(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で（以下同じ）、Ｍｇ：０．２〜１．０％、Ｓｉ：０．５〜２．０％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるＡｌ合金鋳塊に５５０乃至６００℃の高温範囲で均質化処理を行い、その後、熱間圧延、冷間圧延を施し、所定の板厚とした後、温度５３０〜６００℃、保持時間５〜４５秒の条件の溶体化処理を行い、マトリクス中に含まれる晶出物のサイズを１０μｍ以下にすると共に前記晶出物の含有量を体積含有率で５％以下にし、更に、分散析出物のサイズを２０００Å以下にすると共に前記分散析出物の含有量を体積含有率で１００ｐｐｍ以下にすることを特徴とする成形加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法。
【請求項２】
前記Ａｌ合金鋳塊は、更に、Ｍｎ：０．５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｆｅ：０．３％以下の１種或いは２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の成形加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法。
【請求項３】
請求項１又は２に記載の製造方法により得られたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材であって、マトリクス中に含まれる晶出物のサイズが１０μｍ以下であると共に前記晶出物の含有量が体積含有率で５％以下であり、且つ分散析出物のサイズが２０００Å以下であると共に前記分散析出物の含有量が体積含有率で１００ｐｐｍ以下であること特徴とする成形加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、成形加工性に優れたＡl合金板及びその製造方法に係り、より詳しくは、自動車用、家電製品用、機械部品用等のパネル材に用いられるＡl合金板材で、プレスや曲げ等の加工時の成形加工性が優れるＡl合金板及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】
従来、自動車用、家電製品用、機械部品用等の軽量化を主として使用されているＡl合金板は、プレスや曲げ等の成形加工が行われ、加工後の塗装工程において塗装膜に強度を与えるために加熱処理(焼付塗装：ベーキング)が行われている。これはその際の加熱温度を利用してＡl合金板の強度を向上させる方法である。
【０００３】
かゝるＡl合金板としては、プレス等の成形加工時には強度を低くし、成形が容易で、成形加工後は焼付塗装の加熱処理により強度が著しく向上する材料であることが理想とされ、主としてＡl−Ｍg−Ｓi系Ａl合金が使用されている。本発明者は先に特開平１−１１１８５１号を提案した。
【０００４】
しかし、従来、この種の用途に使用されるＡl−Ｍg−Ｓi系Ａl合金及びその製造方法においては、成形性或いは形状凍結性の重視により、Ｔ４状態での強度が極めて低く、更には焼付硬化後に強度が向上したとしても十分な強度が得られず、軽度な外力を加えただけで変形してしまう問題があった。実用化されているＡl−Ｍg系合金に比べて成形性が劣っている。
【０００５】
一方、自動車用部品においては、自動車の低燃費規制により、更に軽量化が促進する傾向にある。これにより、Ａl合金板の薄肉化が要求されるが、従来のＡl合金板及びその製造方法では、Ｔ４状態での素材強度を低くし成形性を向上させているが、薄肉化のためには強度不足であり、或いは、薄肉化のため素材強度を高くすると成形性が著しく劣る等の問題があった。
【０００６】
更に、最近の焼付塗装時の焼付条件は、省エネルギー化及び生産性向上のため、加えて樹脂等の多用化が進み、更には塗料の進歩により低温化している。例えば、自動車用部品に用いられるＡl合金の焼付温度は、従来は２００℃であったが、１５０〜１７０℃と低温化しているのが現状である。このため、本発明者は、Ａl−Ｍg−Ｓi系Ａl合金板及びその製造方法において、従来法でなく、低温・短時間処理において焼付硬化性を向上させるための製造方法を開発したが、この処理法を行うと、殆どの合金において成形性劣化の原因となる金属間化合物がマトリックス中に多量に晶出或いは析出し、成形加工性が著しく劣化するという問題があった。
【０００７】
