晶形成が妨げられ、晶出物分断効果が劣化する。より好ましくは、Ｍｎ：０．６％以下、Ｃｒ：０．２％以下、Ｚｒ：０．２％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｔｉ：０．０１％以下とするのがよい。
【００２０】
次に、本発明のＡｌ合金板の組織について説明する。
本発明では、ＦｅまたはＳｉを含んだ晶出物の平均晶出物径が２μm 以下、前記晶出物の平均アスペクト比が１．８以下であり、かつ平均結晶粒径が３０μm 以下とされる。
【００２１】
晶出物の形態は、単に平均粒子径が小さくとも、大きな粒子径、アスペクト比の晶出物があると、それが破壊の起点となるため、合金板の成形性に大きな影響を及ぼす。このため、本発明では、晶出物の形態につき、その平均晶出物径を２μm 以下、前記晶出物の平均アスペクト比を１．８以下、好ましくは１．５以下に制限する。前記平均晶出物径が２μm を超えると、破壊の起点になりやすい。また平均晶出物径が２μm 以下でもアスペクト比が１．８を超えて大きいと応力集中が生じやすくなり、そのような晶出物はやはり破壊の起点になりやすく、成形性が低下するようになる。
【００２２】
また、結晶粒径も、後述の実施例から明らかなように、成形性を大きく左右することが分かった。このため、本発明では晶出物の形態のみならず結晶粒径についても制限を加える。すなわち、平均結晶粒径が３０μm を超えると、成形性の劣化が顕著になるため、本発明では平均結晶粒径を３０μm 以下、好ましくは２０μm 以下とする。これらの組織条件によって、Ｃｕ量を少なくしても良好な成形性が確保される。
【００２３】
本発明のＡｌ−Ｍｇ系Ａｌ合金板は、鋳造後、熱間圧延、中間焼鈍、冷間圧延、最終焼鈍の工程を経て製造される。もっとも、所定の組織を得ることができるように下記の点に留意することが望ましい。
【００２４】
鋳造時の凝固速度は高いほど、鋳塊での晶出物を微細にすることができるが、鋳塊における欠陥、偏析を抑えておくことが晶出物の微細化に有効であるため、鋳塊の中心部の冷却速度は高すぎないようにすることが好ましい。冷却速度が高すぎると、凝固収縮に対する溶湯の供給が不足し、欠陥が生成しやすくなる。従って、晶出物の微細化と鋳造段階での欠陥、偏析の抑制とのバランスを考慮して、鋳塊板厚中心部における冷却速度を１〜５℃/secとすることが望ましい。
【００２５】
また、鋳塊幅方向における冷却速度のばらつきを±３０％以内、好ましくは±２０％以内に抑えることが望ましい。冷却速度の遅い部分があると、その部分が最終凝固部になり、欠陥、偏析が集中し、その部位の特性、特に後工程である圧延工程における加工特性を劣化させ、粗大晶出物やアスペクト比の大きい晶出物が残存する要因となる。
【００２６】
晶出物が所定サイズに分断され、均一に分散した健全な組織を得るためには、凝固時の組織を柱状晶にすることが望ましいことが明らかになった。その理由は、凝固時の組織を柱状晶にすることで、表層部から板厚中心方向に結晶粒が細長く伸びた組織形態が得られ、これによって結晶粒界に晶出した晶出物が表層部から板厚中心方向に列状に並ぶようになり、後工程の熱間圧延、冷間圧延の際に、比較的高い圧下率で圧延を行うことにより、晶出物が効果的に微細に分断されるからである。このため、鋳塊厚みは好ましくは１５ｍｍ以上、より好ましくは２５ｍｍ以上とするのがよい。
【００２７】
上記のような鋳塊板厚中心部の冷却速度、鋳塊厚みを実現する鋳造プロセスとしては、厚さ１５〜３５ｍｍの鋳造片を製造する、双ベルト式または双ブロック式等の薄スラブ連鋳プロセスを用いることができる。また、鋳塊幅方向の冷却速度のばらつきを抑える方法としては、ベルト連鋳法では、ベルトの変形を防止する必要があり、ベルトの予熱、張力付与、ベルトコーティング剤の塗布が有効である。ベルトの予熱は、ベルト温度６０℃以上、望ましくは８０℃以上で実施すればよい。ベルトに付与する張力は、応力で５．０kgf／mm2以上とすることが好ましく、７．５kgf／mm2以上がより好ましい。また、コーティング剤としては、断熱性のあるものが望ましく、アルミナ系等の酸化物系離型剤が好適である。勿論、炭素型離型剤も使用可能である。
【００２８】
鋳塊の熱延条件としては、鋳塊中の晶出物の微細分断化、アスペクト比低下のために、高温域で行うことが望ましいが、高すぎると部分溶融を起こす。従って、熱延開始温度としては好ましくは４５０℃以上５９０℃以下、より好ましくは５００℃以上５７０℃以下とするのがよい。また、熱延時の圧下率増大も晶出物微細分断化、アスペクト比低下に効果的であり、トータルの圧下率を好ましくは８０％以上、より好ましくは９０％以上とするのがよい。
【００２９】
中間焼鈍条件および冷延後の最終焼鈍に関しては特に規定されるものではなく、通常の焼鈍方法（連続焼鈍或いはバッチ焼鈍）で実施すれば良い。
【００３０】
