(57)【要約】【課題】  プレス成形性および連続抵抗スポット溶接性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法を提供する。【解決手段】  質量%で、Mg:0.3〜1.0%,Si:0.3〜1.2%,Fe:0.10〜1.0%及びMn:0.05〜0.5%を含有し、Fe＋Mn≧0.2%とし、残部Alおよび不可避的不純物からなり、再結晶粒径の平均値が25μm以下であり、しかも円相当径で1〜6μmの金属間化合物が5000個／mm2 以上存在するアルミニウム合金板。更にCu:0.5〜1.0%、Zr:0.1〜0.4%、Ti:0.05%以下またはTi:0.05%以下及びB:0.01%以下含有できる。前記組成の合金溶湯を、相対峙する強制冷却されている回転ベルト鋳型内に注湯し、溶湯の凝固時の冷却速度40〜90℃/secで凝固させて厚さ5〜10mmのスラブとし、反注湯側から該スラブを引出し、直接またはコイル状に巻取ってから圧延し溶体化処理するアルミニウム合金板の製造方法。【選択図】      なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｍｇ：０．３〜１．０％、Ｓｉ：０．３〜１．２％、Ｆｅ：０．１０〜１．０％およびＭｎ：０．０５〜０．５％を含有し、Ｆｅ＋Ｍｎ≧０．２％とし、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなり、再結晶粒径の平均値が２５μｍ以下であり、しかも円相当径で１〜６μｍの金属間化合物が５０００個／mm2 以上存在することを特徴とするプレス成形性および連続抵抗スポット溶接性に優れたアルミニウム合金板。
【請求項２】
更にＣｕを０．５〜１．０％含有していることを特徴とする請求項１記載のプレス成形性および連続抵抗スポット溶接性に優れたアルミニウム合金板。
【請求項３】
更にＺｒを０．１〜０．４％含有していることを特徴とする請求項１または２記載のプレス成形性および連続抵抗スポット溶接性に優れたアルミニウム合金板。
【請求項４】
更にＴｉを０．０５％以下またはＴｉを０．０５％以下およびＢを０．０１％以下含有していることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載のプレス成形性および連続抵抗スポット溶接性に優れたアルミニウム合金板。
【請求項５】
前記記載の組成の合金溶湯を、相対峙する強制冷却されている回転ベルト鋳型内に注湯し、溶湯の凝固時の冷却速度４０〜９０℃／sec で凝固させて厚さ５〜１０mmのスラブとし、反注湯側から該スラブを引出し、直接またはコイル状に巻取ってから圧延し溶体化処理することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１に記載のプレス成形性および連続抵抗スポット溶接性に優れた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、プレス成形後あるいは成形前に抵抗スポット溶接して製品を組み立てる家電製品や自動車の外板乃至その他の構造材であって、プレス成形性および連続抵抗スポット溶接性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
家電製品や自動車の外板乃至その他の構造材は、各構成部材をプレス成形後に抵抗スポット溶接して製品を組み立てることが行われている。
【０００３】
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系のＪＩＳ６０００系合金板は、プレス成形後の加工面が比較的美麗に仕上がるので、種々の外板および構造材に使用されているが、製品形状の多様化から良好なプレス成形性が求められている。
【０００４】
また、生産性向上の観点から、抵抗スポット溶接作業時の電極交換回数を少なくするために抵抗スポット溶接の連続溶接回数の向上が求められている。
【０００５】
ＪＩＳ６０００系の板としては、例えば、特許文献１（特開昭６２−２０７８５１号公報）には、成形加工性の良好なボディシート等の圧延板の製造方法として、同公報の請求項４には、Ｓｉ：０．４〜２．５％、Ｍｇ：０．１〜１．２％を含有し、Ｃｕ：１．５％以下、Ｚｎ：２．５％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｍｎ：０．６％以下、Ｚｒ：０．３％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなるアルミニウム合金溶湯を、板厚３〜１５mmの板に連続鋳造し、その後冷間圧延を施した後、溶体化処理・焼入れすることを特徴とするアルミニウム合金圧延板の製造方法が記載されている。
