JP2005139537A - 焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】 Mg:0.2〜2.5%、Si:0.3〜2.0%を含み、残部がAlおよび不純物からなるAl-Mg-Si系アルミニウム合金板において、このアルミニウム合金板の調質処理後の示差走査熱分析曲線において、100 〜200 ℃の温度範囲における発熱ピーク高さW1が50μW 以上であり、かつ、200 〜300 ℃の温度範囲における発熱ピーク高さW2と、前記発熱ピーク高さW1との比W2/W1 が20.0以下であることとする。
【選択図】 図1
Description
(DSC)
本発明では、6000系Al合金板の調質処理後の示差走査熱分析曲線(DSC) において、100 〜200 ℃の温度範囲における発熱ピーク高さW1と、200 〜300 ℃の温度範囲における発熱ピーク高さW2と前記W1との比W2/W1 を、各々規定する。このように、6000系Al合金板を、化学成分組成の規定とともに、これらDSC により規定した組織とすることで、上記優れた焼付け塗装硬化性 (人工時効硬化能) を得ることができる。
なお、これら組織の規定に際して、Al合金板の平均結晶粒径を50μm 以下の微細化させることが好ましい。結晶粒径をこの範囲に細かく乃至小さくすることによって、曲げ加工性やプレス成形性が確保乃至向上される。結晶粒径が50μm を越えて粗大化した場合、曲げ加工性や張出などのプレス成形性が著しく低下し、成形時の割れや肌荒れなどの不良が生じ易い。
次に、本発明Al合金板の化学成分組成の実施形態につき、以下に説明する。
本発明Al合金板の基本組成は、上記DSC による組織規定、また自動車用のアウタパネルなどのパネルとして必要な、成形性、強度、溶接性、耐食性などの諸特性を確保するために、Al-Mg-Si系(6000 系)Al 合金とする。Al-Mg-Si系Al合金の範囲でなければ、本発明で規定する上記DSC による組織規定にならず、また前記パネルとして必要な必要諸特性が発揮されない。
Si:0.3〜2.0%。
Siは、固溶強化と、成形後の塗装焼き付け処理などの、比較的低温短時間での人工時効処理時に、Mgとともに化合物相 (β")を形成して、時効硬化能を発揮し、板としての必要強度を得るための必須の元素である。したがって、プレス成形性など、パネルとしての必要諸特性を兼備させるための最重要元素である。
Mgは、固溶強化と、塗装焼き付け処理などの前記人工時効処理時に、Siとともに化合物相を形成して、時効硬化能を発揮し、前記パネルとしての必要強度を得るための必須の元素である。
これらの元素は、結晶粒の微細化に有用であり、成形性を向上できる。例えば、Mn、Cr、Zr、V などは、均質化熱処理時に分散粒子 (分散相) を生成し、これらの分散粒子には再結晶後の粒界移動を妨げる効果がある。また、Fe、Tiなどは晶出物を生成して、再結晶粒の核となり、結晶粒の粗大化を阻止する役割を果たす。ため、微細な結晶粒を得ることができる。但し、各々含有量が大きすぎると、粗大な化合物を形成し、破壊の起点となり、成形性が却って劣化する。したがって、前記各元素を選択的に含有させる場合は、その含有量は、概ね0.1%以上の通常の6000系における各元素の不純物量以上の含有量とし、上限は各々以下の通りとする。Fe:1.0% 以下、Mn:1.0% 以下、Cr:0.3% 以下、Zr:0.3% 以下、V:0.3%以下、Ti:0.1% 以下。
これらの元素は、時効硬化速度を向上させるのに有用である。即ち、比較的低温短時間の人工時効処理の条件で、Al合金材組織の結晶粒内へのGPゾーンなどの化合物相の析出を促進させる効果がある。また、時効処理状態で固溶したCuなどは成形性を向上させる効果もある。但し、各々含有量が大きすぎると、粗大な化合物を形成して成形性が劣化する。またCu含有量が大きすぎると耐食性も劣化する。したがって、前記各元素を選択的に含有させる場合は、その含有量は、概ね0.1%以上の通常の6000系における各元素の不純物量以上の含有量とし、上限は各々以下の通りとする。Cu:1.0% 以下、Ag:0.2% 以下、Zn:1.0% 以下。
