(57)【要約】【課題】車体部品の製作時、ヘム部のクラック発生を抑えることができると共に外観品質を確保することができる、フラットヘムの可能な合金板材の製造方法を提供する。【解決手段】シリコンとマグネシウムを主要合金成分とするＡＡ６０００系アルミニウム合金の圧延板材の製造方法に関するものであって、立方晶方位の体積分率が３５％以上であることを特徴とする、フラットヘムの可能な優れた成形性を有するアルミニウム合金板材の製造方法を提供する。本発明の製造方法により提供される合金板材は、鋳塊を熱間圧延する際ＲＷ方位の体積分率が１０％未満となるように３００℃以上３５０℃以下の温度で熱間圧延を行った後、さらに冷間圧延してＴ４熱処理を行う方法により製造されて、フラットヘムが可能な特徴を有する。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
ＡＡ６０００系アルミニウム−マグネシウム−シリコン合金板材の製造方法において、
アルミニウム−マグネシウム−シリコン合金板材の熱間圧延時、３００℃以上３５０℃以下の温度条件で圧延を行い、ヘム工程時フラットヘムを可能にしたことを特徴とずる、フラットヘムの可能なアルミニウム−マグネシウム−シリコン合金板材の製造方法。
【請求項２】
前記アルミニウム−マグネシウム−シリコン合金板材を３００℃以上３５０℃以下の温度条件で熱間圧延した後、冷間圧延及びＴ４熱処理を行う工程をさらに含むことを特徴とする、請求項１に記載のフラットヘムの可能なアルミニウム−マグネシウム−シリコン合金板材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、フラットヘムの可能なＡＡ６０００系アルミニウム−マグネシウム−シリコン合金板材の製造方法に関するものであって、さらに詳細には、成形性を向上させてフラットヘムを可能にすることにより、車両素材に対する適用の幅を広めることができる、ＡＡ６０００系アルミニウム−マグネシウム−シリコン合金板材の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
一般に、自動車用外板としては、成形性、形状凍結性（プレス成形後、スプリングバックが少ないか生じないため寸法精度が高い性質）、耐デント性、耐食性及び優れた表面品質などが要求される。
【０００３】
従来、自動車外板には、ＡＡ５０００系アルミニウム−マグネシウム合金板材が適用されてきたが、成形後強度向上の効果が期待できなくて、また表面品質がよくないため、最近は、ＡＡ６０００系アルミニウム−マグネシウム−シリコン合金板材の適用がだんだん増えている傾向にある。
【０００４】
この合金は、塗装焼付硬化性に優れており、その結果高強度が得られるため、薄肉化及びより一層の軽量化が期待できるという長所があって、様々な物性改良が試みられている（特許文献１、特許文献２）。
【０００５】
フードなどの車体部品は、外板と内板との機械的結合よりなる。
車体外板の端部に適切な長さのフランジ（ｆｌａｎｇｅ）を設け成形して、この外板の内側に内板を固定した後、外板のフランジを折り曲げて内板との機械的な接合をするようになる。このような過程をヘム（ｈｅｍｍｉｎｇ）という。
【０００６】
ヘム工程において、曲げ中心半径（ｒ）と板厚（ｔ）との比（ｒ／ｔ）が小さくて加工条件が厳しいフラットヘム（１８０°曲げ加工）が行われるが、ＡＡ６０００系アルミニウム−マグネシウム−シリコン合金は、ＡＡ５０００系合金に比べ曲げ加工性が劣るため、プレス加工度の大きい部分（変形率が大きく加えられた部分）では、フラットヘムを行う場合、不良率が著しく増加する。
【０００７】
これを解決するために、設計的にカールヘム（Ｃｕｒｌ  ｈｅｍｍｉｎｇ）を導入し、フラットヘム部位を代替してはいるが、これは、製品デザイン及び設計外観を損なうと共に、車体部品間の段差の問題などがあって、結果的に商品性を落としてしまうことになる。
【０００８】
【特許文献１】特開平５−２４７６１０号公報
【特許文献２】特開平５−２７９８２２号公報
【非特許文献１】Ａ．Ａ．Ｒｉｄｈａ  ａｎｄ  Ｗ．Ｂ．Ｈｕｔｃｈｉｎｓｏｎ、Ａｃｔａ  ｍｅｔａｌ、Ｖｏｌ．３０、ｐｐ．１９２９−１９３９、１９８２