【０００６】
また、特許文献２（特開２００１−２６２２６４号公報）には、曲げ性の良好な自動車パネル等の素材として、同公報の請求項１乃至３には、請求項１に、mass％として、Ｍｇ：０．１〜２．０％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｆｅ：０．１〜１．５％および残部Ａｌを本質的成分としてなり、Ｆｅ，Ｓｉ系化合物の最大粒子径が５μｍ以下、かつ平均結晶粒径が３０μｍ以下である、靭性および曲げ性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板、請求項２に、mass％として、Ｍｇ：０．１〜２．０％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｆｅ：０．１〜１．５％、Ｃｕ：２．０％以下および残部Ａｌを本質的成分としてなり、Ｆｅ，Ｓｉ，Ｃｕ系化合物の最大粒子径が５μｍ以下、かつ平均結晶粒径が３０μｍ以下である、靭性および曲げ性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板、および請求項３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請求項１または請求項２に記載したＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板の記載がある。
【０００７】
【特許文献１】特開昭６２−２０７８５１号公報（請求項４、明細書第４頁左上欄下第５行目〜同右上欄第１１行目）
【特許文献２】特開２００１−２６２２６４号公報（請求項１、請求項２、請求項３、段落番号〔００２８〕）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
前記特許文献１（特開昭６２−２０７８５１号公報）に開示の技術は、双ロール鋳造法を採用し、１００℃／sec 以上の冷却速度で凝固させるので鋳造時晶出する金属間化合物のサイズが小さく、その結果再結晶時の結晶粒サイズに影響を及ぼす比較的大きな化合物の十分な量が得られないため、溶体化処理後の結晶粒サイズが大きくプレス性が劣り、また抵抗スポット溶接の連続回数が少ない。
【０００９】
前記特許文献２（特開２００１−２６２２６４号公報）に開示の技術は連続鋳造法を採用し、１０℃／sec 以上の冷却速度で凝固させるとしているが、実施例では冷却速度の最大で３０℃／sec を採用している。冷却速度が遅いので、鋳造時晶出する金属間化合物のサイズが大きく、その結果再結晶時の結晶粒サイズに影響を及ぼす比較的大きな化合物の十分な量が得られず溶体化処理後の結晶粒サイズが大きくプレス性が劣り、また抵抗スポット溶接の連続打点回数が少ない。
【００１０】
本発明の目的は、プレス成形性および連続抵抗スポット溶接性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
発明者らは、上記目的を達成するには、適切な組成範囲において凝固時の溶湯冷却速度を最適な範囲とした場合は、晶出する金属間化合物のサイズ並びに個数において最適化が図れ、溶体化後のアルミニウム合金板はプレス成形性および連続抵抗スポット溶接性に優れる知見を得て本発明を完成したのである。
【００１２】
即ち第一の本発明は、質量％で、Ｍｇ：０．３〜１．０％、Ｓｉ：０．３〜１．２％、Ｆｅ：０．１０〜１．０％およびＭｎ：０．０５〜０．５％を含有し、Ｆｅ＋Ｍｎ≧０．２％とし、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなり、再結晶粒径の平均値が２５μｍ以下であり、しかも円相当径で１〜６μｍの金属間化合物が５０００個／mm2 以上存在することを特徴とするプレス成形性および連続抵抗スポット溶接性に優れたアルミニウム合金板である。
【００１３】
このように再結晶粒サイズが微細で、最適サイズの化合物数が多いのでプレス成形性および連続抵抗スポット溶接性に優れる。
【００１４】
上述の組成に更にＣｕを０．５〜１．０％含有させることによって、更に強度が向上する。
【００１５】
上述の組成に更にＺｒを、０．１〜０．４％含有させることによって、再結晶粒サイズが微細で更に強度が向上する。
【００１６】
更にＴｉを０．０５％以下またはＴｉを０．０５％以下およびＢを０．０１％以下含有させることによって、更に鋳造時の鋳造割れを確実に防止できる。
【００１７】
第二の本発明は、前記組成の合金溶湯を、相対峙する強制冷却されている回転ベルト鋳型内に注湯し、溶湯の凝固時の冷却速度４０〜９０℃／sec で凝固させて厚さ５〜１０mmのスラブとし、反注湯側から該スラブを引出し、直接またはコイル状に巻取ってから圧延し溶体化処理することを特徴とするプレス成形性および連続抵抗スポット溶接性に優れたアルミニウム合金板の製造方法である。
