(57)【要約】      （修正有）【課題】冷間プレス成形、とくに１８０°密着曲げ性に優れた高強度高成形性Ａｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系アルミニウム合金板および製造方法を提供する。【解決手段】Ｍｇ：５．０〜６．０％、Ｍｎ：０．９〜１．２％を含有し、Ｍｇ含有量とＭｎ含有量との比（Ｍｇ％／Ｍｎ％）を４．５〜６．５とし、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなる組成を有し、冷間圧延において４０〜８９％の圧下が加えられるとともに、該冷間圧延後に最終焼鈍が施されるアルミニウム合金板であって、最終焼鈍後の０．２％耐力が１７０ＭＰａ以上、破断伸びが２０％以上であることを特徴とする。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｇ：５．０〜６．０％（質量％、以下同じ）、Ｍｎ：０．９〜１．２％を含有し、Ｍｇ含有量とＭｎ含有量との比（Ｍｇ％／Ｍｎ％）を４．５〜６．５とし、さらにＣｒを０．０１％以下、Ｆｅを０．１％以下、Ｓｉを０．１％以下に制限し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなる組成を有し、冷間圧延において４０〜８９％の圧下が加えられるとともに、該冷間圧延後に最終焼鈍が施されるアルミニウム合金板であって、最終焼鈍後の０．２％耐力が１７０ＭＰａ以上、破断伸びが２０％以上であることを特徴とする高強度高成形性Ａｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系アルミニウム合金板。
【請求項２】
Ｍｇ：５．０〜６．０％、Ｍｎ：０．９〜１．２％を含有し、Ｍｇ含有量とＭｎ含有量との比（Ｍｇ％／Ｍｎ％）を４．５〜６．５とし、さらにＣｒを０．０１％以下、Ｆｅを０．１％以下、Ｓｉを０．１％以下に制限し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなる組成を有するアルミニウム合金の鋳塊を、４５０℃以上融点以下の温度で下記の式を満足する時間均質化熱処理した後、４５０〜５５０℃の温度（材料温度）で開始する熱間圧延を行い、その後圧下率４０〜８９％の冷間圧延を行い、最終焼鈍を施して軟化材とし、０．２％耐力を１７０ＭＰａ以上、破断伸びを２０％以上とすることを特徴とする高強度高成形性Ａｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系アルミニウム合金板の製造方法。
（５６０−均質化処理温度(℃)）×０．１）（ｈ）−均質化処理時間(ｈ)≦０
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度高成形性Ａｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系アルミニウム合金板、とくに、冷間プレス成形を行うことにより形状が決められる自動車のボディシートや各種筐体に用いられる高強度高成形性Ａｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系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】
伸びを向上させて冷間プレス成形性を高め、且つ材料強度を改善するために、Ｍｎを高濃度で添加したＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金が提案されており（非特許文献１参照）、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金にＭｎを高濃度で添加し、大きな圧下を加える冷間圧延を行う手法も提案されている（特許文献１参照）。
【０００３】
しかしながら、上記提案のものは、冷間プレス成形における高成形性を確実に得るためには必ずしも満足すべきものではなく、とくに１８０°密着曲げという過酷な成形条件下で割れを生じないアルミニウム合金板を得ることは困難であった。また、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金の冷間圧延において、とくにＭｇ含有量が多い場合には、圧下率を高くするとエッジクラックが生じ、歩留まりを低下させるという問題もある。
【非特許文献１】軽金属学会第９８回春期大会講演概要集２３７頁〜２３８頁、「Ａｌ−Ｍｇ−高Ｍｎ系アルミニウム合金の超塑性特性」
【特許文献１】特開２００１−９８３３８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
発明者らは、張出し加工、絞り加工、バルジ加工、曲げ加工などの冷間プレス成形時に割れが発生し難く、且つ高強度のアルミニウム合金板を得るために、従来提案のＭｎ含有Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金をベースとして、合金組成、冷間圧延の圧下率、上記の成形性との関連について、試験、検討を行った結果、Ｍｇを特定の狭い範囲に限定し、Ｍｇ含有量とＭｎ含有量との比、（Ｍｇ％／Ｍｎ％）を規制し、特定条件の均質化処理条件、熱間圧延条件を行うことにより、冷間圧延の圧下率を低くしても高強度で高成形性をそなえた板材を得ることが可能なことを見出した。
【０００５】
本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、その目的は、冷間プレス成形、とくに１８０°密着曲げ性に優れた高強度高成形性Ａｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系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にある。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
