(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｓｉ：０．４乃至０．８質量％、Ｍｇ：０．４乃至０．８質量％、Ｆｅ：０．３質量％以下、Ｍｎ：０．３質量％以下を含有し、残部が不可避的不純物及びＡｌからなる組成を有し、溶体化処理されたアルミニウム合金部材であって、圧延方向と平行な板厚方向断面における結晶粒の板厚方向の粒径を［ｒt］とし、前記結晶粒の前記圧延方向の粒径を［ｒl］とするとき、［ｒt］の平均値が１００μｍ以下であると共に、前記［ｒl］と前記［ｒt］との比［ｒl］／［ｒt］の平均値が２以上であり、プレス成形時にネッキング及び割れが発生せず、人工時効処理により耐力が２３０ＭＰａ以上としたものであることを特徴とする圧壊性に優れたアルミニウム合金部材。
【請求項２】
Ｓｉ：０．４乃至０．８質量％、Ｍｇ：０．４乃至０．８質量％、Ｆｅ：０．３質量％以下、Ｍｎ：０．３質量％以下を含有し、残部が不可避的不純物及びＡｌからなる組成を有するＡｌ合金を溶解鋳造後、均質化処理し、更に熱間圧延し、溶体化処理して、冷間圧延することなく、圧延方向と平行な板厚方向断面における結晶粒の板厚方向の粒径を［ｒt］とし、前記結晶粒の前記圧延方向の粒径を［ｒl］とするとき、［ｒt］の平均値が１００μｍ以下であると共に、前記［ｒl］と前記［ｒt］との比［ｒl］／［ｒt］の平均値が２以上であるアルミニウム合金板を得、このアルミニウム合金板を所定の形状にプレス成形した後、人工時効処理を施すことによって耐力が２３０ＭＰａ以上である部材を製造することを特徴とする圧壊性に優れたアルミニウム合金部材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は自動車のサイドメンバー等に使用される圧壊性に優れたアルミニウム合金部材及びそれを使用した部材の製造方法に関し、特に、成形性が優れ、且つ強度が高く、衝突等により衝撃が加わったときに破断せずに変形しやすい圧壊性に優れたアルミニウム合金部材及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近時、自動車の骨格部材及び外板パネル材には、軽量化の要求により鋼材に替わってアルミニウム合金材の使用が検討されつつある。
【０００３】
アルミニウム合金材の中でも、耐食性及び成形性のいずれについても、比較的良好なＪＩＳ  ６０００系アルミニウム合金が注目されており、この６０００系アルミニウム合金の押出し型材を使用したフレーム構造が検討されている。また、６０００系アルミニウム合金からなる板材が自動車の外板パネルに採用されつつある。
【０００４】
しかし、自動車の外観の多様化及び居住スペースの増加の要求等から、自動車の制約された空間内に部材を配置しなければならなくなっている。その反面、安全面での基準も厳しくなっており、従来以上に衝突時の衝撃を吸収するように部材には圧壊性の向上も求められている。
【０００５】
従って、狭いスペースに高い圧壊性を有する部材を配置しなければならなくなってきており、複雑な形状に加工することができ、且つ高い強度を有し、更に圧壊性にも優れた自動車用部材が必要とされている。
【０００６】
自動車用部材として使用されている６０００系アルミニウム合金材としては、例えば、自動車のパネル材として使用されるアルミニウム合金板材が特開昭６２−２７８２４５号公報に開示されている。また、自動車のフレームに使用される押出し材が特開平６−２５７８３号公報及び特開平９−２５６０９６号公報に開示されている。
【０００７】
