(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
ｍａｓｓ％で、
Ｓｉ：０．４〜１．６％、
Ｍｇ：０．１５〜１％、
Ｍｇ＋Ｓｉ：１％以上
を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなり、０．２％耐力ＹＳが１５０ＭＰａ以下、引張強さＴＳとの差（ＴＳ−ＹＳ）が１３０ＭＰａ以上で、さらに、圧延方向に対して０°、４５°、９０°各方向の７．５％でのランクフォード値のうち、最小の値ｒminが０．６以上であることを特徴とする成形性に優れたアルミニウム合金板。
【請求項２】
さらに、引張強さＴＳが２２０ＭＰａ以上、圧延方向に対して０゜、４５°、９０°各方向の７．５％でのランクフォード値の平均値ｒave が０．６５以上であることを特徴とする請求項１に記載の成形性に優れたアルミニウム合金板。
【請求項３】
ｍａｓｓ％で、
Ｃｕ：０．５６〜１．２％を、さらに含有することを特徴とする請求項１または２に記載の成形性に優れたアルミニウム合金板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車のボデイシートや部品等に用いる材料として、プレス成形加工時に破断しにくく、かつしわ発生の少ない、成形性に優れた６０００系アルミニウム合金板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車の燃費向上を目的とした車体軽量化の要望が高まっており、軽量化手段の一つとして自動車ボディシ−ト等へのアルミニウム合金板の使用が行われている。現在使用されている自動車ボディシ−ト用アルミニウム合金としては、５０００系合金と６０００系合金とがある。
自動車用アルミニウム合金板としては、加工性としてプレス成形性に優れることが重要である。いずれのアルミニウム合金板も鋼鈑と比較するとプレス成形の際に破断しやすく、また、しわが発生しやすい。なかでも、６０００系合金は５０００系合金に比べて一般的にはプレス成形性に劣り、破断しやすく、またしわも発生しやすい。
【０００３】
このしわはフランジ部分や成形品のボディに発生し、製品の概観品質を劣化させるだけではなく、寸法精度にも大きく悪影響を及ぼしてしまう。その結果、製品形状や工程設計での制約が生じたり、また６０００系合金の適用そのものを阻害してしまうという問題がある。すなわち、プレス成形において破断せず、かつしわが発生しにくい６０００系アルミニウム合金が望まれている。破断しにくいという点でのプレス成形性に優れたアルミニウム合金に関する提案は、例えば本発明者らによる特開平１０−１０２１７９号公報他、種々ある。しかし、プレス成形の際のしわ低減に関しては、例えば特開平２−３７９２２号公報や特開平９−６６３２０号公報のように、プレス成形方法によりしわの発生を回避する方法が提案されている。しかしながら、しわの発生を抑制し、耐破断性能にも優れた材料としての提案については十分とは言えないのが現状である。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明はこのような現状に鑑み、プレス成形加工時に破断しにくく、かつ、しわ発生の少ない成形性に優れた６０００系アルミニウム合金板を提供することを目的としたものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは上記の目的を達成するために、プレス成形時の破断、ならびにフランジおよびボディにおけるしわの発生に及ぼす成形様式や種々の材料因子の影響について鋭意検討を行った。種々検討の結果、ＹＳの上限値が１５０ＭＰａ以下、（ＴＳ−ＹＳ）値が１３０ＭＰａ以上、ｒmin が０．６以上、また、さらにＴＳが２２０ＭＰａ以上、ｒave が０．６５以上の特性をもっていれば、プレス成形加工時に破断しにくく、かつ、しわの発生が少なくなることを見出した。
