JP2008024964A - 高強度アルミニウム合金板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】家電製品や自動車外板などの構造材料に適した、優れた肌荒れ性および成形性を兼備した高強度アルミニウム合金板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】Mg:2.0〜3.3mass%、Mn:0.1〜0.5mass%、Fe:0.2〜1.0mass%を含有し、残部が不可避的不純物とAlからなり、不可避的不純物のうちSi:0.20mass%未満とした化学組成を有し、金属間化合物の平均円相当径１μｍ以下、金属間化合物の面積率1.2%以上、再結晶粒の平均粒径10μｍ以下である高強度アルミニウム合金板。上記化学組成のアルミニウム合金溶湯を、双ベルト鋳造機に注湯して、厚さ6〜15mmの薄スラブをスラブ厚さ1/4の位置における冷却速度50〜200℃/secで連続的に鋳造してコイルに巻き取った後、冷延率60〜98％の冷間圧延を行って、最終焼鈍を連続焼鈍炉により昇温速度100℃/min以上、且つ保持温度400〜520℃で保持時間５分以内として行って製造する。
【選択図】なし

Description

本発明は、家電製品や自動車外板などの構造材料に適した、優れた肌荒れ性および成形性を要求される高強度アルミニウム合金板に関する。

従来、家電製品や自動車外板には冷延鋼板が使用されてきた。しかし最近になり、軽量化に対する要求から、高強度で成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ合金板が各種提案されてきた。

例えば、特許文献１には、Ｍｇ量を２．０〜６．０mass%として、Ｓｉ量、Ｆｅ量をそれぞれ１．５mass%以下に制限し、鋳片厚み１〜１０ｍｍに連続鋳造して冷却速度を１０℃／sec以上とすることにより、金属間化合物をマトリックス中に微細分散させた、機械的性質に優れた成形加工用アルミニウム合金板とする技術が提案されている。

しかし、上記文献には、平均晶出物サイズ、機械的性質、成形性についての評価についての記載はあるが、再結晶粒サイズや肌荒れ性についての記載は見られない。また、冷間圧延によるトータル圧下率は、金属間化合物を微細分散化するために、５０％以上とすることが好ましいとの限定があるのみで、その他の製造工程について特に限定はされていない。

このように、Ａｌ−Ｍｇ合金鋳造において、双ロール式鋳造により薄スラブを鋳造することによって、金属間化合物をマトリックス中に微細分散させ、機械的性質に優れた成形加工用アルミニウム合金板を製造する技術については、従来から知られている。
しかし、更に成形性を高めるために金属間化合物のサイズを更に小さくして、且つ成形後の板表面の肌荒れ性についても改善する必要があった。

特開平０７-２７８７１６号公報

本発明は、家電製品や自動車外板などの構造材料に適した、優れた肌荒れ性および成形性を兼備した高強度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を目的とする。

上記の目的を達成するために、第1発明によれば、Ｍｇ：２．０〜３．３mass%、Ｍｎ：０．１〜０．５mass%、Ｆｅ：０．２〜１．０mass%、を含有し、残部不可避的不純物とＡｌからなり、不可避的不純物のうちＳｉ：０．２０mass%未満とした化学組成を有し、金属間化合物の平均円相当径１μｍ以下、金属間化合物の面積率１．２％以上、再結晶の平均粒径１０μｍ以下であることを特徴とする肌荒れ性および成形性に優れた高強度アルミニウム合金板が提供される。

更に、第２発明によれば、発明の高強度アルミニウム合金板を製造する方法であって、第１発明の化学組成を有するアルミニウム合金溶湯を、双ベルト鋳造機に注湯して、厚さ６〜１５ｍｍの薄スラブをスラブ厚さ１／４の位置における冷却速度５０〜２００℃/secで連続的に鋳造してコイルに巻き取った後、冷延率６０〜９８％の冷間圧延を行って、最終焼鈍を連続焼鈍炉により昇温速度１００°Ｃ／ｍｉｎ以上、且つ保持温度４００〜５２０℃で保持時間５分以内として行うことを特徴とする製造方法が提供される。

