JP4740941B2 - アルミニウム合金板の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、アルミニウム合金板およびその製造方法に係り、特に、自動車用ボディーシート等の成形用材に好適なアルミニウム合金板およびその製造方法に関する。

従来、例えば自動車用の外板には、主として冷延鋼板が用いられている。しかし、最近になって自動車車体の軽量化の要求に伴い、Ａｌ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系等のアルミニウム合金板の使用が検討されている。

これらのアルミニウム合金板の製造方法としては、一般に、ＤＣ鋳造法（半連続鋳造法）によりスラブを鋳造し、その後スラブを面削加工して、バッチ式の炉に挿入し数時間〜十数時間均質化処理（ソーキング）を施した後、熱間圧延工程、冷間圧延工程、焼鈍工程を経て、所定の板厚に仕上げる方法が知られている（例えば、特許第３１５５６７８号参照。）。

また、回動する一対のエンドレスベルトを上下に対向して配置し、このエンドレスベルト同士の隙間にアルミニウム合金の溶湯を導入し、冷却しながら連続的に取り出してコイルに巻き取る双ベルト鋳造法が知られている（例えば、国際公開２００２−０１１９２２号（特表２００４−５０５７７４号）参照。）。

しかしながら、上記のＤＣ鋳造法の場合、鋳造時の溶湯の冷却速度は、１〜十数℃／ｓｅｃと比較的遅いため、特にスラブの中心部においては、マトリックスに晶出するＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の晶出物が、十〜数十μｍの大きさに成長することがある。このような晶出物は、圧延焼鈍工程を経て得られる最終焼鈍板のプレス成形性に悪影響を及ぼすおそれがある。

すなわち、最終焼鈍板を変形させる際に晶出物の大きさが比較的大きいと、晶出物とマトリックスとの間で剥離（いわゆるボイド）が生じやすくなり、この剥離部分を起点として微細割れが発生し、プレス成形性を悪化させるおそれがある。さらに、冷間圧延の際には晶出物の周囲に転位が集積し、この転位が焼鈍時における再結晶の核となることから、晶出物が大きくなると、単位体積当たりの晶出物の数が減少し、再結晶粒の核の密度が低くなる。このため、再結晶粒の粒径が数十μｍ以上に成長し、プレス成形性を悪くする。

従来法においては、プレス成形性を高めるために、高Ｍｇ合金が採用されている。しかし、Ｍｇ量が高くなると、成形後、時間を経るに従って、結晶粒界にβ相がフィルム状に析出し、耐応力腐食割れ性を劣化させる。

さらに、従来法においては、ＤＣ鋳造後のスラブ表面の面削、均質化処理、熱間圧延、冷間圧延、中間焼鈍等、工程が複雑でありコスト高となる。

これに対し、ベルト鋳造法は、溶湯を連続的に鋳造して得られたスラブを冷間圧延しているため、ＤＣ鋳造法と比べて工程が簡単化され、製造コストを削減できるという利点がある。

しかしながら、このベルト鋳造法においても、最終焼鈍板のプレス成形性や応力腐食割れ性の品質向上については、なんら検討がされていない。

本発明は、ベルト鋳造法によって、プレス成形性および耐応力腐食割れ性の優れたアルミニウム合金板を製造することを課題とする。

上記課題を解決するため、本発明では、Ｍｇ３．３〜３．６ｗｔ％、Ｍｎ０．１〜０．２ｗｔ％を含み、さらにＦｅ０．０５〜０．３ｗｔ％、Ｓｉ０．０５〜０．１５ｗｔ％を含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる溶湯を、双ベルト式鋳造機により表面から１／４厚みの領域が４５〜１００℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却されるように、厚さ５〜９ｍｍのスラブに鋳造してなるアルミニウム合金スラブ鋳塊を使用する。

そして、このアルミニウム合金スラブ鋳塊を、熱間圧延を施すことなく直接ロールに巻き取った後、表面粗度がＲａ０．２〜０．８μｍの圧延ロールによりスラブ鋳塊を冷間圧延し、その後焼鈍を施して、最終焼鈍板の板表面から１０〜３０μｍ深さの領域における晶出物粒径が５μｍ以下、焼鈍により再結晶される再結晶粒径の平均が７〜１０μｍで、かつ表面粗度がＲａ０．２〜０．７μｍとすることにより、プレス成形性および耐応力腐食割れ性に優れたアルミニウム合金板を得ることができる。

