JP2007247000A

JP2007247000A - 成形時のリジングマーク性に優れたアルミニウム合金板の製造方法

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Publication number: JP2007247000A
Application number: JP2006073014A
Authority: JP
Inventors: Kenji Tokuda; 健二徳田; Tetsuya Masuda; 哲也増田
Original assignee: Kobe Steel Ltd; Shinko Alcoa Yuso Kizai KK
Current assignee: Kobe Steel Ltd; Shinko Alcoa Yuso Kizai KK
Priority date: 2006-03-16
Filing date: 2006-03-16
Publication date: 2007-09-27
Anticipated expiration: 2026-03-16
Also published as: JP4939088B2

Abstract

【課題】量産的な熱延ラインによって6000系Al合金板を製造する場合にでも、プレス成形時のリジングマークを防止した製造方法を提供することを目的とする。
【解決手段】Si:0.4〜1.3%、Mg:0.2〜1.2%、Mn:0.01 〜0.65% 、Cu:0.001〜1.0%を含み、残部がAlおよび不可避的不純物からなり、400mm 以上の厚みを有する大型のアルミニウム合金鋳塊を、500 ℃以上融点未満の温度で均質化熱処理した後、50℃/hr 以上、100 ℃/hr 以下の冷却速度で冷却し、その後、リバース式の粗圧延機とタンデム式の仕上げ圧延機とから構成されて各々複数のパスからなる圧延が施される熱延ラインによって、前記粗圧延における開始温度を350 〜450 ℃の温度範囲とし、前記仕上げ圧延における終了温度を350 ℃以下とした熱間圧延を行い、更に冷間圧延した後に、溶体化および焼入れ処理することである。
【選択図】なし

Description

本発明は、パネルへのプレス成形時のリジングマーク性に優れたアルミニウム合金板の製造方法（以下、アルミニウムを単にAlとも言う）に関するものである。本発明で言うアルミニウム合金板とは、圧延後に溶体化および焼入れ処理された板のことを言う。

近年、排気ガス等による地球環境問題に対して、自動車などの輸送機の車体の軽量化による燃費の向上が追求されている。このため、特に、自動車の車体に対し、従来から使用されている鋼材に代わって、圧延板材、押出形材、鍛造材などの、より軽量なAl合金材の適用が増加しつつある。

この内、自動車のフード、フェンダー、ドア、ルーフ、トランクリッドなどのパネル構造体の、アウタパネル (外板) やインナパネル( 内板) 等のパネルには、Al-Mg-Si系のAA乃至JIS 6000系 (以下、単に6000系と言う) のAl合金板の使用が増加しつつある。

このAl-Mg-Si系のAl合金材の中でも、自動車のフード、フェンダー、ドア、ルーフ、トランクリッドなどのパネル構造体の、アウタパネル (外板) やインナパネル( 内板) 等のパネルには、薄肉で高強度なAl合金板として、過剰Si型の6000系のAl合金板の使用が好ましい。

この過剰Si型の6000系Al合金は、基本的には、Si、Mgを必須として含み、かつSi/Mg が質量比で1 以上であるAl-Mg-Si系アルミニウム合金である。そして、この過剰Si型6000系Al合金は優れた時効硬化能を有しているため、プレス成形や曲げ加工時には低耐力化により成形性を確保するとともに、成形後のパネルの塗装焼付処理などの、比較的低温の人工時効処理時の加熱により時効硬化して耐力が向上し、必要な強度を確保できる時効硬化能がある。

また、これら過剰Si型6000系Al合金材は、Mg量などの合金量が多い、他の5000系のAl合金などに比して、合金元素量が比較的少ない。このため、これら6000系Al合金材のスクラップを、Al合金溶解材 (溶解原料) として再利用する際に、元の6000系Al合金鋳塊が得やすく、リサイクル性にも優れている。

一方、自動車のアウタパネルは、周知の通り、アルミニウム合金板に対し、プレス成形における張出成形時や曲げ成形などの成形加工が複合して行われて製作される。例えば、フードやドアなどのアウタパネルでは、張出などのプレス成形によって、アウタパネルとしての成形品形状となされ、次いで、このアウタパネル周縁部のフラットヘムなどのヘム (ヘミング) 加工によって、インナパネルとの接合が行われ、パネル構造体とされる。

この際、過剰Si型6000系Al合金板を素材とした、プレス成形後のパネルには、リジングマークなどの表面の肌荒れ不良が生じ易いという課題がある。リジングマークは、板のスジ状に並んだ集合組織に起因し、プレス成形などの変形時に、板表面の凹凸となる現象である。このため、アルミニウム合金板の結晶粒が肌荒れを生じない程度に微細であってもプレス成形によって生じる点がやっかいである。

このリジングマークは、パネル構造体の大型化や形状の複雑化、あるいは薄肉化などによりプレス成形条件が厳しくなった場合に特に生じ易い。また、プレス成形直後には比較的目立たず、そのままパネル構造体として塗装工程に進んだ後に目立ちやすくなるという問題もある。

このリジングマークが生じた場合、特に表面が美麗であることが要求される、外板 (アウタ) 用などのパネル構造体では、外観不良となって使用できない問題となる。

また、鋳塊を500 ℃以上の温度で均質化熱処理後に冷却して、あるいは室温に冷却後再加熱して、350 〜450 ℃の比較的低温で熱延を開始することにより、過剰Si型6000系Al合金板のリジングマークを防止することも公知である (例えば、特許文献１、2 参照) 。
特許第2823797 号公報（全文）特開平8 ー232052号公報（全文）

しかし、このような均質化熱処理後に冷却および350 〜450 ℃の比較的低温での熱延開始を、板の量産的な熱延ラインに適用しても、熱延条件によっては、過剰Si型6000系Al合金板のリジングマークが防止できない場合がある。