上記の目的を達成するための請求項１による高強度高成形性Ａｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系アルミニウム合金板は、Ｍｇ：５．０〜６．０％、Ｍｎ：０．９〜１．２％を含有し、Ｍｇ含有量とＭｎ含有量との比（Ｍｇ％／Ｍｎ％）を４．５〜６．５とし、さらにＣｒを０．０１％以下、Ｆｅを０．１％以下、Ｓｉを０．１％以下に制限し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなる組成を有し、冷間圧延において４０〜８９％の圧下が加えられるとともに、該冷間圧延後に最終焼鈍が施されるアルミニウム合金板であって、最終焼鈍後の０．２％耐力が１７０ＭＰａ以上、破断伸びが２０％以上であることを特徴とする。
【０００７】
請求項２による高強度高成形性Ａｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系アルミニウム合金板の製造方法は、Ｍｇ：５．０〜６．０％、Ｍｎ：０．９〜１．２％を含有し、Ｍｇ含有量とＭｎ含有量との比（Ｍｇ％／Ｍｎ％）を４．５〜６．５とし、さらにＣｒを０．０１％以下、Ｆｅを０．１％以下、Ｓｉを０．１％以下に制限し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなる組成を有するアルミニウム合金の鋳塊を、４５０℃以上融点以下の温度で（（５６０−均質化処理温度(℃)）×０．１）（ｈ）−均質化処理時間(ｈ)≦０)の式を満足する時間均質化熱処理した後、４５０〜５５０℃の温度（材料温度）で開始する熱間圧延を行い、その後圧下率４０〜８９％の冷間圧延を行い、最終焼鈍を施して軟化材とし、０．２％耐力を１７０ＭＰａ以上、破断伸びを２０％以上とすることを特徴とする。
【発明の効果】
【０００８】
本発明によれば、冷間プレス成形、とくに１８０°密着曲げ性に優れ、張出し加工、絞り加工、バルジ加工、曲げ加工などの冷間プレス成形時に割れが発生し難い高強度高成形性Ａｌ−Ｍｇ−Ｍｎ系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】
【０００９】
本発明のアルミニウム合金板の合金成分について説明すると、Ｍｇはアルミニウム合金板に強度と伸びを与えるよう機能する。Ｍｇの好ましい含有量は５．０〜６．０％であり、５．０％未満ではその効果が十分でなく、６．０％を超えると鋳塊割れが発生し易くなる。  
【００１０】
Ｍｎは、Ｍｇと共存して強度向上させるよう機能する。Ｍｎの好ましい含有量は０．９〜１．２％であり、０．９％未満では強度が不足し、１．２％を超えて含有すると、成形性とくに曲げ加工性が劣化する。
【００１１】
Ｍｇ含有量とＭｎ含有量との比（Ｍｇ％／Ｍｎ％）は４．５〜６．５とすることが望ましく、この範囲において必要な強度と伸びが得られる。４．５未満で強度が不足し、６．５超えると伸びが不足する。
【００１２】
本発明においては、Ｃｒ：０．０１％以下、Ｆｅ：０．１％以下、Ｓｉ：０．１％以下を含有しても、本発明の効果に影響を与えることはない。Ｃｒ、Ｆｅ、Ｓｉの含有量がそれぞれ上限を超えると、強度または伸びの低下が生じる。
【００１３】
Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：３００ｐｐｍ以下の1種または２種を含有させることにより、鋳塊の結晶粒を微細化することができる。Ｔｉが０．１％を超え、またＢが３００ｐｐｍを超えると、粗大な晶出物が形成される。
【００１４】
つぎに本発明のアルミニウム合金板の製造について説明すると、まず、上記の組成を有するアルミニウム合金を常法に従って溶解、鋳造し、得られた鋳塊を、以下の条件で均質化熱処理した後、熱間圧延を行う。この均質化熱処理と熱間圧延の組み合わせにより、合金成分の適切な析出が得られ、最終板の強度と伸びが向上する。
【００１５】
均質化処理：鋳塊を、４５０℃以上融点以下の温度に、（（５６０―均質化処理温度(℃)）×０．１−均質化処理時間(ｈ)≦０）の式を満足する時間保持する。例えば、５００℃の温度に８時間（ｈ）（（５６０−５００）×０．１−８＝−２＜０）保持する。均質化熱処理温度が４５０℃未満、または均質化熱処理時間が上記の式を満足しない場合は、伸びが不足する。
【００１６】
熱間圧延：４５０〜５５０℃の温度で熱間圧延を開始する。熱間圧延の開始温度が４５０℃未満では伸びが不足し、５５０℃超えると強度が不足する。熱間圧延の終了温度は、本発明のアルミニウム合金板の特性を害しないためには、３５０℃程度が好ましい。
【００１７】
その後行う冷間圧延は、４０〜８９％の圧下率で行うことができ、この圧下率によっても、冷間圧延時のエッジクラックを防止しながら、最終焼鈍後、１７０ＭＰａ以上の０．２％耐力及び２０％以上の破断伸びを得ることができる。２０％以上の破断伸びを維持したうえで、さらに高強度を得るためには、冷間圧延の圧下率は５０％以上が望ましい。
【００１８】
最終焼鈍処理は常法に従って行われる。例えば、ソルトバスを用いて、４００℃で６０秒（ｓ）処理し、最終焼鈍により、１７０ＭＰａ以上の０．２％耐力、２０％以上の伸びを得る。０．２％耐力が１７０ＭＰａ未満では構造体にした際の剛性が不足し、伸びが２０％未満では高成形時に割れ発生し易くなる。
【実施例】
【００１９】
以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明し、その効果を実証する。なお、これらの実施例は本発明の一実施態様を示すものであり、本発明はこれらに限定されない。
【００２０】
実施例１、比較例１