第１発明のアルミニウム合金板は、化学組成、金属組織および引張強さを規定したことにより、優れた肌荒れ性および成形性と高強度とを発揮することができる。

第２発明の製造方法は、第１発明に規定したアルミニウム合金板の金属組織および引張強さを実現し、それにより優れた肌荒れ性および成形性と高強度とを発揮するアルミニウム合金板を製造することができる。

本発明のアルミニウム合金板の化学組成を限定した理由を説明する。

〔Ｍｇ：２．０〜３．３mass％〕
Ｍｇは、マトリックスに固溶することにより、強度を増大させる。また、加工硬化性を増し、それにより成形性の向上に寄与する。Ｍｇ含有量が２．０mass%未満では強度が低くなる。３．３mass%を越えると耐力が高くなりすぎて形状凍結性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は２．０〜３．３mass%の範囲とする。好ましいＭｇ含有量は２．５〜３．３mass%である。

〔Ｍｎ：０．１〜０．５mass％〕
Ｍｎは、Ｆｅ，Ｓｉと共存させることにより、鋳造時において微細なＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物を晶出させ、強度を高め、成形性を改善する。Ｍｎ含有量が０．１mass%未満ではその効果が十分ではない。０．５mass%を超えると合金の鋳造時に平均粒径が１μｍを超えるＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系晶出物が生成して成形性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．１ 〜０．５mass%とする。好ましいＭｎ含有量は０．１〜０．３mass%である。

〔Ｆｅ：０．２〜１．０mass％〕
Ｆｅは、Ｍｎ，Ｓｉと共存させることにより、鋳造時において微細なＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物を晶出させ、強度を高め、成形性を改善する。Ｆｅの含有量が０．２mass%未満の場合、これらの効果が期待できない。Ｆｅ含有量が１．０mass%を超えると、鋳造時に粗大なＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系晶出物が生成して、成形性が低下する。したがって、Ｆｅ含有量は０．２〜１．０mass%の範囲である。好ましいＦｅ含有量は０．３〜１．０mass%である。

〔Ｓｉ：０．２０mass％未満〕
Ｓｉは、不可避的不純物の一種である。ただし、微量のＳｉはＦｅ，Ｍｎと共存すると、鋳造時において微細なＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物を晶出させ、強度を高める効果が得られる。Ｓｉの含有量が０．２０mass%以上であると、鋳造時に粗大なＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系晶出物が生成して成形性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．２０mass%未満とする。好ましいＳｉ含有量は０．１５mass%以下である。

〔任意成分：Ｔｉ〕
任意元素のＴｉは、主としてＡｌ−Ｔｉ系またはＡｌ−Ｔｉ−Ｂ系の結晶粒微細化剤として添加され、鋳塊割れを防止する。しかし、Ｔｉ含有量が０．１０mass%を超えると、鋳造時に比較的粗大なＡｌＴｉ系金属間化合物が晶出するため、成形性を低下させる。したがって、好ましいＴｉ含有量は、０．１０mass%以下である。さらに好ましいＴｉ含有量は０．０５mass%以下である。

本発明のアルミニウム合金板の金属組織を限定した理由を説明する。
〔金属間化合物の平均円相当径１μｍ以下、金属間化合物の面積率１．２％以上〕
本発明のアルミニウム合金板の金属組織中の金属間化合物については、平均円相当径１μｍ以下、面積率１．２％以上に限定する。このように非常に微細な金属間化合物がマトリックス中に分散されることにより、アルミニウム板成形中の転位の動きが阻害され、Ｍｇによる固溶強化とともに、引張り強さ２２０ＭＰａ以上が達成される。

本発明のアルミニウム合金板の製造方法においては、所定の組成の溶湯を双ベルト鋳造機に注湯して、厚さ６〜１５ｍｍの薄スラブに鋳造する。スラブ厚さ１／４の位置における冷却速度を５０〜２００℃/secとすることにより、Ａｌ-（Ｆｅ・Ｍｎ）-Ｓｉなどの金属間化合物を微細且つ均一に晶出させることができ、最終板における金属間化合物の平均円相当径１μｍ以下、金属間化合物の面積率１．２％以上とすることができる。