【０００６】
ここでＹＳは０．２％耐力、ＴＳは引張強さ、ｒmin とｒave は圧延方向に対して０°、４５°、９０°各方向の７．５％でのランクフォード値のうち、それぞれ最小の値と平均値のことである。
特に、平均値ｒave は
ｒave ＝（ｒ０°＋ｒ９０°＋２×ｒ４５°）／４、
で得られ、ここで、ｒ０°、ｒ９０°、ｒ４５°は、それぞれ、０°、９０°、４５°方向の歪が７．５％でのランクフォード値である。
【０００７】
しわ発生とは、深絞り成形において材料の流入に伴って幅縮み変形が進み、板厚が増加して座屈してしまう現象のことである。ＹＳの上限値を規定することにより、深絞り成形時の幅縮み変形において座屈限界に達し難くなり、しわの発生が抑制される。また、しわをとるためにしわ押さえ力を高めたとしても、所定の（ＴＳ−ＹＳ）値およびｒmin 値があれば材料が破断せずに、十分な深絞り性、並びに張出し成形性を有する。すなわち、ＹＳ、（ＴＳ−ＹＳ）値、ｒmin を適切な値に規定すれば、プレス成形時のしわ発生が少なくかつ破断しにくい、成形性に優れた６０００系アルミニウム合金が得られることがわかった。
【０００８】
しわ発生においては、ＹＳに加えて、好ましくは、もう一つの因子としてｒave の下限を規定する。これにより、幅縮み変形が容易になり、一層しわは発生しにくくなる。また、破断においては、ＴＳ−ＹＳとｒmin に加えて、好ましくは、もう一つの因子として、ＴＳの下限を規定する。ある部位の強度がＴＳを超えた時に破断が発生することから、ＴＳの下限を規定することは、破断までの成形量を増大させることと等しく、その結果破断しにくくなる。
【０００９】
また、このような特性値を得るための合金成分、製造方法に関しても鋭意検討を行った。すなわち、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｕ量を規定し、集合組織を制御し所望のｒmin 値を得るために冷間圧延の途中に熱処理を施すこと、また室温で長時間放置しても所望のＹＳの値を確保するために、溶体化処理後に１００℃前後の低温での安定化熱処理、あるいはその温度から徐冷してやればよいことを見出した。
【００１０】
本発明は以上の知見に基づいて得られたもので、その要旨とするところは、以下の通りである。
（１）ｍａｓｓ％で、Ｓｉ：０．４〜１．６％、Ｍｇ：０．１５〜１％、Ｍｇ＋Ｓｉ：１％以上を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなり、０．２％耐力ＹＳが１５０ＭＰａ以下、引張強さＴＳとの差（ＴＳ−ＹＳ）が１３０ＭＰａ以上で、さらに、圧延方向に対して０°、４５°、９０°各方向の７．５％でのランクフォード値のうち、最小の値ｒmin が０．６以上であることを特徴とする成形性に優れたアルミニウム合金板。
【００１１】
（２）さらに、引張強さＴＳが２２０ＭＰａ以上、圧延方向に対して０゜、４５°、９０°各方向の７．５％でのランクフォード値の平均値ｒave が０．６５以上であることを特徴とする前記（１）に記載の成形性に優れたアルミニウム合金板。
（３）ｍａｓｓ％で、Ｃｕ：０．５６〜１．２％を、さらに含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載の成形性に優れたアルミニウム合金板である。