即ち、量産的な熱延ラインでは、アルミニウム合金鋳塊が400 mm以上の厚みに大型化する。そして、量産的な熱延ラインでは、この大型のアルミニウム合金鋳塊が、リバース式の粗圧延機と、複数の圧延機が直列に配列されるタンデム式の仕上げ圧延機とから構成されて、各々複数のパスからなる圧延が施される。

このため、量産的な熱延ラインでは、試験的な圧延機を用いたラボ的な熱延条件に比して、熱延条件が異なり、また複雑となる。このため、前記均質化熱処理後の冷却や熱延開始温度を低温化しただけでは、リジングマークが防止できない場合がある。

また、一方で、曲げ加工性とプレス成形性の向上のために、6000系Al合金板の集合組織に異方性を持たせることも、近年種々提案されているが、これら6000系Al合金板の集合組織に異方性を持たせると、プレス成形性が低下するという問題がある。

本発明はこの様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、量産的な熱延ラインによって6000系Al合金板を製造する場合にでも、プレス成形時のリジングマークを防止した製造方法を提供しようとするものである。

この目的を達成するために、本発明の成形時のリジングマーク性に優れたアルミニウム合金板の製造方法の要旨は、質量% で、Si:0.4〜1.3%、Mg:0.2〜1.2%、Mn:0.01 〜0.65% 、Cu:0.001〜1.0%を含み、残部がAlおよび不可避的不純物からなり、400 mm以上の厚みを有する大型のアルミニウム合金鋳塊を、500 ℃以上融点未満の温度で均質化熱処理した後、50℃/hr 以上、100 ℃/hr 以下の冷却速度で冷却し、その後、リバース式の粗圧延機とタンデム式の仕上げ圧延機とから構成されて各々複数のパスからなる圧延が施される熱延ラインによって、前記粗圧延における開始温度を350 〜450 ℃の温度範囲とし、前記仕上げ圧延における終了温度を350 ℃以下とした熱間圧延を行い、更に冷間圧延した後に、溶体化および焼入れ処理することである。

本発明では、上記均質化熱処理した後の冷却を、好ましくは、350 〜450 ℃の温度範囲まで、50℃/hr 以上、100 ℃/hr 以下の冷却速度で冷却し、350 〜450 ℃の温度範囲で、前記熱間粗圧延を開始する。

本発明では、上記均質化熱処理した後の冷却を、好ましくは、350 ℃以下の温度範囲まで、50℃/hr 以上、100 ℃/hr 以下の冷却速度で冷却し、その後350 〜450 ℃の温度範囲まで再加熱して、前記熱間粗圧延を開始する。

本発明では、鋳塊を均質化熱処理後に冷却して、あるいは室温に冷却後再加熱して、350 〜450 ℃の比較的低温で熱延を開始する点は、前記特許文献１、2 と同じである。

但し、本発明が対象とする量産的な熱延ラインに供せられる比較的大型の鋳塊とは、400 mm以上の厚みを有する鋳塊である。また、熱延ラインも、この大型の鋳塊に対して、リバース式の粗圧延機とタンデム式の仕上げ圧延機とから構成されて各々複数のパスからなる圧延を施す熱延ラインである。

本発明では、このような量産的な熱延ラインによって6000系Al合金板を製造する場合にでも、プレス成形時のリジングマークを防止するために、鋳塊を均質化熱処理後に冷却するに際して、上記要旨の通り、冷却速度を50℃/hr 以上、100 ℃/hr 以下に規定する。

この特定の冷却速度範囲にすることによって、量産的な熱延ラインにおいても、熱延中の再結晶粒の核生成サイトとして適当なサイズ、分布に、鋳塊中のMg₂Si 化合物を制御できる。そして、これによって、粗大な再結晶粒 (熱間ファイバー) の生成を抑制し、再結晶の際の組織の均質化を図り、成形時のリジングマーク性を向上させることができる。

本発明の均質化熱処理後の上記特定冷却速度範囲は、鋳塊中の粗大なMg₂Si 化合物を無くして微細化を徹底させるものではない。本発明では、熱延中の再結晶粒の核生成サイトとして必要な、直径が 2μm 以上の粗大なMg₂Si 化合物の個数を、後述する通り、適当な分布 (数) だけ確保する。本発明の均質化熱処理後の上記特定冷却速度範囲は、このためのものである。

更に、本発明では、均質化熱処理後の上記特定冷却速度範囲での冷却後の鋳塊を、上記要旨の通り、より低温で熱間圧延を開始するとともに、再結晶温度以下のより低温で熱間圧延を終了する。これによって、前記した通り、粗大な再結晶粒の生成を抑制して、再結晶の際の組織の均質化を図り、成形時のリジングマーク性を向上させることを保証する。

この結果、280 ℃程度の低温の熱間圧延終了温度でも、上記粗大な再結晶粒が生成しやすい、過剰Si型の6000系Al合金板であっても、上記粗大な再結晶粒を抑制でき、リジングマークを抑制できる。

因みに、鋳塊の大きさ (主として厚み) によって、その冷却速度は、勿論大きく異なる。しかし、本発明が対象とする400 mm以上の厚みを有する比較的大型の鋳塊の場合には、上記50℃/hr 以上、100 ℃/hr 以下の特定冷却速度を得ようとすると、均熱炉内または炉外でファンにより鋳塊を強制空冷する必要がある。

例えば、均熱炉内または炉外での放冷では、上記比較的大型の鋳塊の場合には、冷却速度が小さくなる。このため、上記下限50℃/hr 以上の冷却速度が得られず、必然的に、下限50℃/hr 未満の冷却速度となる。一方、均熱炉外での強制空冷または水冷では、上記比較的大型の鋳塊の場合でも、冷却速度が大きくなる。このため、上記上限100 ℃/hr 以下の冷却速度とはならず、上限100 ℃/hr を越える冷却速度となる場合がある。

