(57)【要約】【課題】適度なブロー成形性を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ（６０００）系の熱処理型アルミニウム合金に関し、ブロー成形後も肌荒れの発生しない表面性状に優れたアルミニウム合金板及びその製造方法を提供しようとするものである。【解決手段】Ｓｉ：０．９〜１．５％（質量％、以下同様）、Ｍｇ：０．６〜１．０％、Ｍｎ：０．０５〜０．２５％、Ｚｒ：０．１０〜０．３０％、Ｆｅ：０．０５〜０．３０％、Ｃｒ：０．０５％未満、Ｃｕ：０．０５％未満、残部：Ａｌおよび不可避的不純物から成り、ブロー成形後の最大結晶粒径が１００μｍ未満である。【選択図】図１
2006265723.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｓｉ：０．９〜１．５％（質量％、以下同様）、
Ｍｇ：０．６〜１．０％、
Ｍｎ：０．０５〜０．２５％、
Ｚｒ：０．１０〜０．３０％、
Ｆｅ：０．０５〜０．３０％、
Ｃｒ：０．０５％未満、
Ｃｕ：０．０５％未満、
残部：Ａｌおよび不可避的不純物から成り、
ブロー成形後の最大結晶粒径が１００μｍ未満であることを特徴とするブロー成形用熱処理型アルミニウム合金板。
【請求項２】
請求項１に記載のブロー成形用熱処理型アルミニウム合金板を製造する方法であって、
上記組成を有する合金を５３０〜５８０℃の温度で均質化処理し、
その後、熱間圧延、冷間圧延、及び溶体化処理を施すことを特徴とするブロー成形用熱処理型アルミニウム合金板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車用パネル材等に用いられる、ブロー成形後の表面性状に優れた熱処理型アルミニウム合金板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
アルミニウム合金が４００℃以上の高温域で大きな塑性変形を示す超塑性特性を有することはよく知られている。その中で、Ａｌ−Ｍｇ系合金は比較的良好な超塑性特性と適度な強度および耐食性を有することから、いくつかの超塑性合金板が提案されている。例えば、５０８３系合金（特許文献１参照）、Ｍｇを５％以上添加した合金（特許文献２参照）、さらにＣｕを添加したNeopral（Ａｌ−５％Ｍｇ−０．６％Ｃｕ−０．７％Ｍｎ−０．１５％Ｃｒ：商標）などが商品化されている。
【０００３】
これらは優れたブロー成形性を有するが、例えば自動車用パネルヘの適用を考えた場合に、いくつかの改良すべき点がある。
一般に自動車パネルは、プレスやブロー成形後、１７０℃付近で塗装焼き付けが施される。この処理後の強度、特に耐力は耐デント性に影響し、高い耐力が求められる。５０８３系合金では塗装焼き付け後の耐力が１２０〜１４０ＭＰａ程度（特許文献３のＥ１１合金参照）である。Ｍｇ添加量を５％以上としたり、さらにＣｕ、Ｍｎ等を添加することは塗装焼き付け後の耐力上昇に効果的である。
【０００４】
しかしながら、板材製造の量産性を考慮した場合、これらの元素添加量を多くすることは熱間加工性の低下を招き、それがコスト上昇の原因となって、自動車用材料としては好ましくない。
近年、自動車用パネルとして熱処理型アルミニウム合金板であるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ（６０００）系合金板が採用されつつある。この合金は溶体化処理後の軟質板の状態でプレス加工され、塗装焼き付け時に時効硬化する特徴（ベークハード性、以下、ＢＨ性とする）を有し、自動車パネル用としては都合の良い特性を持っている。また、この合金は、Ａｌ−Ｍｇ系合金よりも熱間加工性は良好で、コスト的にも優位性がある。
【０００５】
