JP2009001842A - プレス成形用アルミニウム合金板 - Google Patents
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Abstract
【課題】等二軸変形、平面ひずみ変形、及び一軸変形での破断限界を高めて、プレス成形に適したプレス成形用アルミニウム合金板を提供すること。
【解決手段】最終圧延方向に対して、０°方向、４５°方向、９０°方向の加工硬化指数ｎ値（公称ひずみ０．１５及び０．２０の２点で算出）が全て０．２５以上である。プレス成形用アルミニウム合金板は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板よりなることが好ましい。プレス成形用アルミニウム合金板は、Ｓｉ：０．２〜２．０％（質量％、以下同様）、Ｍｇ：０．２〜１．５％を含有し、残部は不可避的不純物及びアルミニウムよりなることが好ましい。
【選択図】図１
【解決手段】最終圧延方向に対して、０°方向、４５°方向、９０°方向の加工硬化指数ｎ値（公称ひずみ０．１５及び０．２０の２点で算出）が全て０．２５以上である。プレス成形用アルミニウム合金板は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板よりなることが好ましい。プレス成形用アルミニウム合金板は、Ｓｉ：０．２〜２．０％（質量％、以下同様）、Ｍｇ：０．２〜１．５％を含有し、残部は不可避的不純物及びアルミニウムよりなることが好ましい。
【選択図】図１
Description
本発明は、特に自動車ボディパネル等の自動車部品に適したプレス成形用アルミニウム合金板に関する。
従来、アルミニウム合金板をプレス成形する際には、プレス成形の種類（例えば、深絞成形性、張出成形性、曲げ加工性等）に応じてアルミニウム合金板の集合組織等を制御し、成形性を向上させることが提案されている。
例えば、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の集合組織において、少なくともＣｕｂｅ方位の方位密度をプレス成形の種類に応じて制御することにより、該プレス成形性に合わせた改善を行うことができることが提案されている（特許文献１）。
例えば、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の集合組織において、少なくともＣｕｂｅ方位の方位密度をプレス成形の種類に応じて制御することにより、該プレス成形性に合わせた改善を行うことができることが提案されている（特許文献１）。
しかしながら、自動車ボディパネル等のプレス成形は、上述のプレス成形の種類が複合化されている。そのため、自動車ボディパネルをプレス成形する際の成形性を改善するためには、材料の等二軸変形、平面ひずみ変形、及び一軸変形での破断限界を改善すること（破断限界ひずみを向上させること）が必要である。
本発明は、かかる従来の問題点に鑑みてなされたものであって、等二軸変形、平面ひずみ変形、及び一軸変形での破断限界を高めて、プレス成形に適したプレス成形用アルミニウム合金板を提供しようとするものである。
本発明は、最終圧延方向に対して、０°方向、４５°方向、９０°方向の加工硬化指数ｎ値（公称ひずみ０．１５及び０．２０の２点で算出）が全て０．２５以上であることを特徴とするプレス成形用アルミニウム合金板にある（請求項１）。
上記加工硬化指数ｎ値とは、成形性の目安となる特性値である。加工硬化指数ｎ値が大きいと、ひずみが伝播しやすく、均一変形しやすいため、局所変形までの伸び（一様伸び）が良くなることが知られている。ただし、アルミニウム合金の加工硬化指数は、ひずみ量によって変化し、特に高ひずみ領域（公称ひずみ０．１０以上）では、低下しやすいことが知られている。
そして、本発明は、公称ひずみ０．１５及び０．２０の２点より計算することを測定条件として測定した場合に、最終圧延方向に対して、０°方向、４５°方向、９０°方向の加工硬化指数ｎ値が全て０．２５以上の高い値を示すように制御されたプレス成形用アルミニウム合金板である。上述の加工硬化指数特性を有することにより、等二軸変形、平面ひずみ変形、及び一軸変形での破断限界が高まり、プレス成形性を向上できることを見出した。