本発明は、上記従来技術の問題点を解決し、実用化されているＡl−Ｍg系合金と同等の優れた成形加工性を有するＡl−Ｍg−Ｓi系合金並びにその製造方法を提供することを目的とするものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
前記課題を解決するための手段として、本発明は、重量％で（以下同じ）、Ｍｇ：０．２〜１．０％、Ｓｉ：０．５〜２．０％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるＡｌ合金鋳塊に５５０乃至６００℃の高温範囲で均質化処理を行い、その後、熱間圧延、冷間圧延を施し、所定の板厚とした後、温度５３０〜６００℃、保持時間５〜４５秒の条件の溶体化処理を行い、マトリクス中に含まれる晶出物のサイズを１０μｍ以下にすると共に前記晶出物の含有量を体積含有率で５％以下にし、更に、分散析出物のサイズを２０００Å以下にすると共に前記分散析出物の含有量を体積含有率で１００ｐｐｍ以下にすることを特徴とする。なお、前記Ａｌ合金鋳塊は、必要に応じて、Ｍｎ：０．５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｆｅ：０．３％以下の１種或いは２種以上を含有していてもよい。
【０００９】
また、他の本発明は、上記の製造方法により得られたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材であって、マトリクス中に含まれる晶出物のサイズが１０μｍ以下であると共に前記晶出物の含有量が体積含有率で５％以下であり、且つ分散析出物のサイズが２０００Å以下であると共に前記分散析出物の含有量が体積含有率で１００ｐｐｍ以下であること特徴とする。
【００１０】
【作用】
以下に本発明を更に詳細に説明する。まず、本発明の知見を得るに至った研究結果を示す。
【００１１】
まず、本発明者は、前記課題を解決するために、先の開発技術に係る方法を改良するべく鋭意研究を重ねた。その結果、従来のＡl−Ｍg−Ｓi系合金は、通常の方法で製造すると、添加元素或いはＡl中に含有される不可避的不純物により合金中の金属間化合物が晶出或いは析出することが判明した。
【００１２】
これらの金属間化合物は、強度に寄与したり、時効析出により強度を向上させたり、更に再結晶抑制効果となって、結晶粒を微細化したりするのに重要な役割を果たしていると考えられていた。しかし、これら金属間化合物の晶出或いは析出は適度なサイズと体積含有率を持つ必要があり、サイズが大きすぎたり、体積含有率が多すぎたりすると、著しく成形性が劣化することを見い出した。そのための手段としては、これらの金属間化合物を固溶させるために、均質化や溶体化の処理温度を上げることで、成形性に悪影響を及ぼすこれらの金属間化合物を抑制することにより成形性の向上が認められ、更に固溶体硬化により強度が向上し、加えて、固溶度が大きいためベークハード性を向上させる効果があることがわかった。
【００１３】
上記した均質化或いは溶体化処理温度は、温度を上げるほど金属間化合物の晶出或いは析出を減少させることが可能であるが、その温度が高すぎると、サイズの粗大化が起こり、成形性劣化の原因ともなる。よって、均質化及び溶体化処理の最適な温度範囲を選定することにより、最適な金属間化合物のサイズと含有量を選定する必要がある。
【００１４】
本発明は、かゝる知見に基づき、更にその含有成分や製造条件について詳細に研究を重ね、ここに完成したものである。
【００１５】
まず、本発明はＡl合金中の内部組織(晶出物、分散析出物)をコントロールすることを最も特徴とする技術であり、Ａl−Ｍg−Ｓi系合金であって、Ｍg及びＳiを主成分として含有する合金であれば、成形性及び強度(ベークハード性)の効果が顕著に向上する。よって、化学成分の限定理由について説明する。
【００１６】
Ｍg：
Ｍgはそれ自体の固溶体強化と、Ｓiと協同して強度を付与する元素で、時効析出物β′−Ｍg2Ｓiを析出し、Ｍgの添加量によりこの量が依存する。しかし、０.２％未満では十分な強度(以下、強度とは素材及び１７０℃の焼付塗装後の耐力をいう。)が得られず、また、１.０％を超えて添加すると鋳造時に平衡相Ｍg2Ｓiが晶出物として成長し、伸びの低下が見られることにより成形性が著しく低下する。よって、Ｍg含有量は０.２〜１.０％の範囲とする。
【００１７】
Ｓi：
ＳiはＭgと協同し主として時効析出物β′−Ｍg2Ｓiの析出による析出硬化で強度に付与する元素で、Ｓiの添加量によりこの量は依存する。しかし、０.５％未満では十分な強度が得られず、また２.０％を超えると平衡相Ｍg2Ｓiが晶出し、伸びを大きく低下させ、すなわち、成形性の劣化を生ずる。よって、Ｓi含有量は０.５〜２.０％の範囲とする。
【００１８】