【００１５】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。先ず、本発明における機械的特性値の好適な範囲の限定理由について説明する。ＹＳの上限値を規定することにより、深絞り成形時の幅縮み変形において座屈してしまう限界の応力に達し難くなり、しわの発生が抑制される効果を有する。ＹＳが１５０を越すと十分なしわ抑制効果がなくなってしまう。またより高いしわ抑制効果を得るにはＹＳは１４０以下が好ましい。なお、ＹＳは低いほどしわ発生を抑制する効果が高いが、自動車部品として成形後に所定の強度を得るためのＹＳ値は確保する必要がある。
【００１６】
また、しわをとるためにしわ押さえ力を高めたとしても、所定の（ＴＳ−ＹＳ）値およびｒmin 値があれば材料が破断せずに十分な深絞り成形性、ならびに張り出し性を有する。（ＴＳ−ＹＳ）値が１３０未満、ｒmin 値が０．６未満ではその効果が不十分となり、そこで（ＴＳ−ＹＳ）値は１３０以上、ｒmin 値は０．６以上と規定した。また、より高い上述の効果を得るためには（ＴＳ−ＹＳ）値は１３５以上、ｒmin 値は０．６５以上が好ましい。
【００１７】
さらにしわ発生を抑制するためには、上述のＹＳの下限値の規定に加えてｒave の下限値の規定が有効である。ｒave の下限値の規定により、幅縮み変形は容易になり、座屈しにくくなるため、しわは発生し難くなる。また、さらに破断させ難くするためには、ＴＳの下限値を規定することが有効である。ＴＳの下限値の規定は、破断部位の強度を上げることであり、これにより深絞り成形において破断は起こり難くなる。このような効果を、最大限に得るためには、ｒave は０．７２以上、ＴＳは２６０ＭＰａ以上とすることが望ましい。
【００１８】
次に、本発明における機械的特性値を得るための好適な成分範囲の限定理由について説明する。
Ｍｇ、Ｓｉ：ＭｇおよびＳｉは本発明の必須の基本成分であり、微細な析出相を形成して成形性や強度を得るために含有させる。
成分範囲としては、Ｍｇ：０．１５〜１ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．４〜１．６ｍａｓｓ％、かつ、Ｍｇ＋Ｓｉ≧１ｍａｓｓ％なる関係式を満足する範囲とした。Ｍｇが０．１５ｍａｓｓ％未満、Ｓｉが０．４ｍａｓｓ％未満、あるいは、Ｍｇが０．１５ｍａｓｓ％以上、Ｓｉが０．４ｍａｓｓ％以上でも、Ｍｇ＋Ｓｉ＜１．０では、十分な上記特性が得られない。
【００１９】
Ｍｇが１ｍａｓｓ％超、Ｓｉが１．６ｍａｓｓ％超では、Ｃｕを含有させ溶体化処理する際に、Ｍｇ2 Ｓｉ、Ｓｉ、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系化合物等の第２相が結晶粒界上に析出してしまい、成形性が大きく低下してしまう。
Ｃｕ：Ｃｕも本発明の基本成分であり、主として固溶強化によりＴＳを上昇させて（ＴＳ−ＹＳ）値を向上させるために含有させる。
成分範囲としては０．５６〜１．２ｍａｓｓ％とした。Ｃｕが０．５６ｍａｓｓ％未満では上記の（ＴＳ−ＹＳ）値向上効果が不十分であり、Ｃｕが１．２ｍａｓｓ％超では、曲げ加工性および耐食性が著しく低下してしまう。また、上記特性向上の点では０．６ｍａｓｓ％以上のＣｕを含有させるのが好ましい。
【００２２】
次に、本発明の６０００系合金の好適な製造方法にについて詳しく説明する。本発明の合金成分を有するアルミニウム合金は、常法にしたがって鋳造、熱間圧延を行えばよい。引き続き冷間圧延を施して所望の板厚とする。この冷間圧延工程において、一次の冷間圧延を行い、そして板を再結晶させるための中間焼鈍を施した後に、二次の冷間圧延を行う。このように冷間圧延の途中に再結晶させると二次冷間圧延時に導入される歪みの量が小さくなり、以下に規定する溶体化処理の際に、好適な再結晶集合組織が形成されて、本発明で規定する０．６以上のｒmin 値や０．６５以上のｒave 値が得られる。
