(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
合金成分として、
Ｍｇ：０．１〜２．０％（重量％の意味：以下同じ）、
Ｓｉ：０．１〜２．０％、
Ｆｅ：０．３％超、１．５％以下を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物であるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金からなるＡｌ合金板であって、
最大粒径が５μｍ以上１０μｍ未満のＦｅ系化合物が４５０個／ｍｍ2以下であり、
最大粒径が１０μｍ以上のＦｅ系晶出物が５０個／ｍｍ2以下であることを特徴とするプレス成形性に優れたＡｌ合金板。
【請求項２】
前記Ａｌ合金板が、Ａｌスクラップ材を原料として用いてなるものである請求項１に記載のＡｌ合金板。
【請求項３】
合金成分として、更に
Ｍｎ：０．６％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：０．３％以下（０％を含まない）、
Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない）、
Ｖ ：０．３％以下（０％を含まない）、
Ｔｉ：０．３％以下（０％を含まない）
よりなる群から選択される１種以上を合計で０．０１〜１．５％含有する請求項１または２に記載のＡｌ合金板。
【請求項４】
合金成分として、更に
Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）、
Ａｇ：０．２％以下（０％を含まない）、
Ｚｎ：１．０％以下（０％を含まない）、
よりなる群から選択される１種以上を合計で０．０１〜１．５％含有する請求項１〜３のいずれかに記載のＡｌ合金板。
【請求項５】
合金成分として、更に
Ｓｎ：０．２％以下（０％を含まない）
を含有する請求項１〜４のいずれかに記載のＡｌ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、プレス成形に優れたＡｌ合金板に関するものであり、詳細には高強度であると共に、優れたプレス成形性が要求される自動車パネル等に好適なＡｌ合金板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来自動車パネル材としては、冷間圧延鋼板が使用されてきたが、最近では、排ガス低減や燃費削減を目的とする車体軽量化の要求が高まるにつれてＡｌ合金板が用いられることが多くなっている。特に自動車パネル材は、プレスや曲げ等の成形加工の後、必ず焼付塗装処理が行われているので、塗装処理時の加熱によって硬化して強度が向上するタイプのＡｌ合金材が望ましく、６００９合金や６０１０合金等のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金が採用されている。
【０００３】
但し、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金はプレス成形性が十分ではなく、ドアやルーフ等のより複雑なパネル材への適用は期待されるほど進んでいなかった。
【０００４】
そこで特開平９−３１６１６号公報には、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系鋼板の成形性を向上させる手段として、最大径０．５μｍ以下の晶析出物による結晶粒界面に対する被覆率を５％以下とし、且つ０．２μｍ以上の晶析出物が２０個／１００μｍ2 とすることにより成形性を高める技術が開示されている。但し、この技術により得られるＡｌ合金板は成形割れ限界高さ（ＬＤＨ）ではある程度満足できる成形性が得られるものの、ランクフォード値（ｒ値）は０．７程度と低く、その改善が要望されていた。
【０００５】
また、今後、資源の有効利用の観点からＡｌ材のリサイクルが望まれており、不純物元素の比較的多いスクラップ材を原料とすることも望まれている。但し、不純物元素が多い場合には、粗大な晶析出物が多くなり易く、成形性に悪影響を与える傾向にある。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記事情に着目してなされたものであって、プレス成形性に優れたＡｌ合金板の提供を目的とするものであり、更にはＡｌスクラップ材を原料とした比較的不純物の多いＡｌ合金であって良好な成形性を発揮するＡｌ合金板を提供しようとするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決した本発明のプレス成形性に優れたＡｌ合金板とは、Ｆｅを０．１重量％以上含有するＡｌ合金板であって、最大粒径が５μｍ以上１０μｍ未満のＦｅ系化合物が４５０個／ｍｍ2 以下であり、最大粒径が１０μｍ以上のＦｅ系晶出物が５０個／ｍｍ2 以下であることを要旨とするものである。