このように、本発明によれば、等二軸変形、平面ひずみ変形、及び一軸変形での破断限界を高めて、プレス成形に適したプレス成形用アルミニウム合金板を提供することができる。
本発明のプレス成形用アルミニウム合金板は、最終圧延方向に対して０°方向、４５°方向、９０°方向の加工硬化指数ｎ値（公称ひずみ０．１５及び０．２０の２点で算出）が全て０．２５以上である。
上記加工硬化指数ｎ値（ｎ）の計算は、公称ひずみｅaの時の荷重Ｐaと公称ひずみｅbの時の荷重Ｐbから次式を用いて計算することができる。
上記加工硬化指数ｎ値（ｎ）の計算は、公称ひずみｅaの時の荷重Ｐaと公称ひずみｅbの時の荷重Ｐbから次式を用いて計算することができる。
上記最終圧延方向に対して０°方向、４５°方向、９０°方向の加工硬化指数ｎ値のうちいずれか一つでも０．２５を下回る場合には、上記各変形での破断限界が低下し、成形性が劣化するという問題がある。
また、上記プレス成形用アルミニウム合金板の製造方法は、得られるプレス成形用アルミニウム合金板が最終圧延方向に対して０°方向、４５°方向、９０°方向の加工硬化指数ｎ値が全て０．２５以上であれば、特に限定されないが、例えば、アルミニウム合金からなる鋳塊に対して熱間圧延を施し、続いて、熱間圧延の圧延方向に対して９０°方向で冷間圧延を行って、更に、溶体化処理、焼入れを行い、その後、熱処理を行う方法が挙げられる。
但し、アルミニウム合金として後述するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金を用いる場合には、ベークハード性を付与するためＴ４調質で使用されることが好ましい。ベークハード性を向上させるためには焼入れ処理後速やかに予備時効（６０〜１３０℃で１〜３ｈ程度）を行うことが有効である。
また、製造方法については、今後の種々の方法が開発されると考えられ、上記加工硬化指数ｎ値特性を具備する限り、特定の方法に限定する必要はない。
また、製造方法については、今後の種々の方法が開発されると考えられ、上記加工硬化指数ｎ値特性を具備する限り、特定の方法に限定する必要はない。
また、上記プレス成形用アルミニウム合金板は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板よりなることが好ましい（請求項２）。
この場合には、特に、ベークハード性を必要とする自動車用ボディパネルに好適な材料とすることができる。
この場合には、特に、ベークハード性を必要とする自動車用ボディパネルに好適な材料とすることができる。
また、上記プレス成形用アルミニウム合金板は、Ｓｉ：０．２〜２．０％（質量％、以下同様）、Ｍｇ：０．２〜１．５％を含有し、残部は不可避的不純物及びアルミニウムよりなることが好ましい（請求項３）。
Ｓｉは、ベークハード性を得るために必要であり、Ｍｇ2Ｓｉ等のＭｇ−Ｓｉ系化合物を形成して強度を高めるよう機能する。
Ｓｉは、ベークハード性を得るために必要であり、Ｍｇ2Ｓｉ等のＭｇ−Ｓｉ系化合物を形成して強度を高めるよう機能する。
Ｓｉの含有量が０．２％未満の場合には、耐力が低く、十分なベークハード性を得ることができないおそれがある。一方、Ｓｉの含有量が２．０％を超える場合には、成形加工時の耐力が高くなり、離型により材料の弾性変形分が形状回復（弾性回復）するスプリングバックが大きくなるおそれがある。また、Ｓｉの含有量が０．２％未満もしくは２．０％を超える場合には、加工硬化指数ｎ値が小さくなりやすく、成形性が劣化するおそれがある。
Ｓｉの含有量は、更に好ましくは０．８〜１．２％である。
Ｓｉの含有量は、更に好ましくは０．８〜１．２％である。
Ｍｇは、上述のＳｉと同様にベークハード性を得るために必要であり、Ｍｇ2Ｓｉ等のＭｇ−Ｓｉ系化合物を形成して強度を高めるよう機能する。
Ｍｇの含有量が０．２％未満の場合には、耐力が低く、十分なベークハード性を得ることができないおそれがある。一方、Ｍｇの含有量が１．５％を超える場合には、成形加工時の耐力が高くなりスプリングバックが大きくなるおそれがある。また、Ｍｇの含有量が０．２％未満もしくは１．５％を超える場合には、加工硬化指数ｎ値が小さくなりやすく、成形性が劣化するおそれがある。