また、一般にアルミニウム合金板の室温におけるプレス成形性は鋼板に比べて劣る。そのため、自動車車体の意匠性の観点から、これまでよりもブロー成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の開発が望まれている。これに対し、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｓｎ等を添加したＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金が提案されている（特許文献４、５）。
【０００６】
これらは比較的良好な超塑性特性（ブロー成形性）と高いＢＨ性を有している。ところがブロー成形後に表面の肌荒れが目立ち、塗装後の鮮鋭性を損なうことが指摘されている。一般的な６０１６合金でも適度なブロー成形性を有するが、やはりブロー成形後に表面の肌荒れが目立ち、実用化されていない。さらに、上記の一般的な６０１６合金は、ブロー成形温度域（５００℃付近）での材料強度が低い。そのため、ブロー成形後の高温の状態で金型から取り外そうとすると、成形したパネルが変形するおそれがあり、ハンドリング性に劣る。このことを型離れ性が悪いという。
【０００７】
【特許文献１】特願２００３−０６６２２８号公報
【特許文献２】特許第３１４５９０４号公報
【特許文献３】特願２００３−０６６２２８号公報
【特許文献４】特開平１１−１３１１６５号公報
【特許文献５】特開２００３−３０１２４９号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、かかる従来の問題点に鑑みてなされたもので、適度なブロー成形性を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ（６０００）系の熱処理型アルミニウム合金に関し、ブロー成形後も肌荒れの発生しない表面性状に優れたアルミニウム合金板及びその製造方法を提供しようとするものである。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
第１の発明は、Ｓｉ：０．９〜１．５％（質量％、以下同様）、
Ｍｇ：０．６〜１．０％、
Ｍｎ：０．０５〜０．２５％、
Ｚｒ：０．１０〜０．３０％、
Ｆｅ：０．０５〜０．３０％、
Ｃｒ：０．０５％未満、
Ｃｕ：０．０５％未満、
残部：Ａｌおよび不可避的不純物から成り、
ブロー成形後の最大結晶粒径が１００μｍ未満であることを特徴とするブロー成形用熱処理型アルミニウム合金板にある（請求項１）。
【００１０】
本発明のブロー成形用熱処理型アルミニウム合金板（以下、適宜、単にアルミニウム合金板という）は、上記特定の成分を有し、かつ、ブロー成形後の最大結晶粒径が１００μｍ未満という特性を有している。そのため、本発明のアルミニウム合金板を用いれば、ブロー成形後においてもその表面に肌荒れ等の不具合が生じることが無く、表面性状に優れた製品を得ることができる。そして、それ故に、自動車用パネルの材料としても最適である。
【００１１】
第２の発明は、上記第１の発明のブロー成形用熱処理型アルミニウム合金板を製造する方法であって、
上記組成を有する合金を５３０〜５８０℃の温度で均質化処理し、
その後、熱間圧延、冷間圧延、及び溶体化処理を施すことを特徴とするブロー成形用熱処理型アルミニウム合金板の製造方法にある（請求項２）。
【００１２】
本発明の製造方法では、上記組成の合金を上記特定の温度範囲で均質化処理する。そのうえで上記各工程を行うことにより、上述した優れたブロー成形用熱処理型アルミニウム合金板を得ることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
本発明における上記合金成分の限定理由について説明する。
Ｓｉ：０．９〜１．５％、
