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KR101868309B1 - 굽힘 가공성 및 내리징성이 우수한 알루미늄 합금으로 이루어진 성형가공용 알루미늄 합금 압연재의 제조 방법 - Google Patents

굽힘 가공성 및 내리징성이 우수한 알루미늄 합금으로 이루어진 성형가공용 알루미늄 합금 압연재의 제조 방법 Download PDF

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KR101868309B1
KR101868309B1 KR1020177034331A KR20177034331A KR101868309B1 KR 101868309 B1 KR101868309 B1 KR 101868309B1 KR 1020177034331 A KR1020177034331 A KR 1020177034331A KR 20177034331 A KR20177034331 A KR 20177034331A KR 101868309 B1 KR101868309 B1 KR 101868309B1
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KR
South Korea
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aluminum alloy
rolling
ingot
temperature
cooling
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Active
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KR1020177034331A
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English (en)
Inventor
유스케 야마모토
요시후미 신자토
미네오 아사노
Original Assignee
가부시키가이샤 유에이씨제이
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
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Publication date
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Abstract

본 발명은, 소정 조성의 알루미늄 합금으로 이루어진 주괴를 균질화 처리하는 공정, 균질화 처리 후의 알루미늄 합금을, 500℃에서부터 320℃까지의 사이에 있어서의 주괴 두께 1/4부의 평균 냉각 속도가 20℃/h 내지 2000℃/h가 되도록 냉각시키는 공정, 370℃ 내지 440℃로 열간압연을 개시하고, 열간압연된 알루미늄 합금을 310 내지 380℃에서 권취시키는 공정을 포함하는 성형가공용 알루미늄 합금 압연재의 제조 방법으로서, 냉각공정 후의 알루미늄 합금을, 열간압연 전에 370℃ 내지 440℃의 범위 내에서 설정되는 압연 전 가열 온도에서 0.17시간 이상 유지하는 공정을 포함하는 성형가공용 알루미늄 합금 압연재의 제조 방법에 관한 것이다.

Description

굽힘 가공성 및 내리징성이 우수한 알루미늄 합금으로 이루어진 성형가공용 알루미늄 합금 압연재의 제조 방법
본 발명은, 자동차 차체 시트, 차체 패널과 같은 각종 자동차, 선박, 항공기등의 부재, 부품, 혹은 건축재료, 구조재료, 그 밖에 각종 기계기구, 가전제품이나 그 부품 등의 소재로서, 성형 가공 및 도장 베이킹을 시행해서 사용되는, 알루미늄 합금으로 이루어진 성형가공용 압연재의 제조 방법에 관한 것이다. 특히, 상기 용도에 적합한, 굽힘 가공성, 및 내리징성(ridging resistance)이 우수한 성형가공용 알루미늄 합금 압연재를 제조하는 방법에 관한 것이다.
최근의 지구 온난화 억제나 에너지 비용 저감 등의 요구를 배경으로 해서, 자동차의 경량화에 의한 연비 향상의 요망이 높아지고 있다. 이 요망을 받아서, 자동차의 차체 패널에 적용되는 자동차용 차체 시트도, 종래의 냉간압연 강판으로부터 알루미늄 합금판이 사용되는 경향이 증대되고 있다. 알루미늄 합금판은, 종래의 냉간압연 강판과 거의 동등한 강도를 지니면서, 비중이 약1/3이며, 자동차의 경량화에 기여할 수 있다. 또한, 자동차 용도 이외에, 전자·전기기기 등의 패널, 섀시와 같은 성형 가공 부품에 대해서도, 최근에서는 알루미늄 합금판을 이용하는 일이 많아지고 있다. 그리고, 자동차용 차체 시트와 같이, 알루미늄 합금판은 프레스 가공을 시행해서 사용되는 일이 많다.
그런데, 최근의 자동차 등의 형상에 대한 디자인(design)성에의 요구의 고조로부터, 상기 성형가공용의 판재에 있어서는, 가공성에 대한 요구가 보다 엄격해지고 있다. 또한, 자동차용 차체 패널에 있어서는, 아우터 패널과 이너 패널을 접합해서 일체화시키기 위하여, 판의 가장자리부에 헴 가공(he㎜ing)을 시행해서 사용하는 일이 많다. 이 헴 가공은, 굽힘 반경이 극단적으로 작은 180°굽힘이기 때문에, 재료에 대해서 지극히 가혹한 가공이라고 말할 수 있다. 따라서, 이러한 용도를 고려한 헴 가공성, 굽힘 가공성이 우수한 것도 요구된다.
이와 같이, 성형가공용의 알루미늄 합금판에 대해서는, 특히 최근에 있어서 보다 가혹한 성형 가공이 시행되는 일이 많아지고 있다. 그리고, 가혹한 성형 가공 조건에 부가해서, 표면 외관 품질이 중시되게 되고 있다. 이 표면 외관 품질에 대해서는, 전술한 가혹한 성형 가공 시에도 류더스 마크(Lueders mark)가 발생하지 않는 것은 물론, 리징 마크가 발생하지 않는 것이 강력히 요구되고 있다.
리징 마크란, 판에 성형 가공을 시행한 때에, 판의 제조 공정에 있어서의 압연 방향에 평행한 방향으로 줄무늬 형상으로 나타나는 미세한 요철모양이다. 이 리징 마크가 발생하는 부위에 있어서는, 판 표면에 도장을 시행한 후에도, 예를 들면 광택이 적은 개소 등으로서 나타나므로 표면 외관 품질을 훼손시킬 우려가 있다. 그 때문에, 특히 고도의 표면 외관 품질이 요구되는 자동차 차체 시트 등의 소재로서는, 성형 가공 시에 리징 마크의 발생이 없는 것이 강하게 요구된다. 또, 이하의 본 명세서에서는, 성형 가공 시에 리징 마크가 발생하기 어려운 성질을 「내리징성」이라 기재한다.
여기서, 자동차용 차체 시트 대상에 일반적으로 사용되고 있는 성형가공용 알루미늄 합금으로서는, 5000계 알루미늄 합금(Al-Mg계 합금) 외에, 시효성을 지니는 6000계 알루미늄 합금(Al-Mg-Si계 합금, Al-Mg-Si-Cu계 합금 등)이 알려져 있다. 특히, 6000계 알루미늄 합금은, 도장 베이킹 전의 성형 가공 시에 있어서는 비교적 강도가 낮아서 성형성이 우수한 한편, 도장 베이킹 시의 가열에 의해 시효되어서 도장 베이킹 후의 강도가 높아지는 이점을 지니는 것 이외에, 류더스 마크가 발생하기 어려운 등의 장점을 지닌다.
전술한 바와 같이, 성형가공용의 알루미늄 합금판재에 대해서는, 굽힘 가공성에 대해서 보다 엄격한 가공 조건이 요구되고 있다. 그리고, 굽힘 가공성의 확보를 전제로 하면서, 표면 외관 품질 향상을 위하여 내리징성도 요구되고 있다. 상기의 알루미늄 합금판재에 있어서도 각종의 대처가 이루어지고 있다.
알루미늄 합금판재의 굽힘 가공성에 대해서는, 합금 중의 석출물인 Al-Fe-Si계 입자나 Mg-Si계 입자 등의 입자 크기나 합금의 집합 조직과 깊게 관련되어 있는 것이 지적되고 있다. 예를 들면, 특허문헌 1 내지 4에서는, 입자 크기나 그 분산 상태의 제어, 집합 조직이나 그것에 기인하는 r값의 제어의 관점으로부터의 제안이 이루어져 있다.
한편, 상기와 같은 가공성 개선에 관한 제안과 병행해서, 가공 후의 외관 품질에 관한 내리징성의 개선에 관한 대처도 몇 가지인가 보고되어 있다. 그들에 의하면, 리징 마크의 발생은, 재료의 재결정 거동과 깊게 관련되어 있는 것이 확인되어 있다. 그리고, 리징 마크의 발생을 억제하기 위한 방책으로서, 합금 주괴(ingot)의 균질화 처리 후에 행해지는 열간압연 등에 의한 판 제조 과정에서 재결정을 제어하는 것이 제안되고 있다.
이러한 내리징성 향상의 구체적 방책으로서는, 예를 들면, 특허문헌 5, 6에서는, 주로 열간압연의 개시 온도를 450℃ 이하로 비교적 저온으로 함으로써, 열간압연 도중의 결정립이 조대화하는 것을 억제해서, 그 후 냉간 가공이나 용체화 처리 후의 재료 조직을 제어하려고 하고 있다. 또한, 특허문헌 9에서는, 열간압연 후에 온간 영역에서의 상이한 주속 압연과 냉간 영역에서의 상이한 주속 압연의 실시가 거론되고 있다. 또, 특허문헌 6, 7, 8에 있어서는, 열간압연 후에 중간 소둔을 행하거나, 또는 일단 냉간압연을 행한 후에 중간 소둔을 행하는 것도 제안되어 있다.
또한, 특허문헌 8, 9에서는, 열간압연된 압연판의 귄취 시의 열로 자기소둔을 행함으로써, 주괴 결정립에 기인하는 줄무늬 형상 조직을 한번 분해시키는 것이 제안되어 있다. 그리고, 용체화 처리 시에 다시 재결정시켰을 때, 줄무늬 형상 조직이 충분히 분해되므로 양호한 내리징성의 판재를 제조할 수 있다고 하고 있다.
또, 특허문헌 10에는, 합금 주괴를 균질화 처리 후, 열간압연에 의해 두께가 4 내지 20㎜인 압연재로 하고, 이것을 판 두께 감소율 20% 이상이면서도 판 두께가 2㎜ 이상이 되도록 냉간압연함으로써, Cube 방위가 적절한 판재의 형성을 도모하는 것이 기재되어 있다.