以下に、本発明Al合金板の製造方法の実施態様につき具体的に説明する。

(化学成分組成)
先ず、本発明が対象とする6000系Al合金板の化学成分組成について説明する。本発明が対象とする6000系Al合金板は、前記した自動車材などとして、優れた成形性やBH性、強度、溶接性、耐食性などの諸特性が要求される。

このような要求を満足するために、Al合金板の組成は、質量% で、Si:0.4〜1.3%、Mg:0.2〜1.2%、Mn:0.01 〜0.65% 、Cu:0.001〜1.0%を含み、残部がAlおよび不可避的不純物からなるものとする。

また、本発明が対象とする6000系Al合金板は、リジングマークが生じやすいSiとMgとの質量比Si/Mg が1 以上であるような過剰Si型の6000系Al合金板に適用されて好ましい。

なお、その他の元素は、AA乃至JIS 規格などに沿った各不純物レベルの含有量 (許容量) とする。その他の合金元素とは、具体的には、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:0.2% 以下、の内の1 種または2 種以上を含んでも良い。また、これらに加えて、あるいは、これらの代わりに、更に、Ag:0.2% 以下、Zn:1.0% 以下、の内の1 種または2 種を含んでも良い。

上記合金元素以外のその他の合金元素やガス成分も不純物である。しかし、リサイクルの観点から、溶解材として、高純度Al地金だけではなく、6000系合金やその他のAl合金スクラップ材、低純度Al地金などを溶解原料として使用して、本発明Al合金組成を溶製する場合には、これら他の合金元素は必然的に含まれることとなる。したがって、本発明では、目的とする本発明効果を阻害しない範囲で、これら不純物元素が含有されることを許容する。

上記6000系Al合金における、各元素の好ましい含有範囲と意義、あるいは許容量について以下に説明する。

Si:0.4〜1.3%。
SiはMgとともに、固溶強化と、塗装焼き付け処理などの前記低温での人工時効処理時に、強度向上に寄与する時効析出物を形成して、時効硬化能を発揮し、自動車のアウタパネルとして必要な、例えば170MPa以上の必要強度（耐力）を得るための必須の元素である。したがって、本発明過剰Si型6000系Al合金板にあって、プレス成形性、ヘム加工性などの諸特性を兼備させるための最重要元素である。

また、パネルへの成形後の低温塗装焼き付け処理後(2% ストレッチ付与後170 ℃×20分の低温時効処理時) の耐力を170MPa以上という、優れた低温時効硬化能を発揮させるためにも、Si/Mg を質量比で1.0 以上とし、SiをMgに対し過剰に含有させた過剰Si型6000系Al合金組成とすることが好ましい。

Si量が0.4%未満では、前記時効硬化能、更には、各用途に要求される、プレス成形性、ヘム加工性などの諸特性を兼備することができない。一方、Siが1.3%を越えて含有されると、特にヘム加工性やプレス成形性が著しく阻害される。更に、溶接性を著しく阻害する。したがって、Siは0.4 〜1.3%の範囲とする。なお、アウタパネルでは、ヘム加工性が特に重視されるため、プレス成形性とともにフラットヘム加工性をより向上させるために、Si含有量を0.6 〜1.2%と、より低めの範囲とすることが好ましい。

Mg:0.2〜1.2%。
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とともに強度向上に寄与する時効析出物を形成して、時効硬化能を発揮し、パネルとして、例えば170MPa以上の必要耐力を得るための必須の元素である。

Mgの0.2%未満の含有では、絶対量が不足するため、人工時効処理時に前記化合物相を形成できず、時効硬化能を発揮できない。このためパネルとして必要な170MPa以上の必要耐力が得られない。

一方、Mgが1.2%を越えて含有されると、却って、プレス成形性や曲げ加工性等の成形性が著しく阻害される。したがって、Mgの含有量は、0.2 〜1.2%の範囲で、かつSi/Mg が質量比で1.0 以上となるような量とする。また、フラットヘム加工性をより向上させるために、Si含有量を前記0.6 〜1.2%のより低めの範囲とする場合には、これに対応して過剰Si型6000系Al合金組成とするために、Mg含有量も0.2 〜0.7%と低めの範囲とすることが好ましい。

Cu:0.001〜1.0%
Cuは、本発明の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強度向上に寄与する時効析出物の形成を促進させる効果がある。また、固溶したCuは成形性を向上させる効果もある。Cu含有量が0.001%未満ではこの効果がない。一方、1.0%を越えると、耐応力腐食割れ性や、塗装後の耐蝕性の内の耐糸さび性、また溶接性を著しく劣化させる。このため、耐食性が重視される構造材用途などの場合には0.8%以下、自動車外板用などのパネル用途などの場合には、耐糸さび性の発現が顕著となる0.1%以下の量とすることが好ましい。

Mn:0.01 〜0.65%
Mnには、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ため、微細な結晶粒を得ることができる効果がある。前記した通り、本発明Al合金板のプレス成形性やヘム加工性はAl合金組織の結晶粒が微細なほど向上する。この点、Mn含有量が0.01% 未満ではこれらの効果が無い。

一方、Mn含有量が多くなった場合、溶解、鋳造時に粗大なAl-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr) 系の金属間化合物や晶析出物を生成しやすく、Al合金板の機械的性質を低下させる原因となる。また、特に、前記複雑形状や薄肉化、あるいはインナパネル端部とアウタパネル縁曲部内面との間の隙間の存在などによって、加工条件が厳しくなったフラットヘム加工では、Mn含有量が0.15% を越えた場合、ヘム加工性が低下する。このため、Mnは0.01〜0.65% の範囲とし、特に前記加工条件が厳しくなったフラットヘム加工では、より好ましくは0.01〜0.15% の範囲とする。