Ｓｉは、本発明の合金における主要添加元素であり、ＭｇとともにＭｇ2Ｓｉ相を形成する。ＳｉおよびＭｇを固溶した状態にし、２００℃付近の人工時効を行うと強度が上昇する特性を有する。自動車用ボディパネルは１７０℃付近で塗装焼付けされるので、この温度域で時効硬化するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は本用途にとって都合が良い。またＳｉはＭｎとも反応してＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物を製造途中で形成するが、本化合物は強度上昇にほとんど寄与せず、時効硬化特性の観点からその添加量を厳しく制御する必要がある。Ｓｉ量が０．９％未満では従来材並みの時効硬化後の強度が得られない。Ｓｉ量が１．５％を越えても時効硬化量はさほど上昇せず、逆に曲げ加工性などの他の成形性を劣化させてしまう。
【００１４】
Ｍｇ：０．６〜１．０％、
Ｍｇは、Ｓｉとともに本発明の合金の主要添加元素であり、ＳｉとともにＭｇ2Ｓｉ相を形成し、時効硬化に関する寄与は上述のとおりである。Ｍｇ量が０．６％未満では従来材並みの時効硬化後の強度が得られない。Ｍｇ量が１．０％を越えても時効硬化量はさほど上昇せず、コスト上昇の要因となる。
【００１５】
Ｍｎ：０．０５〜０．２５％、
Ｍｎは、ブロー成形時の粗大粒形成を抑制するために必要な添加元素である。ブロー成形中にＡｌ−Ｍｎ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物を形成し、粒界の移動を抑制することで、粗大粒形成を阻止する。Ｍｎ量が０．０５％未満では粒界移動を抑制する効果が小さく、ブロー成形中に粗大粒が形成され、肌荒れの原因となる。
Ｍｎ量が０．２５％を越えるとＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物の形成が多くなり、固溶Ｓｉ量が低下するため、従来材並みの時効硬化後の強度が得られない。また、ブロー成形中のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物の析出が多くなりすぎて、伸びが低下してしまう。それ故、Ｍｎ添加量はより好ましくは０．２％未満とするのがよい。
また、Ｍｎは高温域での材料強度を高める効果があり、型離れ性の観点からは、伸びを低下させない程度に添加量を多くすることが望ましい。それ故、Ｍｎ添加量はより好ましくは０．１５％以上とするのがよい。したがって、より好ましくは、Ｍｎ添加量を０．１５％以上０．２％未満の範囲とするのがよい。
【００１６】
Ｚｒ：０．１０〜０．３０％、
Ｚｒは、Ｍｎとともにブロー成形時の粗大粒形成を抑制するために必要な添加元素である。高温での均質化処理やブロー成形中に微細なＡｌ3Ｚｒ化合物を形成し、粒界の移動を抑制することで、粗大粒形成を阻止する。Ｚｒ量が０．１０％未満では粒界の移動を抑制する効果が小さく、ブロー成形中に粗大粒が形成され、肌荒れの原因となる。Ｚｒ量が０．３０％を越えると造塊時に粗大なＡｌ−Ｚｒ系化合物が形成し、ブロー成形時の割れの起点になり都合が悪い。また粒界移動の抑制効果もあまり変わらないため、上限を０．３０％とした。
また、Ｚｒは高温域での材料強度を高める効果があり、型離れ性の観点からは、伸びを低下させない程度に添加量を多くすることが望ましい。したがって、Ｚｒ添加量は、好ましくは０．１５〜０．３０％の範囲とするのがよい。
【００１７】
Ｆｅ：０．０５〜０．３０％、
Ｆｅは、不純物として混入する元素である。Ｆｅは製造中にＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物を形成し、ＳｉやＭｎの固溶量を減少させるために、時効硬化特性やブロー成形時の粗大粒化抑制にとって不利となる。Ｆｅ量が０．３０％以下であれば問題ない。Ｆｅ量が０．０５％未満でも材料特性上の問題はないが、Ｆｅ量を下げるために高純度のＡｌ地金を使用するなどのコスト上昇要因となる。
【００１８】
Ｃｒ：０．０５％未満、