さらにこのスラブを直接コイルに巻き取り、冷延率６０〜９８％の冷間圧延を行って、所定条件下でバッチ最終焼鈍または連続焼鈍を施すことにより、再結晶粒の平均粒径を１０μｍ以下とすることができる。鋳塊金属組織におけるＡｌ-（Ｆｅ・Ｍｎ）-Ｓｉ系晶出物のサイズが微細であることから、焼鈍時にこれら晶出物が再結晶の生成サイトとして機能し、同時に粒界の動きを阻止するピン止め効果をもたらすため、再結晶粒の成長が抑制される。
以下に、本発明のアルミニウム合金板の製造方法における諸条件の限定理由を説明する。

〔双ベルト鋳造〕
双ベルト鋳造法は、上下に対峙し強制水冷されている回転ベルト間に溶湯を注湯してベルト面からの冷却で溶湯を凝固させてスラブとし、ベルトの反注湯側より該スラブを連続して引き出してコイル状に巻き取る連続鋳造方法である。

双ベルト鋳造では、比較的薄い回転ベルトの裏側はノズルからの冷却水によって強制的に冷却されている。下記に説明するように薄スラブ厚さ１/４位置における冷却速度を５０〜２００℃/secに制御することができる。

〔スラブ厚さ１／４位置における冷却速度を５０〜２００℃／sec〕
上述のように回転ベルト裏面から強制水冷しているため、スラブ厚さ１／４の位置における冷却速度を５０〜２００℃/secとすることができる。これにより、Ａｌ-（Ｆｅ・Ｍｎ）-Ｓｉなどの金属間化合物を微細且つ均一に晶出させることができる。これは、最終板における金属間化合物の平均円相当径１μｍ以下、金属間化合物の面積率１．２％以上とするための必要条件である。

〔スラブ厚さ６〜１５ｍｍ〕
本発明において、鋳造するスラブの厚さは６〜１５ｍｍに限定する。双ベルト式鋳造機による薄スラブ厚さが６ｍｍ未満の場合、単位時間当たりに鋳造機を通過するアルミニウム量が小さくなりすぎて、鋳造が困難になる。逆に厚さが１５ｍｍを超える場合、コイルの巻き取りができなくなる。したがって、スラブ厚さの範囲を６〜１５ｍｍに限定する。

この厚さであるとスラブ鋳造時の凝固冷却速度も速く、金属間化合物の平均円相当径を１μｍ以下、面積率１．２％以上に制御することが可能であり、それにより最終板における再結晶粒径の１０μｍ以下の肌荒れ性、成形性に優れたアルミニウム合金板とすることが可能になる。

〔冷延率６０％〜９８％〕
冷間圧延の圧下率は６０％〜９８％に限定する。塑性加工により発生する転位が上述の微細な晶出物の周囲に蓄積されることにより、最終焼鈍時の微細な再結晶組織を得ることが可能となる。冷間圧延の圧下率が６０％未満であると、転位の蓄積が十分ではなく微細な再結晶組織が得られない。逆に、冷間圧延の圧下率が９８％を超えると圧延時の耳割れが顕著になり歩留まりが低下する。好ましい圧下率は７０％〜９６％である。

〔連続焼鈍炉による最終焼鈍の条件〕
＜温度４００〜５２０℃＞
連続焼鈍炉による最終焼鈍の温度は４００〜５２０℃に限定する。４００℃未満の場合、再結晶に必要なエネルギーが不足するため、微細な再結晶組織を得ることができない。保持温度が５２０℃を超えると、再結晶粒の成長が顕著となり、再結晶粒の平均粒径が１０μｍを超えてしまい、成形性及び肌荒れ性が低下する。