また、Ｍｇ及びＳｉを含むアルミニウム合金の凝固速度を制御して晶出物の形状を制御し、耐衝撃性を高めたアルミニウム合金板が特開平９−２６３８６９号公報に開示されている。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、上述の特開平６−２５７８３号公報及び特開平９−２５６０９６号公報に開示されている押出し材は衝撃吸収性が優れているものの、押出し材は形状の制約があり、押出した後、更に複雑な形状の部材に加工することが困難であるという問題点がある。
【０００９】
一方、特開昭６２−２７８２４５号公報に開示されているパネル材に使用されるアルミニウム合金板材を使用して成形した自動車部材では、圧壊性が十分ではないという問題点がある。このように、自動車部材として、適性なアルミニウム合金材はこれまで存在しなかった。
【００１０】
また、特開平９−２６３８６９号公報に開示されているアルミニウム合金板は、熱間圧延加工後に冷間加工を施すものであり、結晶粒は等軸粒になっている。従って、衝撃時にアルミニウム合金板にかかる荷重をうまく分散することができないため、充分な圧壊性が得られないという問題点がある。
【００１１】
本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、複雑な形状に加工することができ、圧壊性が優れていると共に、高い強度を有する圧壊性に優れたアルミニウム合金板及びそれを使用した部材の製造方法を提供することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本願発明に係る圧壊性に優れたアルミニウム合金部材は、Ｓｉ：０．４乃至０．８質量％、Ｍｇ：０．４乃至０．８質量％、Ｆｅ：０．３質量％以下、Ｍｎ：０．３質量％以下を含有し、残部が不可避的不純物及びＡｌからなる組成を有し、溶体化処理されたアルミニウム合金部材であって、圧延方向と平行な板厚方向断面における結晶粒の板厚方向の粒径を［ｒt］とし、前記結晶粒の前記圧延方向の粒径を［ｒl］とするとき、［ｒt］の平均値が１００μｍ以下であると共に、前記［ｒl］と前記［ｒt］との比［ｒl］／［ｒt］の平均値が２以上であり、プレス成形時にネッキング及び割れが発生せず、人工時効処理により耐力が２３０ＭＰａ以上としたものであることを特徴とする。
【００１３】
本願発明に係る圧壊性に優れたアルミニウム合金部材の製造方法は、Ｓｉ：０．４乃至０．８質量％、Ｍｇ：０．４乃至０．８質量％、Ｆｅ：０．３質量％以下、Ｍｎ：０．３質量％以下を含有し、残部が不可避的不純物及びＡｌからなる組成を有するＡｌ合金を溶解鋳造後、均質化処理し、更に熱間圧延し、溶体化処理して、冷間圧延することなく、圧延方向と平行な板厚方向断面における結晶粒の板厚方向の粒径を［ｒt］とし、前記結晶粒の前記圧延方向の粒径を［ｒl］とするとき、［ｒt］の平均値が１００μｍ以下であると共に、前記［ｒl］と前記［ｒt］との比［ｒl］／［ｒt］の平均値が２以上であるアルミニウム合金板を得、このアルミニウム合金板を所定の形状にプレス成形した後、人工時効処理を施すことによって耐力が２３０ＭＰａ以上である部材を製造することを特徴とする。
【００１５】
本発明においては、アルミニウム合金の組成及び結晶粒の形態を適切に制御することにより、前述の本発明の課題を解決したものである。
【００１６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。本発明においては、特許請求の範囲の組成と結晶粒の形態を有するアルミニウム合金板を、自動車用骨格部材のような所定の形状にプレス成形し、その後、人工時効処理して耐力が２３０ＭＰａ以上である部材を製造する。これにより、プレス成形時は耐力が低くて成形しやすく、プレス成形後に人工時効処理を施して耐力を向上させることにより所定の強度を得ることができる。また、本発明においては、結晶粒の形態はプレス成形が人工時効処理前ではなく、その後に所定の範囲に入ればよい。
【００１７】