【００１８】
本発明にかかる合金溶湯を最適な凝固時の冷却速度で凝固させることによって、最適サイズの化合物を多数晶出させることができ、再結晶粒サイズが微細化してプレス成形性および連続抵抗スポット溶接性に優れたアルミニウム合金板を得ることができる。
【発明の効果】
【００１９】
本発明によれば、プレス成形性および連続スポット溶接性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法が提供される。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２０】
本発明のアルミニウム合金板の各構成要件の限定理由を説明する。本明細書中で成分含有量を示す「％」は「質量％」の意味である。
【００２１】
〔Ｍｇ：０．３〜１．０％〕
〔Ｓｉ：０．３〜１．２％〕
ＭｇおよびＳｉは、強度の向上とプレス成形性付与のために添加するものであって、下限値未満では効果少なく、上限値を超えるとプレス性が劣り好ましくない。
【００２２】
〔Ｆｅ：０．１０〜１．０％〕
〔Ｍｎ：０．０５〜０．５％〕
〔Ｆｅ＋Ｍｎ≧０．２％〕
ＦｅとＭｎは共存させＦｅ＋Ｍｎ≧０．２％とすることによって、特定サイズの化合物数を多く晶出させて再結晶核数を増加し、再結晶粒のサイズを微細なものとするために添加する。両元素共に下限値未満では効果少なく、上限値を超えると粗大晶出物を生じ、冷間圧延時にストリーク等の表面傷が生じ易くまたプレス性も劣る。ＭｎがＦｅと共存しないと好ましいサイズならびに数の金属間化合物が晶出しない。ＦｅおよびＭｎの合計量は好ましくはＦｅ＋Ｍｎ≧０．３％である。
【００２３】
〔Ｃｕ：０．５〜１．０％〕
Ｃｕは更に強度とプレス成形性を向上させるために添加するものであって、下限値未満では効果が少なく、また上限値を超えると耐食性が低下する。
【００２４】
〔Ｚｒを０．１〜０．４％〕
ＺｒはＡｌ3 Ｚｒの金属間化合物の晶出を促し、特定サイズの化合物数を更に数多く晶出させて再結晶核数を増加し、再結晶粒のサイズを微細なものとするために添加するものであって更に微細再結晶としプレス成形性を向上する。下限値未満では効果が少なく、また上限値を超えると粗大晶出物を形成して圧延性が低下する。
【００２５】
〔Ｔｉ：０．０５％以下、またはＴｉ：０．０５％以下およびＢ：０．０１％以下〕
溶湯が凝固する際に急冷が原因で鋳造割れを生ずることがあり、ＴｉまたはＴｉおよびＢは、この割れを防止するために添加する。Ｔｉ：０．０５％以下、または、Ｂ：０．０１％以下の範囲で上記範囲のＴｉと複合添加してもよく、特にＴｉと複合含有させると効果が相乗する。効果を顕在化させるにはＴｉの下限値として０．００２％以上、Ｂの下限値として０．０００５％以上である。
【００２６】
不可避的不純物はアルミニウム地金、返材、溶製治具等から混入するものであって、Ｃｒ，Ｎｉ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｖが代表的な元素である。ＣｒはＡｌ−Ｍｇ系合金の応力腐食割防止に添加されるので、返材から混入し易いが、本発明においては０．３％未満であれば許容できる。Ｎｉは０．２％未満、ＧａおよびＶは夫々０．１％未満、前記した以外の不可避的不純物は合計で成形性維持のためからも０．３％未満に抑制するべきである。
【００２７】
〔再結晶粒径の平均値が２５μｍ以下〕
溶体化処理後の再結晶粒が微細化していると、プレスの加工度を高くして絞り高さを高くしても破断することなく成形できてプレス成形性が向上する。上限値を超えると効果が低下し、またプレス後の肌が美麗に仕上がらない。好ましい再結晶粒サイズは、順次２０μｍ以下、１５μｍ以下である。
【００２８】
〔円相当径で１〜６μｍの金属間化合物が５０００個／mm2 以上〕
円相当径で１〜６μｍの金属間化合物は冷間圧延時の転位の集積を促し、再結晶粒を微細化するための作用を有する範囲のサイズのもので、サイズおよび数が下限値未満では転位集積量が少なく、その数が５０００個／mm2 未満では好ましいサイズの微細再結晶粒が得られない。またサイズが上限値を超えると粗大化合物が圧延時ストリークまたは割れの起点となって圧延性が低下する。また上記条件の化合物状態であると、連続的に抵抗スポット溶接した場合に、銅製の電極とＡｌとの反応により発生する焼付き現象が防止され、電極の交換作業回数が少なくなって生産性が向上する。好ましい化合物数は６０００個／mm2 以上である。
つぎに、本発明のアルミニウム合金の好ましい製造方法について説明する。
【００２９】