JP 2012-77319 A JP 2006-241548 A JP 2004-10982 A JP 2003-226926 A JP2823797B JP 3590685 B JP 2012-77318 A JP 2010-242215 A JP 2009-263781 A JP 2015-67857 A
이상의 종래의 제조 공정의 개선 수법, 및 이들에 의해 제조되는 성형가공용 알루미늄 합금판재는, 굽힘 가공성, 내리징성의 각각의 특성에 관한 개선이 확인되어 있다. 그렇지만, 최근의 보다 엄격한 성형 특성과 표면 품질 개선의 요구에 응하기 위해서는, 굽힘 가공성과 내리징성의 쌍방에 대해서 양립시키는 것이 필요로 되지만, 이것은 용이하게 달성되는 것은 아니다. 특허문헌 1 내지 6에 나타낸 굽힘 가공성, 내리징성 향상을 위한 방책은, 다른 특성과의 양립을 원래 상정하고 있는 것은 아니기 때문이다.
제조 공정에 관해서 보면, 특허문헌 5, 6에 있어서의 열간압연의 개시 온도를 비교적 저온으로 하는 것도, 성형 조건이 보다 엄격해진 경우에는 그 효과가 반드시 충분하지 않은 일이 있다. 또한, 특허문헌 6, 7, 8에서 이루어진 열간압연 후의 중간 소둔이나, 특허문헌 7에서의 상이한 주속 압연에 의해서도, 내리징성 개선의 효과가 없는 일이 있다. 게다가, 특허문헌 8, 9에서 제안된 열간압연의 권취 시의 열로 자기소둔을 행하는 것에 대해서도, 이들 문헌에서 상정되고 있지 않은 석출물에 의해 재결정이 방해받아 자기소둔을 할 수 없는 경우가 있다. 더욱이, 본 발명자들에 따르면, 특허문헌 10과 같이 열간압연 후의 판 두께 등의 규정을 행해도, 굽힘 가공성과 내리징성의 쌍방을 개선하기 위해서는 완전한 대응은 아닌 것이 판명되어 있다.
그래서 본 발명은, 성형가공용 알루미늄 합금판재에 대해서, 엄격한 성형 조건에 대응하면서 가공 후의 표면 품질도 확보할 수 있고, 굽힘 가공성과 내리징성이 서로 양립된 것을 제조하기 위한 방법을 제공한다.
전술한 종래 기술에도 기재된 바와 같ㅇ, 굽힘 가공(헴 가공) 등의 성형 가공에 따른 리징 마크 발생의 요인의 하나로서, 알루미늄 합금의 주괴 결정립에 기인하는 줄무늬 형상 조직의 존재가 거론되고 있다. 그리고, 내리징성 개선의 방법으로서, 이 줄무늬 형상 조직을 재결정에 의해 분해시키는 것이 제안되어 있다. 본 발명자들에 의한 검토에 의해서도, 알루미늄 합금판 제조 과정, 특히 열간압연공정에서 발현되는 재결정에 의한 재료 조직 제어는, 내리징성 향상을 위하여 기능할 수 있는 것이 인식되고 있다.
여기서 본 발명자들은, 알루미늄 합금판 제조 과정에서 효과적으로 재결정을 진행시키기 위한 방법으로서, 알루미늄 합금의 주괴를 균질화 처리한 후에 생길 수 있는 석출물인 Mg-Si계 입자의 입자 직경 제어에 생각이 미치게 되었다. 이 Mg-Si계 입자는, 균질화 처리 후의 냉각 과정에서 석출되는 것이 확인되어 있다. 또한, Mg-Si계 입자는, 냉각공정에서 균질화 처리 후의 주괴를 실온 부근까지 냉각시킨 후, 열간압연을 위하여 주괴를 열간압연온도로 가열할 경우의 가열 과정에서도 석출되는 일이 있다. 이들 과정에서 석출되는 Mg-Si계 입자의 조성은, 알루미늄 합금의 전체 조성의 영향을 다소 받는다. 알루미늄 합금이 Cu 등의 첨가 원소를 함유할 경우에는, Mg-Si계 입자도 해당 첨가 원소를 함유하지만(그 경우, Mg-Si-Cu계 입자가 됨), Mg-Si계 입자가 어느 쪽의 조성이어도 그 형태는 미세한 석출물인 것을 알고 있다.
그리고, Mg-Si계 입자로부터 이루어진 미세한 석출물이 분산된 상태를 방치해서 열간압연을 행해도, 이 미세 석출물은 재결정 조직의 기점으로서 기능하기 어렵고, 오히려 재결정을 억제하는 요인이 된다. 그 때문에, 열간압연에 의해서 기대되는 재결정 조직이 발현되지 않거나, 혹은 재결정이 생기고 있어도 대단히 조대한 재결정 조직으로 되어 있어서 내리징성이 개선되고 있지 않은 상태가 된다.
본 발명자들에 따르면, Mg-Si계 입자에 의한 재결정 저해의 영향은 경시할 수 있는 바와 같은 문제가 아니다. 예를 들면, 전술한 종래 기술(특허문헌 8, 9)은, 열간압연된 압연판의 권취 온도를 300℃ 이상으로 해서 자기소둔시킴으로써 재결정을 진행시키는 기술이며, 그 유용성이 확인되어 있다. 그러나, 상기와 같은 미세한 Mg-Si계 입자가 분산된 재료에 대해서는, 압연판의 권취 온도의 제어를 행해도 충분한 조직 개선은 보여지지 않는다. 또한, 열간압연 후에 중간 소둔을 실시해도, 반드시 재결정에 의한 효과는 기대할 수 있는 것은 아니다.
그래서, 본 발명자들은, Al-Mg-Si계 합금판재에 대해서, Mg-Si계 입자의 분포 상태를 제어하는 것으로 하였다. 이 검토에 있어서, 본 발명자들은, Mg-Si계 입자의 특징을 아래와 같이 정리하였다.
(a) Mg-Si계 입자의 석출 상태는, 균질화 처리 후의 냉각 속도의 영향을 받는다. 균질화 처리 후의 냉각 속도가 높을 경우, Mg-Si계 입자의 석출이 보다 저온에서 생기게 되고, 입자의 크기도 작아진다. 또한, 냉각 속도가 높다면, 고용상태에서 받아들이는 Mg량, Si량이 많아지므로, 그 후의 가열 시에 더욱 미세 석출이 생기기 쉬워진다.
(b) 균질화 처리 후에 석출된 Mg-Si계 입자는, 알루미늄 합금의 주괴를 열간압연온도로 가열해서 유지했을 때, 그 가열 과정 및 유지 과정에서 조대화된다.
(c) 상기 (a)의 Mg-Si계 입자의 석출 상태와, (b)의 가열에 의한 조대화의 속도는, 알루미늄 합금 중의 Cu의 함유량의 영향을 받는다. 구체적으로는, Cu 함유량의 증가에 따라서, Mg-Si계 입자는 보다 미세해지는 경향이 있다. 또한, Mg-Si계 입자의 가열에 의한 조대화의 속도는, Cu 함유량의 증가에 따라 저하된다. Cu에 의한 이들의 작용은, Cu 함유량이 얼마 안 될 경우, 예를 들면, 불가피 불순물 수준의 함유량이 될 경우이어도 무시할 수 없다.
상기 (a), (b), (c)의 지견으로부터, Mg-Si계 입자의 분포 상태를 제어하는 방책으로서는, 우선, (a)의 지견으로부터, 균질화 처리 후의 냉각 속도를 낮게 하는 것을 들 수 있다. 이 대응은, 미세한 Mg-Si계 입자의 석출 바로 그것을 억제하는 방책이 된다.
그래서, (b)의 지견으로부터, 균질화 처리 후에 열간압연온도 근방의 온도에서 의식적으로 가열 유지하는 것에 의해, 미세한 Mg-Si계 입자를 적절한 크기까지 조대화시키는 것도 유효한 것으로 여겨진다. 균질화 처리 후의 냉각 속도를 낮게 해도, 미세 Mg-Si계 입자의 석출을 완전히 억제할 수 있다고는 할 수 없다. 또한, 제조 설비나 공정관리 등의 입장으로부터, 균질화 처리 후의 냉각 속도를 낮게 할 수 없는 바와 같은 경우도 상정된다. 그래서, 알루미늄 합금의 주괴를 열간압연온도 근방의 온도에서 유지하는 처리에 의해, Mg-Si계 입자를 조대화시킬 수 있고, 이 대응은 특히 유효한 방책이라고 할 수 있다.
또한, (c)의 지견으로부터, Cu는 Mg-Si계 입자의 석출 상태 및 석출 속도의 쌍방에 영향을 주므로, 상기의 가열 유지 시간에 대해서, 엄밀히 추정하는 것이 필요한 것으로 여겨진 경우, Cu의 확산을 고려해서 Cu의 함유량에 따라서 적절하게 설정하는 것이 유효하다.
그래서, 본 발명자들은, 이상의 지견을 기초로 해서, Al-Mg-Si계 합금판 제조의 과정에서 Mg-Si계 입자의 분포 상태를 제어하기 위하여, 균질화 처리 후의 적절한 냉각 속도를 설정하는 동시에, 균질화 처리의 후의 주괴를 열간압연온도 근방의 온도에서 의식적으로 유지해서 Mg-Si계 입자를 조대화시킨 후에 열간압연을 행하는 것으로 하였다. 또한, 열간압연에서의 권취 시에 그 열을 이용해서 자기소둔함으로써 미세한 재결정 조직을 형성할 수 있는 것을 찾아내었다. 이것에 의해, 주괴결정립에 기인하는 줄무늬 형상 조직이 분해되고, 그 후의 용체화 처리에 의해 다시 재결정화시켜서 줄무늬 형상 조직을 완전히 소실시킬 수 있는 것을 찾아냈다. 그리고, 이것에 의해 제조되는 Al-Mg-Si계 합금판재는, 재료 조직이 적절하게 제어되어 있어 굽힘 가공성 및 리징성이 우수한 것이었다.