以下、上述の本発明の圧壊性に優れたアルミニウム合金板の組成及び結晶粒形態の限定理由並びに本発明の圧壊性に優れたアルミニウム合金部材の製造方法における数値限定理由について詳細に説明する。
【００１８】
Ｓｉ：０．４乃至０．８質量％
Ｓｉは時効処理時にＭｇと共に、Ｍｇ2Ｓｉ等の化合物相を形成し、この化合物相が析出して強度を高める。しかし、Ｍｇ2Ｓｉ等の化合物相及びＳｉ相は鋳造時及び溶体化焼入れ処理時に、粗大な粒子として晶出又は析出して微小な破壊の起点として働くため、圧壊性を大きく低下させる。
【００１９】
また、この晶出及び析出状態はＳｉの含有量に依存する。Ｓｉの含有量が０．４質量％未満では十分な強度を得ることができない。一方、Ｓｉの含有量が０．８質量％を超えると、鋳造時及び焼入れ処理時に粗大粒子として晶出又は析出し、圧壊性が著しく低下する。従って、Ｓｉの含有量は０．４乃至０．８質量％とする。
【００２０】
Ｍｇ：０．４乃至０．８質量％
Ｍｇは時効処理時にＳｉと共に、Ｍｇ2Ｓｉ等の化合物相を形成し、この化合物相が析出して強度を高める。しかし、Ｍｇ2Ｓｉ等の化合物相は鋳造時及び溶体化焼入れ処理時に、粗大な粒子として晶出又は析出して微小な破壊の起点として働くため、圧壊性を大きく低下させる。
【００２１】
また、この晶出状態又は析出状態はＭｇの含有量に依存する。Ｍｇの含有量が０．４質量％未満では、十分な強度を得ることができない。一方、Ｍｇの含有量が０．８質量％を超えると、鋳造時及び焼入れ処理時に粗大粒として晶出又は析出し、圧壊性が著しく低下する。従って、Ｍｇの含有量は０．４乃至０．８質量％とする。
【００２２】
Ｆｅ：０．３質量％以下、Ｍｎ：０．３質量％以下
Ｆｅ及びＭｎは均質化熱処理時に分散粒子を形成し、結晶粒を微細且つ伸長粒化させ、これにより圧壊性の向上に寄与する。しかし、Ｆｅ及びＭｎが過剰に添加されると粗大な化合物相を形成し、この化合物相が微小な破壊の起点として働くため、成形性を低下させると共に、圧壊性も低下させる。従って、Ｆｅの含有量を０．３質量％以下とし、Ｍｎの含有量を０．３質量％以下とする。
【００２３】
圧延方向と平行な板厚方向断面における結晶粒の板厚方向の粒径を［ｒt］とし、結晶粒の圧延方向の粒径を［ｒl］とするとき、［ｒt］の平均値が１００μｍ以下
図１は本発明の結晶粒組織の位置を示す模式図である。図１に示すように、アルミニウム合金板１の圧延方向Ｌと平行な板厚方向断面をＡとする。この断面Ａにおいて、１つの結晶粒ｇの板厚方向ｔにおける結晶粒径を［ｒt］とし、圧延方向Ｌにおける結晶粒径を［ｒl］とする。ＪＩＳ  ６０００系アルミニウム合金（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金）においては、人工時効処理を加えた場合に、結晶粒界に粗大に析出した粒界析出物及び結晶粒界に沿って形成された無析出物帯（以下、ＰＦＺ：Precipitation  Free  Zoneという）が微小な破壊の起点及び破壊の伝播を助長する点として働くため、粒界に沿って破壊が進展しやすい。従って、これらの粒界析出及びＰＦＺの状態と共に、結晶粒形態も圧壊性に大きく影響する。即ち、板厚方向ｔにおける結晶粒径［ｒt］が１００μｍを超える粗大な結晶粒が存在する場合には、この粒界に沿って板厚方向ｔに破壊が進展しやすくなり、圧壊性が低下する。従って、圧延方向と平行な板厚方向断面における［ｒt］の平均値は１００μｍ以下とする。
【００２４】
［ｒl］／［ｒt］の平均値：２以上
圧延方向と平行な方向の断面における［ｒl］／［ｒt］の平均値は大きい方が望ましい。しかし、［ｒl］／［ｒt］の平均値が２以上であれば良好な圧壊性を具備させることができる。従って、［ｒl］／［ｒt］の平均値を２以上とする。なお、本発明の結晶粒組織は、圧延及び溶体化処理後に生じたものであり、押出し材で生じるような繊維状組織とは異なる。
