(57)【要約】【課題】プレス成形性および耐食性能に優れた成形加工用のＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ合金板およびその製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｓｉ：０．３〜１．５％、Ｍｇ：０．３〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．０２〜０．１％、Ｆｅ：０．３％以下を含有し、残部がＡｌおよび不可避の不純物からなり、該不可避不純物中のＭｎが０．０２％以下であり、結晶粒径が２０μｍ以下である成形加工用アルミニウム合金板。上記成分のＡｌ合金板材に溶体化処理、予備時効処理を施して、結晶粒径を２０μｍ以下とした成形加工用アルミニウム合金板を得る。【効果】高い特性を確保するために高温溶体化処理を可能にし、再結晶粒の成長を２０μｍ以下として、強度、曲げ加工性、プレス成形性に優れたＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金の製造を可能にする。【選択図】        なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｓｉ：０．３〜１．５％、Ｍｇ：０．３〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．０２〜０．１％、Ｆｅ：０．３％以下を含有し、残部がＡｌおよび不可避の不純物からなり、該不可避不純物中のＭｎが０．０２％以下であり、結晶粒径が２０μｍ以下であることを特徴とする成形加工用アルミニウム合金板。
【請求項２】
質量％で、Ｓｉ：０．３〜１．５％、Ｍｇ：０．３〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．０２〜０．１％、Ｆｅ：０．３％以下を含有し、残部がＡｌおよび不可避の不純物からなり、該不可避不純物中のＭｎが０．０２％以下であるＡｌ合金板材に溶体化処理、予備時効処理を施して、結晶粒径を２０μｍ以下とすることを特徴とする成形加工用アルミニウム合金板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車パネル、家庭用電化製品、カメラなどのプレス成形加工用に好適な成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】
自動車の軽量化は省エネルギーと各国の排ガス規制の観点から極めて重要な課題であり、アルミニウムおよびアルミニウム合金の自動車材への適用は現行の鋼板設備の多くが活用できる点で展開が容易であり、軽量化には最も適した材料になり使用量の増加は社会の必然である。この中でＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金は生産、および、成形加工の際に強度を低く抑え、塗装焼付けにより時効し、高い強度となるためにその特長を生かし近年自動車材に広く採用されている（例えば特許文献１。）。
自動車部品には外板部品と内板部品があり、外板部品では絞り性、曲げ加工性、強度が、また、内板部品は主に張り出し性と構造部材としての強度が要求される。このために外板部品は時効後高い強度が確保できる６０００系のＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ合金を使用し、内板部品には５０００系のＡｌ−Ｍｇ系合金とするか、成形性を重視した６０００系合金、外板部品とは異なる組成で調整した２種類の材料を使用するなどの方法が採られてきた。
【０００３】
アルミニウムおよびアルミニウム合金の大きな特徴である材料のリサイクル性を考えるとき、外板と内板部品を同一合金に統一することは、製造の生産性、管理等の負担を軽減し、リサイクル性にも有益な方法になる。
外板部品の成形は通常ドロー型での成形を行い、次工程で周囲をトリムし、フランジ、曲げ成形が行われ部品は完成する。フランジ、曲げ工程部の成形は最初のドロー工程による加工ひずみ導入後の曲げになり、曲げ外周面は加工量が多く、外観品質は肌荒れ、割れなどの発生が顕在化し易い部分となる。ドロー成形におけるひずみ量は素材強度と成形条件に依存し、素材強度が高く、材料流入が多くなる条件では少なく、素材強度が低くなるに従い、周囲の拘束を受け易く材料流入が大きく制限され変形量は多くなる。その後に行われる曲げ加工ではこのひずみ量の影響を強く受けるためクッション圧力を最適に調整した条件での成形が必要になる。後に曲げ成形を行う部分の成形加工量は通常５〜１０％未満になるが、曲げ外周部はこれに加え５０％に近い加工量を受ける。曲げ外周面の外観は素材の熱処理時に成長した結晶粒径の影響を強く受け３０μｍ以上では肌荒れが強く、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金の結晶粒は高温溶体化処理により材料の特性を確保するために粗大化し易いものとなっている。