즉, 본 발명은, Si: 0.30 내지 1.50 질량%(이하,「%」라 기재함), Mg: 0.30 내지 1.50%, Cu: 0.001 내지 1.50%를 함유하고, 또한 0.50% 이하의 Mn, 0.40% 이하의 Cr, 0.40% 이하의 Fe 중 적어도 어느 하나를 포함하고, 잔부 Al 및 불가피적 불순물의 알루미늄 합금으로 이루어진 주괴를 균질화 처리하는 공정, 상기 균질화 처리 후의 알루미늄 합금을, 500℃로부터 320℃까지의 사이에 있어서의 주괴 두께 1/4부의 평균 냉각 속도가 20℃/h 내지 2000℃/h가 되도록 냉각시키는 냉각공정, 370℃ 내지 440℃로 열간압연을 개시하고, 열간압연된 알루미늄 합금을 310 내지 380℃에서 권취시키는 공정을 포함하는 성형가공용 알루미늄 합금 압연재의 제조 방법으로서, 상기 냉각공정 후의 알루미늄 합금을, 열간압연 전에 370℃ 내지 440℃의 범위 내에서 설정되는 압연 전 가열 온도에서 0.17시간 이상 유지하는 공정을 포함하는 성형가공용 알루미늄 합금 압연재의 제조방법이다.
또, 상기와 같이, 압연 전 가열 온도에서 유지 중인 Mg-Si계 입자의 입자 직경은, 해당 온도에서의 유지 시간에 따라서 경시적으로 조대화된다. 본 발명에서는, 균질화 처리 후에 냉각시킨 알루미늄 합금을 압연 전 가열 온도에서 유지할 때에, 하기의 식 A에서 산출되는 하한유지시간 이상, 상기 알루미늄 합금을 유지하는 것에 의해 석출 입자의 입자 직경을 제어하는 것이 바람직하다.
하한유지시간(h) = 3(h) × Cu량계수 × 냉각속도계수 × 온도이력계수 (식 A)
단, 식 A에 의한 하한유지시간이 0.17시간 미만인 경우, 하한유지시간은 0.17시간으로 한다.
또, 식 A 중의 Cu량계수, 냉각속도계수 및 온도이력계수의 의의는 이하와 같다:
·Cu량계수: 알루미늄 합금의 Cu 함유량(%) ÷ 기준 Cu 함유량(0.7%);
·냉각속도계수: (냉각공정의 평균냉각속도(℃/h) ÷ 기준냉각속도(90℃/h))1/2; 및
·온도이력계수: 하기 (a) 또는 (b)의 열이력에 의거해서 0.3 또는 1.0으로 한다:
(a) 냉각공정에서 주괴를 320℃ 이하로 냉각시키는 일 없이, 압연 전 가열 온도에서 유지시키는 경우: 온도이력계수 = 0.3;
(b) 냉각공정에서 주괴를 320℃ 내지 실온의 범위까지 냉각시킨 후, 가열해서 압연 전 가열 온도에서 유지시키는 경우: 온도이력계수 = 1.0.
그래서, 열간압연에서 귄취된 열연재(즉, 열간압연재)에 대해서, 냉간압연의 총압연율을 높게 함으로써, 집합 조직을 적절하게 제어할 수 있고, 굽힘 가공성을 더욱 향상시킬 수 있다.
즉, 본 발명의 성형가공용 알루미늄 합금 압연재의 제조 방법은, 열간압연 후의 알루미늄 합금에 대해서, 총냉간압연율을 65% 이상으로 하는 냉간압연을 행한 후, 용체화 처리를 실시하는 공정을 포함할 수 있다.
본 발명에 따른 알루미늄 합금 압연재의 제조 방법에 따르면, 높은 내리징성과 굽힘 가공성을 양립시킨 알루미늄 합금 압연재를 제조할 수 있다.
도 1은 본원 발명에 의해 제조되는 알루미늄 합금 압연재에 대해서, 집합 조직을 측정하는 면(면(S2), 면(S3))의 설명도이다.
도 2는 본원의 실시형태에 있어서의, 굽힘 시험 결과를 평가하기 위한 견본 샘플의 외관도이다.
이하, 본 발명에 따른 알루미늄 합금 압연재의 제조 방법에 대해서 구체적으로 설명한다. 이하의 설명에 있어서는, 우선, 본 발명에 따른 방법이 적용되는 알루미늄 합금에 대해서, 그 합금조성에 대해서 설명한다. 그리고, 본 발명에 따른 알루미늄 합금 압연재의 제조 방법의 각 공정에 관한 상세를 설명한다. 또한, 본 발명에 따른 방법에 의해 제조되는 알루미늄 합금 압연재의 기계적 특성 및 집합 조직에 대해서도 설명하고 있다.
(1) 본 발명의 대상이 되는 알루미늄 합금 압연재 합금조성
본 발명에 따른 알루미늄 합금 압연재의 제조 방법은, Al-Mg-Si계 알루미늄 합금을 대상으로 한다. 이 알루미늄 합금은, Si, Mg, Cu를 필수 구성 원소로 하는 알루미늄 합금을 기본으로 한다. 또한, Cr, Mn, Fe 중 적어도 어느 하나를 포함할 수 있다. 이하, 각 구성 원소에 대해서, 그들의 작용과 함께 첨가량에 대해서 설명한다.
Si: 0.30 내지 1.50%
Si는, 본 발명의 합금계에서 기본이 되는 합금원소로서, Mg, Cu와 공동으로 강도 향상에 기여한다. Si량이 0.30% 미만에서는 상기의 효과가 충분히 얻어지지 않고, 한편 1.50%를 초과하면 조대한 Si 입자나 조대한 Mg-Si계 입자가 생겨서 굽힘 가공성의 저하를 초래한다. 따라서, Si량은 0.30 내지 1.50%의 범위 내로 하였다. 또한, 재료 강도와 굽힘 가공성의 밸런스를 보다 양호한 것으로 하기 위해서는, Si량은 0.60 내지 1.30%의 범위 내가 바람직하다.
Mg: 0.30 내지 1.50%
Mg도 본 발명에서 대상으로 하고 있는 합금계에서 기본이 되는 합금원소이며, Si, Cu와 공동으로 강도 향상에 기여한다. Mg량이 0.30% 미만에서는 도장 베이킹 때에 석출 경화에 의해 강도 향상에 기여하는 G.P. 존(zone)의 생성량이 적어지므로, 충분한 강도 향상이 얻어지지 않고, 한편 1.50%를 초과하면, 조대한 Mg-Si계 입자가 생성되어, 굽힘 가공성이 저하된다. 따라서 Mg량은 0.30 내지 1.50%의 범위 내로 하였다. 또한, 최종판의 재료 강도, 굽힘 가공성을 보다 양호하게 하기 위해서는, Mg량은 0.30 내지 0.80%의 범위 내가 바람직하다.
Cu: 0.001 내지 1.50%
Cu는, Si, Mg와 공동으로 강도 향상에 기여하므로, 중요한 임의적 구성 원소이다. 그리고, 지금까지 기술한 바와 같이, Cu는 Mg-Si계 입자의 석출 상태나 조대화 속도에 영향을 끼칠 수 있으므로, 그 의미에서도 중요한 구성 원소이다. 본 발명의 대상이 되는 알루미늄 합금의 Cu 함유량은, 1.50% 이하로 하는 것을 요한다. Cu가 1.50%를 초과하면, 조대한 Mg-Si-Cu계 입자가 생성되어, 굽힘 가공성이 저하되기 때문이다.
또, Cu의 바람직한 함유량은, 제조하는 알루미늄 합금 압연재의 목적에 따라 다르다. 알루미늄 합금의 성형성을 중시할 경우에는, 0.30% 이상 1.50% 이하를 첨가하여, 인장 강도를 향상시킬 수 있다. 한편, 알루미늄 합금의 내식성을 중시할 경우에는, Cu 함유량을 저감시키는 것이 바람직하고, 0.10% 미만으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 내식성과 성형성의 밸런스를 중시할 경우에는, 0.10% 이상 0.30% 미만으로 할 경우도 있다. 본 발명에서는, 이상과 같은 Cu의 작용을 고려해서, 그 함유량의 하한을 0.001%로 하였다.
Mn: 0.50% 이하, Cr: 0.40% 이하
Mn, Cr은 결정립의 미세화 및 조직의 안정화에 효과가 있는 원소이다. 단, Mn의 함유량이 0.50%를 초과하거나, 혹은 Cr의 함유량이 0.40%를 초과하면, 상기의 효과가 포화될 뿐만 아니라, 다수의 금속간 화합물이 생성되어서 성형성, 특히 헴-굽힘성(hem-bendability)에 악영향을 끼칠 우려가 있다. 따라서, Mn은 0.50% 이하, Cr는 0.40% 이하로 한다. 또한, Mn, Cr의 함유량의 하한값에 대해서는, Mn의 함유량이 0.03% 미만, 혹은 Cr의 함유량이 0.01% 미만인 경우, 상기의 효과가 충분히 얻어지지 않고, 용체화 처리 시에 결정립이 조대화되고, 헴-굽힘 시에 표면 조면화를 일으킬 우려가 있다. 그래서, Mn, Cr의 함유량에 대해서는, Mn: 0.03 내지 0.50%, Cr: 0.01 내지 0.40%로 하는 것이 바람직하다.
또, Mn과 Cr에 대해서는, Mn이 0.15%를 초과할 경우, 혹은, Cr가 0.05%를 초과할 경우에 있어서, 상기의 효과가 지나치게 강해져서, 열압연 권취 후의 자기소둔 시의 재결정이 억제될 우려가 생긴다. 따라서, Mn, Cr에 관해서는, 다른 첨가 원소와의 밸런스도 고려하면서, 보다 제한하는 것이 바람직할 경우가 있다. 이때, Mn은 0.03% 이상 0.15% 이하가 보다 바람직하다. 그리고, Cr는, 0.01% 이상 0.05% 이하가 보다 바람직하다.
Fe: 0.40% 이하
Fe도 강도 향상과 결정립 미세화에 유효한 원소이지만, 0.40%를 초과하면 다수의 금속간 화합물이 생성되어서, 굽힘 가공성이 저하될 우려가 있다. 따라서, Fe량은 0.40% 이하로 한다. 또, Fe량의 하한으로서는, Fe량이 0.03% 미만에서는 충분한 효과가 얻어지지 않는 일이 있다. 그래서, Fe량은 0.03 내지 0.40%의 범위 내로 하는 것이 바람직하다. 그리고, 더 한층의 굽힘 가공성이 요구될 경우에는, 0.03% 내지 0.20%로 하는 것이 보다 바람직하다.