本発明によれば、ベルト鋳造法によって、プレス成形性および耐応力腐食割れ性の優れたアルミニウム合金板を製造することができる。

以下、本発明の実施の形態に基づいて説明する。本実施形態によれば、まず溶湯を双ベルト式鋳造機に導いてスラブを連続鋳造し、これをロールに巻き取るようにしている。双ベルト式鋳造機は、例えば、回動する一対のエンドレスベルトが上下に対向して配置され、このベルト同士に挟まれた平坦な部分に溶湯を導いて、ベルトの回動に合わせて移送させることにより、溶湯が冷却され、所望の板厚を有するスラブが連続鋳造されるようになっている。

双ベルト式鋳造機で鋳造されたスラブは、例えば５〜１５ｍｍの総厚を有し、鋳造時においてスラブ総厚に対し表面から１／４の厚みの領域が、２０〜２００℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却される。このため、最終焼鈍板の板表面から１０〜３０μｍ深さの領域における、Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系等の晶出物の大きさは、５μｍ以下と非常に微細になる。よって、最終焼鈍板を変形させても、晶出物とマトリックスの剥離が生じにくく、剥離部分を起点として微細割れを生じるＤＣ鋳造圧延板と比較して、プレス成形性に優れている。

また、冷間圧延の際には、晶出物の周囲に転位が集積し、この転位が焼鈍時の再結晶の核となるが、晶出物の大きさが比較的小さいスラブの冷間圧延板の場合、単位体積当たりの晶出物の数が多く、再結晶粒の核の密度が高くなる。このため、再結晶粒の粒径は１５μｍ以下と比較的小さくなり、プレス成形性に優れた最終焼鈍板を得ることができる。

このように比較的簡略化された製造工程に加え、本実施形態では、ロールに巻き取られたスラブを冷間圧延する際に使用する冷間圧延ロールをグラインダー等で研磨する際、ロールの表面粗度をＲａ０．２〜０．８μｍの範囲に調整するようにしている。これにより、冷間圧延工程において、圧延ロール表面の形状が圧延板表面に転写され、最終焼鈍板の表面粗度はＲａ０．２μｍ〜０．７μｍとなる。最終焼鈍板の表面粗度がＲａ０．２〜０．７μｍの範囲内であれば、最終焼鈍板表面形状が成形時に使用する低粘性潤滑油を均一に保持するミクロプールの役目を果たし、所定のプレス成形性を確保することができる。

次に、本実施形態における合金成分の意義、限定理由および最終焼鈍板に生成する金属間化合物や再結晶粒の大きさ、最終焼鈍板の表面粗度、スラブ鋳造時の冷却速度、冷間圧延ロールの表面粗度などの限定理由について説明する。

まず、Ｍｇは、マトリックスに固溶させることにより、最終焼鈍板の強度を増大させると共に、加工硬化性を増して延性を増大させ、プレス成形性の向上に寄与する。添加量を３．３〜３．６ｗｔ％と規定したのは、３．３ｗｔ％未満では、強度が低く、成形加工性も低いのに対し、３．６ｗｔ％を超えると、耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）を悪化させ、製造コストが高くなるからである。

Ｍｎは、結晶粒の微細化を図ると共に、強度を増加させ、プレス成形性を向上させる。添加量を０．１ 〜０．２ｗｔ％と規定したのは、０．１ｗｔ％未満では、その効果が十分でないのに対し、０．２ｗｔ％を超えると、Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系晶出物が増加して材料の延性が低下し、自動車用のアルミニウム板としての成形加工性が低下するからである。