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は、前記のような問題点に鑑みて案出したものであって、自動車外板用ＡＡ６０００系アルミニウム−マグネシウム−シリコン合金板材の製造時、外板のフラットヘム性に影響を与える立方晶方位の発達を誘導するために、ＲＷ方位（ｃｕｂｅ  ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）の発達を抑えた熱間圧延法を行った後、冷間圧延及びＴ４熱処理を行うことにより、車体部品の製作時、ヘム部のクラック発生を抑えることができると共に外観品質を確保することができる、フラットヘムの可能なアルミニウム−マグネシウム−シリコン合金板材の製造方法を提供することにその目的がある。
【００１０】
このような目的は、アルミニウム−マグネシウム−シリコン合金板材の熱間圧延時、３００℃以上３５０℃以下の温度で圧延を行いＲＷ方位の発達を体積分率１０％未満に抑えて、さらに冷間圧延及びＴ４熱処理を行うという本発明の方法により達成できる。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
前記目的を達成するために、本発明は、ＡＡ６０００系アルミニウム−マグネシウム−シリコン合金板材の製造方法において、アルミニウム−マグネシウム−シリコン合金板材の熱間圧延時、３００℃以上３５０℃以下の温度条件で圧延を行い、ヘム工程時フラットヘムを可能にしたことを特徴とずる。
【００１２】
前記アルミニウム−マグネシウム−シリコン合金板材を３００℃以上３５０℃以下の温度条件で熱間圧延した後、冷間圧延及びＴ４熱処理を行う工程をさらに含むことを特徴とする。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によると、ＡＡ６０００系アルミニウム−マグネシウム−シリコン合金板材の製造時、熱間圧延の段階において３００℃以上３５０℃以下の温度で圧延を行い、ＲＷ方位の発達を体積分率１０％未満に抑えて、その後、冷間圧延及びＴ４熱処理を通じて立方晶方位の体積分率を３５％以上に発達させることにより、成形性を向上させてフラットヘムが可能になる。
【００１４】
これにより、アルミニウムを適用した軽量化を通じて燃費向上及び排気ガスの低減が可能になると共に、さらにはデザイン及び設計自由度を高め製品間の段差問題を解決し、商品性を向上させることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
本発明者は、ＡＡ６０００系アルミニウム−マグネシウム−シリコン合金の成形性、特に曲げ加工性をより一層改善するための方法について鋭意研究した結果、ＡＡ６０００系アルミニウム合金において曲げ加工性は、素材の集合組織（ｔｅｘｔｕｒｅ）の立方晶方位（Ｃｕｂｅ  ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ、｛００１｝＜１００＞）の集積度が高いほど向上されることを見出した。
【００１６】
そして、前記特性を最適化するためには、熱間圧延時、摩擦に影響を与える温度を最適化して立方晶方位の発達を阻害するＲＷ方位（Ｒｏｔａｔｅｄ  Ｃｕｂｅ  ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ、｛００１｝＜１１０＞）を抑えることが重要であるということを見出した。
【００１７】
本発明は、前述の内容に基づいたものであって、その目的は、フラットヘムの可能な優れた成形性を有するＡＡ６０００系アルミニウム−マグネシウム−シリコン合金板材の製造方法を提供することにある。
【００１８】
通常、ＡＡ６０００系アルミニウム−マグネシウム−シリコン合金板材は、熱間圧延、冷間圧延及びＴ４熱処理工程を経て生産されて、最終製品の集合組織は、銅方位、ゴス（Ｇｏｓｓ）方位、Ｐ方位及び立方晶方位から構成された結晶学的な集合組織が発達するようになる。
これらの相対的な体積分率が板材の成形性に影響を与えるようになる。