(製造方法)
次ぎに、本発明Al合金板の製造方法について以下に説明する。本発明では、上記した成分組成のAl合金鋳塊を、均質化熱処理後、熱間圧延し、更に冷間圧延した後に、溶体化および焼入れ処理する、工程的には常法と同じである。

但し、本発明が対象とするのは、前記した通り、比較的大型の鋳塊を用いた量産的な熱延ラインである。本発明では、このような量産的な熱延ラインによって6000系Al合金板を製造する場合にでも、プレス成形時のリジングマークを防止する。このための必要、あるいは好ましい条件について以下に説明する。

(溶解、鋳造)
先ず、溶解、鋳造工程では、上記6000系成分規格範囲内に溶解調整されたAl合金溶湯を、連続鋳造圧延法、半連続鋳造法（DC鋳造法）等の通常の溶解鋳造法を適宜選択して鋳造する。

(均質化熱処理)
次いで、前記鋳造されたAl合金鋳塊に均質化熱処理を施す。均質化熱処理の温度自体は、常法通り、500 ℃以上の均質化温度で、融点未満の温度が適宜選択される。この均質化熱処理は、組織の均質化、すなわち、鋳塊組織中の結晶粒内の偏析をなくすことを目的とする。熱処理温度が500℃より低いと鋳塊の粒内偏析を十分になくすことができず、これが破壊の起点として作用するため、プレス成形性及び曲げ性が劣化する。また、熱処理時間は、鋳塊の厚みにもよるが、2hr 以上とすることが好ましい。2hr より低いと鋳塊の粒内偏析を十分になくすことができず、これが破壊の起点として作用する可能性がある。

本発明では、量産的な熱延ラインによって6000系Al合金板を製造する場合にでもプレス成形時のリジングマークを防止するために、鋳塊を均質化熱処理後に350 〜450 ℃の粗圧延開始温度範囲まで、50℃/hr 以上、100 ℃/hr 以下の冷却速度で冷却する。

この特定の冷却速度範囲にすることによって、量産的な熱延ラインにおいても、熱延中の再結晶粒の核生成サイトとして適当なサイズ、分布に、鋳塊中のMg₂Si 化合物を制御できる。この結果、過剰Si型の6000系Al合金板であっても、熱延中の粗大な再結晶粒 (熱間ファイバー) の生成を抑制し、再結晶の際の組織の均質化を図り、成形時のリジングマーク性を向上させることができる。

前記した通り、本発明の均質化熱処理後の上記特定冷却速度範囲は、鋳塊中の粗大なMg₂Si 化合物を無くして微細化を徹底させるものではない。熱延中の再結晶粒の核生成サイトとして必要な、直径が 2μm 以上の粗大なMg₂Si 化合物の個数を、適当な分布 (数) だけ確保するためのものである。

上記下限50℃/hr 未満の冷却速度では、鋳塊中のMg₂Si 化合物が粗大化し、具体的には、直径が 2μm 以上のMg₂Si 化合物 (析出量) が平均個数密度で1000個/mm²を越えて多くなり過ぎる。このため、溶体化処理時に化合物が十分に固溶することが困難となるために、人工時効後に必要な強度を得ることが出来なくなる。

一方、上記上限100 ℃/hr を越える冷却速度では、直径が1 〜 2μm あるいはそれ以下の直径の微細なMg₂Si 化合物 (析出量) が増し過ぎる。具体的には、直径が1 〜 2μm の微細なMg₂Si 化合物 (析出量) が平均個数密度で8000個/mm²を越えて多くなり過ぎる。そして、直径が 2μm 以上の粗大なMg₂Si 化合物 (析出量) が平均個数密度で300 個/mm²未満となって、少なくなり過ぎる。このため、却って、熱延中の再結晶粒の核生成サイトとして必要な、直径が 2μm 以上の粗大なMg₂Si 化合物の個数を確保できなくなる。この結果、粗大な再結晶粒 (熱間ファイバー) の生成は抑制されるものの、却って、再結晶の際の組織の均質化が図れなくなる。この結果、成形時のリジングマーク性が向上できなくなる。

したがって、リジングマーク性向上のためには、熱間圧延に供せられる鋳塊中のMg₂Si 化合物は、直径が 2μm 以上の粗大なMg₂Si 化合物が平均個数密度で300 〜1000個/mm²存在 (析出) することが好ましい。また、同時に、直径が1 〜 2μm の微細なMg₂Si 化合物 (析出) は平均個数密度で8000個/mm²以下とすることが好ましい。

(導電率)
Mg₂Si 化合物がこのような範囲にある板組織では、その板表面で測定した導電率は、50IACS% 以下となる。したがって、この板表面で測定した導電率は、上記好ましいMg₂Si 化合物の析出状態 (組織) を示す目安となる。板表面の導電率(%IACS) の測定は、板表面をエメリ紙＃ (メッシュ)1000 で研磨後、板中央部を、渦電流式導電率測定装置により測定する。測定数は板の任意の10箇所とし、導電率はこれらの平均値として求める。

(Mg₂Si 化合物の平均個数密度測定)
ここで、Mg₂Si 化合物の直径とは、個々のMg₂Si 化合物の直径の内で、最大の直径を言う。これら直径が 2μm 以上と、直径が0.5 〜 2μm とのMg₂Si 化合物の平均個数密度は、SEM(走査型電子顕微鏡) 像の画像解析によって測定する。測定に再現性を持たせるために、SEMによる測定は、厚みt のアルミニウム合金板の表面から1/4 t 深さ部分について実施し、観察倍率1000倍、任意の測定箇所20箇所について、画像解析を行なうこととする。