なお、本発明におけるＡl−Ｍg−Ｓi系Ａl合金は、上述のＭg、Ｓiを必須成分とすれば、その効果は十分得られるが、他の元素を本発明の効果を損なわない限度で必要に応じて添加し或いは不純物として、Ｃu、Ｍn、Ｔi、Ｆeのうち少なくとも１種或いは２種以上を含有させることができる。
【００１９】
Ｍn：
Ｍnは第二相析出物としてＭnＡl6が析出し、均質化や溶体化処理を十分に行い、固溶させて強度を上昇させることができ、しかも、合金組織の再結晶を抑制して結晶粒を微細化する効果がある。そのため、成形向上に付与する元素である。しかし、０.５％を超えて含有すると、粗大な析出物でかつその体積含有率が急激に高くなり、成形性を著しく劣化させる。よって、Ｍnの含有量は０.５％以下とする。
【００２０】
Ｃu：
Ｃuは時効析出物θ′−ＣuＡl2により強度を付与する元素である。本発明では、強度の増加はβ′−Ｍg2Ｓiによるものだけでなく、Ｃu添加によりこの時効析出物(β´−Ｍg2Ｓi)が緻密で微細になることにより、強度の向上並びに低温焼付で焼付硬化性を向上させることができる。しかし、１.０％を超えるとθ′−ＣuＡl2の析出が増大し、かつ、このθ′−ＣuＡl2の析出物は室温で成長するため、経時変化により強度が上がり、それに伴い伸びと成形性が低下する。よって、Ｃu含有量は１.０％以下とする。
【００２１】
上述のとおり、Ｍg、Ｓiの主成分に更にＣu及び／又はＭnを添加したＡl−Ｍg−Ｓi−(Ｃu、Ｍn)系Ａl合金は、更に本発明の効果が向上できる。
【００２２】
Ｔi：
Ｔiは鋳塊の結晶粒を微細にし、かつ成形性を向上させる元素であるが、０.１％を超えて含有すると、粗大な晶出物を生成し、成形性を低下させる。よって、Ｔiの含有量は０.１％以下とする。
【００２３】
Ｆe：
Ｆeは強度向上効果は小さいが、０.３％を超えると晶出物の生成が著しく、粗大化の原因ともなり、更に結晶粒を粗大化させる。これらは、成形性を著しく低下させることになる。よって、Ｆe含有量は０.３％以下とする。
【００２４】
次に本発明の製造条件について説明する。
【００２５】
上記Ａl−Ｍg−Ｓi系Ａl合金は、常法により、溶解→鋳造を行うが、その後の均質化熱処理は、添加元素の偏析を均一分散させたり、分散析出物のサイズや体積含有率をコントロールするのに重要な熱処理である。この熱処理を５５０℃より低い温度で行うと、添加元素からなる金属間化合物が固溶せず、高い密度をもって残存するため成形性を劣化させ、またに６００℃を超えるとバーニングを起こし、熱間圧延時に割れを発生する。よって、均質化熱処理の温度範囲は５５０〜６００℃とする。なお、保持時間は適宜決められる。
【００２６】
前記条件で均質化熱処理を施した鋳塊を、熱間圧延→冷間圧延(必要に応じて中間焼鈍が可能)を行って所定の板厚とした後、溶体化処理を行う。溶体化処理は、５３０℃より低い温度では、均質化熱処理と同様、添加元素からなる金属間化合物が固溶せず、残存するため成形性を劣化させる。また、６００℃より高い温度になると、バーニングを起こし、板の割れが発生する。よって、溶体化処理の温度範囲は５３０〜６００℃とする。溶体化温度での保持時間は適宜決められる。
【００２７】
なお、溶体化処理後の冷却に関しては、水冷或いは空冷により焼入れを行うのがよい。また、焼入れは低温ベークハード性を向上させるために高温焼入を行ってもかまわない。
【００２８】
次に、本発明のＡl−Ｍg−Ｓi系合金板材の組織について説明する。
【００２９】
このＡl合金板中の内部組織は、凝固時に発生する晶出物と固体化してから発生する析出物とがある。これらは、それぞれ強度や時効硬化性、結晶粒のコントロール等に効果を与える因子であるが、適度なサイズと体積含有率をもつ必要がある。
【００３０】
すなわち、晶出物系の金属間化合物は、サイズが１０μmより大きく、かつマトリックス中の体積含有率が５％より多いと、この晶出物を起点として成形時に割れを発生する。よって、晶出物系の金属間化合物のサイズは１０μm以下、体積含有率は５％以下とする。
【００３１】
更には、分散析出物系の金属間化合物のサイズ及び体積含有率を規制するのが好ましい。分散析出物系の金属間化合物は、サイズが２０００Åより大きく、かつ、体積含有率が１００ppmを超えると成形性は著しく劣化する。よって、分散析出物系の金属間化合物のサイズは２０００Å以下、体積含有率は１００ppm以下とするのが好ましい。
【００３２】
次に本発明の実施例を示す。
【００３３】
【実施例１】