冷延条件としては、冷間圧延時の圧下率（冷延率）が増大するほど晶出物の微細分断化、アスペクト比低下に効果的である。もっとも、熱延時の圧延率を増大させる方が晶出物の微細化には効果が大きい。一方、冷延後あるいは最終焼鈍後の結晶粒微細化には冷延時の圧下が効果的である。これらの効果を勘案して、冷延時のトータルの圧下率は好ましくは６０％以上、より好ましくは７０％以上とするのがよい。なお、冷延中の中間焼鈍は必ずしも実施することを要しない。
【００３１】
以下、実施例によって本発明をさらに説明するが、本発明はこれらの実施例によって制限的に解釈されるものではない。
【００３２】
【実施例】
下記表１に示す組成のＡｌ合金を溶製し、表２に示すように、板厚中心部の冷却速度が０．５〜３０℃/secとなるように双ベルト式連続鋳造法により種々の肉厚の移動帯板（板幅１０００ｍｍ）を作製し、この帯板に直ちに熱間圧延を施して肉厚１．５〜５ｍｍの板材を得た。連鋳条件については、表２中、試料No. １〜２０および２３は鋳造時のベルト予熱温度を７０℃、ベルト張力を７．５kgf／mm2とし、アルミナ系離型剤をベルトに塗布した。一方、試料No. ２１は双ロール連続鋳造法で板厚８mmの板を製造し、熱間圧延を行わず、冷間圧延のみを施して最終板厚１ｍｍまで加工した。また、試料No. ２２は、ベルト予熱温度を４０℃、ベルト張力を２．５kgf／mm2とし、離型剤塗布なしの条件で鋳造し、直ちに熱間圧延を施したものである。
【００３３】
前記熱間圧延（No. ２１を除く。）は、表２に示すように、圧延開始温度を４３０〜５７０℃とし、圧下率を９０〜７５％とした。このようにして得た熱延板に５００℃で１分間の中間焼鈍を施した後、表２に示した冷延率にて冷間圧延を行い、肉厚１ｍｍのＡｌ合金板を得た。この合金板に５５０℃で１分間の最終焼鈍を施して水焼き入れを行った。
【００３４】
このようにして作製したＡｌ合金板試料について、光学顕微鏡観察と画像解析を行うことによって晶出物の円相当直径およびアスペクト比を求めた。また、光学顕微鏡観察で切片法によって結晶粒径を測定した。また、４０℃、０．５ｍｏｌのＮａＣｌ水溶液に１００ｈｒ浸漬後の孔食発生状況を５段階評価（ＡＡ：優、Ａ：良、Ｂ：可、Ｃ：劣、Ｄ：不可）し、耐食性を評価した。また、成形性をＬＤＨ試験によって試験片の破断時の張り出し高さを測定し、評価した。試験条件は、直径１００ｍｍ、球頭のパンチを用い、潤滑油Ｒ−３０３Ｐの塗布、しわ押さえ力２００ｋＮの下で行った。これらの調査結果を表３に示す。なお、同表中、試料No. １〜１０は実施例、No. １１〜２３は比較例である。
【００３５】
【表１】
0003685973.tif 000002
【００３６】
【表２】
0003685973.tif 000003
【００３７】
【表３】
0003685973.tif 000004
【００３８】
表３中、試料No. １２はＭｇが過多のため、試料No. ２２は鋳造条件が不適切であるため、熱延時に割れが生じた。試料No. ２２と同成分系（成分No. ５）の試料No. ５とにつき、鋳造帯板（鋳塊）の幅方向の冷却速度（板厚中心部）を測定したところ、No. ５では幅中央部（板端から５００ｍｍ位置）では３．０℃/sec、１／４幅部（板端から２５０ｍｍ位置）では２．５℃/secであり、幅方向の冷却速度のばらつきは小さかったが、No. ２２では幅中央部が３．０℃/sec、１／４幅部が１．６℃/secであり、１／４幅部の冷却速度が幅中央部の約５３％と幅方向の冷却速度のばらつきが大きかった。このため、No. ２２では、１／４幅部にＭｇ、Ｆｅ、Ｓｉ等の合金元素の濃縮が起こり、このため加工性が劣化したか、あるいは融点の低下を招来して部分溶融が生じて割れが発生したものと推察された。
【００３９】
また、No. １１、１３〜１８は、成分が発明範囲外であるため、耐食性が良好なものもあるが、概ね成形性が劣っている。もっとも、No. １５はＣｕ含有量が０．６％と多いため、成形性は良好であるが、耐食性の劣化が著しい。また、No. １９〜２１および２３は発明成分を満足するが、製造条件が不適切であるため、本発明の組織条件を満足せず、やはり成形性が低下している。
【００４０】
これらの比較例に対して、実施例のNo. １〜１０は、耐食性、成形性が共に優れていることが確認された。
【００４１】
【発明の効果】
本発明のＡｌ−Ｍｇ系Ａｌ合金板によれば、Ｍｇ、Ｓｉ、Ａｌのほか、所定量のＦｅあるいはさらにＣｕを本質的成分として含み、晶出物の平均晶出物径、平均アスペクト比および平均結晶粒径を所定の値以下に制限したので、優れた成形性あるいはさらに耐食性を兼ね備えることができ、これらの特性が要求される、例えば自動車パネル等の素材として好適に使用することができる。また、本発明のＡｌ合金板は、高純度のＡｌ地金を用いることなく製造することができるので、製造コストを低減することができ、アルミ材料のリサイクルにも資することができる。