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系の化合物を晶出させ、結晶粒を微細化させると共に、強度を増加させ、プレス成形性を向上させる。添加量が０．０５ｗｔ％未満では、その効果が十分でないのに対し、０．３ｗｔ％を超えると、鋳造時に比較的粗大なＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系の晶出物の数を増加させ、プレス成形性を低下させるばかりでなく、スラブ中のＭｎの固溶量を減少させ、最終焼鈍板の強度を低下させることになる。したがって、Ｆｅの好ましい含有範囲は、０．０５〜０．３ｗｔ％であり、より好ましくは、０．０５〜０．２ｗｔ％である。

Ｓｉは、Ｆｅ、Ｍｎ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系の化合物を晶出させ、結晶粒の微細化を図ると共に、強度を増加させる。添加量が０．０５ｗｔ％未満では、その効果が十分でないのに対し、０．１５ｗｔ％を超えると、鋳造時にＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系の晶出物の数を増加させ、プレス成形性を低下させるばかりでなく、スラブのＭｎの固溶量を減少させ、最終焼鈍板の強度を低下させることになる。したがって、Ｓｉの好ましい含有範囲は、０．０５〜０．１５ｗｔ％であり、より好ましくは、０．０５〜０．１０ｗｔ％である。

最終焼鈍板の板表面から１０〜３０μｍの深さの領域に存在する晶出物は、粒径が５μｍ以下であることが好ましい。最終焼鈍板を変形させた場合、晶出物粒径が５μｍ以下であれば、晶出物とマトリックスとの間で剥離が生じにくく、剥離部分を起点とした微細割れの発生を抑制し、プレス成形性を向上させる。また、焼鈍の際に、晶出物粒径が５μｍ以下であれば、単位体積当たりの晶出物の数が多くなるため、再結晶粒の核の密度が高くなり、再結晶粒の大きさが１５μｍ以下と比較的小さくなるため、プレス成形性の向上に効果がある。

最終焼鈍板の板表層の再結晶粒の大きさは、１５μｍ以下が好ましい。これを超えると、プレス成形性が劣ると同時に、材料変形時に結晶粒界に生じる段差が大きくなり過ぎて、変形後のオレンジピールが顕著となるため、プレス成形後の表面品質を劣化させる要因となる。

最終焼鈍板における表面粗度は、Ｒａ０．２〜０．７μｍが好ましい。表面粗度がＲａ０．２μｍ未満では、成形時に使用する低粘性潤滑油を最終焼鈍板表面に保持させるミクロプールの生成が不十分であるため、成形時に潤滑油を板表面とプレス金型との境界面に均一に浸透させることが困難となり、プレス成形性は向上しない。一方、表面粗度がＲａ０．７μｍを超えると、最終焼鈍板表面においてミクロプールが粗く不均一に分布し、潤滑油を板表面上に均一に保持させることが困難となるため、プレス成形性は向上しない。ここで、最終焼鈍板における表面粗度はＲａ０．３〜０．６μｍがより好ましい。

合金成分中には、結晶粒の微細化剤（例えば、Ｔｉ）を０．１０ｗｔ％以下添加してもよい。また、不純物としてＣｕ、Ｖ、Ｚｒ等をそれぞれ０．０５ｗｔ％以下の範囲で含有していても構わない。
次に、本実施形態におけるスラブの鋳造条件の意義および限定理由について説明する。まず、双ベルト式鋳造機によるスラブ厚みの範囲を５〜１５ｍｍに規定したのは、厚みが５ｍｍ未満では、単位時間当たりに鋳造機を通過する溶湯量が少なく鋳造が困難となり、厚みが１５ｍｍを超えると、ロールによる巻取りができなくなるからである。

ＤＣ鋳造によって得られるスラブは、スラブの厚みが大きく、金属組織においては、冷却速度が１〜十数℃／ｓｅｃと比較的遅いため、特にスラブ中心部に晶出するＡｌ-（Ｆｅ・Ｍｎ）-Ｓｉ等の晶出物は、十〜数十μｍの大きさに達することがある。この場合、最終焼鈍板の塑性変形時に、晶出物とマトリックスとの間で剥離が生じ、プレス成形性に悪影響を及ぼすことがある。これに対し、本実施形態の双ベルト式鋳造機は、スラブの板厚を薄く調整し、この板厚に対し表面から１／４厚みの領域の冷却速度を２０〜２００℃／ｓｅｃと速くすることができるため、最終焼鈍板の板表面から１０〜３０μｍの深さ領域における晶出物粒径は、５μｍ以下となる。