表１に示す化学成分を有するＡl合金を常法により溶解、鋳造して得られた５０mm厚鋳塊に５６０℃×４hrの均質化処理を施した後、即熱間圧延を行い板厚５mmとした。熱間圧延材を室温で放置し、昇温速度２００℃／hrで５００℃×５秒の条件にて焼鈍処理を行い、その後、常温にて冷間圧延を施し、板厚１mmとした。この冷延材を５６０℃の溶体化処理温度に加熱して３０秒間保持し、次いで５０℃の温湯焼入れし、２時間の保持を行い、実験に供した。
【００３４】
成形性は、エリクセン試験機を用い、ＪＩＳ−Ｚ２２４７エリクセン試験Ｂ方法に従って評価した。そのときのエリクセン値として１０.０mm以上の値を示したものをＡl−Ｍg系合金と同等の成形性とし、合格とした。成形試験の結果を表２に示す。表２より明らかなように、本発明例の合金は、成形性の指標であるエリクセン値が１０.０mm以上と非常に成形性に優れることがわかる。
【００３５】
【表１】
0003697539.tif 000002
【００３６】
【表２】
0003697539.tif 000003
【００３７】
【実施例２】
実施例１の表１に示したＮo.５のＡl合金(本発明範囲内の化学成分)と、Ｎo.８のＡl合金(本発明範囲外の化学成分)を常法で溶解、鋳造し、得られた鋳塊について、加熱速度４０℃／hrで４５０〜６１０℃で４hrの均質化熱処理を施した後、熱間圧延を行い、厚さ５mmの板とした。得られた熱間圧延材を室温に放置した後、２００℃／minの加熱速度で５００℃×５秒間の焼鈍処理を行い、その後室温にて冷間圧延を行い、厚さ１.０mmの板とした。
【００３８】
次いで、得られた板を加熱速度４００℃／minで５６０℃の温度に３０秒間保持し、８００℃／minの冷却速度で５０℃の温度に焼入れし、そのまま５０℃の温度に２時間保持し、実験に供した。この熱処理を施した材料につき、成形性、晶出物、分散析出物の測定を行った。その結果を表３に示す。
【００３９】
表３より明らかなように、本発明例の合金は、高温均質化熱処理を行うことにより、晶出物のサイズが１０μm以下、体積含有率が５％以下に抑制され、かつ、分散析出物のサイズが２０００Å以下、体積含有率が１００ppm以下に抑制されており、このような晶出物及び分散析出物により、成形性の指標であるエリクセン値が１０.０mm以上と良好な値となっている。これに対し、比較例は化学成分又は均質化熱処理条件の少なくとも一方が本発明範囲外であるため、適切な内部組織が得られず、成形加工性が劣っている。
【００４０】
【表３】
0003697539.tif 000004
【００４１】
【実施例３】
実施例１の表１に示したＮo.５のＡl合金(本発明範囲内の化学成分)と、Ｎo.８のＡl合金(本発明範囲外の化学成分)を常法で溶解、鋳造し、得られた鋳塊について、加熱速度４０℃／hrで温度５６０℃、保持時間４hrの均質化熱処理を施した後、熱間圧延を行い、厚さ５mmの板とした。得られた熱間圧延材を室温に放置した後、２００℃／minの加熱速度で５００℃×５秒間の焼鈍処理を行い、その後室温にて冷間圧延を行い、厚さ１.０mmの板とした。
【００４２】
次いで、得られた板を加熱速度４００℃／minで５００〜６２０℃の温度に３０秒間保持し、８００℃／minの冷却速度で５０℃の温度に焼入れをし、そのまま５０℃の温度に２時間保持し、実験に供した。この熱処理を施した材料につき、成形性、晶出物、分散析出物の測定を行った。その結果を表４に示す。
【００４３】
表４より明らかなように、本発明例の合金は、高温溶体化処理を行うことにより、晶出物のサイズが１０μm以下、体積含有率が５％以下に抑制され、かつ、分散析出物のサイズが２０００Å以下、体積含有率が１００ppm以下に抑制されており、このような晶出物及び分散析出物により、成形性の指標であるエリクセン値が１０.０mm以上と良好な値となっている。これに対し、比較例は化学成分又は溶体化処理条件の少なくとも一方が本発明範囲外であるため、適切な内部組織が得られず、成形加工性が劣っている。
【００４４】
【表４】
0003697539.tif 000005
【００４５】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明によれば、Ａl−Ｍg−Ｓi系合金板につき、均質化熱処理及び溶体化処理の温度を高温化し、固溶度を増大させて、晶出物のサイズ及び体積含有率を制御し、或いは更に分散析出物のサイズ及び体積含有率を制御することにより、Ａl−Ｍg−Ｓi系合金であっても、Ａl−Ｍg系合金と同等の成形性(張出性)を得ることができる。このため、Ａl−Ｍg−Ｓi系合金の特徴(時効硬化性：ベークハード性)を活かし、この系のＡl合金を使用することによる板材の薄肉化が可能となり、更には成形性がＡl−Ｍg系並に良好なため、自動車、家電製品、機械部品の軽量化に寄与し、工業的に使用頻度を向上させることが可能となり、その効果は極めて高い。