본 발명에 있어서의 알루미늄 합금은, 이상 설명한 Si, Mg, Cu, Cr, Mn, Fe 외에, 기본적으로는 Al 및 불가피적 불순물로 이루어져 있으면 된다.
(2) 본 발명에 따른 알루미늄 합금 압연재의 제조 방법
다음에, 본 발명에 따른 성형가공용의 알루미늄 합금 압연재의 제조 방법에 대해서 설명한다. 본 발명의 알루미늄 합금 압연재의 제조에 있어서는, 소정의 성분 조성의 주괴에 대해서, 균질화 처리, 냉각, 열간압연을 시행한 후에, 냉간압연, 용체화 처리를 조합시켜서 행하는 것이 최적이다. 이하, 본 발명에 따른 알루미늄 합금 압연재의 제조 방법에 대해서 상세히 설명한다.
우선, 상기 성분 조성의 알루미늄 합금을 상법을 따라서 제조하고, 연속 주조법, 반연속 주조법(DC주조법) 등의 통상의 주조법을 적당히 선택해서 주조한다. 그리고, 얻어진 주괴에 대해서 균질화 처리를 실시한다. 균질화 처리를 행할 경우의 처리 조건은 특별히 한정되지 않지만, 통상은, 500℃ 이상, 590℃ 이하의 온도에서 0.5시간 이상, 24시간 이하의 가열을 하면 된다.
균질화 처리를 실시한 주괴를 냉각시켜 열간압연시킨다. 본 발명에 따른 알루미늄 합금 압연재의 제조 방법에서는, 이 균질화 처리가 종료된 단계부터의 냉각 속도의 범위가 규정되고 있는 것, 및 주괴를 냉각시킨 후에 열간압연을 개시하기 전에, 의도적으로 주괴를 설정된 압연 전 가열 온도에서 소정의 시간 이상 유지하는 것을 필요로 한다. 여기에서, 균질화 처리가 종료된 단계부터의 냉각 속도는, 주괴 두께 1/4부의 온도가 500℃로부터 320℃가 될 때까지의 평균 냉각 속도가 20℃/h 내지 2000℃/h의 사이가 되도록 냉각시킨다. 이렇게 균질화 처리 후의 냉각 속도를 규정하는 것은, 냉각 속도가 지나치게 높으면 미세한 Mg-Si계 입자가 석출되는 경향이 있기 때문이다. 또한, 냉각 속도가 너무 늦으면 Mg-Si계 입자가 재결정을 촉진시키므로 필요한 크기 이상으로 조대하게 석출되고, 최종열처리 시(용체화 처리 시)에 그 입자를 고용시키는데도 쓸데없이 시간을 필요로 하기 때문이다. 이 냉각 속도는, 50℃/h 내지 1000℃/h로 하는 것이 바람직하다.
또, 본 발명에서는, 냉각 속도의 측정 시에, 주괴의 온도의 측정 위치를, 표면으로부터 전체 두께의 1/4부로 한다(이하에 있어서 동일하다). 또한, 후술하는 압연 전 가열 온도에서의 유지에 있어서의 온도관리 시에도, 주괴의 온도의 측정 위치를 1/4부로 한다. 이것은, 주괴의 표층은 온도변화가 심하므로, 냉각 속도를 적절하게 측정하기 어렵기 때문이다. 또한, 주괴의 중심부에서도 안정한 온도 측정이 가능하지만, 온도 변화에 다소의 지연이 생길 가능성이 있고, 냉각 속도 혹은 유지 시간의 엄밀한 관리를 고려하기 위해서는, 주괴 두께 1/4부가 적합하다. 또, 주괴 두께 1/4부의 온도는, 열전쌍을 메워넣은 주괴를 이용해서 측정해도 되고, 열전달 모델을 이용해서 계산해도 된다. 이하의 설명에 있어서의 주괴의 온도란, 주괴 두께 1/4부의 온도의 의미이다.
균질화 처리 후의 냉각 후의 주괴의 열이력은, 냉각공정 후의 주괴 온도를 기준으로 해서 복수의 패턴을 채용할 수 있다. 우선, 주괴를 균질화 처리 온도로부터 320℃ 이하로 하는 일 없이 냉각시키고, 그 후, 주괴를 열간압연 전에 370℃ 내지 440℃의 범위 내로 설정된 압연 전 가열 온도에서 유지한다. 이때, 주괴의 온도가 균질화 처리 온도로부터 압연 전 가열 온도가 된 시점에서, 그 압연 전 가열 온도에서 주괴를 유지시켜도 된다. 또한, 주괴의 온도가 320℃ 초과에서 압연 전 가열 온도 미만까지 냉각되었을 때에는, 주괴를 약간 가열해서 압연 전 가열 온도로 해서 유지하면 된다. 이렇게, 냉각공정 후의 주괴 온도에 관해서 320℃를 기준으로 한 것은, 미세 Mg-Si계 입자의 석출을 억제하기 위해서이다. 따라서, 균질화 처리 후의 냉각공정은, 균질화 처리 온도로부터 320℃ 초과가 될 때까지, 특히, 스트레이트(straight)로 열간압연온도가 될 때까지, 주괴를 냉각시키는 것이 열적·에너지적으로 유효하다.
단, 냉각공정에서 주괴를 일단 320℃ 내지 실온의 범위의 온도까지 냉각시켜도 된다. 주괴를 일단 320℃ 내지 실온의 범위의 온도까지 냉각시킨 경우이더라도, 주괴를 압연 전 가열 온도로 재가열하고, 압연 전 가열 온도에서 유지시킴으로써, 미세 Mg-Si계 입자를 조대화시킬 수 있다. 따라서, 내리징성, 굽힘성이 우수한 알루미늄 합금의 최종판을 제조하기 위해서, 주괴가 이러한 열이력을 받고 있어도 전혀 문제는 없다. 그리고, 주괴를 일단 320℃ 내지 실온의 범위의 온도까지 냉각해 재가열하는 것은, 안정한 제품특성을 얻기 위하여 유용하다. 이러한 재가열을 행할 경우, 후술하는 식 A의 열이력계수로 나타낸 바와 같이 Mg-Si계 입자를 조대화시키기 위해서 시간을 필요로 하지만, 그만큼, 압연 전 가열 온도에서 장시간 유지시켜도 과잉한 조대화가 일어나기 어려워진다. 이것에 의해, 용체화 처리 시에 조대입자가 녹아 남는 것에 의해 발생하는, 강도 특성이나 굽힘 가공성의 저하가 일어나기 어렵다.
그리고, 본 발명에 있어서는, 열간압연의 개시 전에 주괴를 370℃ 내지 440℃의 범위 내에서 설정되는 압연 전 가열 온도에서 유지시킨다. 이 압연 전 가열 온도에서의 유지에 의해 Mg-Si계 입자를 성장시켜서 조대화시킨다.
압연 전 가열 온도를 370℃ 내지 440℃로 하는 것은, 미세 석출된 Mg-Si계 입자의 조대에 필요한 온도이기 때문이다. 이 압연 전 가열 온도의 범위는, 열간압연온도의 범위와 같다. 따라서, 압연 전 가열 온도와 열간압연온도를 같은 온도로 설정해도 된다. 이 경우, 냉각공정 후의 주괴는, 열간압연온도에서 소정 시간(0.17시간 이상) 유지되어, 그대로 열간압연을 개시할 수 있다. 또한, 압연 전 가열 온도와 열간압연온도를 상위한 온도로 설정해도 된다. 이 경우에는, 압연 전 가열 온도에서 가열 유지한 주괴를 냉각 또는 재가열한 후에 열간압연을 개시하는 것으로 된다. 단, 압연 전 가열 온도와 열간압연온도를 상위한 온도로 설정할 경우이더라도, 양자의 온도가 370℃ 내지 440℃의 범위에서 설정되어 있으면 문제 없다.
주괴를 압연 전 가열 온도에서 유지할 때의 유지 시간(h)은, 그 하한을 0.17시간으로 한다. 이 유지 시간은, 본 발명자들에 의한 각종의 시험 결과에 의해 얻어진 값이며, 알루미늄 합금의 조성이나 균질화 처리 후의 열이력에 따르지 않고 최저한 필요한 가열 유지 시간이다. 또한, 상기한 바와 같이, 주괴의 온도란, 주괴 두께 1/4부의 온도이다.
무엇보다도, 압연 전 가열 온도에서의 유지 시간은, 알루미늄 합금의 조성이나 균질화 처리 후의 열이력 등의 각종의 조건에 따른 최적범위가 존재하는 것으로 여겨진다. 이 조건으로서는, 우선, 알루미늄 합금 중의 Cu 함유량을 들 수 있다. 상기와 같이, Mg-Si계 입자의 분산 상태와 조대화 속도는, Cu 함유량에 의해 변화되기 때문이다. 그리고, Cu 함유량이 얼마 안될 경우, 예를 들면, 불가피 불순물 수준의 함유량이 될 경우이더라도, 압연 전 가열 온도에서의 유지 시간은 Cu 함유량의 영향을 받는다.
또, 유지 시간을 결정지을 수 있는 조건으로서는, 균질화 처리 후의 알루미늄 합금의 열이력도 대상이 된다. 이 열이력이란, 균질화 처리 후에 알루미늄 합금을 320℃ 이하까지 냉각시키는 일 없이 압연 전 가열 온도에서 유지했는지, 혹은 균질화 처리 후에 알루미늄 합금을 320℃ 내지 실온의 범위의 온도까지 냉각시키고, 그 후 압연 전 가열 온도까지 재가열해 압연 전 가열 온도에서 유지했는지 중 어느 한쪽의 이력이다.
또한, 압연 전 가열 온도에서의 유지 시간은, 균질화 처리 후의 냉각 속도(500℃로부터 320℃까지의 사이에 있어서의 주괴의 평균 냉각 속도)에 의해서도 결정지을 수 있다.
본원 발명자들은, 이들 여러 조건을 고려해서, 적합한 유지 시간을 찾아내고 있다. 압연 전 가열 온도에서의 유지 시간에 대해서는, 하기의 식 A에서 산출되는 하한유지시간(h) 이상으로 하는 것이 바람직하다.