【０００４】
結晶粒を微細化するために、溶体化処理温度、溶体化処理保持時間、冷却速度を制御する方法が検討されている（例えば特許文献１）。しかし、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金薄板の溶体化処理温度で再結晶粒径の成長抑制に十分な効果を発揮することなく、結晶粒径を３０μｍを得るのが限界に近いものであった。このことから、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金の性能を十分発揮できる高温溶体化処理を可能にした高い成形性能、強度を示す材料の開発が待たれていた。
【０００５】
【特許文献１】特開平６−１３６４７８号公報（第２頁、第４頁）
【０００６】
本発明は、上記事情を背景としてなされたものであり、６０００系材料の結晶粒径を微細化することにより、プレス成形性、および、耐食性能に優れた材料を得ることを目的とする。
さらに、本発明は以上の事由により、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ合金の高温溶体化処理の加熱により成長する再結晶粒の粗大化に着目し、微細再結晶粒を確保するために再結晶の成長を抑制するための合金添加元素を選択し、製造条件を最適に調整することによりＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ合金の本来もつ材料の成形性、強度を確保してプレス成形性、および、耐食性能に優れた材料を得ることができる製造方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するため請求項１記載の成形加工用アルミニウム合金板の発明は、質量％で、Ｓｉ：０．３〜１．５％、Ｍｇ：０．３〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．０２〜０．１％、Ｆｅ：０．３％以下を含有し、残部がＡｌおよび不可避の不純物からなり、該不可避不純物中のＭｎが０．０２％以下であり、結晶粒径が２０μｍ以下であることを特徴とする。
【０００８】
また請求項２記載の成形加工用アルミニウム合金板の製造方法の発明は、質量％で、Ｓｉ：０．３〜１．５％、Ｍｇ：０．３〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．０２〜０．１％、Ｆｅ：０．３％以下を含有し、残部がＡｌおよび不可避の不純物からなり、該不可避不純物中のＭｎが０．０２％以下であるＡｌ合金板材に溶体化処理、予備時効処理を施して、結晶粒径を２０μｍ以下とすることを特徴とする。
【０００９】
本発明によればＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ合金は合金成分により、その材料の性能に大きく影響を及ぼすために要求性能に合わせ最適に調整するが、近年、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ合金にＣｕの添加が注目され、Ｃｕの添加は素材の引張強さを向上させる効果と、塗装焼付けによる低温の加熱で高い時効硬化性能を確保することができる。このことから、成形加工量が多く、難易度の高い自動車内板用部品等の成形に適した材料になるが、高い成形性能と時効性を確保するためには冷間圧延後に行う溶体化処理温度は溶質原子元素を十分に固溶させるために５００℃を超える高温処理が必要になる。しかし、高温溶体化処理は同時に再結晶粒径の粗大化をもたらし、プレス成形後のフランジ成形、および曲げ加工において外観品質を阻害する原因となる。また、結晶粒径の粗大化は粒界へのＣｕの濃化による電位差を拡大するために糸さび、膨れ等の塗装界面の結晶粒界の腐食進行が避けられないものとなり、化成処理皮膜量を均一に、また、多くするなどの新たな対応を必要とする。腐食の発生は通常塗装表面に発生した素材まで到達する疵や、塗膜厚さの確保が不十分になる、また、水滴の溜まり易い端末の部分になり、付着した水分が塗装表面と素材界面付近に浸入し、結晶粒界に沿って糸さび、膨れが進行する。しかし、結晶粒径の微細化は粒界面積の増加と同時に晶出物を微細化することを可能にし、電位差を縮小し耐食性能の向上が得られる。本発明はＭｎの添加を制限し、Ｃｒを０．０２〜０．１％添加することにより再結晶粒径を高温溶体化処理条件のもとにおいても２０μｍ以下が得られることを見出したことにより、Ｃｕを添加し、成形性および時効後の強度と耐食性に優れたＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金を得ることを可能にする。