冷間圧延ロールにおいて、ロール表面の面粗度をＲａ０．２〜０．８μｍと規定した理由は、最終焼鈍板の面粗度を調整するためである。冷間圧延工程によってロール表面の形状が圧延板表面に転写されるため、最終焼鈍板の表面粗度は、Ｒａ０．２〜０．７μｍとなる。最終焼鈍板の面粗度が、Ｒａ０．２〜０．７μｍの範囲内であれば、最終焼鈍板の表面形状が成形時に使用する低粘性潤滑油を均一に保持するミクロプールの役目を果たし、プレス成形性に優れた板となる。なお、より好ましい最終焼鈍板の表面粗度は０．３〜０．６μｍであるため、圧延ロール表面の面粗度を更にＲａ０．３〜０．７μｍの範囲内に規定することがより好ましい。

以上、述べたように、本実施形態によれば、プレス成形性および耐応力腐食割れ性に優れたアルミニウム合金板、特に、自動車用として好適なアルミニウム合金板を得ることができる。

以下、本発明にかかる実施例について比較例と対比して説明する。表１（実施例）の組成Ａを有する溶湯を脱ガス鎮静後、双ベルト鋳造法によりスラブを鋳造した。このスラブを冷間圧延ロールで冷間圧延して厚さ１ｍｍの板を形成し、次いでこの板を４２０℃で連続焼鈍（ＣＡＬ）して最終焼鈍板の試験材を得た。なお、表２（実施例１〜３）は、各製造工程における試験材の製造条件の例を示している。

次に、この試験材の再結晶粒径、晶出物（金属間化合物）の最大径、表面粗度、０．２％耐力（０．２％ＹＳ）、引張り強度（ＵＴＳ）、伸び（ＥＬ）、円筒絞り高さ、耐応力腐食割れ（耐ＳＣＣ）寿命について測定を行った。

試験材の再結晶粒径は、クロスカット法で測定した。偏光顕微鏡を用いて試験材の結晶粒写真（２００倍）を撮影し、縦横方向に３本ずつ線を引いて、その線とクロスする結晶粒の数を数え、線の長さと数の割り算で求めた粒径の平均値を試験材の再結晶粒径とした。また、晶出物の大きさは、画像解析装置（ルーゼックス）を用いて測定した。

試験材の表面粗度は、表面粗さ計を用いて、ＪＩＳＢ０６０１に準じて測定し、測定方向は圧延方向に対して垂直方向とし、測定領域を４ｍｍ、カットオフを０．８ｍｍとしたときの平均粗さＲａとした。なお、ロール表面粗さは、試験材の表面粗度と同様、表面粗さ計を用いて、ＪＩＳＢ０６０１に準じて測定し、測定方向はロール横方向とし、測定領域を４ｍｍ、カットオフを０．８ｍｍとしたときの平均粗さＲａとした。

円筒絞り高さは、以下の金型を用い、破断時の限界成形高さを示している。ポンチ：４０ｍｍφ，肩Ｒ：８ｍｍ、ダイ：４２．５ｍｍφ，肩Ｒ：８ｍｍ
耐ＳＣＣ性の評価は、最終焼鈍板を３０％冷延率で圧延し、１２０℃で１週間鋭敏化処理を施した後、耐力の８５％に相当する歪を加え、３．５％塩水中に連続浸漬して、割れが発生するまでの時間を耐ＳＣＣ寿命として測定した。

以上により測定した結果を表３（実施例１〜３）に示す。

次に、比較例として、表１（比較例Ｂ、Ｃ）の組成を有する溶湯を、表２（比較例１〜６）の製造条件に基づいて試験材を作製した。作製された試験材の評価は、実施例１〜３と同様の項目について測定し、測定結果を表３（比較例１〜６）に示す。

実施例１〜３は、適度なＭｇ含有量３．４％であり、試験材の金属組織に微細な再結晶粒と晶出物を有し、表面が適度な表面粗さＲａ０．４２〜０．４５μｍを示すことから、円筒絞り性に優れ、かつ耐ＳＣＣ性にも優れている。