溶湯の溶製は組成調整後に脱ガス、鎮静し、必要により組成の微調整を施すと共にＴｉまたはＴｉおよびＢを母合金で添加し鋳造する。鋳造に際して相対峙する強制冷却されている回転ベルト鋳型内に注湯し、溶湯の凝固時の冷却速度４０〜９０℃／sec で凝固させて厚さ５〜１０mmのスラブとし、反注湯側から該スラブを引出し、直接またはコイル状に巻取ってから圧延する。
【００３０】
連続鋳造方法には、相対峙する強制冷却されている回転ロール間に溶湯を注湯し、ロール面で溶湯を急冷し、反注湯側より厚さの薄いスラブを連続的にとりだす双ロール鋳造法や、相対峙する強制冷却されている回転ベルト間に溶湯を注湯し、ベルト面で溶湯を急冷し、反注湯側より厚さの薄いスラブを連続的にとりだす双ベルト鋳造法等の方法がある。
【００３１】
双ロール鋳造法は、凝固時の冷却速度が３００℃／sec 以上で相当に高く、得られたスラブ中の化合物サイズは小さく本発明の板は得られない。一方、双ベルト鋳造法は、ベルト面で溶湯を急冷するが双ロール鋳造法ほど高い冷却速度ではない。
【００３２】
本発明は双ベルト鋳造法の鋳造条件を調節して溶湯の冷却速度を４０〜９０℃／sec （板厚１／４の位置）にして円相当径で１〜６μｍの金属間化合物を５０００個／mm2 以上形成する。溶湯の冷却速度が４０℃／sec 未満だと粗大な化合物が晶出して上記規定サイズ範囲の化合物数が不足し再結晶粒が微細化せず、プレス成形性に優れた板が得られない。また、９０℃／sec を超えると微細な化合物が晶出して規定サイズ範囲の化合物数が不足して同様に再結晶粒が微細化した板が得られない。
【００３３】
双ベルト鋳造法により得られたスラブを冷間圧延して所望厚さの板とし、溶体化処理して再結晶化する。その際、冷間圧延の途中で焼鈍してもよいが、溶体化処理に供される圧延板の圧延率は５５％以上とする。溶体化処理は連続焼鈍炉で行う。加熱温度は５００℃以上で、１００℃までの冷却速度は１℃／sec 以上とする。溶体化処理された圧延板の再結晶粒のサイズは、前記金属間化合物のサイズおよび数とこの圧延率が相俟って再結晶粒径の平均値が２５μｍ以下の再結晶粒を有する板が得られる。このような板は、そのままあるいは平坦度を得るために１〜５％程度のスキンパス、もしくはレベラーを通し、実用に供される。
【実施例】
【００３４】
表１記載の組成のアルミニウム合金溶湯を脱ガス鎮静後、双ベルト連続鋳造法で溶湯の冷却速度５０℃／sec および７５℃／sec で厚さ７mmのスラブを鋳造した。スラブの引出速度は８ｍ／分とした。このスラブを冷間圧延し、必要により中間焼鈍処理し、厚さ１mmの板とした。次いでこの板を溶体化処理し、処理後の板の金属間化合物サイズおよび個数、再結晶粒サイズ、０．２％耐力（ＹＳ）、抗張力（ＵＴＳ）、伸び（ＥＬ）、円筒絞り高さ、抵抗スポット溶接性を測定した。結果を表３に示す。
【００３５】
円筒絞り条件および抵抗スポット溶接性の評価条件は下記のとおりであった。
【００３６】
（円筒絞り試験）
使用した金型    パンチ  直径    ５０mm、
肩Ｒ      ５mm、
ダイス  内径    ５２．５mm、
肩Ｒ      ８mm、
ブランク材              直径  １１２．５mm
（抵抗スポット溶接性の評価条件）
単相整流式スポット溶接機
電極    Ｃｕ−１％Ｃｒ合金
加圧力  ４００kgf
溶接電流値の決定  引張りせん断荷重がＪＩＳ  Ｚ３１４０で規定するＡ級平均値を満たす最小の溶接電流値
連続打点数  決定した前記の溶接電流値を用い、かつ上記の溶接条件で連続スポット溶接し、Ａ級平均値を連続して上回る打点数
◎印  連続打点数５００点以上、○印  連続打点２００点以上５００点未満
×印  連続打点数２００点未満
【００３７】
【表１】
2004332106.tif 000002
【００３８】
【表２】
2004332106.tif 000003
【００３９】
【表３】
2004332106.tif 000004
【００４０】
表１〜３の結果から、本発明にかかる実施例（試料番号１〜１１）は、円筒絞り高さが高くプレス成形性に優れ、また連続打点数多く連続抵抗スポット溶接性に優れることが判る。一方、組成が本発明の範囲から外れる比較例（試料番号１２〜１８）は、円筒絞り高さが低くプレス成形性に劣り、また円相当径１〜６μｍの金属間化合物が少なく結晶粒径が大きい比較例（試料番号１４、１９、２０）は、連続打点数少なく連続抵抗スポット溶接性に劣ることが判る。
【産業上の利用可能性】
【００４１】
以上述べたように、本発明に係るアルミニウム合金板はプレス成形性および連続抵抗スポット溶接性に優れているので、プレス成形体の肌が美麗に仕上がり、また抵抗スポット溶接による組み付けが連続してできるので生産性が優れ、６０００系の合金板であるから塗装等施した後の焼付処理で強度が向上する等、例えば自動車のボディーシート等の用途に幅広く使用できる等の優れた工業的価値がある。