【００２３】
冷間圧延途中で中間焼鈍を行わないと、冷間圧延による歪みの蓄積量が大きくなり、溶体化処理を施す際に立方体方位の集積の多い集合組織が形成されて、０．６以上のｒmin 値や０．６５以上のｒave 値を得ることができなくなる。この中間焼鈍として、バッチ炉を用いて行う場合には、２５０〜４００℃の温度範囲で０．５〜２４ｈとすることが適当である。バッチ炉による中間焼鈍温度が２５０℃未満では中間焼鈍効果が十分には得られず、また４００℃超では再結晶粒が粗大化して成形性が低下してしまうおそれがある。またバッチ炉による中間焼鈍時間が０．５ｈ未満では中間焼鈍効果が十分には得られず、２４ｈ超では成形性が低下してしまうおそれがある。
【００２４】
また、中間焼鈍を連続焼鈍炉を用いて行う場合には、４５０〜５８０℃の範囲内の温度で５ｍｉｎ以下の保持とすることが適当である。この場合、焼鈍温度が４５０℃未満では十分な焼鈍効果が得られず、また５８０℃超では再結晶粒が粗大化して成形性が低下してしまうおそれがある。また５ｍｉｎを超えて保持しても再結晶粒が粗大化して成形性が低下してしまうおそれがある。
【００２５】
さらに、この中間焼鈍後、最終焼鈍までの冷間圧延率が最終焼鈍時の再結晶集合組織形成挙動に影響を及ぼすることから、中間焼鈍後の冷間圧延率の範囲は１５〜７０％とした。中間焼鈍後の冷間圧延率が１５％未満では最終焼鈍時に十分な再結晶が起きない場合や再結晶しても再結晶粒が粗大化して成形性が低下してしまう。また７０％以上では最終焼鈍時に立方体集合組織が形成されやすくなり、ｒmin 値やｒave 値が小さくなってしまう。
【００２６】
本発明の成形性を得るためには、冷間圧延後、最終焼鈍として連続焼鈍炉を用いて４５０〜５８０℃の範囲内の温度で溶体化処理を施して１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することが好ましい。上記工程の溶体化処理条件としては、４５０℃以下の温度では成形性ならびに塗装焼付硬化性に寄与する溶質原子がＡｌ母相中に十分に固溶せずに、第２相として析出してしまうために、十分な成形性が得られず、またヘム曲げ性を低下させてしまう。一方、溶体化温度が５８０℃を越えると、再結晶粒が粗大化し肌荒れが発生してしまうだけでなく、部分溶解が生じてしまうおそれがある。そのために溶体化処理温度は４５０〜５８０℃の範囲内とした。また、上記の溶体化温度での保持については、溶質原子の固溶が十分に行われるのならば、保持なし（溶体化処理温度到達後、すぐに冷却）でも、ある程度の保持時間をとってもよい。
【００２７】
溶体化処理後の冷却速度を１０℃／ｓ未満にすると、冷却中に第２相が析出し、ヘム曲げ性が低下するとともに、溶質原子の過飽和固溶量が減少してしまい、所定の成形性が得られなくなってしまう。そのため、溶体化処理温後の冷却速度は１０℃／ｓ以上とした。溶体化処理後に、製造後の室温放置中の経時変化を抑制し、３ケ月程度の長期間放置してもＹＳが１５０ＭＰａを上回らないようにするために、７０〜１５０℃の範囲で１〜５０時間の安定化熱処理を行う。またこの安定化処理は溶体化処理直後に行うことにより、良好な塗装焼付け硬化性も得られる。
【００２８】
本熱処理範囲の規定理由としては、７０℃未満、１時間未満の処理では、十分な経時変化抑制効果が得られず、また１５０℃超、５０時間超では逆に強度上昇が大きくなりすぎて、ＹＳが１５０ＭＰａを越してしまうためである。