Ｃｒは、一般に結晶粒微細化の目的で添加されることが多い元素である。しかしＺｒとの複合添加の場合、ブロー成形時におけるＺｒによる粗大粒化抑制効果が低下することが判明した。これは微細なＡｌ3Ｚｒ化合物を核としてＡｌ18Ｃｒ2Ｍｇ3化合物が析出して容易に成長するため、Ａｌ3Ｚｒ化合物による粒界の移動を抑制する効果が消失することが原因である。そのためＣｒ含有量を規制する必要があり、０．０５％未満であれば問題ない。
【００１９】
Ｃｕ：０．０５％未満、
Ｃｕは、素材のリサイクルなどによって混入する可能性のある元素である。６０００系アルミニウム合金において、例えば自動車パネル等のように塗装した場合には、Ｃｕ量が増加すると塗装後の耐食性（糸錆性）が低下する。そのため、Ｃｕ含有量を規制する必要がある。Ｃｕ含有量が０．０５％未満であれば、実用上問題はない。
【００２０】
次に、上記ブロー成形用熱処理型アルミニウム合金板は、ブロー成形後の最大結晶粒径が１００μｍ未満であるという特性を有している。ここでいうブロー成形は、ＪＩＳ  Ｈ  ７５０４金属系超塑性材料のバルジ試験によるブロー成形性試験・評価方法、に準拠し、５００℃に加熱して、３気圧（３０４ｋＰａ）のガス圧で、φ１５０ｍｍの半円球状のバルジ成形体を成形する、フリーバルジ試験を基準としたものを意味する。この試験によって行ったブロー成形後の最大結晶粒径が１００μｍ未満のものが本発明のブロー成形用熱処理型アルミニウム合金板である。ブロー成形後の最大結晶粒径が１００μｍ以上の場合には、目的とする肌荒れ防止を十分に達成することができない。
この特性を得るには、上記第２の発明の製造方法によって実現できる。
【００２１】
上記製造方法における均質化処理は、造塊時の偏析等を均質化するために実施する。本発明ではＭｎ添加が必須である。Ｍｎを添加した場合、アルミニウムヘの固溶量が小さいために上述したＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系晶出物などが形成されやすい。これらの晶出物はブロー成形時のボイド（空孔）発生起点となり、それらが連なることで破断が促進されてしまう。従って均質化処理によって、極力分断化しておく必要がある。
均質化処理温度が５３０℃未満では、この効果を得るために長時間の加熱維持が必要となり、コスト上昇原因となって好ましくない。５８０℃を越えると、Ａｌ3Ｚｒ化合物が粗大化したり、Ｚｒ固溶量も低減して、ブロー成形時に粗大粒が形成しやすくなる。そのため、均質化処理は、５３０〜５８０℃の温度範囲で行う。
【実施例】
【００２２】
（実施例１）
本発明の実施例に係るブロー成形用熱処理型アルミニウム合金板及びその製造方法につき説明する。
本例では、表１に示す成分の合金を造塊して素材とした。また、従来材としては、量産規模で作製された５０８３合金軟質板（１ｍｍ厚さ）と６０１６合金Ｔ４板（１ｍｍ厚さ）を用いた。
これらの成分の合金を、表２に示す均質化処理温度で各６時間処理し、続いて通常の熱間圧延−冷間圧延−中間熱処理−冷間圧延工程を経て１ｍｍ厚さの板を作製した。その後溶体化処程（Ｔ４）をソルトバスを用いて５５０℃×９０秒間保持した後水冷処理することにより行った。ブロー成形前の平均粒径は、ＪＩＳ  Ｈ  ０５０１に準じ、切断法により求めた。
【００２３】
得られた板を、ＪＩＳ  Ｈ  ７５０４金属系超塑性材料のバルジ試験によるブロー成形性試験・評価方法、に準拠し、５００℃に加熱して、３気圧（３０４ｋＰａ）のガス圧で、φ１５０ｍｍの半円球状のバルジ成形体を成形する、フリーバルジ試験を行った。
ブロー成形性はバルジ成形後の成形高さを測定し、５０ｍｍ高さ以上を良好として判断した。また、表面肌荒れ状態を目視評価し、肌荒れのない状態を○、肌荒れの発生している状態を×と表記した。さらに、前記バルジ成形体の頂点付近から採取したサンプルの断面を研磨調整して、光学顕微鏡による偏光組織観察から、前記サンプルの表層部の最大結晶粒径を測定した。