本発明Al合金板の製造方法について、以下に説明する。本発明Al合金板は後述する調質処理条件以外は、常法により製造できる。常法による工程を大幅に変えずに製造できる点が、本発明の利点でも有る。
前記した本発明のDSC により規定した組織を得るためには、溶体化処理後の焼入れ処理における冷却を段階的に行なうことが好ましい。即ち、板の平均冷却速度を、500 ℃以上から200 ℃以下までを40℃/s以上の急冷、また、70℃以下から室温までを、50℃/s以上の急冷とすることが好ましい。そして、これらの中間の200 ℃から70℃までの平均冷却速度を0.1 〜20℃/sの緩冷とし、焼入れ処理における冷却を3 段階で行なうことが好ましい。
この冷却速度や冷却条件を確保するために、焼入れ処理は、ファンなどの空冷、ミスト、スプレー、浸漬等の水冷手段や条件を各々選択して用いることが好ましい。
前記した本発明DSC 規定の組織を得るためには、上記条件での焼入れ処理後、更に、30分以内に、50〜120 ℃の温度範囲に、1 時間以上保持する再加熱処理を行うことが好ましい。また、この再加熱処理後の冷却速度は1 ℃/hr 以下であることが好ましい。この再加熱処理をしない場合、前記DSC 規定の組織とならず、発熱ピーク高さW1を50μW 未満、あるいはW2/W1 で20.0を超える可能性が大きい。
Al合金板の上記調質処理後のDSC を測定し、100 〜200 ℃の温度範囲における発熱ピーク高さW1、200 〜300 ℃の温度範囲における発熱ピーク高さW2とを求めて、発熱ピーク高さW1との比W2/W1 を算出した。このW1とW2/W1 との値を表2 に示す。
上記調質処理直後の供試板の元のAl合金板の圧延方向に平行な(L方向の) 耐力 (σ0.2)を、As耐力(MPa) として測定した。なお、引張試験はJIS Z 2201にしたがって行うとともに、試験片形状はJIS 5 号試験片で行った。また、クロスヘッド速度は5mm/分で、試験片が破断するまで一定の速度で行った。
また、人工時効処理能を調査するため、これらAl合金板がパネルとしてプレス成形されることを模擬して、前記JIS 5 号試験片に、2%の歪みをあらかじめ与えた後、170 ℃×20分の人工時効硬化処理を施し、処理後の各供試板の (元のAl合金板の圧延方向に平行な(L方向の) 耐力 (σ0.2)を、上記引張試験条件にて、BH後耐力 (MPa ) として測定した。なお、発明例3 のみは歪みを与えることなく、175 ℃×30分の人工時効硬化処理を施した。
Claims (3)
- Mg:0.2〜2.5%、Si:0.3〜2.0%を含み、残部がAlおよび不純物からなるAl-Mg-Si系アルミニウム合金板において、このアルミニウム合金板の調質処理後の示差走査熱分析曲線において、100 〜200 ℃の温度範囲における発熱ピーク高さW1が50μW 以上であり、かつ、200 〜300 ℃の温度範囲における発熱ピーク高さW2と、前記発熱ピーク高さW1との比W2/W1 が20.0以下であることを特徴とする焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板。
- 前記アルミニウム合金板が、更に、Fe:1.0% 以下、Mn:1.0% 以下、Cr:0.3% 以下、Zr:0.3% 以下、V:0.3%以下、Ti:0.1% 以下、の内の1 種または2 種以上を含む請求項1に記載の焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板。
- 前記アルミニウム合金板が、更に、Cu:1.0% 以下、Ag:0.2% 以下、Zn:1.0% 以下、の内の1 種または2 種以上を含む請求項1または2に記載の焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板。
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