【００１９】
圧延により生産した板材において結晶の方位は、圧延板材面と圧延方向とにより定義する。即ち、圧延面と平行するように置かれた結晶の面と、圧延方向と平行するように置かれた結晶の方向により集合組織を示すことができる。
【００２０】
特定な面をミラー指数｛ｈｋｌ｝で表し、特定な方向を＜ｕｖｗ＞で表す。
【００２１】
従って、銅方位：｛１１２｝＜１１１＞、ゴス（Ｇｏｓｓ）方位：｛０１１｝＜１００＞、黄銅方位：｛１１０｝＜１１２＞、Ｓ方位：｛１２３｝＜６３４＞、立方晶方位：｛００１｝＜１００＞、ＲＷ方位：｛００１｝＜１１０＞などが代表的な方位である。
【００２２】
冷間圧延後、板材は、巨視的に銅方位＋黄銅方位＋Ｓ方位から構成されて、Ｔ４熱処理後、立方晶方位＋Ｓ方位＋黄銅方位に集合組織が変わるようになる。
【００２３】
また、弱いゴス（Ｇｏｓｓ）方位が発達するようになる。
【００２４】
この中で、板材の成形性に最も大きい影響を及ぼす方位は、立方晶方位である。
【００２５】
立方晶方位の発達を抑えるためには、現在の生産工程以外の特別な生産工程、例えば、せん断圧延などを導入しなければならない。
【００２６】
フラットヘム加工性を向上させるためには、立方晶方位を発達させればよいが、Ｓ方位及びＰ方位の相対的な発達により立方晶方位の発達が抑制される場合、フラットヘム加工性が劣るようになるため、Ｓ方位及びＰ方位の発達を抑えなければならない。
【００２７】
Ｓ方位は、冷間圧延後に発達するようになる方位であって、発達を抑えることができなく、Ｐ方位は、マグネシウム及びシリコンの添加により生成される方位であって、これもまた発達を抑えることはできない。
【００２８】
しかしながら、Ｔ４熱処理の間、立方晶方位の発達を促進させると、既に発達されていたＳ方位とＰ方位とが立方晶方位の発達及び成長により、Ｓ方位及びＰ方位を示す結晶粒の分率を減少（発達を抑制）させることができる。
【００２９】
立方晶方位を発達させるためには、冷間圧延過程で銅状集合組織を発達させればよい。
銅状集合組織が熱処理の途中、立方晶方位に成長するからである。
これは非特許文献１により確認できる。
【００３０】
しかし、銅状集合組織が発達する場合、熱処理後Ｓ方位の残存を防ぐことができないため、立方晶方位の発達は相対的に弱くなる。
これは、最終的にフラットヘム性を落としてしまう。
【００３１】
本発明では、冷間圧延後銅状集合組織が発達し、Ｔ４熱処理後立方晶方位が発達できて、Ｔ４熱処理後Ｓ方位の発達が抑えられて、立方晶方位の発達が体積分率で３５％以上になれるようにするために、熱間圧延時、ＲＷ方位の発達を抑える方法を提示する。
【００３２】
ＲＷ方位は、熱間圧延などのように、摩擦などによりせん断変形（ｓｈｅａｒ  ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ）が加えられる場合発達する方位であって、この方位は、その後冷間圧延工程を行うと、銅状方位の中でＳ方位の発達を加速化させる特徴があり、再結晶熱処理時（Ｔ４熱処理時）立方晶方位の発達を抑える特徴があるため、これの発達を前もって制御することにより、所望の立方晶方位の発達をもたらすことができる。
【００３３】
本発明の特徴は、通常的に３５０〜４００℃の温度で行う熱間圧延法の代わりに、３００℃以上３５０℃以下の温度で熱間圧延を行って、素材と圧延ロールとの摩擦を減らし、その結果ＲＷ方位の発達を抑え、その後冷間圧延及びＴ４熱処理工程を通じて生産したＡＡ６０００系アルミニウム−マグネシウム−シリコン合金板材において立方晶方位の体積分率が３５％以上となるようにして、これによりフラットヘムの可能な成形性に優れた素材の製造方法を提供することである。
【００３４】
以下、実施例を通じて本発明を具体的に説明する。
【実施例１】
【００３５】
一般的なＤＣ鋳造法を使用し、アルミニウム−マグネシウム−シリコン合金を厚さ１２０ｍｍに鋳造した後、摂氏４８０℃で４８時間均質化処理を行った後、５ｍｍまで熱間圧延した。
【００３６】
熱間圧延の開始温度は、３００℃以上３５０℃以下の条件で実施し、巻取温度は、３００℃に固定し発明の範囲を限定した。