하한유지시간(h) = 3(h) × Cu량계수 × 냉각속도계수 × 온도이력계수 (식 A)
단, 식 A에 의한 하한유지시간이 0.17시간 미만인 경우, 하한유지시간은 0.17시간으로 한다.
또, 식 A 중의 Cu량계수, 냉각속도계수 및 온도이력계수의 의의는 이하와 같다:
·Cu량계수: 알루미늄 합금의 Cu 함유량(%) ÷ 기준 Cu 함유량(0.7%);
·냉각속도계수: (냉각공정의 평균냉각속도(℃/h) ÷ 기준냉각속도(90℃/h))1/2; 및
·온도이력계수: 하기 (a) 또는 (b)의 열이력에 의거해서 0.3 또는 1.0으로 한다:
(a) 냉각공정에서 주괴를 320℃ 이하로 냉각시키는 일 없이, 압연 전 가열 온도에서 유지시키는 경우: 온도이력계수 = 0.3;
(b) 냉각공정에서 주괴를 320℃ 내지 실온의 범위까지 냉각시킨 후, 가열해서 압연 전 가열 온도에서 유지시키는 경우: 온도이력계수 = 1.0.
상기의 식 A로부터 산출되는 하한유지시간 이상, 알루미늄 합금을 유지함으로써, Mg-Si계 입자를 적절한 입자 크기로 용이하게 제어할 수 있다. 이들의 식은, 각종 실험 데이터를 바탕으로, 균질화 처리 후의 냉각 조건과 Al 중의 Cu량을 정리해서 도출한 수식이다.
균질화 처리 후의 온도로부터 320℃ 이하까지 냉각시키는 일 없이, 압연 전 가열 온도에서 유지시킬 경우에는, Mg-Si계 입자가 석출되고 나서 그 성장이 촉진되므로, 적절한 입자 크기까지 조대화시키는 시간이 단시간이면 된다. 식 A에 있어서의 열이력계수를 0.3으로 한 것은, 이것을 의도했기 때문이다. 한편, 일단 320℃ 내지 실온의 범위의 온도까지 냉각 후, 압연 전 가열 온도까지 재가열할 경우, 균질화 처리 후의 냉각 중의 저온 영역에 있는 과정, 및 실온으로부터의 승온 과정에서 Mg-Si계 입자의 미세한 석출이 생긴다. 본 발명에서는, 이 석출물을 조대화시킬 필요가 있으므로, 냉각 후 320℃ 이하까지 냉각시키는 일 없이, 압연 전 가열 온도에서 유지할시킬 경우와 비교하면, 적절한 입자 크기로 제어할 때까지 장시간을 필요로 하는 것을 알 수 있다. 식 A에 있어서의 열이력계수를 1.0으로 한 것은, 이것을 의도했기 때문이다.
단, 식 A에 의해 산출되는 하한유지시간이, 0.17시간 미만으로 될 경우, 하한유지시간은 0.17시간으로 한다. Cu 함유량이 낮을 경우나 냉각 속도가 낮을 경우 등에서는 Mg-Si계 입자의 미세 석출이 억제될 가능성이 있고, 열간압연 전의 하한유지시간은, 이론상, 상당히 짧아질 가능성이 있다. 그러나, 본 발명자들에 의한 검토에서는, 그와 같을 경우이더라도, Mg-Si계 입자의 미세 석출의 가능성은 완전하게는 불식시킬 수 없고, 어느 정도의 가열 유지를 행해야 한다. 그래서, 최저한의 유지 시간으로서 0.17시간을 설정하는 것으로 했다.
또한, 열간압연 전의 유지 시간은, 식 A에서 산출되는 하한유지시간 이상이면 특별히 제한되지 않는다. 또한, 주괴의 온도가 압연 전 가열 온도의 범위 내에 있으면, 주괴가 로 내에 있는 시간이나 이동 시간, 또한 열간압연 테이블 상에서의 대기 시간을 적산시켜서 하한유지시간을 달성해도 된다. 유지 시간의 상한은, 특별히 제한되지 않지만, 통상의 조업 시에 있어서는, 24시간 이내의 유지 후에 열간압연된다.
압연 전 가열 온도에서의 유지에 의해 성장한 조대한 석출 입자는, 재결정의 핵생성 부위로 되어 재결정을 촉진시키는 작용을 지닌다. 여기에서, 압연 전 가열 온도에서의 유지를 적절하게 행한 합금 재료 조직으로서는, 주사형 전자현미경에서 관찰할 수 있는 결정립 내의 입자 직경 0.4㎛ 내지 4.0㎛까지의 석출 입자를 추출했을 때, 해당 석출 입자의 평균 입자 직경이 0.6㎛ 이상인 것이 바람직하고, 0.8㎛ 이상인 것이 보다 바람직하다. 또한, 재결정을 위한 입계 이동의 장해가 되는 미세입자를 적게 하는 것도 재결정을 촉진시킬 수 있다. 그래서, 주사형 전자현미경에서 관찰할 수 있는 결정립 내의 입자 직경이 0.04㎛ 내지 0.40㎛까지의 석출 입자의 총수가 1500개/100㎛2 이하인 것이 바람직하다.
이상과 같이 해서 균질화 처리와 냉각, 및 열간압연에서의 유지를 행한 후에는, 종래의 일반적인 방법에 따라서 열간압연을 행한다. 열간압연온도는, 370℃ 내지 440℃의 범위 내의 온도가 설정된다. 또, 이 열간압연온도, 및 후술하는 권취 온도란, 피가공재의 판 표면 또는 코일 측벽면의 온도이다. 이들 온도는, 접촉식 온도계 또는 비접촉식 온도계에서 측정할 수 있다.
열간압연의 공정에 있어서는, 열간압연 후의 권취 온도의 설정이 중요해진다. 본 발명에서는, 전술한 균질화 후의 냉각 및 압연 전 가열 온도에서의 유지에 의해, 적절한 입자 분포를 얻고 있고, 조대한 석출 입자에 의한 재결정의 촉진 작용과 입계 이동을 방해하는 미세입자가 적은 상태의 주괴를 열간압연하는 것으로 된다. 그리고, 얻어진 열연판에 대해서, 권취 온도를 적절하게 설정함으로써 자기소둔에 의한 재결정이 생기고, 내리징성 향상을 위한 재료 조직의 기초가 되는 미세재결정 조직을 얻을 수 있다.
본 발명에서는, 이 열간압연 후의 권취 온도를 310 내지 380℃로 한다. 권취 온도가 310℃ 미만에서는, 열간압연 시작까지 적절한 입자분포를 얻고 있어도, 안정적으로 자기소둔에 의해 재결정 조직을 얻을 수는 없다. 한편, 380℃를 초과하면, 자기소둔에 의해 재결정 조직을 얻어도, 그 재결정립이 조대하므로, 그것에 의해 내리징성이 저하되어 버린다.
열간압연 후의 자기소둔을 시행한 후에는, 냉간압연을 행하여 제품판 두께까지 압연시킨다. 열간압연판 두께로부터 제품판 두께까지의 총냉간압연율은 65% 이상인 것이 바람직하다. 냉간압연에 의해, 압연 집합 조직이 발달하고, 그것에 의해, 냉간압연에 이어지는 용체화 처리 시에 재결정립이 압연 집합 조직 성분을 침식하면서 성장하여 적합한 집합 조직을 가진 알루미늄 합금 압연재를 얻을 수 있다.
이상과 같이 해서 소정의 판 두께로 한 알루미늄 합금판에 대해서, 더욱 재결정 처리를 겸하는 용체화 처리를 실시하는 것에 의해, 굽힘성 및 내리징성에 특별히 우수한 성형가공용 알루미늄 합금판을 얻을 수 있다. 이 재결정 처리와 겸한 용체화 처리의 조건으로서는, 판 두께 1/4부의 재료 도달 온도를 500℃ 이상 590℃ 이하로 하고 그 재료 도달 온도에서의 유지 시간을 유지 없음 내지 5분 이내로 하는 것이 바람직하다.
또한, 이상과 같이 해서 제조되는 알루미늄 합금판에 대해서, 양호한 소성 경화성을 부여하기 위하여, 용체화 처리 후에, 즉시 50 내지 150℃의 온도 범위에서 1시간 이상 유지하는 예비시효처리를 행할 수 있다. 단, 이 예비시효처리는, 집합 조직에 대해서 본질적인 영향은 주는 일은 없다. 따라서, 재료 조직에 의한 영향을 받는 내리징성의 개선을 목표로 하는 본 발명에 있어서, 예비시효처리를 행할 것인지 아닌지는 본질적인 요건이 아니다.
(3) 본 발명에 의해 제조되는 알루미늄 합금 압연재의 기계적 특성
이상 설명한 본 발명에 의해 제조되는 알루미늄 합금 압연재에 대해서, 그 기계적 특성은 특별히 한정되는 일은 없다. 단, 본 발명은, 자동차, 선박, 항공기 등의 부재 등을 성형 가공하기 위한 소재가 되는 것을 고려하면, 그 기계적 성질로서, 인장 강도가 200㎫ 이상이며, 인장 강도와 0.2% 내력의 차이가 100㎫ 이상인 것이 바람직하다. 특히, 일반적인 자동차 패널용의 Al-Mg-Si계 합금에서는, 인장 강도와 0.2% 내력과의 차이가 100㎫ 이상이 되므로, 이 조건을 구비하고 있으면, 해당 용도에 있어서 가공성과 내리징성이 우수한 알루미늄 합금 압연재가 된다. 이 알루미늄 합금 압연재의 강도에 관해서는, 인장 강도가 220㎫ 이상이 바람직하다. 또한, 인장 강도와 0.2% 내력과의 차이가 110㎫ 이상인 것이 바람직하다.