(均質化熱処理後の冷却手段)
本発明が対象とする400 mm以上の厚みを有する比較的大型の鋳塊の場合には、均質化熱処理後の鋳塊の冷却速度を、上記50℃/hr 以上、100 ℃/hr 以下の特定冷却速度範囲とするためには、均熱炉内または炉外でファンにより鋳塊を強制空冷する必要がある。

実際の鋳塊 (スラブ) サイズは、400 〜600mm 厚さ、1000〜2500mm幅、4〜10m 長さを有しており、鋳塊が均一に上記特定冷却速度範囲で冷却されるように、鋳塊のサイズや配置に応じて、ファンを適宜配置し、均熱炉内または炉外で強制空冷する。

ファンを用いずに、均熱炉内または炉外で放冷した場合、上記比較的大型の鋳塊の場合には、冷却速度が小さくなり過ぎる。このため、必然的に、下限50℃/hr 未満の冷却速度となる。一方、鋳塊をミストやスプレーで水冷した場合は、上記比較的大型の鋳塊の場合でも、冷却速度が大きくなり過ぎる。このため、上記上限100 ℃/hr 以下の冷却速度とはならず、夏期においても、必然的に、上限100 ℃/hr を越える冷却速度となる。このため、鋳塊の熱収縮による変形やソリなど、形状に異常が生じる新たな問題が発生する可能性もある。

(均質化熱処理後の冷却の態様)
ここで、均質化熱処理後に、熱間粗圧延を開始する350 〜450 ℃の温度範囲まで冷却する際の態様は、上記50℃/hr 以上、100 ℃/hr 以下の冷却速度で、この温度範囲まで直接冷却し、この温度範囲で熱間粗圧延を開始しても良い (以下、2 段均熱とも言う) 。

また、350 ℃以下の温度範囲まで、上記50℃/hr 以上、100 ℃/hr 以下の冷却速度で冷却し、その後更に、熱間粗圧延を開始する350 〜450 ℃の温度範囲まで再加熱して、この温度範囲で熱間粗圧延を開始しても良い( 以下、2 回均熱とも言う) 。

(熱延ライン)
本発明では、均質化熱処理後に上記特定冷却速度範囲で冷却された比較的大型の鋳塊を、板の量産に適した熱延ラインにて熱間圧延する。この熱延ラインは、通常1 基からなるリバース式の粗圧延機と、通常3 〜5 基からなるタンデム式の仕上げ圧延機とから構成される。これら粗圧延機と仕上げ圧延機では、各々複数のパスからなる圧延が施される。

本発明では、均質化熱処理後の上記特定冷却速度範囲での冷却後の鋳塊を、この熱延ラインにおいて、350 〜450 ℃のより低温の温度範囲で熱間粗圧延を開始する。それとともに、350 ℃以下で仕上げ圧延における熱間圧延を終了する。これによって、前記した通り、粗大な再結晶粒の生成を抑制して、再結晶の際の組織の均質化を図り、成形時のリジングマーク性を向上させることを保証する。

熱間粗圧延開始温度が450 ℃を超えた場合、再結晶が生じて熱間圧延時に粗大な再結晶粒が生成し、リジングマークの原因となる、板の特定方位の再結晶粒がスジ状に並ぶことが多くなる。また、熱間粗圧延開始温度が350 ℃未満では、熱間圧延自体が困難となる。

更に、熱間圧延の終了温度は350 ℃以下として、コイル状、板状などの板形状に加工する。熱間圧延終了温度が350 ℃を超えた場合、特に粗大な再結晶粒が生成しやすくなり、リジングマークの原因となる、板の特定方位の再結晶粒がスジ状に並ぶことが多くなる。

以上のように、本発明では、均質化熱処理後の鋳塊を冷却して、より低温で熱間圧延を開始するとともに、粗大な再結晶粒が生成しない、より低温で熱間圧延を終了させる。このため、熱間圧延時に、リジングマークの原因となる、粗大な再結晶粒が生成するのを抑制できる。

(熱延板の焼鈍)
この熱延板の冷間圧延前の焼鈍 (荒鈍) は、必要に応じて行なう。製造の効率化や製造コストの低減のために省略し、熱延板を予め焼鈍を施こすことなく、冷間圧延を行っても良い。

(冷間圧延)
この荒鈍後に、引き続き冷間圧延を行なって、所望の板厚の冷延板 (コイルも含む) を製作する。

(溶体化および焼入れ処理)
上記鋳塊の均熱によって本発明範囲内のサイズ分布と量とに制御した分散粒子を活用し、最終の溶体化および焼入れ処理において、リジングマークを抑制するための再結晶核として、ランダムな方位を持つ再結晶方位とするためには、最終の溶体化処理の昇温速度を100 ℃／分以上とすることが好ましい。最終の溶体化処理の100 ℃／分以上の昇温過程で、上記分散粒子は、ランダムな再結晶結晶方位の形成の核として働く。昇温速度は、より好ましくは、200 ℃／分以上、より好ましくは、300 ℃／分以上である。

なお、溶体化処理の条件は、板のプレス成形後の塗装焼き付け硬化処理などの人工時効処理により強度向上に寄与する時効析出物を十分粒内に析出させるために、好ましくは500 ℃以上、融点以下までの温度範囲で行う。より好ましくは、510 ℃以上、570 ℃以下、更に好ましくは、520 ℃以上560 ℃以下である。