【００３７】
この素材を冷間圧延して１．０ｍｍにして、その後の熱処理は、熔体化処理及び急冷処理をするＴ４熱処理条件に従った。
【００３８】
製造された板材を使用し１０％引張変形後、フラットヘムを行ってヘム断面部のクラックの発生有無を確認した。
【００３９】
図１と図２に、本発明により製造した試片と、従来の生産方法により製造した試片を使用してフラットヘムを行った場合のクラック発生の有無を表示した。
【００４０】
図１と図２に、熱間圧延及びＴ４熱処理後の方位分布関数を示し、ＲＷ方位と立方晶方位の発達程度を比較した。
【００４１】
図１と図２から、本発明の方法（図１）により製造した場合、従来の方法（図２）に比べ、ＲＷ方位の発達は抑えられて、立方晶方位が２倍以上発達したことを確認することができる。
【００４２】
方位分布関数は、集合組織の発達程度を定量的に分析することができて、等高線は、集合組織の発達程度を示したものであって、等高線が高いほど発達程度が高いことを意味する。図１から分かるように、立方晶方位が発達する場合、フラットヘムが可能になることが分かる。
【００４３】
しかし、比較例の通常的な方法により製造した図２のサンプルの場合、フラットヘムの途中、クラックが発生したことが分かる。
【００４４】
表１は、本発明及び比較方法を通じて本発明の効果を調べたものである。
【００４５】
【表１】
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【００４６】
本発明において、熱間圧延は、表１に示した通りであり、その後の工程は、既存の方法である冷間圧延、Ｔ４熱処理を経た。
【００４７】
従来の方法は、４５０℃で熱間圧延を開始して３１０℃で巻取する。
【００４８】
時効硬化効果を無くすために、本発明及び比較方法に対し同時にＴ４熱処理を行った。
【００４９】
表１から分かるように、本発明から提供する３００℃以上３５０℃以下の温度区間で熱間圧延を行った場合、ＲＷ方位の体積分率が３５％以上となり、フラットヘムの後クラックの発生が防止される。
【００５０】
これは、本発明から提供した温度区間では板材と圧延ロールとの付着摩擦が減少し、せん断変形が減らされて、ＲＷ方位の発達が１０以下に抑えられるためである。
【００５１】
しかし、従来の方法により行った場合、ＲＷ方位の発達が体積分率２８％であって、その後立方晶方位の発達が微弱で、フラットヘム時、クラックが発生したことが分かる。
【００５２】
また、実施例１０の場合、温度区間で板破断が生じ、その後の工程の効果を調べることができなかった。
【００５３】
本発明から提供した温度範囲外の区間である実施例７〜９の場合、熱間圧延の開始時、素材と圧延ロールとの付着摩擦によりＲＷ方位の発達が加速化されて、これにより最終製品でヘム時クラックが発生した。
【００５４】
実施例１１の場合、熱間圧延時、付着摩擦の効果はなかったが、操業温度が低いことから、圧延パスが既存の８パスから１３パスに増加し、製造原価の上昇を招来して、それにも拘わらず、立方晶方位の発達を誘導することができなかった。
【００５５】
以上、実施例から分かるように、本発明によるとフラットヘム工程の可能な素材を生産することができるようになる。
【００５６】
以上で本発明に関する好ましい実施例を説明したが、本発明は前記実施例に限定されず、その技術的範囲内において、本発明の実施例から当該発明が属する技術分野で通常の知識を有する者により容易に変更され得るであろう。
【図面の簡単な説明】
【００５７】
【図１】本発明により製造したＡＡ６０００系アルミニウム−マグネシウム−シリコン合金板材の熱間圧延後の集合組織、最終製品の集合組織及びフラットヘム作業写真である。
【図２】従来の方法により製造したＡＡ６０００系アルミニウム−マグネシウム−シリコン合金板材の熱間圧延後の集合組織、最終製品の集合組織及びフラットヘム作業写真である。
【図１】
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【図２】
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