【０００８】
尚、本発明のＡｌ合金板はＡｌスクラップ材を原料としても製造することができ、この場合も最大粒径が５μｍ以上１０μｍ未満のＦｅ系化合物を４５０個／ｍｍ2 以下とし、最大粒径が１０μｍ以上のＦｅ系晶出物を５０個／ｍｍ2 以下とすることにより優れたプレス成形性が得られる。
【０００９】
本発明に好適なＡｌ合金としては、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金が挙げられ、合金成分として、Ｍｇ：０．１〜２．０％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｆｅ：０．１〜１．５％を含有することが望ましい。
【００１０】
合金成分として、更にＭｎ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を合計で０．０１〜１．５％含有させれば、成形性を高めることができ望ましい。
【００１１】
またＣｕ：１．０％以下（０％を含まない）、Ａｇ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｚｎ：１．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を合計で０．０１〜１．５％含有させるか、Ｓｎを０．２％以下（０％を含まない）含有させれば焼付塗装時の時効硬化速度を高めることができ望ましい。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の成形性改善について研究を重ねており、近年では、Ａｌスクラップ材を原料として採用することを前提とした技術開発が望まれており、鋭意実験を重ねてきた。その結果、従来の技術では例えば最大径０．２μｍ以上の全ての成分組成の晶析出物を可及的に少なく制御することで成形性の向上が図られているが、晶析出物で成形性に非常に大きな悪影響を与えるのは最大粒径で５μｍ以上のＦｅ系化合物（Ｆｅ系晶析出物）であり、このＦｅ系化合物の大きさと密度を制御することで著しく成形性が改善され、さらにはＡｌスクラップ材を原料とし、比較的多量（例えば０．３％超）のＦｅを含むＡｌ合金であっても、その最大粒径が５μｍ以上のＦｅ系化合物の密度を制御すれば良好な成形性が得られることを見出し、本発明に想到した。
【００１３】
具体的には最大粒径が５μｍ以上１０μｍ未満のＦｅ系化合物を４５０個／ｍｍ2 以下とし、最大粒径が１０μｍ以上のＦｅ系晶出物を５０個／ｍｍ2 以下とすることで成形割れ限界高さが高く、しかも０．８以上のｒ値を示す優れたプレス成形性のＡｌ合金板を得ることができる。
【００１４】
本発明に係るＡｌ合金板は、Ｆｅを０．１％以上含有するＡｌ合金板であれば１０００系Ａｌ（純Ａｌ），２０００系合金（Ａｌ−Ｃｕ系），３０００系合金（Ａｌ−Ｍｎ系），４０００系合金（Ａｌ−Ｓｉ系），５０００系合金（Ａｌ−Ｍｇ系），６０００系合金（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系），７０００系合金（Ａｌ−Ｚｎ系），８０００系合金（上記以外の合金系）のいずれのＡｌまたはＡｌ合金であっても、効果を発揮する。尚、自動車用には５０００系合金（Ａｌ−Ｍｇ系），６０００系合金（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系）のＡｌ合金板の特性が適しており、以下の説明では、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金の成分組成を代表的に取り上げて、その好ましい数値範囲を説明する。
【００１５】
Ｍｇ：０．１〜２．０％
Ｓｉ：０．１〜２．０％
Ｍｇは強度および延性の向上にも寄与する固溶強化元素である。ＭｇとＳｉは、Ｇ．Ｐ．ゾーンと称されるＭｇ2 Ｓｉ組成の集合体（クラスター）又は中間相を形成し、ベーキング処理（焼付塗装）による高強度化に寄与する元素であり、Ｍｇ及びＳｉ共に、０．１％以上必要であり、０．４％以上であると望ましい。但し、多過ぎるとベーキング処理時にかえって強度が劣化するので、Ｍｇ及びＳｉ共に、２．０％以下とすべきであり、１．５％以下であると望ましい。