(4) 본 발명에 의해서 제조되는 알루미늄 합금 압연재의 집합 조직
또, 본 발명에 따른 방법에 의해 제조되는 알루미늄 합금 압연재는, 내리징성과 굽힘 가공성의 쌍방에 있어서 양호한 특성을 지닌다. 여기에서, 본 발명자들에 따르면, 본 발명에 따른 방법에 의해 제조되는 알루미늄 합금 압연재는, 그 집합 조직에 있어서 특징적인 특성을 나타낸다. 구체적으로는, 알루미늄 합금판재의 소정의 면에 있어서의, Cube 방위 밀도와 랜덤 방위의 관계, 및 평균 테일러(Taylor) 인자의 편차에 있어서 특징을 지닌다. 이하, 각각의 특성에 대해서 설명한다.
(4.1) Cube 방위 밀도를 지표로 한 집합 조직과 굽혀 가공성
본 발명에 의해 제조되는 알루미늄 합금 압연재에 있어서는, 그 집합 조직이 Cube 방위밀도를 지표로 해서 적절하게 제어되고 있는 것이 바람직하다. 이것은 굽힘 가공성을 안정적으로 향상시키기 위함이다. Cube 방위밀도는, Cube 방위({100} <001> 방위)를 갖는 결정립의 방위밀도이다. 구체적으로는, 판 두께 방향과 직교하고, 또한, 표면에서부터 전체 판 두께의 1/4의 깊이에 있는 면에 있어서, 랜덤 방위에 대한 Cube 방위밀도의 비가 10 이상인 것이 바람직하다. Cube 방위를 가지는 결정립은, 헴-굽힘 가공 시에 전단 띠가 발생하기 어렵고, 전단 띠에 따른 굽힘 균열의 발생, 전파가 일어나기 어렵다. Cube 방위밀도의 비를 10 이상으로 제어함으로써, 전단 띠의 형성 및 전파를 억제하는 Cube 방위결정립의 비율을 증가시킴으로써 굽힘 가공성을 향상시킬 수 있다. 또한, 더욱 엄격한 굽힘 가공 후의 외관품질을 클리어시키기 위해서는, Cube 방위밀도의 비를 25 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
굽힘 가공성 향상의 기준으로서, 판 두께 방향과 직교하고 그리고 전체 판 두께의 1/4의 깊이에 있는 면에 있어서의 집합 조직에 대해서 착안한 것은, 본 발명자들에 따르면, 헴 굽힘이라고 하는 지극히 가혹한 가공 조건에 있어서, 표면 품질에 특별히 영향을 주는 것은, 판의 표층 부근에 있기 때문이다.
여기서, Cube 방위밀도의 측정에 대해서, 도 1을 참조해서 구체적으로 설명한다. 우선, 판 두께 방향(T)과 직교하고 그리고 판 표면(S1)으로부터, 전체 판 두께(t)의 1/4의 깊이에 있는 면(S2)을 기계연마를 행함으로써 노출시킨다. 다음에, 경사각이 15 내지 90°의 범위에서 X선 회절 측정법의 하나인 Schulz의 반사법에 의해, (111)면, (220)면, (200)면의 불완전극점도를 측정함으로써, 집합 조직의 방위정보를 취득한다. 그리고, 얻어진 집합 조직의 방위정보로부터, 극점도해석 소프트웨어를 사용해서 Cube 방위밀도를 구할 수 있다.
해석 소프트웨어로서는, 예를 들면, 오사카후리츠(大阪府立)대학의 이노우에 히로후미(井上博史) 준교수에 의해 공개 배포되어 있는 해석 소프트웨어 「Standard ODF」, 1TSL사 제품인 「OIM Analysis」를 사용하면 된다. 구체적으로는, 우선 전술한 방법으로 얻어진 집합 조직의 방위정보에 대해서, 필요에 따라서 회전 조작을 행하고, 「짝수항」, 「홀수항」의 전개 차수가 각각 「22」, 「19」의 조건으로 급수 전개를 행하여 결정방위분포함수(ODF)를 구한다. 또한, ODF에 의해 얻어진 각 방위의 방위밀도는, 알루미늄 분말을 소결시킨 랜덤한 집합 조직을 갖는 표준시료의 방위밀도에 대한 비(랜덤비)로서 산출할 수 있다.
(4.2) 테일러 인자를 지표로 한 집합 조직과 내리징성
본 발명은, 굽힘 가공성과 함께 내리징성도 향상시켜, 이들의 특성을 적합하게 밸런스를 이루게 한 알루미늄 합금 압연재를 제조하는 것이다. 그리고, 내리징성에 대해서는, 최종판인 알루미늄 합금 압연재의 집합 조직을, 테일러 인자를 지표로 해서 적절하게 제어하는 것이 바람직하다. 즉, 고수준의 내리징성을 획득하기 위해서는, 압연 폭 방향에서의 평균 테일러 인자의 편차가 적절한 범위 내가 되도록 집합 조직을 제어하는 것이 바람직하다.
리징 마크란, 압연판을 성형 가공했을 때에, 압연 방향과 평행한 방향으로 줄무늬 형상으로 생기는 미소한 요철모양이다. 이 리징 마크의 발생의 메커니즘으로서는, 성형 가공 시에 있어서, 인접하는 결정 방향의 소성 변형량이 달라져 버리는 것에 있는 것으로 여겨지고 있다.
압연판을 프레스 성형했을 때의 실제의 프레스 성형 부품의 왜곡 상태는, 주로, 평면 왜곡 상태와 등 2축 왜곡 상태 사이의 영역에 분포되는 것이 알려져 있다. 이 영역 내의 왜곡 중, 압연 폭방향(압연 방향에 대해서 직교하고 그리고 판 표면과 평행한 방향)이 주된 왜곡 방향인 평면 왜곡에 의해, 가장 현저하게 리징 마크가 발생하는 것으로 여겨지고 있다. 여기에서, 압연 폭방향에의 평면 왜곡 변형이란, 압연 폭방향에의 신장과, 판 두께의 감소만이 일어나는 왜곡 상태라고 할 수 있다.
성형 가공이 압연 폭방향을 주된 왜곡 방향으로 하는 평면 왜곡 변형인 것으로 간주했을 때, 압연 폭방향에서의 테일러 인자의 값의 편차(변동폭)가, 내리징성에 관한 유효한 지표가 된다. 테일러 인자는, 집합 조직 중에 존재하는 모든 결정 방위로부터 산출되는 것이지만, 압연판의 판 표면, 혹은 그것과 평행한 판 내부의 면에 있어서, 성형 가공이 압연 폭방향을 주된 왜곡 방향으로 하는 평면 왜곡 변형인 것으로 간주했을 때의 테일러 인자의, 압연 폭방향에의 편차를 억제하는 것이 내리징성의 향상에 유효하다.
그래서, 본 발명에 의해서 제조되는 알루미늄 합금 압연재에 있어서는, 테일러 인자를 지표로 하는 집합 조직의 제어에 대해서, 판 두께 방향과 직교하고, 또한, 표면으로부터 전체 판 두께의 1/2의 깊이에 있는 면에 있어서, 압연 폭방향으로 10㎜, 압연 방향으로 2㎜의 영역을 압연 폭방향으로 10등분으로 분할한 동일면 내에서의 각 분할 영역에 있어서의, 성형 가공이 압연 폭방향을 주된 왜곡 방향으로 하는 평면 왜곡 변형인 것으로 간주했을 때의 평균 테일러 인자의 최대값과 최소값의 차이가, 절대값으로 1.0 이내인 것이 바람직하다. 이 평균 테일러 인자의 최대값과 최소값의 차이에 관해서는, 절대값로 0.9 이내인 것이 보다 바람직하다.
이 지표에 대해서, 구체적으로 도 1을 참조해서 설명한다. 도 1에는, 판 두께 방향(T)과 직교하는 판 표면(S1), 판 두께 방향(T)과 직교하고 그리고 상기 판 표면(S1)으로부터 전체 판 두께(t)의 1/4의 깊이에 있는 면(S2), 및 판 두께 방향(T)과 직교하고 그리고 상기 판 표면(S1)으로부터 전체 판 두께(t)의 1/2의 깊이에 있는 면(S3)의 3개의 면(S1, S2, S3)이 명시되어 있다. 본 발명에 있어서는, 이들 면 중, 면(S3)에 있어서, 압연 폭방향(Q)으로 10㎜, 압연 방향(P)으로 2㎜의 영역(SA)을, 그 면 내의 임의의 개소에 취하고, 그 영역(SA)을 압연 폭방향(Q)으로 10등분으로 분할해서 동일면 내에서 분할 영역(SA1, SA2, ···, SA10)을 취하고, 그들의 각 분할 영역(SA1, SA2, ···, SA10)의 각각에 관한 평균 테일러 인자의 값을 측정한다. 단, 전술한 바와 같이, 성형 가공이 압연 폭방향(Q)을 주된 왜곡 방향으로 하는 평면 왜곡 변형인 것으로 간주했을 때의 테일러 인자의 평균치를 측정한다. 그리고, 각 분할 영역(SA1, SA2, ···, SA10)에서의 측정값의 최대값과 최소값의 차이가, 절대값로 1.0 이내가 되도록 제어하는 것, 바꾸어 말하면, 면(S3)에 있어서의 미소 영역(각 분할 영역(SA1, SA2, ···, SA10))의 평균 테일러 인자의 값의, 압연 폭방향에 있어서의 편차의 최대값을 1.0 이내로 억제하는 것에 의해, 성형 가공 시의 리징 마크의 발생을 안정적으로 억제하는 것이 가능해진다.
한편, 전술한 바와 같이 규정되는 각 분할 영역(SA1, SA2, ···, SA10)의 평균 테일러 인자의 값의 최대값과 최소값의 차이의 절대값이 1.0을 초과하면, 압연 폭방향에 있어서의 국소적인 소성 변형량의 편차가 현저해지고, 내리징성이 저하되어 리징 마크의 발생의 우려가 생긴다.