次く溶体化処理温度からの焼入れ処理では、冷却速度が遅いと、粒界上にSi、Mg₂Si などが析出しやすくなり、プレス成形や曲げ加工時の割れの起点となり易く、これら成形性が低下する。この冷却速度を確保するために、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、冷却速度を300 ℃/ 分以上の急冷とすることが好ましい。より好ましくは、600 ℃/ 分以上、より好ましくは、700 ℃/ 分以上で、さらに好ましくは、800 ℃/ 分以上である。

本発明では、成形パネルの塗装焼き付け工程などの人工時効硬化処理での時効硬化性をより高めるため、焼入れ処理後に、強度向上に寄与する時効析出物の析出を促進するために、予備時効処理をしても良い。この予備時効処理は、 60 〜150 ℃、好ましくは70〜120 ℃の温度範囲に、1 〜24時間の必要時間保持することが好ましい。この予備時効処理として、上記焼入れ処理の冷却終了温度を60〜150 ℃と高くした後に、直ちに再加熱乃至そのまま保持して行う。あるいは、溶体化処理後常温までの焼入れ処理の後に、5 分以内に、直ちに60〜150 ℃に再加熱して行う。

更に、室温時効抑制のために、前記予備時効処理後に、時間的な遅滞無く、比較的低温での熱処理 (人工時効処理) を行っても良い。前記時間的な遅滞があった場合、予備時効処理後でも、時間の経過とともに室温時効 (自然時効) が生じ、この室温時効が生じた後では、前記比較的低温での熱処理による効果が発揮しにくくなる。

また、連続溶体化焼入れ処理の場合には、前記予備時効の温度範囲で焼入れ処理を終了し、そのままの高温でコイルに巻き取るなどして行う。なお、コイルに巻き取る前に再加熱しても、巻き取り後に保温しても良い。また、常温までの焼入れ処理の後に、前記温度範囲に再加熱して高温で巻き取るなどしてもよい。

この他、用途や必要特性に応じて、更に高温の時効処理や安定化処理を行い、より高強度化などを図ることなども勿論可能である。

(平均結晶粒径)
こうして得られたAl合金板の平均結晶粒径は50μm 以下の微細化させる。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。平均結晶粒径が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。また、リジングマークも生じやすくなる。

なお、ここで言う結晶粒径とは板の長手(L) 方向の結晶粒の最大径である。この結晶粒径は、Al合金板を0.05〜0.1mm 機械研磨した後電解エッチングした表面を、光学顕微鏡を用いて観察し、前記L 方向に、ラインインターセプト法で測定する。1 測定ライン長さは0.95mmとし、1 視野当たり各3 本で合計5 視野を観察することにより、全測定ライン長さを0.95×15mmとし、平均化する。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。

次に、本発明の実施例を説明する。表1 に示すA 〜I の組成の6000系Al合金板を、表2 に示す条件で、均質化熱処理 (均熱処理と略記) および熱間圧延 (熱延と略記) し、更に、冷間圧延を行い、溶体化および焼入れ処理して、製造した。なお、表1 中の各元素の含有量の表示において、「−」の表示は、検出限界以下であることを示す。

試験材Al合金板の、より具体的な製造条件は以下の通りである。表1 に示す各組成の500mm 厚さ、2000mm幅、7m長さの鋳塊を、DC鋳造法により溶製後、表2 に示す条件で均質化熱処理(1回目) を施した。この均質化熱処理後に、表2 に示す条件の冷却速度で、熱延開始温度まで冷却する2 段均熱を行なった (表2 では2 回目の均熱を「−」と表示している分) 。あるいは、表2 に示す条件の冷却速度で、一旦室温まで冷却し、熱延開始温度まで再加熱する2 回均熱を行なった (表2 では2 回目の均熱の再加熱温度と保持時間とを記載している分) 。

この均熱後に、表2 に示す粗圧延の各開始温度と各終了温度と、仕上げ圧延の各終了温度とで、厚さ2.5mmtまで熱間圧延した。この熱延板を、荒鈍を省略した上で、直接冷間圧延を行い、厚さ1.2mmtの冷延板を得た。

供試板となる、この最終冷延板の板厚は、近年の衝突時の歩行者や乗員保護のための自動車アウタパネルの厚肉化を反映させるために、厚さ1.2mmtに厚肉化させた。このように供試板の板厚を厚肉化させた場合、プレス成形性向上には有利であるが、ヘムなどの曲げ加工性に対しては不利となる。更に、この自動車アウタパネルの厚肉化に伴って、重量増加を抑制するために、ヘム部に挟み込まれるインナパネルが薄板化されるため、余計にヘムなどの180 °曲げ加工性に対しては不利となる。

そして、この冷延板を、連続式の熱処理設備で、各例とも共通して、昇温速度およそ300 ℃／分で加熱し、550 ℃の溶体化処理温度に到達した時点で( 保持時間 10 秒程度) 、直ちに室温まで、冷却速度およそ600 ℃/ 分の急冷にて焼入れた。また、この焼入れ後直ちに、100 ℃の温度で2 時間保持する予備時効処理を行った。

（供試板要件）
これら調質処理後の各最終製品板から供試板 (ブランク) を切り出し、前記調質処理後 3カ月間 (90日間) の室温時効後の各供試板組織の直径2 μm 以上のサイズのMg₂Si 化合物粒子の平均個数密度と、直径0.5 〜2 μm のサイズのMg₂Si 化合物粒子の平均個数密度とを前記した測定方法により各々測定した。

また、同じく、前記調質処理後 3カ月間の室温時効後の各供試板の組織として平均導電率(IACS%) と平均結晶粒径 (μm)、同供試板の特性として、リジングマーク性、圧延方向に対し45°の方向の0.2%耐力 (MPa)などを各々測定、評価した。これらの結果を表3 に示す。平均導電率(IACS%) と平均結晶粒径 (μm)は各々前記した方法で求めた。

