JP3905143B2 - プレス成形性が優れたアルミニウム合金板及びその製造方法 - Google Patents
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【産業上の利用分野】
本発明は、Al−Mg−Si系合金板又はAl−Mg系合金板からなるプレス成形性が優れたアルミニウム合金板及びその製造方法に関し、特に自動車パネル用アルミニウム合金板として好適のプレス成形性が優れたアルミニウム合金板及びその製造方法に関する。
【0002】
【従来の技術】
従来の成形加工性が優れたアルミニウム合金板としては、6009合金、6010合金及び特開平5−295475号公報に開示された合金等のAl−Mg−Si系合金板と、AA5182合金、5085合金、特公昭56−31858号公報又は特開昭60−125346号公報に開示された合金等のAl−Mg系合金板がある。これらのアルミニウム合金板は、主として自動車パネルに適用されている。
【0003】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、これらの自動車パネル用のアルミニウム合金板は、未だ成形性が不十分であった。
【0004】
本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、従来の自動車パネル用アルミニウム合金板よりもプレス成形性を高め、割れ限界を高めたプレス成形性が優れたアルミニウム合金板及びその製造方法を提供することを目的とする。
【0005】
【課題を解決するための手段】
本発明に係るプレス成形性が優れたアルミニウム合金板の製造方法は、Al−Mg−Si系合金板を熱間圧延して板厚を1000mmから5mmまで低減し、最終冷間圧延率が35〜65%の範囲で冷間圧延し、最終溶体化処理温度が500℃以上、加熱速度が100℃/分以上の条件で最終溶体化処理することにより、集合組織として、CUBE方位の割合が30%以下であるAl−Mg−Si系合金板を製造することを特徴とする。
本発明に係る他のプレス成形性が優れたアルミニウム合金板の製造方法は、Al−Mg系合金板を熱間圧延して板厚を1000mmから5mmまで低減し、最終冷間圧延率が35〜65%の範囲で冷間圧延し、最終溶体化処理温度が500℃以上、加熱速度が100℃/分以上の条件で最終溶体化処理することにより、集合組織として、CUBE方位、GOSS方位、BRASS方位、S方位、COPPER方位の割合が25%以下であるAl−Mg系合金板を製造することを特徴とする。
【0006】
この場合に、前記冷間圧延の際に、例えば、400℃に1時間加熱して、中間焼鈍を行うことが好ましい。
【0007】
更に、本発明に係るプレス成形性が優れたアルミニウム合金板は、請求項1乃至4のいずれか1項のアルミニウム合金板の製造方法で製造されたことを特徴とする。より、具体的には、請求項1に記載のアルミニウム合金板の製造方法により製造されたAl−Mg−Si系合金板であって、集合組織として、CUBE方位の割合が30%以下である。又は、請求項2に記載のアルミニウム合金板の製造方法により製造されたAl−Mg系合金板であって、集合組織として、CUBE方位、GOSS方位、BRASS方位、S方位、COPPER方位の割合が25%以下である。
【0008】
【作用】
本願発明者が従来の自動車パネル用アルミニウム合金板のプレス成形性が十分ではないことの原因を解明すべく種々実験研究を重ねた結果、従来のアルミニウム合金板は集合組織の制御が十分にされていなかったためにプレス成形性が低いものであることが判明した。。
【0009】
そこで本発明においては、集合組織を制御することによりプレス成形性を高め、特に割れ限界が高いアルミニウム合金板を得るものである。
【0010】
本願発明者等は、集合組織とプレス成形性との関係について鋭意研究し、集合組織を形成する方位因子の割合が成形性を支配することを見いだした。
【0011】
この集合組織を形成する方位因子とは、主として
CUBE方位 (100)<001>
GOSS方位 (110)<001>
BRASS方位 (110)<1−12>
S方位 (123)<63−4>
COPPER方位(112)<11−1>
であり、本明細書においては、これらの方位から土10度以内の方位のずれは同一の方位因子に属するものと定義する。なお、方位を表す場合に、X−Y−Z座標軸において、負方向の数値は、通常、数値の上部にバーを付して表示するが、本明細書においては、都合上、数値の前に「−」符号を付してこれを表示する。
【0012】
通常のアルミニウム合金の集合組織はこれらの方位因子から成立しており、各方位因子の存在割合が変化すると、塑性異方性が異なり、プレス成形性が変化する。本願発明者等は、これらの方位因子の存在割合とプレス成形性との関係を究明した。その結果、Al−Mg−Si系合金板においては、CUBE方位の割合が30%以下の範囲にある場合に、プレス成形性が最も向上することを見い出し、割れ限界が高いAl−Mg−Si系合金板を得た。また、Al−Mg系合金板においては、前記方位因子の割合が全て25%以下の場合に、プレス成形性が最も向上することを見い出し、割れ限界が高いAl−Mg系合金板を開発するに至ったものである。
【0013】
また、本願発明者等は集合組織と製造条件との関係を研究し、最終冷間圧延率が35〜65%の範囲で、かつ最終溶体化処理温度が500℃以上で、しかもその際の加熱速度が100℃/分以上の場合に、理想的な方位因子割合の集合組織を有するAl−Mg−Si系合金板又はAl−Mg系合金板を製造することができることを知見した。
【0014】