すなわち、実施例１〜３は、まず、双ベルト式鋳造法によって、スラブを連続鋳造してロールに巻き取るが、鋳造時の冷却測度は、スラブ厚みに対して、少なくとも表面から１／４厚みの領域の冷却速度が２０〜２００℃／ｓｅｃになるようにしている。このため、最終焼鈍板の板表面から１０〜３０μｍ深さにおける領域の金属組織は、Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系晶出物等が５μｍ以下に微細化される。これにより、最終焼鈍板を変形させても、晶出物とマトリックスとの剥離が生じにくく、プレス成形性に優れた板を得ることができる。

また、晶出物の大きさが比較的小さいことに加え、単位体積当たりの晶出物の数が多くなるため、再結晶粒の核の密度が高くなり、その結果再結晶粒径が１５μｍ以下と比較的小さくなり、プレス成形性に優れた板となる。さらに、冷間圧延時に使用する圧延ロールをグラインダーで研磨する際、ロールの表面粗度をＲａ０．２〜０．８μｍと限定した範囲に調整することにより、最終焼鈍板の表面粗度をＲａ０．２〜０．７μｍの範囲内とすることができ、最終焼鈍板の表面形状が成形時に使用する低粘性潤滑油を均一に保持するミクロプールの役目を果たすため、プレス成形性を一層向上できる。

これに対し、比較例１は、Ｍｇ含有量３．０％と低いため、引張強度、伸びがいずれも不足しており、円筒絞り性が劣っている。比較例２は、Ｍｇ含有量４．５％と高いため、引張強度、伸びがともに優れているが、耐ＳＣＣ性が劣っている。

比較例３は、表面粗さＲａが０．１μｍと低く、実施例１〜３の表面と比べると滑らかであるが、円筒絞り性が劣っている。比較例４は、最終焼鈍板における表面粗さＲａが０．８μｍと高く、実施例１〜３の表面と比較して粗いが、この場合も円筒絞り性が劣っている。

比較例５は、ＤＣ鋳造材であるが、鋳造時の冷却速度が比較的遅いため、実施例１〜３と比べると、やや粗い再結晶粒と金属間化合物を有し、円筒絞り性が劣っている。比較例６は、双ロール鋳造材であるが、鋳造時の冷却速度が最も速いため、実施例１〜３と比較して微細な晶出物を晶出し、再結晶粒は粗く、円筒絞り性に劣っている。
以上述べたように、双ベルト式鋳造法によって、アルミニウム合金スラブ鋳塊を直接ロールに巻き取った後、表面粗度がＲａ０．２〜０．８μｍの圧延ロールによりスラブ鋳塊を冷間圧延し、その後焼鈍を施して、最終焼鈍板の板表面から１０〜３０μｍ深さの領域における晶出物粒径が５μｍ以下、再結晶粒径が１５μｍ以下で、かつ表面粗度がＲａ０．２〜０．７μｍとすることにより、プレス成形性および耐応力腐食割れ性に優れたアルミニウム合金板を得ることができる。

Claims (1)

1. Ｍｇ３．３〜３．６ｗｔ％、Ｍｎ０．１〜０．２ｗｔ％を含み、さらにＦｅ０．０５〜０．３ｗｔ％、Ｓｉ０．０５〜０．１５ｗｔ％を含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる溶湯を、双ベルト式鋳造機により表面から１／４厚みの領域が４５〜１００℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却されるように厚さ５〜９ｍｍのスラブを鋳造して、熱間圧延を施すことなくロールに巻き取った後、表面粗度がＲａ０．２〜０．８μｍの圧延ロールにより前記スラブを冷間圧延し、その後焼鈍を施して、該焼鈍後に得られる最終焼鈍板の板表面から１０〜３０μｍ深さの領域における晶出物粒径が５μｍ以下、前記焼鈍により再結晶される再結晶粒径の平均が７〜１０μｍであり、かつ表面粗度がＲａ０．２〜０．７μｍであることを特徴とするプレス成形性および耐応力腐食割れ性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。