(リジングマーク)
製造されたアルミニウム合金板のリジングマーク性は、実際にプレス成形した後に塗装処理せずとも評価できる。即ち、各供試板の圧延方向に直角方向に、引張試験により10% ストレッチした後の、表面粗さRaと表面うねりWaとを測定することによって、模擬的に評価できる。具体的には、各供試板の前記ストレッチする前の表面粗さRaと表面うねりWaとを測定し、ストレッチ後の表面粗さRaのストレッチ前の表面粗さRaに対する倍率 (比) 、ストレッチ後の表面うねりWaのストレッチ前の表面うねりWaに対する倍率 (比) 、を各々求める。

そして、これらの倍率 (比) が、ともに5 倍以下であり、プレス成形を模擬したストレッチをした後でも、表面粗さRaと表面うねりWaとの所謂肌荒れの増加が小さいものを、プレス成形時のリジングマーク性が優れると評価できる。

10% ストレッチを付与するための引張試験は、上記により得られたAl合金板からＪＩＳＺ２２０１の５号試験片（２５ｍｍ×５０mmＧＬ×板厚）を採取し、室温引張りを行った。このときの試験片の採取方向は、圧延方向を「直角方向」にし、引張り方向を圧延方向の直角方向とした。引張り速度は、０．２％耐力までは５ｍｍ／分、耐力以降は２０ｍｍ／min とした。

板の表面粗さRa (算術平均粗さ) と、表面うねりWa(算術平均うねり) とは、各々JIS B0601 に規定される定義と測定法に基づき、板表面の凸凹を触針式表面粗さ計で測定して求めた。

(As耐力)
上記調質処理直後のＡｌ合金板から、圧延方向に対し垂直方向のＪＩＳＺ２２０１の５号試験片（２５ｍｍ×５０mmＧＬ×板厚）を採取し、室温引張り試験を行った。室温引張り試験は、ＪＩＳＺ２２４１（１９８０）（金属材料引張り試験方法）に基づき、室温２０℃で試験を行った。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。この方法によって、０．２％耐力を評価し、ＡＳ耐力とした（Ｎ数＝５の平均値）。

(BH 後耐力)
人工時効処理能(BH 性) 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、ＪＩＳ5 号試験片に、２％の歪みを予め与えた後、170 ℃、20分の人工時効硬化処理を施し、処理後の各供試板の（元板の圧延方向に平行な耐力を上記引っ張り試験条件にて、ＢＨ後耐力（MPa ）として測定した。これらの結果を表3 に各々示す。

（成形性）
供試板の成形性として、張出し成形性評価のための割れ限界高さ（LDH₀）および限界絞り比（LDR ）と、圧延方向に対し平行方向の曲げ性曲げ性を各々試験した。これらの結果も表3 に各々示す。

割れ限界高さ（LDH₀）試験は、供試板を、長さ180mm 、幅110mm の試験片に切り、直径101.6mm の球状張出しパンチを用い、潤滑剤としてR-303Pを用いて、しわ押え圧力200kN 、パンチ速度4mm/S で張出し成形し、試験片が割れるときの高さ(mm)を求めた。各サンプルに対して3 回の試験を行い、その平均値を採用した。割れ限界高さが大きい程、張出し成形性に優れていることを意味し、例えば自動車用成形パネルに要求される張出し成形性を満足するためには、27.0mm以上であればよい。

限界絞り比（LDR ）は、供試板から種々の直径の試験片を打抜きにより作製した上で、ポンチ：50mmφ- 肩R8mm、ダイス：53mmφ- 肩R8mm、潤滑材R-303Pを用いて、しわ押さえ圧300〜600kgf、試験速度20mm/minの条件で深絞り試験を行った。そして、深絞り成形できない成形限界ブランク径を決定し、次の式により限界絞り比を算出した。限界絞り比＝成形限界ブランク径/ ポンチ径。限界絞り比が大きいほど、深絞り成形性に優れている事を意味し、例えば自動車用成形パネルに要求される深絞り成形性を満足するためには、1.8 以上であればよい。

曲げ性の評価は、供試板から長さ150mm ×幅30mmの曲げ加工試験片を採取し、フラットヘミング加工を想定した曲げ性を評価した。即ち、試験片に対して、15％の歪みを予め加えた後、角度180°の密着曲げ（内側曲げ半径R=約0.25mm）を行った。曲げ性の評価は、曲げ加工後の試験片縁曲部の割れ発生程度を目視で確認し、下記基準に基づいて5 段階で評価した。
0：肌荒れ、及び微小な割れが無い。
1：肌荒れが僅かに発生している。
2：肌荒れが発生しているものの微小なものを含めた割れは無い。
3：微小な割れが発生。
4：大きな割れが発生。
5：大きな割れが複数あるいは多数発生。
上記のランクの内、0 〜2 段階が合格で、3 〜5 段階は不合格である。なお、前記したヘム部に挟み込まれるインナパネルの薄板化の厳しいヘム加工条件を反映させるため、インナパネルのヘム部への挟み込みは無しとした。

表1 、2 に示す通り、発明例1 〜12は、本発明成分組成範囲内で、かつ、本発明条件範囲で、均質化熱処理および熱間圧延を行なっている。このため、表3 に示す通りの、好ましいMg₂Si 化合物粒子の平均個数密度と平均導電率(IACS%) 、あるいは平均結晶粒径 (μm)との組織を有している。

この結果、前記調質処理後 3カ月間 (90日間) の室温時効して、成形性が低下した過剰Si型の組成の6000系Al合金板の例でも、優れたBH性、プレス成形性、曲げ加工性を維持しつつ、リジングマーク性が優れている。