Ｍｇの含有量は、更に好ましくは０．３〜０．７％である。
Ｍｇの含有量が０．２％未満の場合には、耐力が低く、十分なベークハード性を得ることができないおそれがある。一方、Ｍｇの含有量が１．５％を超える場合には、成形加工時の耐力が高くなりスプリングバックが大きくなるおそれがある。また、Ｍｇの含有量が０．２％未満もしくは１．５％を超える場合には、加工硬化指数ｎ値が小さくなりやすく、成形性が劣化するおそれがある。
Ｍｇの含有量は、更に好ましくは０．３〜０．７％である。
また、上記プレス成形用アルミニウム合金板は、さらに、Ｃｕ：０．１％以下（０％を含まず、以下同じ）、Ｍｎ：１．０％以下、Ｚｎ：０．５％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｚｒ：０．２％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．００５％以下のうち１種又は２種以上を含有することが好ましい（請求項４）。
Ｃｕは、強度を高め、成形性を向上させるよう機能する。Ｃｕの含有量が１．０％を超える場合には、耐食性を劣化させるおそれがある。Ｃｕの含有量は、更に好ましくは０．３％以下である。
Ｚｎは、表面処理時のリン酸亜鉛処理性を向上させるよう機能する。Ｚｎの含有量が０．５％を超える場合には、耐食性が劣化するおそれがある。
Ｚｎは、表面処理時のリン酸亜鉛処理性を向上させるよう機能する。Ｚｎの含有量が０．５％を超える場合には、耐食性が劣化するおそれがある。
Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒは、強度を高め、結晶粒を微細化して成形加工時の肌荒れを防止するよう機能する。Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒの含有量が上述の範囲を超える場合には、加工硬化指数ｎ値が小さくなり易く、成形性が劣化するおそれがある。
Ｔｉ、Ｂは、鋳造組織を微細化して成形性を向上させるよう機能する。Ｔｉ、Ｂの含有量が、上述の範囲を超える場合には、加工硬化指数ｎ値が小さくなり易く、成形性が劣化するおそれがある。
Ｔｉ、Ｂは、鋳造組織を微細化して成形性を向上させるよう機能する。Ｔｉ、Ｂの含有量が、上述の範囲を超える場合には、加工硬化指数ｎ値が小さくなり易く、成形性が劣化するおそれがある。
（実施例１）
本例は、本発明のプレス成形用アルミニウム合金板にかかる実施例及び比較例として、プレス成形用アルミニウム合金板（試料Ｅ１〜試料Ｅ７、及び試料Ｃ１〜試料Ｃ７）を製造した。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、本発明はこれに限定されるものではない。
以下、これを詳説する。
本例は、本発明のプレス成形用アルミニウム合金板にかかる実施例及び比較例として、プレス成形用アルミニウム合金板（試料Ｅ１〜試料Ｅ７、及び試料Ｃ１〜試料Ｃ７）を製造した。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、本発明はこれに限定されるものではない。
以下、これを詳説する。
上記プレス成形用アルミニウム合金板の製造方法について説明する。
まず、表１に示す組成を有し、残部が不可避的不純物とアルミニウムとからなる鋳塊（合金Ａ〜合金Ｇ）をＤＣ鋳造法（Ｄｉｒｅｃｔ Ｃｈｉｌｌ Ｃａｓｔｉｎｇ Ｐｒｏｃｅｓｓ）と呼ばれる半連続鋳造方法により造塊した。得られた鋳塊に対し５５０℃で８時間の均質化処理を行った後、室温まで冷却した。
まず、表１に示す組成を有し、残部が不可避的不純物とアルミニウムとからなる鋳塊（合金Ａ〜合金Ｇ）をＤＣ鋳造法（Ｄｉｒｅｃｔ Ｃｈｉｌｌ Ｃａｓｔｉｎｇ Ｐｒｏｃｅｓｓ）と呼ばれる半連続鋳造方法により造塊した。得られた鋳塊に対し５５０℃で８時間の均質化処理を行った後、室温まで冷却した。
そして、上記鋳塊を４３０℃まで再加熱して熱間圧延を開始し、厚さ４．０ｍｍの熱間圧延板を得た。熱間圧延の終了温度は２４０℃とした。