塗装焼き付け後の材料強度比較を行うため、バルジ成形前の前記板について、１７０℃×３０分処理後の耐力（ＢＨ後の耐力）も測定した。
【００２４】
さらに、塗装後の耐食性比較を行うため、バルジ成形前の前記板についてリン酸亜鉛処理を実施した後、電着塗装、中塗り、上塗りの３層塗装を実施した。リン酸亜鉛処理は、市販の薬剤を使用し、その標準条件で実施した。また、電着塗装は塗料としてエポキシ／アクリル系塗料を使用して約２０μｍの厚みとし、中塗りは塗料としてポリエステル／メラミン樹脂系塗料を使用して約３５μｍの厚みとし、上塗りは塗料としてアクリル／メラミン樹脂系塗料を使用して約３５μｍの厚みとした。
【００２５】
塗装後の耐食性評価試験は、図１に示すごとく、塗装板１の表面から素地に達するＸ形状の切り欠き傷であるクロスカット２を設けるように施し、ＪＩＳ  Ｚ  ２３７１に従って塩水噴霧を５時間実施し後、７０℃にて３時間乾燥し、その後、恒温（５０℃）恒湿（９０％）の環境下に１５時間置き、さらに１時間室温中に放置するというサイクル（１サイクル２４時間）を３０サイクル実施した。
耐食性の評価は、図１に示すごとく、腐食８の先端部８１をクロスカット２の線から垂直に測定した距離を糸錆長さとし、その最大糸錆長さを比較して行った。また、最大糸錆長さが３ｍｍ以下を良好と判断した。
これらの結果を表２に示す。
【００２６】
【表１】
2006265723.tif 000003
【００２７】
【表２】
2006265723.tif 000004
【００２８】
表２より知られるごとく、本発明例は５０ｍｍ以上の成形高さを有し、肌荒れが全く発生していない。またＢＨ後の耐力も１５０ＭＰａ以上の値を示し、５０８３合金従来材よりも高強度が得られている。また、良好な耐食性を示す。
【００２９】
これに対し、比較例は次のように評価できる。
ＮＯ．９は均質化処理温度が低く、成形高さが５０ｍｍ未満でブロー成形性に劣る。
ＮＯ．１０は均質化処理温度が高すぎるため、Ａｌ3Ｚｒ化合物の粗大化等の理由でブロー成形時に１００μｍ以上の粗大粒が形成し、肌荒れが生じた。
ＮＯ．１１のＦ合金はＳｉ添加量が少なく、ＢＨ後の耐力が低い。また、Ｃｕ含有量が高く、耐食性に劣る。
ＮＯ．１２のＧ合金はＭｎ添加量が少ないために、ブロー成形時に１００μｍ以上の粗大粒が形成し、肌荒れが生じた。
ＮＯ．１３のＨ合金はＺｒ添加量が少ないために、ブロー成形時に１００μｍ以上の粗大粒が形成し、肌荒れが生じた。
【００３０】
ＮＯ．１４のＩ合金はＣｒ添加量が多く、Ａｌ3Ｚｒ化合物の粗大粒化抑制効果が損なわれ、ブロー成形時に１００μｍ以上の粗大粒が形成し、肌荒れが生じた。
ＮＯ．１５のＪ合金はＭｎ添加量が多く、成形高さが５０ｍｍ未満でブロー成形性に劣る。
ＮＯ．１６のＫ合金はＦｅ量が多く、Ｍｎの固溶量を減少させたため、ブロー成形時に１００μｍ以上の粗大粒が形成し、肌荒れが生じた。またＳｉ固溶量も減少したため、ＢＨ後の耐力が１５０ＭＰａに達しなかった。
ＮＯ．１７の従来材５０８３合金板の場合、良好な成形高さと表面性状が得られるが、ＢＨ後の耐力が本発明例よりも低い。
ＮＯ．１８の従来材６０１６合金板の場合、ブロー成形後の肌荒れが著しく、自動車用パネルとしては実用に耐えない。
【００３１】
（発明の効果）
以上のように、本発明によれば、ブロー成形後も肌荒れの発生しない表面性状に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板及びその製造方法を提供することができ、ＢＨ後の強度としては、５０８３合金を上回る特性が得られる。
【図面の簡単な説明】
【００３２】
【図１】実施例における、耐食試験において行ったクロスカットを示す説明図。
【符号の説明】
【００３３】
１  塗装板
２  クロスカット
８  腐食
８１  先端部
【図１】
2006265723.tif 000005