なお、同じ発明例1 〜6 の中での比較で、発明例2 は均熱処理後の冷却速度が比較的大きい (上限に近い) 。発明例3 は均熱処理後の冷却速度が比較的小さい (下限に近い) 。発明例4 は均熱冷却後の再加熱温度が比較的低い (下限に近い) 。発明例6 は均熱冷却後の再加熱温度が比較的高い (上限に近い) 。このため、発明例2 、3 は均熱処理後の冷却速度が最適な発明例1 に比して、発明例4 、6 は均熱冷却後の再加熱温度が最適な発明例5 に比して、相対的にではあるが特性が低い。

これに対して、比較例13〜18は、上記発明例1 〜6 と同じ合金例A を用いている。しかし、各比較例は、製造条件が発明範囲を外れている。
比較例13は均熱処理後の冷却速度が発明範囲を下限に外れて小さ過ぎる。
比較例14は均熱処理後の冷却速度が発明範囲を上限に外れて大き過ぎる。
比較例15は均熱処理後の冷却速度は適切であるものの、熱間圧延開始温度が発明範囲を上限に外れて高過ぎる。
比較例16は均熱処理後の冷却速度は適切であるものの、熱間圧延開始温度が発明範囲を下限に外れて低過ぎる。
比較例17は均熱処理後の冷却速度は適切であるものの、再加熱温度が発明範囲を上限に外れて高過ぎ、熱間圧延開始温度も高過ぎる。
比較例18は均熱処理後の冷却速度は適切であるものの、再加熱温度が発明範囲を下限に外れて低過ぎ、熱間圧延開始温度も低過ぎる。

このため、表3 に示す通り、比較例16と18は熱間圧延が実施困難であり、比較例13、14、15、17はMg₂Si 化合物粒子の平均個数密度と平均導電率(IACS%) 、あるいは平均結晶粒径 (μm)のいずれかが好ましい範囲から外れた組織となっている。この結果、比較例13〜18は、前記調質処理後 3カ月間の室温時効して、成形性が低下した過剰Si型の組成の6000系Al合金板の例では、BH性、プレス成形性、曲げ加工性のいずれかとともに、リジングマーク性が、発明例に比して著しく劣る。

Si量が0.4%未満で成分組成が外れる合金H を用いた比較例19は、本発明条件範囲で、均質化熱処理および熱間圧延を行なっているにもかかわらず、BH性、プレス成形性とともに、リジングマーク性が、発明例に比して著しく劣る。

Mg量が0.2%未満で成分組成が外れる合金I を用いた比較例20は、本発明条件範囲で、均質化熱処理および熱間圧延を行なっているにもかかわらず、BH性、プレス成形性とともに、リジングマーク性が、発明例に比して著しく劣る。

したがって、以上の実施例の結果から、本発明の各要件の持つ臨界的な意義乃至効果が裏付けられる。

本発明によれば、量産的な熱延ラインによって6000系Al合金板を製造する場合にでも、プレス成形時のリジングマークを防止した製造方法を提供できる。また、近年の衝突時の歩行者や乗員保護のための厚肉化した自動車アウタパネルの曲げ加工にも対応できる。この結果、自動車、船舶あるいは車両などの輸送機、家電製品、建築、構造物の部材や部品用として、また、特に、自動車などの輸送機の部材に、6000系Al合金板の適用を拡大できる。

Claims

質量% で、Si:0.4〜1.3%、Mg:0.2〜1.2%、Mn:0.01 〜0.65% 、Cu:0.001〜1.0%を含み、残部がAlおよび不可避的不純物からなり、400mm 以上の厚みを有する大型のアルミニウム合金鋳塊を、500 ℃以上融点未満の温度で均質化熱処理した後、50℃/hr 以上、100 ℃/hr 以下の冷却速度で冷却し、その後、リバース式の粗圧延機とタンデム式の仕上げ圧延機とから構成されて各々複数のパスからなる圧延が施される熱延ラインによって、前記粗圧延における開始温度を350 〜450 ℃の温度範囲とし、前記仕上げ圧延における終了温度を350 ℃以下とした熱間圧延を行い、更に冷間圧延した後に、溶体化および焼入れ処理することを特徴とする成形時のリジングマーク性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。
前記均質化熱処理後に、350 〜450 ℃の温度範囲まで、50℃/hr 以上、100 ℃/hr 以下の冷却速度で冷却し、前記熱間粗圧延を開始する、請求項１に記載の成形時のリジングマーク性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。
前記均質化熱処理後に、350 ℃以下の温度範囲まで、50℃/hr 以上、100 ℃/hr 以下の冷却速度で冷却し、その後350 〜450 ℃の温度範囲まで再加熱して、前記熱間粗圧延を開始する、請求項１または２に記載の成形時のリジングマーク性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。
前記均質化熱処理後の50℃/hr 以上、100 ℃/hr 以下の冷却速度を、均熱炉内または炉外での鋳塊のファンによる強制空冷で得る請求項１乃至３のいずれか１項に記載の成形時のリジングマーク性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。
前記SiとMgとの質量比Si/Mg が1 以上である請求項１乃至４のいずれか１項に記載の成形時のリジングマーク性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。
前記Cu含有量を0.1%以下に規制した請求項１乃至５のいずれか１項に記載の成形時のリジングマーク性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。
前記アルミニウム合金板が自動車外板用である請求項１乃至６のいずれか１項に記載の成形時のリジングマーク性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。
製造されたアルミニウム合金板を、圧延方向に直角方向に10% ストレッチした後の表面粗さRaと表面うねりWaとが、この板のストレッチ前の表面粗さRaと表面うねりWaとの、ともに5 倍以下である請求項１乃至７のいずれか１項に記載の成形時のリジングマーク性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。