また、この安定化熱処理とほぼ同等の効果は、溶体化処理後に７０〜１５０℃の範囲まで板を１０℃／ｓの速度で冷却した後にその温度から０．５〜５℃／ｈで４０℃まで徐冷することによっても得られる。
【００２９】
本熱処理範囲の規定理由としては、７０℃未満、５℃／ｈ超の処理では、十分な経時変化抑制効果が得られず、また１５０℃超、０．５℃／ｈ未満では逆に強度上昇が大きくなりすぎて、ＹＳが１５０ＭＰａを越してしまうためである。
このようにして得られた６０００系アルミニウム合金板は、プレス成形の際に破断しにくく、またしわが発生しにくいという特徴を有しており、自動車ボディ等の材料として好適である。
【００３０】
【実施例】
以下、本発明を実施例にて説明する。
表１に示すような成分組成を有する合金を、通常の方法で溶解・鋳造、熱間圧延して板厚５ｍｍの板にした。
そして上記熱間圧延板を２．５ｍｍまで冷間圧延を行った後、５２０℃で３０ｓ保持の中間焼鈍を施し、さらに板厚１ｍｍ（６０％に相当）まで二次の冷間圧延を行った。そして５２０℃で３０ｓ保持の溶体化処理を施した後２０℃／ｓの平均冷却速度で空冷し、引き続き９０℃で５ｈの安定化熱処理を行うことによりアルミニウム合金板を製造した。製造後、３ケ月間室温に放置した後に、引張特性、深絞り性、張出し性を評価した。
【００３１】
【表１】
0004819233.tif 000002
【００３２】
引張特性評価は、圧延方向に対して直角方向の、０．２％耐力、引張強さ、伸びを調査した。またｒmin 値とｒave 値は圧延方向に対して０°、４５°、９０°各方向の７．５％伸びでのランクフォード値を調査することにより求めた。
深絞り性評価は、円筒深絞り試験によりしわ押さえ力を変えて、成形可能範囲（しわ発生せず、かつ破断しないしわ押さえ力の広さ：トン）を評価した。試験条件としては、ポンチ径１００ｍｍφ、ポンチ肩Ｒ１０ｍｍ、ダイス肩Ｒ１０ｍｍ、ブランクサイズ１９０ｍｍ、潤滑油は防錆油とし、４０ｍｍまで成形して、フランジ部でのしわ発生、および破断の観察を行い、上記の成形可能範囲を評価した。ここで、しわとは高さ０．２ｍｍ以上のうねりとした。この評価方法において、成形可能範囲が３トン以上あれば、５０００系合金と同等以上の良好な深絞り成形性を示すとした。
【００３３】
張出し性評価は、塩化ビニールを板にはり潤滑の良い状態で１００φ球頭張出し試験により行った。本試験結果において３６ｍｍ以上あれば、５０００系と同等以上の良好な張出し成形性を有するとした。
さらに塗装焼付硬化性を評価するために、プレスにより受ける加工に相当する２％の予ひずみを与えた後に塗装焼付処理に相当する１７０℃で２０分の熱処理を行い、耐力を調査した。これらの調査結果を表２に示す。
【００３４】
表２より、本発明のアルミニウム合金板Ｎｏ．１〜２、５〜８は、成形可能範囲が３トン以上と広いことがわかる。また球頭張出高さも３６ｍｍ以上あり、張出し成形性も兼ね合せている。さらに、良好な塗装焼付け硬化性も有している。
一方、本発明以外の成分を有する比較例の合金Ｎｏ．１６〜２１では成形可能範囲は狭くなってしまい、必ずしも張出し成形性もよいとはいえなくなってしまう。塗装焼付け硬化性についても同様である。
すなわち、本発明によれば、良好な成形性を有したアルミニウム合金板を製造することを可能とする。
【００３５】
【表２】
0004819233.tif 000003
【００４０】
【発明の効果】
本発明によれば、プレス成形における成形可能範囲が広く、プレス成形性、外観品質、寸法精度が要求される自動車ボディ用として好適な６０００系アルミニウム合金板およびその製造方法が提供できるので、自動車重量の軽量化に大いに寄与できる。したがって、本発明の産業上の価値は極めて高いといえる。