続いて、図１（ａ）に示すように、熱間圧延方向（矢印Ａ）に対して０°方向（矢印Ｂ）、あるいは図１（ｂ）に示すように、熱間圧延方向（矢印Ｃ）に対して９０°方向（矢印Ｄ）で冷間圧延を行って１．０ｍｍの冷間圧延板とした。
続いて、図１（ａ）に示すように、熱間圧延方向（矢印Ａ）に対して０°方向（矢印Ｂ）、あるいは図１（ｂ）に示すように、熱間圧延方向（矢印Ｃ）に対して９０°方向（矢印Ｄ）で冷間圧延を行って１．０ｍｍの冷間圧延板とした。
更に、５５０℃で３０秒の溶体化処理を行い、３０℃／ｓの冷却速度で室温まで焼入れした。これにより、プレス成形用アルミニウム合金板（試料Ｅ１〜試料Ｅ７、及び試料Ｃ１〜試料Ｃ７）を得た。
表２に、上記試料Ｅ１〜試料Ｅ７、及び試料Ｃ１〜試料Ｃ７について、用いた合金の種類、熱間圧延方向に対する冷間圧延方向を示す。
表２に、上記試料Ｅ１〜試料Ｅ７、及び試料Ｃ１〜試料Ｃ７について、用いた合金の種類、熱間圧延方向に対する冷間圧延方向を示す。
次に、上記試料Ｅ１〜試料Ｅ７、及び試料Ｃ１〜試料Ｃ７について、最終熱処理から７日後に以下の方法で、加工硬化指数ｎ値、成形性の評価を行った。結果を表２に併せて示す。
＜加工硬化指数ｎ値＞
加工硬化指数ｎ値（ｎ）は、最終圧延方向に対して０°方向、４５°方向、９０°方向のＪＩＳ５号試験片を採取し、公称ひずみ０．１５及び０．２０のときの荷重より、次式を用いて算出した。
ここで、Ｐaは公称ひずみｅaの時の荷重、Ｐbは公称ひずみｅbの時の荷重である。
加工硬化指数ｎ値（ｎ）は、最終圧延方向に対して０°方向、４５°方向、９０°方向のＪＩＳ５号試験片を採取し、公称ひずみ０．１５及び０．２０のときの荷重より、次式を用いて算出した。
表２には、上記３方向の最小の加工硬化指数ｎ値を示した。例えば、試料Ｅ１において、最終圧延方向に対して０°方向の加工硬化指数ｎ値は０．３２、最終圧延方向に対して４５°方向の加工硬化指数ｎ値は０．３５、最終圧延方向に対して９０°方向の加工硬化指数ｎ値は０．３３であった。そのため、表２の試料Ｅ１の３方向の最小加工硬化指数ｎ値には、０°方向の加工硬化指数ｎ値０．３２を示した。
＜成形性＞
成形性は、等二軸変形、平面ひずみ変形、及び一軸変形の破断限界ひずみを測定することにより評価した。
（等二軸変形）
等二軸変形の破断限界ひずみは、φ６．３５ｍｍのスクライブドサークルを転写したブランクを用い、パンチ径：φ５０ｍｍ、成形速度：２ｍｍ／ｓ、ブランクサイズ：１００ｍｍ×１００ｍｍの成形条件にて成形試験を行った後、破断限界ひずみの測定を行った。
潤滑剤として、高粘度鉱油を両面に塗布したビニールシートを、パンチとブランクの間に挿入して用いた。
破断限界は０．４０以上を合格とし、０．４０未満を不合格とした。
成形性は、等二軸変形、平面ひずみ変形、及び一軸変形の破断限界ひずみを測定することにより評価した。
（等二軸変形）
等二軸変形の破断限界ひずみは、φ６．３５ｍｍのスクライブドサークルを転写したブランクを用い、パンチ径：φ５０ｍｍ、成形速度：２ｍｍ／ｓ、ブランクサイズ：１００ｍｍ×１００ｍｍの成形条件にて成形試験を行った後、破断限界ひずみの測定を行った。
潤滑剤として、高粘度鉱油を両面に塗布したビニールシートを、パンチとブランクの間に挿入して用いた。
破断限界は０．４０以上を合格とし、０．４０未満を不合格とした。
（平面ひずみ変形）
平面ひずみ変形は、上記等二軸変形の破断限界ひずみ測定方法の、潤滑剤を変更し、低粘度鉱油をブランクに塗布して行った。その他の成形条件は上記等二軸変形の破断限界ひずみ測定方法と同様にして行った。
破断限界は０．３０以上を合格とし、０．３０未満を不合格とした。
平面ひずみ変形は、上記等二軸変形の破断限界ひずみ測定方法の、潤滑剤を変更し、低粘度鉱油をブランクに塗布して行った。その他の成形条件は上記等二軸変形の破断限界ひずみ測定方法と同様にして行った。
破断限界は０．３０以上を合格とし、０．３０未満を不合格とした。
（一軸変形）
一軸変形での破断限界ひずみは、φ６．３５ｍｍのスクライブドサークルを転写したＪＩＳ５号試験片を用い、引っ張り試験を行った後、破断限界ひずみの測定を行った。
破断限界は０．４０以上を合格とし、０．４０未満を不合格とした。
また、引張強さ、耐力、伸びを併せて示す。