なお、本発明の課題においては、自動車部品について説明したが、本発明の用途がこれに限定されるものではなく、各種の用途において成形加工用のアルミニウム合金板として用いることができる。
【００１０】
以下に、本発明で規定する合金成分および製造条件についてより具体的に説明する。
（合金成分）
Ｓｉ：０．３〜１．５％
合金成分のうち、ＳｉとＭｇ量はこの合金の強度、時効後の強度を確保する上で重要な成分になり、Ｓｉ量が１．５％を超える範囲では強度の上昇は得られるものの、成形性、特にプレス時の加工ひずみの影響を強く受け曲げ加工性を阻害する要因になる他、室温時効を促進し、製作後の成形可能な時間を大幅に短縮する。また、Ｓｉ量が０．３％未満では十分な強度が得られず、プレス成形時に強度不足から型内で材料が拘束され流動が制限されるために割れを顕在化させる。したがってＳｉ含有量を上記範囲に限定する。なお、上記と同様の理由でＳｉ含有量の下限を０．７５％、上限を１．１％に限定するのが望ましい。
【００１１】
Ｍｇ：０．３〜１．０％
Ｍｇは引張強さを向上させ、プレス成形における割れ限界を向上させる効果と、時効後にＳｉとＭｇ２Ｓｉの針状析出物を形成し強度を確保させる。Ｍｇ添加量の増加は強度の向上と耐食向上に有効になるが、１．０％超では特に曲げ加工性を阻害し、０．３％未満では時効硬化による強度の向上は期待できない。したがってＭｇ含有量を上記範囲に限定する。なお、上記と同様の理由でＭｇ含有量の下限を０．３５％、上限を０．４８％に限定するのが望ましい。
【００１２】
Ｃｕ：０．１〜１．０％
Ｃｕの添加はＭｇと同様引張強さを向上させ、添加量を多くしても耐力を上昇させることはないことから、プレス成形における割れ限界クッション圧力を大きく高圧側に押し上げることを可能にし、しわ発生の少ない優れた成形性能を得るのに極めて効果が高い他、時効後の強度向上にも有効な成分になる。
ただし、Ｃｕの添加は１．０％を超えると耐食性能へ影響し、結晶粒径の微細化効果による防食効果は得られず、０．１％未満では成形加工性、および時効後の強度向上には効果を発揮しない。したがってＣｕ含有量を上記範囲に限定する。なお、上記と同様の理由でＣｕ含有量の下限を０．４０％に限定するのが望ましい。
【００１３】
Ｃｒ：０．０２〜０．１％、Ｍｎ：０．０２％以下
Ｃｒの添加は結晶粒径の微細化に最も重要な成分になり、Ｍｎを厳しく制限することにより、その効果は高いものとなる。Ｍｎの添加はＦｅ、Ｃｒと結合した晶出物を形成するために溶体化処理時の再結晶の核となり、また、再結晶温度を下げるために再結晶が低く、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金の溶体化処理温度で再結晶粒は曲げ加工外周面の品質に影響をおよぼす３０μｍを超える粒径に成長する。しかし、Ｍｎを０．０２％以下に規制し、Ｃｒを単独添加する方法を採用すると、析出した分散粒子は再結晶の核になるのに必要な最小限の大きさとなるために再結晶温度は高温とすることが可能になり、結晶粒径を微細な組織とすることが出来る。結晶粒径の微細化に必要なＣｒ添加量は０．０２〜０．１％の範囲になり、０．１％を超える範囲では焼入れ感受性への影響が考えられ望ましくなく、０．０２％以下では効果が期待できない。なお、同様に理由でＣｒの下限を０．０５％とするのが望ましい。また、Ｍｎ含有量が０．０２％を超えると、再結晶温度に範囲が存在し、板厚方向での結晶組織が不均一となり、成形性を阻害する要因となるために、Ｍｎ含有量の上限を０．０２％とする。なお、Ｍｎ含有量は、さらに上限を０．０１％とするのが一層望ましい。
【００１４】
Ｆｅ：０．３％以下
Ｆｅ量は結晶粒の微細化、強度に影響するが、０．３％を超える範囲では成形性への影響があり、したがって０．３％以下とする必要がある。なお、同様の理由で上限を０．１９％とするのが望ましい。
また、本願発明の合金では、鋳造時に組織の微細化を図るために、Ｔｉ（例えば０．００２〜０．０３％）を添加することができる。
【００１５】
（製造条件）
上記成分を有するＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ合金は、鋳造、均質化処理、熱間圧延、冷間圧延や連続鋳造圧延により所定厚の板材とした後に、溶体化処理、予備時効処理が施される。なお、上記所定の板材とするまでの工程は、本発明としては特に限定されるものではなく、常法により行うことができる。また、本発明としては板材の厚さが限定されるものでもない。
【００１６】
溶体化処理は、加熱速度５℃以上の速度で５００超〜５６５℃、保持時間０ｓｅｃ以上で加熱し、１５０℃までの冷却速度１０℃／ｓｅｃ以上で焼入れを行うのが望ましい。該処理における加熱は、連続炉、バッチ炉のいずれで行うことも可能である。溶体化処理温度は５６５℃を超えると合金成分の影響を受けて共晶溶融を起こす恐れがあり、５６０℃以下とすることが望ましく、５００℃未満では焼入れ効果が得られない。このときの溶体化処理の加熱による再結晶粒の成長は温度が高く、時間が長くなるに従い合金成分の影響を受けて粗大化するが特性は高温に近いものほど優れた性能を示す。また、溶体化処理において１５０℃までの冷却速度を１０℃／ｓｅｃ以上とすることにより、充分な焼入れ効果が得られる。