なお、Al−Mg−Si系合金としては、Mg:0.6〜1.0重量%及びSi:l.5重量%以下(0重量%を除く)を、Si≧(4/7)Mg+0.5を満足するように含有し、かつCu:l.0重量%以下に規制し、更に必要に応じてCr:0.2重量%以下、Mn:0.3重量%以下、Zr:0.2重量%以下からなる群から選択された少なくとも1種の元素を含有し、残部がAl及び不可避的不純物からなるものが望ましい。
【0015】
また、Al−Mg系合金としては、Mg:3.5〜8.0重量%、Cu:0.5〜1.5重量%を含有し、更に必要に応じてCr:0.2重量%以下、Mn:0.3重量%以下、Zr:0.2重量%以下からなる群から選択された少なくとも1種の元素を含有し、残部がAl及び不可避的不純物であるものがある。このように、Cuを必須成分とすることが好ましい。
【0016】
また、製造方法としては、通常の鋳造、均熱、熱間圧延を施した後、冷間圧延し、その後溶体化処理するものであり、この冷間圧延及び溶体化処理条件が本発明の範囲に入るものであればよく、その他の製造条件は適宜設定すればよい。鋳造工程においては、連続鋳造(ストリッブキャストなど)によりアルミニウム合金を鋳造することもできる。
【0017】
上述のごとく、Al−Mg−Si系合金板の場合には、集合組織として、CUBE方位の割合が30%以下の範囲にある場合に、集合組織がランダムになり、異方性がないものとなるため、プレス成形性が最も向上する。この範囲を外れると異方性が強いものとなり、プレス成形性が劣化する。
【0018】
また、Al−Mg系合金板の場合には、集合組織として、CUBE方位、GOSS方位、BRASS方位、S方位、COPPER方位の割合が全て25%以下の範囲にある場合に、集合組織がランダムになり、異方性がないものとなるため、プレス成形性が最も向上する。この範囲を外れると異方性が強いものとなり、プレス成形性が劣化する。
【0019】
【実施例】
次に、本発明の実施例について、本願発明の範囲から外れる比較例と比較して説明する。
【0020】
実施例1
6009合金及びAl−0.7重量%Mg−0.9重量%Si−0.3重量%Mn−0.1重量%Fe合金を通常のDC(直接鋳造)により鋳造し、550℃に8時間加熱して均熱処理した後、開始温度450℃で熱間圧延した。この熱間圧延により、厚さを1000mmから5mmまで低減した。その後、冷間圧延を施して板厚をlmmとし、ソルトバス及び制御炉を使用して最終溶体化処理を施した。なお、冷間圧延の際、中間焼鈍(400℃でl時間)を施し、最終冷間圧延率を変化させ、また最終溶体化処理の温度と加熱速度を変化させた。これらの変化により集合組織を変化させた。得られたlmm厚さの板材につき、エリクセン試験を行いプレス成形性を評価した。下記表1はその製造条件と集合組織を示し、表2は試験結果を示す。この表2から明らかなように、本発明の実施例材は、エリクセン値が9.5mm以上であり、優れたプレス成形性を示すことがわかる。
【0021】
【表1】
但し、表1において、合金Aは6009合金、合金BはAl−0.7重量%Mg−0.9重量%Si−0.3重量%Mn−0.1重量%Fe合金である。
【0022】
【表2】
【0023】
実施例2
5182合金及びAl−5.5重量%Mg−0.5重量%Cu−0.1重量%Mn−0.1重量%Fe合金を通常のDC鋳造し、480℃に8時間加熱して均熱処理した後、開始温度450℃で熱間圧延した。この熱間圧延により、厚さを1000mmから5mmまで低減した。その後、冷間圧延を施して板厚をlmmとし、ソルトバス及び制御炉を使用して最終溶体化処理を施した。なお、冷間圧延の際、中間焼鈍(400℃でl時間)を施し、最終冷間圧延率を変化させ、また最終溶体化処理の温度と加熱速度を変化させた。これらの変化により集合組織を変化させた。得られたlmm厚さの板材につき、エリクセン試験を行いプレス成形性を評価した。下記表3はその製造条件と集合組織を示し、表4は試験結果を示す。この表4から明らかなように、本発明の実施例材は、エリクセン値が9.8mm以上であり、優れたプレス成形性を示すことがわかる。
【0024】
【表3】
但し、表3において、合金Aは5182合金、合金BはAl−5.5重量%Mg−0.5重量%Cu−0.1重量%Mn−0.1重量%Fe合金である。
【0025】
【表4】
【0026】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、集合組織を適切に制御することにより、アルミニウム合金板のプレス成形性を十分に高めることができ、割れ限界が高く、自動車パネル用アルミニウム合金板として極めて有益なプレス成形性が優れたアルミニウム合金板を得ることができる。
Claims (4)
- Al−Mg−Si系合金板を熱間圧延して板厚を1000mmから5mmまで低減し、最終冷間圧延率が35〜65%の範囲で冷間圧延し、最終溶体化処理温度が500℃以上、加熱速度が100℃/分以上の条件で最終溶体化処理することにより、集合組織として、CUBE方位の割合が30%以下であるAl−Mg−Si系合金板を製造することを特徴とするプレス成形性が優れたアルミニウム合金板の製造方法。
- Al−Mg系合金板を熱間圧延して板厚を1000mmから5mmまで低減し、最終冷間圧延率が35〜65%の範囲で冷間圧延し、最終溶体化処理温度が500℃以上、加熱速度が100℃/分以上の条件で最終溶体化処理することにより、集合組織として、CUBE方位、GOSS方位、BRASS方位、S方位、COPPER方位の割合が25%以下であるAl−Mg系合金板を製造することを特徴とするプレス成形性が優れたアルミニウム合金板の製造方法。
- 前記冷間圧延の際に、中間焼鈍を行うことを特徴とする請求項1又は2に記載のプレス成形性が優れたアルミニウム合金板の製造方法。
- 前記中間焼鈍は、400℃に1時間加熱するものであることを特徴とする請求項3に記載のプレス成形性が優れたアルミニウム合金板の製造方法。
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