【００２５】
人工時効処理後の耐力が２３０ＭＰａ以上
形状が複雑な部材を成形するためには、プレス成形する前において耐力が低い方が好ましい。一方、自動車骨格部材等として使用する部材としては、所定の強度が必要なため、プレス成形後に人工時効処理を施し、耐力を２３０ＭＰａ以上とする。
【００２６】
なお、人工時効処理の条件は結晶粒径及び耐力が本発明の範囲を満たすような条件であれば、特に、制限されるものではなく、当業者が適宜選択することができ、１８０℃乃至２３０℃の温度範囲で１乃至１０時間処理することが好ましい。
【００２７】
【実施例】
以下、本発明の圧壊性に優れたアルミニウム合金板及び本発明方法により製造した圧壊性に優れたアルミニウム合金部材の実施例について、その特性を比較例と比較して具体的に説明する。
【００２８】
先ず、下記表１に示す化学組成を有するアルミニウム合金を溶解鋳造した後、５４０℃の温度で４時間の条件で均質化処理を施し、そのまま引き続いて終了温度が２６０℃乃至３２０℃で、圧延上がりの板厚が２．５ｍｍとなるように熱間圧延を行ない、更に、１００℃／分以上の加熱速度で加熱し、５２０乃至５５０℃の温度で４秒以内保持した後、１００℃／分以上の冷却速度で常温まで冷却し溶体化焼入れした。なお、本発明の結晶粒の形態とするためには、熱間圧延の条件（熱間加工の加工率又は終了温度等）を適宜選択すればよく、例えば熱間圧延の圧延率が９５％を超える場合には、熱間圧延終了温度を２６０乃至３５０℃とすればよい。また、比較例No.１０及び１１は熱間圧延した後、上述の溶体化焼入れ処理を施し、更に、熱処理し、圧延率５０％の冷間圧延を施し、厚さが２．５ｍｍのアルミニウム合金板とした。比較例No.１４は熱間圧延終了温度を３８０℃として圧延を行なった。比較例No.１５は５００℃未満の温度で均質化処理を行なった。
【００２９】
このアルミニウム合金板について、結晶組織を観察し、圧壊性及び耐力を調べた。更に、自動車骨格部材として通常要求される溶接性について調べた。
【００３０】
結晶粒組織は、図１に示すように、製造したアルミニウム合金板１の圧延方向Ｌと平行な板厚方向断面Ａに電解エッチングを施した後、光学顕微鏡を使用して、５０倍の倍率で板厚×０．１ｍｍの範囲を１０視野観察し、この断面Ａの板厚方向ｔにおける［ｒt］の平均値を測定した。更に、この断面Ａの圧延方向Ｌにおける結晶粒径と板厚方向ｔにおける結晶粒径との比［ｒl］／［ｒt］の平均値を測定した。このアルミニウム合金板の結晶粒径［ｒt］及び結晶粒径比［ｒl］／［ｒt］を表２に示す。
【００３１】
プレス成形性については、直径が２２０ｍｍの上述の人工時効処理を施す前のアルミニウム合金板（ブランク）を使用し、直径が１００ｍｍでパンチ角半径が１０ｍｍの円筒ポンチにより絞り高さを２２ｍｍとして成形試験を行い、プレス成形性を評価した。プレス成形性の評価については、成形可能であったものを○、ネッキング又は割れが発生したものを×とした。
【００３２】
圧壊性とは、自動車の衝突等の衝撃的な荷重が加わったときに、部材に割れが生じることなく変形する特性であり、圧壊性が良好な部材は割れが生じることなく蛇腹状に変形することである。即ち、部材がほぼ１８０°に折りたたんだような形態に変形することである。従って、静的な１８０°曲げ試験により圧壊性の評価が可能である。
【００３３】
本実施例では、曲げ半径が２ｍｍの１８０°曲げ試験を行ない、圧壊性を評価した。圧壊性の評価については、割れが生じなかったものを○とし、破断したものを×とした。
【００３４】
耐力については、ＪＩＳ  Ｚ２２４１に基づいて引張試験を行い、０．２％耐力を求め、これを耐力とした。なお、圧壊性の評価及び引張試験を行う前に試験片に１９０℃の温度で２時間の条件で熱処理を施した。