表１に示す組成を有するアルミニウム合金を常法に従って溶解、鋳造し、得られた鋳塊を、５００℃で８時間（ｈ）均質化熱処理した後、５００℃の温度で開始する熱間圧延を行って、厚さ４ｍｍの板材とし、ついで圧下率７５％の冷間圧延を行って、厚さ１ｍｍとした後、ソルトバス中において、４００℃で６０秒（ｓ）の最終焼鈍処理を行い、軟化材（Ｏ調質材）とした。なお、表１において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
【００２１】
得られたＯ調質材を試験材として、以下の方法により、機械的性質、曲げ成形性を評価した。結果を表２に示す。
【００２２】
機械的性質の評価：ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して、ＪＩＳ５号試験片により機械的性質（引張強さ、０．２％耐力、破断伸び）を測定した。
曲げ成形性の評価：ＪＩＳ  Ｚ  ２２４８に準拠して、１８０°密着曲げ  試験を行い、試験材の外観観察を実施して、割れを生じなかったものを合格（○）、割れを生じたものを不合格（×）とした。
【００２３】
【表１】
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【００２４】
【表２】
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【００２５】
表２にみられるように、本発明に従う試験材１〜７はいずれも、１７０ＭＰａ以上の０．２％耐力、２０％以上の破断伸びを示し、１８０°曲げ成形性は良好であった。
【００２６】
これに対して、試験材８はＭｎ量が多いため曲げ成形性が劣り、試験材９はＭｇ量が少ないため、また、試験材１０はＭｎ量が少ないため、いずれも強度が劣る。試験材１１は（Ｍｇ／Ｍｎ）比が大きいため破断伸びが小さく、曲げ成形性が劣り、試験材１２は（Ｍｇ／Ｍｎ）比が小さいため強度が低い。
【００２７】
試験材１３、１４はＣｒ量が多いため、破断伸びが小さなって曲げ成形性が劣り、試験材１５はＳｉ量が多く、また、試験材１６はＦｅ量が多いため、破断伸びが小さくなって曲げ成形性が劣る。
【００２８】
実施例２、比較例２
実施例１の合金Ｅ１の組成を有する鋳塊を使用し、この鋳塊を、表３に示す条件で均質化熱処理し、以下、実施例１と同じ工程で熱間圧延、冷間圧延、最終焼鈍処理を行い、厚さ１ｍｍのＯ調質材を得た。これを試験材として、実施例１と同じ方法により、機械的性質、曲げ成形性を評価した。結果を表４に示す。なお、表３において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
【００２９】
【表３】
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【００３０】
【表４】
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【００３１】
表４に示すように、本発明に従う試験材１７〜１９はいずれも、１７０ＭＰａ以上の０．２％耐力、２０％以上の破断伸びを示し、１８０°曲げ成形性は良好であった。
【００３２】
これに対して、試験材２０は均質化熱処理温度が低いため、また、試験材２１、２２は均質化熱処理時間が式を満足しないため、いずれも破断伸びが小さくなって曲げ成形性が劣る。
【００３３】
実施例３、比較例３
実施例１の合金Ｅ１の組成を有する鋳塊を使用し、この鋳塊を、実施例１と同じ条件で均質化熱処理した後、表５に示す条件で熱間圧延を行い、以下、実施例１と同じ工程で冷間圧延、最終焼鈍処理を行い、厚さ１ｍｍのＯ調質材を得た。これを試験材として、実施例１と同じ方法により、機械的性質、曲げ成形性を評価した。結果を表６に示す。なお、表５において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
【００３４】
【表５】
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【００３５】
【表６】
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【００３６】
表６に示すように、本発明に従う試験材２３〜２５はいずれも、１７０ＭＰａ以上の０．２％耐力、２０％以上の破断伸びを示し、１８０°曲げ成形性は良好であった。
【００３７】
これに対して、試験材２６は熱間圧延の開始温度が低いため、破断伸びが小さくなって曲げ成形性が劣り、試験材２７は熱間圧延の開始温度が高いため強度が劣っている。
【００３８】
実施例４、比較例４
実施例１の合金Ｅ１の組成を有する鋳塊を使用し、この鋳塊を、実施例１と同じ条件で均質化熱処理、熱間圧延を行い、つぎに、表７に示す条件で冷間圧延を行った後、実施例１と同じく、ソルトバス中において、４００℃で６０秒（ｓ）の最終焼鈍処理を行い、厚さ１ｍｍのＯ調質材を得た。これを試験材として、実施例１と同じ方法により、機械的性質、曲げ成形性を評価した。結果を表８に示す。なお、表７において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
【００３９】
【表７】
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【００４０】
【表８】
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【００４１】
表８に示すように、本発明に従う試験材２８〜３３はいずれも、１７０ＭＰａ以上の０．２％耐力、２０％以上の破断伸びを示し、１８０°曲げ成形性は良好であった。
【００４２】
これに対して、試験材３４は冷間圧延の圧下率が小さいため強度が劣り、試験材３５は冷間圧延の圧下率が大きいため、破断伸びが小さくなって曲げ成形性が劣っている。