【００１６】
Ｆｅ：０．１〜１．５％
本発明においては、資源の有効利用や低コスト化の観点から、Ａｌスクラップ材を原料として板材を製造してもよく、この場合Ｆｅは不可避的に多量に含まれる。Ｆｅは、Ｆｅ系晶出物［α-AlFeSi,β-AlFeSi, Al6Fe, Al6(Fe,Mn), Al12(Fe,Mn)3Cu12, Al7Cu2Fe等］を形成し、結晶粒の微細化効果を有する元素であり、少な過ぎると、結晶粒微細化効果が得られないと共に、成形性が劣化するので、０．１％以上とすることが必要であり、０．３％より多ければ望ましい。一方、多過ぎても、粗大な晶出物が形成され、これが破壊の起点となって成形性が著しく劣化するので、１．５％以下とすることが必要であり、１．０％以下であると望ましい。尚、本発明によれば、Ａｌスクラップ材を原料として、Ｆｅ含有量が０．３％を超えているＡｌ合金板や０．６％を超えているＡｌ合金板においても優れたプレス成形性が得られる。
【００１７】
Ｍｎ：１．０％以下（０％を含まない）
Ｃｒ：０．３％以下（０％を含まない）
Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない）
Ｖ  ：０．３％以下（０％を含まない）
Ｔｉ：０．３％以下（０％を含まない）
これらの元素は、Ａｌ合金板を連鋳法で製造する場合に、結晶粒を微細化する効果を有する。従ってこれらの元素１種以上を添加すれば、粒界破壊を起こしにくくすることができ、より成形性を高めることができる。しかし、上限値を超えて各元素を含有させると、Ａｌとこれらの元素との間で粗大な化合物が生成し破壊の起点となり却って成形性を悪化させるため、上記上限値以下の添加とすることが望ましい。より望ましい添加量は、Ｍｎが０．６％以下、Ｃｒが０．２％以下、Ｚｒが０．２％以下、Ｖが０．２％以下、Ｔｉが０．０５％以下である。尚、これらの元素は合計量では０．０１％以上１．５％以下とすることが望ましい。
【００１８】
Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）
Ａｇ：０．２％以下（０％を含まない）
Ｚｎ：１．０％以下（０％を含まない）
ベーキング時の時効硬化速度を向上させる元素であり、上限値を超えると、粗大な化合物を形成して成形性が劣化するので、上記上限値以下の添加とすることが望ましい。尚、Ｃｕを添加すると、耐食性の向上効果も期待できる。より望ましい添加量は、Ｃｕが０．６％以下、Ａｇが０．１％以下、Ｚｎが０．６％以下である。また、これらの元素は合計量では０．０１％以上１．５％以下とすることが望ましい。
【００１９】
Ｓｎ：０．２％以下（０％を含まない）
Ｓｎは、ベーキング前の室温時効を抑制し、ベーキング時の時効を促進する元素であり、多過ぎると粗大な化合物を形成して成形性が劣化するので０．２％以下とすることが望ましく、０．１％以下であるとより望ましい。
【００２０】
次に製造方法について述べる。最大粒径５μｍ以上のＦｅ系化合物の密度を制御する上で、鋳造時の凝固速度と、冷延率は非常に重要な要素である。
【００２１】
鋳造時の凝固速度は高い程、鋳塊での晶出物を微細にし、成形性向上に寄与するので、１２℃／ｓ以上にすることが望ましく、２０℃／ｓ以上であればより望ましい。具体的な鋳造方法としては、薄板連続鋳造法（連鋳・直送圧延法；例えばベルトキャスタ法）が挙げられる。尚、薄板連続鋳造法は、従来法（ＤＣ法）の鋳塊製造後の長時間の均質化処理が省略でき製造コストが削減されるというメリットもある。また、ＤＣ鋳造の場合には、凝固速度が小さいのでＦｅ化合物の大きさ及び密度を本発明範囲内に制御することは非常に困難である。或いは、鋳造に双ロール法を採用すれば１００℃／ｓ以上の凝固速度を実現でき、より望ましい。
【００２２】
冷間圧延時の圧下率（冷延率）は高い程、冷延後の晶出物を微細にし、成形性向上に寄与すると共に、ｒ値の向上にも効果的であるので７０％以上とすることが望ましく、８５％以上とすることがより望ましい。
【００２３】
本発明では、連続鋳造によって移動帯板を得た後直ちに熱間圧延を行うことが好ましいが、連続鋳造後、少なくともＡｌ鋳片の温度を熱間圧延可能な温度に保持もしくは調整してから熱間圧延を行ってもよい。連続鋳造後、直ちに熱間圧延工程を行って所望の厚みの板を製造する連鋳・直送圧延法は、連鋳後に一旦巻き取り、冷却してから再び加熱して熱間圧延を行う方法に比べて、熱ロスが少なく省エネにつながり、且つ生産性を高める上でも効果的である。