（評価）
成形性は、等二軸変形、平面ひずみ変形、一軸変形のいずれにおいても合格である場合を合格（評価○）とし、いずれか一つでも不合格がある場合を不合格（評価×）とした。
一軸変形での破断限界ひずみは、φ６．３５ｍｍのスクライブドサークルを転写したＪＩＳ５号試験片を用い、引っ張り試験を行った後、破断限界ひずみの測定を行った。
破断限界は０．４０以上を合格とし、０．４０未満を不合格とした。
また、引張強さ、耐力、伸びを併せて示す。
（評価）
成形性は、等二軸変形、平面ひずみ変形、一軸変形のいずれにおいても合格である場合を合格（評価○）とし、いずれか一つでも不合格がある場合を不合格（評価×）とした。
表２より知られるごとく、実施例としての試料Ｅ１〜試料Ｅ７は、最終圧延方向に対して０°方向、４５°方向、９０°方向の加工硬化指数ｎ値が全て０．２５以上であった。
そして、上記試料Ｅ１〜試料Ｅ７は、成形性及び引張強さ、耐力、伸びについても良好な結果を示した。
これにより、本発明によれば、等二軸変形、平面ひずみ変形、及び一軸変形での破断限界を高めて、プレス成形に適したプレス成形用アルミニウム合金板を得ることができる。
そして、上記試料Ｅ１〜試料Ｅ７は、成形性及び引張強さ、耐力、伸びについても良好な結果を示した。
これにより、本発明によれば、等二軸変形、平面ひずみ変形、及び一軸変形での破断限界を高めて、プレス成形に適したプレス成形用アルミニウム合金板を得ることができる。
また、比較例としての試料Ｃ１〜試料Ｃ７は、最終圧延方向に対して０°方向、４５°方向、９０°方向の加工硬化指数ｎ値のうち、少なくとも一つが０．２５未満であった。そのため、等二軸変形、かつ平面ひずみ変形、及び一軸変形のすべての破断限界ひずみが低く、成形性が不合格であった。
１ プレス成形用アルミニウム合金板
Claims (4)
- 最終圧延方向に対して、０°方向、４５°方向、９０°方向の加工硬化指数ｎ値（公称ひずみ０．１５及び０．２０の２点で算出）が全て０．２５以上であることを特徴とするプレス成形用アルミニウム合金板。
- 請求項１において、上記プレス成形用アルミニウム合金板は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板よりなることを特徴とするプレス成形用アルミニウム合金板。
- 請求項２において、上記プレス成形用アルミニウム合金板は、Ｓｉ：０．２〜２．０％（質量％、以下同様）、Ｍｇ：０．２〜１．５％を含有し、残部は不可避的不純物及びアルミニウムよりなることを特徴とするプレス成形用アルミニウム合金板。
- 請求項３において、上記プレス成形用アルミニウム合金板は、さらに、Ｃｕ：０．１％以下（０％を含まず、以下同じ）、Ｍｎ：１．０％以下、Ｚｎ：０．５％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｚｒ：０．２％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．００５％以下のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とするプレス成形用アルミニウム合金板。
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| JP2007162367A JP2009001842A (ja) | 2007-06-20 | 2007-06-20 | プレス成形用アルミニウム合金板 |
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|---|---|---|---|---|
| JPH05279820A (ja) * | 1992-03-31 | 1993-10-26 | Furukawa Alum Co Ltd | 成形性に優れるアルミニウム合金板材の製造方法 |
-
2007
- 2007-06-20 JP JP2007162367A patent/JP2009001842A/ja active Pending
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