さらに、溶体化処理後、成形性と時効後の強度を確保するために予備時効処理を行う。該予備時効処理の条件としては、バッチ処理による８０〜１４０℃の温度で２４時間以下が望ましい。
また、特に時効後の強度を必要とする場合は復元処理を行なう。この復元処理の条件としては、２００〜２８０℃の温度による短時間の加熱で充分その機能を確保できる。
【００１７】
【実施例】
以下に本発明の実施例を比較例と対比しつつ説明する。
［実施例１］
半連続鋳造により表１に示す合金成分で厚さ４４ｍｍ、幅２５０ｍｍ、長さ４００ｍｍのスラブを鋳造し、５６０℃×８ｈｒの均質処理後、５１０℃で熱間圧延にて厚さ７．０ｍｍまで圧延を行い、さらに冷間圧延により板厚さ１．０ｍｍ×幅１８０ｍｍの板材とした。これを加熱速度１０℃以上で５００超〜５６５℃、２０〜４０ｓｅｃ保持後水焼入れを行い、焼入れ後強度を安定させるために室温にて２４ｈｒ放置し、予備時効処理１２０℃×４ｈｒと復元処理２６０℃×２５ｓｅｃを行った。上記の条件で得られた試験材の評価はＪＳＨ４０００に定める５号試験片を圧延方向と平行に採取し、引張強さ、耐力、伸び率を測定した。また、実際の使用条件、即ち、成形と塗装焼付けによる加熱を想定した２％の引張ひずみを加え、さらに１７０℃×２０ｍｉｎの時効処理後引張強さ（ｗ＋ＢＨＴＳ）、耐力（ｗ＋ＢＨＹＳ）を測定した。成形性は曲げ加工を中心に評価し、圧延方向に採取した幅２０ｍｍの試験片を用い試験片に予め５％の引張ひずみを加え、内側曲げ半径を０．５Ｒとする１８０°曲げを行い、曲げ外周面の肌荒れの程度を目視により１〜５段階（１：良好な外観〜５：強度の割れ発生）で評価する方法と、樹脂に埋め込み、断面を顕微鏡により割れの有無を観測した。
【００１８】
得られた素材の特性ならびに予ひずみ２％負荷を行い１７０℃×２０ｍｉｎの時効処理を行った後の強度、また、結晶粒径と曲げ外周面の目視評価の結果を表２に示す。結晶粒径の測定は、樹脂に埋め込んだ試料を研磨および電解研磨を行い、研磨面をケラー氏液によりエッチングし、光学顕微鏡写真４００倍を用い、切片法により測定を行った。
【００１９】
表２に示した発明例では結晶粒径は溶体化処理温度５６５℃では２０μｍを超えるものがあるが、５００〜５６０℃ではいずれも２０μｍ以下とすることができる。また、５００℃以上の溶体化処理で時効後高い強度が確保され、曲げ加工性は評価３以上を示し、比較材に比べ成形性、強度に優れた材料になる。
【００２０】
【表１】
2004183025.tif 000002
【００２１】
【表２】
2004183025.tif 000003
【００２２】
［実施例２］
表３に示す合金成分のスラブ（厚さ６００ｍｍ）を鋳造し、予め設定した条件で面削、均質処理を行い、熱間圧延にて厚さ７．０ｍｍのコイルに巻き取り、引き続き冷間圧延により、加工率８６％で厚さ１．０ｍｍのコイルとした。これを、連続焼鈍炉により加熱速度１６℃／ｓｅｃ、加熱温度５４０℃、保持時間０の溶体化処理を行い、その後、冷却速度１２℃／ｓｅｃで焼入れ、実施例１と同様の予備時効、復元処理を加え、１．０ｍｍ×９５０ｍｍ×１５４０ｍｍの板材を製作した。表４は実施例１と同様の方法で評価した上記材料の強度、結晶粒径、および曲げ評価の結果になり、成形試験は板材に１０．６ｍｍ２／ｓｅｃの粘度をもつ潤滑油塗布を行い、ブランク形状に切断後実寸のフェンダー・ドロー型を使用した評価になる。評価はしわ〜割れ発生までの部品形状が確保できるクッション圧力の範囲（ＢＨＰ：ｂｌａｎｃ  ｈｏｌｄｅｒ  ｐｏｓｉｔｉｏｎ）で行い、この範囲が広い材料が成形性に優れた材料になるが、比較材に比べ本発明材料は成形範囲が広く、結晶粒径、強度においても優れた性能が確認された。
【００２３】
【表３】
2004183025.tif 000004
【００２４】
【表４】
2004183025.tif 000005
【００２５】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によればＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金の成分Ｍｎ量を０．０２％以下に規制し、Ｃｒを０．０２〜０．１％の範囲で添加することにより、高い特性を確保するために必要な高温溶体化処理を可能にし、再結晶粒の成長を２０μｍ以下とし、強度、曲げ加工性、プレス成形性に優れたＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金の製造を可能にし、自動車軽量化に大きく貢献できるものである。