＜保持時間５分以内＞
連続焼鈍の保持時間は５min以内に限定する。連続焼鈍の保持時間が５minを超えると、再結晶粒の成長が顕著となり、再結晶粒の平均粒径が１０μｍを超えてしまい、成形性及び肌荒れ性が低下する。

＜昇温速度１００℃／min以上＞
連続焼鈍処理時の昇温速度および冷却速度は、昇温速度については１００℃／ｍｉｎ以上とすることが好ましい。連続焼鈍処理時の昇温速度が１００℃／ｍｉｎ未満の場合、処理に時間が掛かりすぎて生産性が低下するため、好ましくない。

〔バッチ焼鈍炉による最終焼鈍の温度〕
バッチ炉による最終焼鈍の温度は３００〜４００℃に限定する。３００℃未満の場合、再結晶に必要なエネルギーが不足するため、微細な再結晶組織を得ることができない。保持温度が４００℃を超えると、再結晶の成長が顕著となり、再結晶粒の平均粒径が１０μｍを超えてしまい、成形性及び肌荒れ性が低下する。

バッチ炉による最終焼鈍の保持時間は特に限定はしないが、１〜８時間が好ましい。１時間未満では、コイルが均一に昇温されない可能性がある。保持時間が８時間を超えると、生産性が低下して好ましくない。

表１に示す種々の化学組成を有する合金溶湯を溶製して、双ベルト式鋳造機によって厚み１０ｍｍのスラブを鋳造し、直接コイルに巻き取った。

比較例として、合金組成Ａの溶湯を溶製して、双ロール鋳造機によって厚み５ｍｍのスラブを鋳造し、直接コイルに巻き取った。
また、別の比較例として、合金組成Ａの溶湯をＤＣ鋳造機によって５００ｍｍ厚みのスラブに鋳造し、さらに面削、均熱処理を施して、熱間圧延機によって圧延を行い６ｍｍ厚さの熱延板を得た。

次に、冷間圧延機によって、これらスラブ、鋳塊、熱間圧延板を冷間圧延して、１ｍｍ厚さのコイルを得た。これらコイルを連続焼鈍ライン（ＣＡＬ：Continuous Annealing Line）に通して、４２５℃×１５secの焼鈍処理を施した。
得られた各焼鈍板について、下記の特性評価試験を行なった。

〔特性評価試験〕
＜引張試験＞
ＪＩＳ５号試験片を作成し、室温引張試験を行い、耐力、引張強さ、伸びを測定した。本発明品としての合否判定の基準は、引張強さ２２０ＭＰａ以上、伸び２７％以上とした。

＜成形性試験＞
成形性は、１００ｍｍ直径球頭パンチで成形したときの高さを球頭張出性として評価した。本発明品としての合否判定の基準は、球頭張出高さ３４ｍｍ以上とした。

＜肌荒れ性試験＞
肌荒れ性については、球頭張出ししたサンプルの表面を目視にて判断を行い、○：優れる、△：普通、×：劣る、の順とした。本発明品としての合否判定の基準は、肌荒れ性評価○（優れる）とした。

＜金属組織試験＞
（１）金属間化合物の円相当径および面積率の測定
金属組織の断面を切り出し、埋め込んで研磨、エッチングを行い、画像解析装置（LUZEX）にて金属組織を観察し、金属間化合物の円相当径（μｍ）、面積率（％）を算出した。本発明品としての合否判定の基準は、金属間化合物の円相当径１．０μｍ以下、面積率１．２％以上とした。

（２）結晶粒径の測定
また、埋め込み試料について、研磨後、ホウフッ酸水溶液中で陽極酸化皮膜処理を施して、偏向顕微鏡による写真撮影を行い交線法による結晶粒径の測定を行った。本発明品としての合否判定の基準は、結晶粒径１０μｍ以下とした。

〔鋳造時の冷却速度の算出〕
なお、鋳造時の冷却速度（Ｖ）は、鋳塊厚さ１/４位置における切り出し片から、前述と同様の金属組織観察を行い、二次枝法で測定したＤＡＳ（Dendrite Arms Spacing）により次式で算出した。
Ｖ＝（６２／ＤＡＳ）^1/0.337
本発明の製造方法によると、スラブ厚さ１/４位置における鋳塊の冷却速度５０〜２００℃/secを満足する。