【００３５】
溶接性については、各供試材毎に溶接電流が１８０Ａ、溶接電圧が２３Ｖ、溶接速度が８５ｃｍ／分の条件で突き合わせ溶接を行ない、その後溶接部断面の光学顕微鏡観察を行ないミクロ割れの有無を調べ、これを評価した。溶接性の評価については、ミクロ割れのない良好な継手が得られたものを○とし、ミクロ割れが発生したものを×とした。これらの結果を表３に示す。
【００３６】
【表１】
0004274674.tif 000002
【００３７】
【表２】
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【００３８】
【表３】
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【００３９】
上記表３に示すように、本発明の範囲にある実施例No.１乃至５は、成形試験、１８０°曲げ試験、０．２％耐力及び溶接性がいずれも良好な結果であり、優れたプレス成形性、圧壊性、強度及び溶接性を得ることができた。
【００４０】
一方、比較例No.６はＳｉの含有量が本発明の上限値を超えているため、１８０°曲げ試験で割れが生じ、圧壊性が劣った。また、溶接性が劣った。
【００４１】
比較例No.７はＳｉの含有量が本発明の下限値未満であるため、０．２％耐力が低く強度が不十分であった。また、［ｒt］の平均値が本発明の上限値を超えているため、１８０°曲げ試験で割れが生じ、圧壊性が劣った。更に、［ｒl］／［ｒt］の平均値が本発明の下限値未満であるため、圧壊性が劣った。更にまた、溶接性が劣った。
【００４２】
比較例No.８はＭｇの含有量が本発明の下限値未満であるため、０．２％耐力が低く強度が不十分であった。また、プレス成形性も劣った。
【００４３】
比較例No.９はＭｎの含有量が本発明の上限値を超えているため、プレス成形性が劣った。
【００４４】
比較例No.１０はアルミニウム合金板の組成及び［ｒt］の平均値は本発明の範囲内にあるが、［ｒl］／［ｒt］の平均値が本発明の下限値未満であるため、１８０°曲げ試験で割れが生じ、圧壊性が劣った。
【００４５】
比較例No.１１はアルミニウム合金板の組成及び［ｒt］の平均値は本発明の範囲内にあるが、［ｒl］／［ｒt］の平均値が本発明の下限値未満であるため、１８０°曲げ試験で割れが生じ、圧壊性が劣った。
【００４６】
比較例No.１２はＭｇの含有量が本発明の上限値を超えているので、１８０°曲げ試験で割れが生じ、圧壊性が劣った。また、プレス成形性も劣った。
【００４７】
比較例No.１３はＦｅの含有量が本発明の上限値を超えているので、１８０°曲げ試験で割れが生じ、圧壊性が劣った。また、０．２％耐力が低く強度が不十分であり、プレス成形性も劣った。
【００４８】
比較例No.１４は［ｒt］の平均値が本発明の上限値を超え、［ｒl］／［ｒt］の平均値が本発明の下限値未満であるため、１８０°曲げ試験で割れが生じ、圧壊性が劣った。
【００４９】
比較例No.１５は０．２％耐力が低く強度が不十分であり、プレス成形性が劣った。
【００５０】
【発明の効果】
以上詳述したように本発明においては、合金組成及び結晶粒の形態を適正に制御することにより、自動車骨格部材に好適な優れたプレス成形性及び強度を有し、特に、圧壊性が優れたアルミニウム合金板を得ることができる。また、このアルミニウム合金板を使用することにより、従来にない高い強度を有し、圧壊性が優れた自動車骨格部材を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の結晶粒組織の位置を示す模式図である。
【符号の説明】
１；アルミニウム合金板
Ａ；断面
Ｌ；圧延方向
ｇ；結晶粒
ｔ；板厚方向
【図１】
0004274674.tif 000005