【００２４】
連続鋳造後の熱間圧延の開始温度は４５０〜５５０℃が、熱間圧延の仕上げ温度は３５０〜４５０℃が好ましい。連鋳・熱間圧延工程で過飽和固溶したＭｇやＳｉ，Ｃｕ等の元素が、冷却工程で析出することを可及的に防止するためである。冷間圧延工程中に、４７０℃〜固相線温度で１０秒〜２分行う急速加熱焼鈍や、水焼入れ処理、続く１６０〜２００℃での時効処理は、硬度上昇に効果的である。
【００２５】
以下実施例によって本発明をさらに詳述するが、下記実施例は本発明を制限するものではなく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは全て本発明の技術範囲に包含される。
【００２６】
【実施例】
表１，２に示す種々の成分組成のＡｌ合金を用い、ＤＣ鋳造法または薄板連続鋳造法により種々の凝固速度（０．５〜３０℃／ｓ）で造塊し、開始温度５４０℃、終了温度３５０℃で熱間圧延を行った。得られた種々の厚みの板材を、種々の圧延率（３０〜９０％）で冷間圧延を行い、厚さ１ｍｍの板材を得た。その後、５８０℃で１分間の溶体化処理を施し、水焼入れしてＴ４材を得た。
【００２７】
尚、Ｎｏ．３３，３４は従来例であり、特開平９−３１６１６号公報に記載の方法に従い、以下の様にして製造した。即ち、表２に示す成分組成のＡｌ合金を用い、ＤＣ鋳造法により造塊し、５３０℃で５時間の均質化熱処理を施した後、熱間圧延を行い、厚さ５ｍｍの熱延板を作製した。その後、５２０℃で１分間の中間焼鈍を施した後、厚さ１ｍｍまで冷間圧延を行い、５４０℃で１０秒間の溶体化処理を施した。この時の５２０℃から２００℃までの冷却速度は１５℃／ｓｅｃとした。更に溶体化処理後速やかに１００℃で３時間の熱処理を施した。
【００２８】
得られたＴ４材について、板厚断面で光学顕微鏡による組織観察を行い、画像処理によって板厚方向の平均のＦｅ系晶出物のサイズと密度を測定した。またＮｏ．３３，３４の従来例に関しては、透過電子顕微鏡を用いて、５０００倍の写真を任意の場所で５視野撮影し、晶析出物のサイズ及び数を測定した。
【００２９】
また、深絞り成形性を評価することを目的として、ＪＩＳ５号試験片で引張速度１０ｍｍ／分の引張試験を行い、試験片の板厚方向の変形量と幅方向の変形量からｒ値を求めた。
【００３０】
更に、張出し成形性を評価することを目的として、１０１．６ｍｍφの球頭張出し治具を用い、長さ１８０ｍｍ、幅１１０ｍｍの試験片に潤滑剤を塗布し、成形速度４ｍｍ／ｓ、しわ押さえ圧２００ｋＮで張出し成形試験を行い、成形割れ限界高さを測定した。
結果は、表１，２に示す。
【００３１】
【表１】
0003749627.tif 000002
【００３２】
【表２】
0003749627.tif 000003
【００３３】
表１におけるＮｏ．１〜１０及び表２におけるＮｏ．１９〜２６が本発明に係るＡｌ合金板であり、いずれも成形割れ限界高さが高く、ｒ値も０．８以上と大きい。
【００３４】
一方、表１におけるＮｏ．１１〜１８及び表２におけるＮｏ．２７〜３２は最大粒径５〜１０μｍのＦｅ系化合物の密度が高過ぎる場合、及び／又は最大粒径１０μｍ以上のＦｅ系化合物の密度が高過ぎる場合の比較例であり、成形割れ限界高さが低く、特に表１のＮｏ．１１〜１８はｒ値も小さい。尚、最大粒径５〜１０μｍのＦｅ系化合物の密度が高過ぎる場合には、最大粒径１０μｍ以上のＦｅ系化合物の密度も高過ぎる傾向にあるが、Ｎｏ．１２は最大粒径１０μｍ以上のＦｅ系化合物の密度だけが高過ぎる場合であり、Ｎｏ．２９，３０は、最大粒径５〜１０μｍのＦｅ系化合物の密度だけが高過ぎる場合であるが、いずれもプレス成形性に劣ることが分かる。
【００３５】
尚、Ｎｏ．３３及びＮｏ．３４は、特開平９−３１６１６号公報に記載の方法に基づく従来例であり、ＤＣ鋳造（凝固速度２℃／ｓ）、冷延率８０％で製造されたＡｌ合金板であり、最大粒径０．５μｍ以下の晶析出物の粒界被覆率はＮｏ．３３が４％で、Ｎｏ．３４が５％であり、また１００μｍ2 あたりの０．２μｍ以上の晶析出物の個数はＮｏ．３３が３個、Ｎｏ．３４が１３個であった。本発明に係るＡｌ合金板と比較すると、成形割れ限界高さが低く、ｒ値も小さいことが分かる。
【００３６】
【発明の効果】
本発明は以上の様に構成されているので、プレス成形性に優れたＡｌ合金板が提供できることとなり、更にはＡｌスクラップ材を原料とした比較的不純物の多いＡｌ合金であって良好な成形性を発揮するＡｌ合金板が提供できることとなった。