또한, 본 발명에 있어서는, 압연 폭방향으로 10㎜, 압연 방향으로 2㎜에 취한 영역을 설정하고, 이 영역을 압연 폭방향으로 10등분으로 분할한 분할 영역을 평균 테일러 인자의 측정 대상으로 하고 있다. 그리고, 각 분할 영역에서 측정된 평균 테일러 인자의 최대값과 최소값의 차이를 내리징성 평가의 지표로 하고 있다. 이 평균 테일러 인자의 측정 영역의 형상·치수 및 분할수의 설정에 대한 타당성은, 본 발명자들에 의해 확인되고 있다. 본 발명자들은, 이들의 설정에 근거함으로써, 내리징성을 확실하고도 유효하게 평가할 수 있는 것을 실험에 의해 확인하고 있다.
여기서, 본 발명에서는, 압연 폭방향에 있어서의 평균 테일러 인자의 편차의 최대값을, 면(S3), 즉, 판 두께 중앙부에 위치하는 면에 대해서만 밝히고 있다. 면(S3)의 평균 테일러 인자의 편차의 유무만을 내리징성 평가의 지표로 하는 것은, 이 영역에 있어서의 결정의 상태에 따라서 리징 마크 발생의 유무를 판단하는 것이 적합하기 때문이다. 판 표면(면(S1)) 및 전체 판 두께의 1/4의 깊이에 있는 면(면(S2))에 있어서의 결정의 상태도, 면(S3)과 같이 리징 마크 발생에 영향을 줄 수 있지만, 리징 마크 발생에 영향을 주는 밴드 형상 조직은 판 두께 중앙 부근에서 가장 남기 쉽다. 따라서, 면(S3)의 결정의 상태를 양호한 상태로 하고, 이것을 확인함으로써, 본 발명이 목적으로 하는 내리징성이 향상된 알루미늄 합금 압연재라고 말할 수 있다. 또, 평균 테일러 인자의 편차의 최대값을 지표로 하는 것은, 본 발명은, 밴드 형상 조직을 분해시키는 것을 의도하는 것이며, 그의 성공 여부에 따라서 형성되는 집합 조직의 상태를 평가하기 위해서는, 이 지표가 적합하기 때문이다.
따라서, 본 발명은, 면(S1) 및 면(S2)에 대해서, 면(S3)과 마찬가지로 분할 영역을 설정하고, 테일러 인자의 편차를 측정하는 것을 부정하는 것이 아니다. 또한, 면(S1), 면(S2)에 있어서의 테일러 인자의 편차는, 본 발명이 요구하는 면(S3)의 편차와 동등, 혹은 그것보다 양호한 결과로 되는 것을 배제하는 취지는 아니다.
다음에, 판 두께 방향과 직교하고 그리고 상기 판 표면(S1)으로부터 전체 판 두께의 1/2의 깊이에 있는 면(S3)에 있어서의, 상기 소정의 각 분할 영역에 있어서의 평균 테일러 인자의 값의 구체적인 측정 방법에 대해서 설명한다. 우선, 측정면이 되는 전체 판 두께의 1/2면(S3)을 노출시킨다. 이것에는, 기계연마, 버프 연마, 전해 연마를 행하는 것에 의해 대응할 수 있다. 노출된 면(S3)에 있어서, 압연 폭방향으로 연속하는 상기 소정의 각 분할 영역 범위를, 1시야씩, 주사형 전자현미경에 부속된 후방산란 전자회절 측정 장치(SEM-EBSD)로 측정함으로써 집합 조직의 방위정보를 취득한다. 또, 측정의 STEP 크기는 결정 입자 직경의 1/10 정도로 하면 된다.
얻어진 방위정보로부터, EBSD 해석 소프트웨어를 사용해서 평균 테일러 인자를 구하지만, 해석 소프트웨어로서는 예를 들면 TSL사 제품인 「OIM Analysis」를 사용하면 된다. 구체적으로는, 우선 전술한 방법으로 얻어진 집합 조직의 방위정보에 대해서, 필요에 따라서 회전 조작을 행하고, 측정 데이터가 판 두께 방향으로부터 보았을 때의 방위정보를 나타내도록 한다. 그 다음에, 판 두께가 감소하고, 압연 폭방향이 신장되는 평면 왜곡 상태하에서의 평균 테일러 인자를, 각 시야의 측정 데이터마다 계산함으로써, 각 분할 영역에 있어서의 평균 테일러 인자를 산출할 수 있다. 또, 활동하는 주된 미끄러짐계(primary slip system)를 {111} <110>이라고 가정해서 계산을 행할 수 있다. 이렇게 하여 각 분할 영역에 있어서의 평균 테일러 인자를 산출하고, 그들의 최대값, 최소값의 차이를 산출해서 내리징성이 평가된다.
실시예
다음에, 본 발명에 따른 성형가공용 알루미늄 합금 압연재의 제조 방법에 대한, 보다 구체적인 실시예에 대해서 설명한다. 이 실시예에서는, 제조 조건을 조정하면서, 조성이 다른 복수의 성형가공용 알루미늄 합금압연 판재를 제조했다. 그리고, 제조한 알루미늄 합금압연 판재의 기계적 성질, 집합 조직의 측정·평가를 행하는 동시에, 기계적 특성(인장 강도 및 0.2% 내력), 굽힘 가공성, 및 내리징성의 평가 시험을 행했다.
(i) 알루미늄 합금압연 판재의 제조
우선, 표 1에 나타낸 조성을 가진 알루미늄 합금을 DC 주조에 의해 주괴로 만들었다. 얻어진 주괴(가로방향 단면치수: 두께 500㎜, 폭 1000㎜)를 550℃에서 6시간의 균질화 처리를 행한 후, 냉각공정을 거쳐서, 주괴를 압연 전 가열 온도에서 유지 후, 열간압연을 행하였다. 본 실시형태에서는, 압연 전 가열 온도와 열간압연온도를 동일 온도로 설정했다. 이 균질화 처리 후의 냉각과 열간압연의 실시까지의 사이에 있어서의 열이력으로서는, 균질화 처리 후에 압연 전 가열 온도까지 냉각시키고, 320℃ 이하로 하는 일 없이 압연 전 가열 온도에서 유지할 경우(직접 유지)와, 균질화 처리 후의 주괴를 실온까지 냉각한 후에 압연 전 가열 온도까지 재가열해서 압연 전 가열 온도에서 유지할 경우(재가열)의 2패턴을 실시하고 있다. 본 실시예에서의 냉각 속도, 열이력, 압연 전 가열 온도에 대해서, 표 2에 나타낸다. 또, 주괴의 냉각 속도는, 주괴의 1/4부의 온도측정에 의해 측정했다. 이 냉각 속도는, 열전쌍을 메워넣은 동일 크기의 더미 슬래브를 이용해서 측정했다. 그리고, 알루미늄 합금의 Cu 함유량, 상기 열이력에 따라서, 상기 식 A를 적용하고, 산출된 하한유지시간을 참조해서 압연 전 가열 온도에서 유지했다.
그 후, 열간압연을 행하였지만, 열간압연 후의 열연판의 권취 온도를 표 2에 나타낸 바와 같이 조정하고 있다. 열간압연 후에는, 냉간압연 및 용체화 처리를 행했다. 냉간압연에 있어서의 압연율은 표 2에 나타내고 있다. 또한, 용체화 처리는, 연속 소둔 화로에서 550℃, 1분의 조건으로 용체화 처리를 실시하고, 실온 부근까지 팬에서 강제 공랭 후, 즉시 80℃, 5시간의 예비시효 처리를 실시했다. 이상의 공정으로부터, 발명예 및 비교예에 따른 알루미늄 합금압연 판재를 제조했다.
또, 본 실시예에서는, 열간압연 전의 알루미늄 합금 주괴에 있어서의 Mg-Si계 입자의 분포 상태에 대해서도 검토를 행하였다. 이 검토에서는, 상기 시험재의 주조 후의 주괴의 단부에서부터 500㎜의 위치에 있어서, 주괴의 폭 중앙에서 두께 1/4부에서부터 소편 샘플을 잘라내었다. 그리고, 표 2의 발명예 및 비교예와 동등한 열이력(균질화 처리로부터 열간압연 전의 압연 전 가열 온도에서의 유지까지의 열이력)을 실험실에서 재현한 샘플을 제작하고, 표면을 경면연마 후, FE-SEM으로 촬상하고, 화상해석을 행했다. 이 재료 조직의 평가에서는, SEM 화상에서 관찰할 수 있는 결정립 내의 입자 직경 0.4㎛ 내지 4.0㎛까지의 석출 입자를 추출하고, 그 평균 입자 직경을 산출했다. 또한, SEM 화상에서 관찰할 수 있는 결정립 내의 입자 직경이 0.04㎛ 내지 0.40㎛까지인 석출 입자의 개수를 정량화했다. 표 2에는, 그 결과도 나타내고 있다.
또한, 열간압연 후의 재결정의 상태를 확인했다. 이 확인 방법으로서, 열연판 외측 감기부를 3회 감은 만큼 제거한 후, 폭방향 중앙부에서부터 샘플을 채취했다. 압연 방향에 평행한 단면에 있어서, 그 결정립 조직을 촬영하고, 2㎜×4㎜의 시야에 있어서, 세로방향 및 가로방향으로 10개씩 등간격으로 직선을 긋고, 그 격자점 100점에 있어서, 재결정이 일어났는지의 여부를 육안으로 판단했다. 재결정립에 상당하는 격자점수를 재결정률로 정의하고, 그 재결정률이 95% 이상인 경우에, 재결정 조직인 것으로 정의했다.
Figure 112017118183374-pct00001
Figure 112017118183374-pct00002
(ii) 알루미늄 합금압연 판재의 기계적 성질, 집합 조직의 측정·평가
본 실시예에서 제조한 각 알루미늄 합금판재에 대해서, 우선, 압연 방향과 평행한 방향으로 JIS 5호 시험편을 잘라내고, 인장력시험에 의해 인장 강도(ASTS) 및 0.2% 내력(ASYS)을 측정했다.
그리고, 각 판재에 대해서, 소정의 면에 있어서의 집합 조직의 상태(Cube 방위밀도, 평균 테일러 인자의 편차)를 측정했다. Cube 방위밀도에 대해서는, 전술한 바와 같이, 전체 판 두께의 1/4의 깊이에 있는 면(S2)을 기계연마에 의해 노출시키고 나서 X선 회절 측정을 행하고, (111)면, (220)면, (200)면의 불완전 극점도를 측정함으로써, 집합 조직의 방위정보를 취득하고, 극점도 해석 소프트웨어를 사용해서 Cube 방위밀도를 산출했다.