表２に、各試料についての製造条件と、各特性試験（金属組織・引張り特性・成形性・肌荒れ性）の評価結果とをまとめて示す。

本発明例である試料No.１〜３は、合金組成、製造工程が本発明の範囲内であり、上述の金属組織、引張り特性の基準を全て満たす。

比較例の試料No.４は、Ｍｇ量が１．０mass％であるため、合金組成が本発明の範囲外であり、引張強さが低く、基準を満足しない。

比較例の試料No.５は、Ｍｇ量が５．０mass％であるため、合金組成が本発明の範囲外であり、球頭張出高さの値が低く、基準を満足しない。

比較例の試料No.６は、Ｆｅ量が０．０７mass％であるため、合金組成が本発明の範囲外であり、金属間化合物の面積率が低く、結晶粒径がやや大きく、したがって、肌荒れ性について基準を満足しない。

比較例の試料No.７は、Ｆｅ量が１．６mass％であるため、合金組成が本発明の範囲外であり、伸び、球頭張出高さの値がともに低く、基準を満足しない。

比較例の試料No.８は、Ｍｎ量が０．０５mass％であるため、合金組成が本発明の範囲外であり、金属間化合物の面積率、引張強さの値がともに低く、基準を満足しない。

比較例の試料No.９は、Ｍｎ量が１．０mass％であるため、合金組成が本発明の範囲外であり、金属間化合物の円相当径が大きく、伸び、球頭張出高さの値がともに低く、基準を満足しない。

比較例の試料No.１０は、合金組成は本発明の範囲内であるが、スラブ厚みが５ｍｍと薄いため、鋳造時の冷却速度が２５０℃/secと速く、金属間化合物の面積率がやや低く、結晶粒径が大きく、したがって球頭張出高さの値が低く、肌荒れ性についても基準を満足しない。

比較例の試料No.１１は、合金組成は本発明の範囲内であるが、スラブ厚みが５００ｍｍと厚いため、鋳造時の冷却速度が５℃/secと遅く、金属間化合物の円相当径が大きく、結晶粒径も大きく、したがって球頭張出高さの値が低く、肌荒れ性についても基準を満足しない。

本発明によれば、家電製品や自動車外板などの構造材料に適した、優れた肌荒れ性および成形性を兼備した高強度アルミニウム合金板およびその製造方法が提供される。

Claims (3)

1. Ｍｇ：２．０〜３．３mass%、Ｍｎ：０．１〜０．５mass%、Ｆｅ：０．２〜１．０mass%を含有し、残部が不可避的不純物とＡｌからなり、不可避的不純物のうちＳｉ：０．２０mass%未満である化学組成を有し、金属間化合物の平均円相当径１μｍ以下、金属間化合物の面積率１．２％以上、再結晶粒の平均粒径１０μｍ以下、引張強さ２２０ＭＰａ以上であることを特徴とする肌荒れ性および成形性に優れた高強度アルミニウム合金板。
2. 請求項１に記載の高強度アルミニウム合金板を製造する方法であって、請求項１に記載の化学組成の溶湯を、双ベルト鋳造機に注湯して、厚さ６〜１５ｍｍの薄スラブをスラブ厚さ１／４の位置における冷却速度５０〜２００℃/secで連続的に鋳造してコイルに巻き取った後、冷延率６０〜９８％の冷間圧延を行って、最終焼鈍を連続焼鈍炉により昇温速度１００°Ｃ／ｍｉｎ以上、且つ保持温度４００〜５２０℃で保持時間５分以内として行うことを特徴とする製造方法。
3. 請求項２に記載の製造方法おいて、前記最終焼鈍を、前記連続焼鈍炉に替えてバッチ焼鈍炉により３００〜４００℃に保持して行うことを特徴とする製造方法。