또한, 전술한 바와 같이, 전체 판 두께의 1/2의 깊이에 있는 면(S3)을 기계연마에 의해 노출시켜서, 노출면에 대해서 전술한 방법으로 SEM-EBSD 측정을 행했다. 그리고, S3면에, 임의 영역의 대표예로서 판 폭방향의 중앙부에 영역(SA)을 설정한 후에 영역(SA) 내부의 각 분할 영역(SA1, SA2, ···, SA10)에 있어서의 집합 조직의 방위정보를 취득했다. 얻어진 방위정보로부터, 전술한 방법으로 평균 테일러 인자를 계산하고, 동일면 내에 있는 각 분할 영역 간의 평균 테일러 인자의 최대값과 최소값의 차이의 절대값을 산출했다.
(iii) 알루미늄 합금압연 판재의 굽힘성, 내리징성의 평가
본 실시예에서 제조한 각알루미늄 합금판재에 대해서 가공성 및 내리징성의 평가를 행하고, 제조 조건 및 합금판재의 구성과 가공성 등과의 관계를 검토했다. 우선, 내리징성의 평가에 대해서, 종래부터 행해지고 있는 간편한 평가 수법을 이용해서 평가했다. 구체적으로는, 압연 방향에 대해서 90°를 이루는 방향을 따라서 JIS 5호 시험편을 채취하고, 각각 10%, 15% 스트레칭을 행하고, 표면에 압연 방향을 따라서 생긴 줄무늬 모양(줄무늬 형상 요철모양)을 리징 마크로 해서, 그 발생의 유무, 정도를 육안으로 판정했다. 이 결과를 표 3에 나타낸다. 표 3에 있어서, ◎ 표시는 줄무늬 모양 없음, ○ 표시는 경도한 줄무늬 모양이 육안으로 관찰된 상태를 나타내고, △ 표시는 중간 정도의 줄무늬 모양을, × 표시는 줄무늬 모양이 강한 상태를 나타낸다. 본 실시형태에서는, 「◎」 또는 「○」를 내리징성이 양호한 것으로 판정했다.
또, 굽힘 가공성에 대해서는, 180°굽힘 시험에 의해 평가했다. 압연 방향에 대해서 90°를 이루는 방향을 따라서 굽힘 시험편을 채취하고, 5%의 사전 왜곡 후, 두께: 1㎜(굽힘 반경: 0.5㎜)의 중판을 사이에 끼워서 180°굽힘 시험을 실시했다. 그리고, 굽힘부의 외관을, 도 2에 나타낸 굽힘 가공성 평가 견본과 대조하고, 각 방향의 굽힘 가공성에 점수(평점)를 부여하였다. 그 결과를 표 3에 나타낸다. 또한, 굽힘 시험의 평점은, 그 수치가 높을수록 굽힘 가공성이 양호한 것을 의미한다. 본 실시형태에서는, 점수 「6」 이상을 굽힘 가공성이 양호한 것으로 판정했다.
본 실시예에서 제조한 알루미늄 합금압연 판재에 대한, 기계적 성질(인장 강도 및 0.2% 내력), 집합 조직의 측정·평가 결과, 및 굽힘 가공성과 내리징성의 평가 시험의 결과를 표 3에 나타낸다.
Figure 112017118183374-pct00003
본 발명의 발명예로 이루어진, 제조 공정번호 1 내지 번호 4, 번호 7, 번호 8, 번호 11, 번호 12, 번호 14 내지 번호 19, 번호 21, 번호 23, 번호 25 내지 번호 27, 번호 29 내지 번호 31, 번호 40의 알루미늄 합금판재는, 본 발명이 모두 성분조성이 본 발명에서 규정하는 범위 내에 있다. 그리고, 그 제조 공정에 있어서, 각종 조건에 대해서 본 발명에서 규정하는 범위 내의 조건이 적용되고 있다. 이들 알루미늄 합금판은, 내리징성 및 굽힘 가공성이 양호한 것이 확인되었다. 또한, 재료 강도에 대해서도 인장 강도가 200㎫ 이상이고 양호했다. 그리고, 인장 강도(ASTS)와 0.2% 내력(ASYS)의 차이가, 100㎫을 초과하고 있어, 일반적인 자동차 패널용의 Al-Mg-Si계 합금으로서의 조건을 클리어시키고 있다. 그래서, 이들 발명예로 이루어진 알루미늄 합금판은, 면(S2)에 있어서의 Cube 방위밀도, 면(S3)에서의 평균 테일러 인자의 편차가, 각각 바람직한 범위 내에 있다.
한편, 제조 공정 번호 6, 번호 10의 알루미늄 합금판은, 필수적인 구성 원소인 Si, Mg의 함유량이 본 발명의 규정 범위보다 낮게 되어 있다. 이들은 Si 함유량이 0.30% 미만인 합금 F(번호 6), Mg 함유량이 0.30% 미만인 합금 J(번호 10)로 이루어진 알루미늄 합금판재의 결과를 나타낸다. 이들 알루미늄 합금판은, Si, Mg의 함유량이 본 발명에서 규정하는 범위 이하이기 때문에, 충분한 강도를 얻을 수 없다. 그 때문에, 이들 비교예에서는, 인장 강도가 200㎫ 이상, 그리고 인장 강도(ASTS)와 0.2% 내력(ASYS)의 차이가 100㎫ 이상이라는, 일반적인 자동차 패널용의 Al-Mg-Si계 합금으로서의 조건을 클리어시키지 못했다.
또, 제조 공정 번호 9, 번호 13의 알루미늄 합금판은, 필수적인 구성 원소인 Si, Mg의 함유량이 본 발명의 규정 범위를 초과하고 있다. 이들은 Si 함유량이 1.50% 초과인 합금 I(번호 9), Mg 함유량이 1.50% 초과인 합금 M(번호 13)으로 이루어진 알루미늄 합금판재의 결과를 나타낸다. 이들 알루미늄 합금판은, Si, Mg의 함유량이 본 발명에서 규정하는 범위를 초과하므로, 제조 공정 내에서 형성된 조대한 입자가 제품판에서도 잔존하여, 굽힘 가공 시에 균열의 기점이 되므로, 충분한 굽힘 가공성을 지니지 않는다. 그 때문에, 이들 비교예에서는, 굽힘 시험에 있어서의 평점이 낮았다.
그리고, 제조 공정 번호 5의 알루미늄 합금판은, Cu의 함유량이 적합한 범위의 상한치(1.50%)를 초과하고 있다. 이 번호 5의 알루미늄 합금판은, 굽힘 시험에 있어서의 평점이 낮아 비교예라고 해야 할 결과였다.
그리고, 제조 공정 번호 20, 22, 24의 알루미늄 합금판은, Mn, Cr, Fe의 함유량이 적합한 범위를 초과하고 있다. 이들 알루미늄 합금판은, 굽힘 시험에 있어서의 평점이 낮아 비교예라고 해야 할 결과였다.
또한, 제조 공정 번호 18의 알루미늄 합금판은, 내리징성, 굽힘 가공성에 관해서는 합격이었지만, Fe, Mn, Cr의 함유량이 적합한 하한값(Mn: 0.03% 이하, Cr 0.01이하, Fe: 0.03이하)보다 낮게 되어 있다. 그 때문에, 이 알루미늄 합금판에는, 용체화 처리 시의 결정립 조대화에 의한 것으로 여겨지는 표면 조면화가 약간 발생하고 있었다. 따라서, 이 합금에 관해서는, 가공성에 대해서 일단 합격이라고 할 수 있지만, 가공 품질을 특히 중시할 경우에 있어서는 권장되는 것은 아닌 것으로 여겨진다.
또, 본 실시예에서는, Cu 함유량이 0.10% 미만인 알루미늄 합금판(합금 N, 합금 O, 합금 P)에 대해서, 열이력(「직접 유지」또는 「재가열」)과 냉각 속도(90℃, 1800℃)를 복수의 조건으로 설정해서 제조하고 있다(제조 공정 번호 14 내지 번호 16, 번호 40). 이들 실시예로부터, Cu 함유량이 낮은 합금에 관해서, 제조 조건을 적절하게 함으로써 양호한 내리징성, 굽힘성이 우수한 동시에, 기계적 성질도 만족할 수 있는 알루미늄 합금판을 제조할 수 있는 것을 알 수 있다. 그리고, 합금 O와 같이, Cu 함유량이 본 발명에 있어서의 하한값이 되는 지극히 낮은 알루미늄 합금판에 대해서도, 적절한 제조 조건(제조 공정 번호 15)에 의해 양호한 특성을 발휘하는 것이 확인되었다.
그래서, 제조 공정 번호 28, 번호 32 내지 번호 39의 알루미늄 합금판은, 성분 조성은 본 발명에서 규정하는 범위 내에 있지만, 제조 공정 조건의 어느 것인가에 있어서, 본 발명에서 규정하는 범위를 일탈하고 있으며, 그 결과, 내리징성, 굽힘 가공성이 뒤떨어져 있다.
이들 비교예에 대해서 구체적으로 설명한다. 우선, 표 2로부터, 제조 공정 번호 32에서는, 열간압연의 개시 온도가 본 발명에서 규정하는 조건보다 낮다. 이 비교예에서는, 열간압연 전에 식 A로부터 산출된 하한유지시간 이상으로 압연 전 가열 온도에서 유지시키고 있었지만, 자기 소둔을 촉진시키는데 충분한 크기의 석출물이 얻어지지 않고, 열간압연 후의 재결정이 충분히 진행되어 있지 않았다. 또한, 제조 공정 번호 33에서는, 압연 전 가열 온도에서의 유지 시간이, 식 A로부터 산출된 하한유지시간보다 단시간이었다. 그 때문에, 미세 석출물이 다수 석출되어 있었다. 이것에 의해, 열간압연 후의 재결정이 충분히 진행되지 않고 있었다. 더욱, 제조 공정 번호 35는, 열간압연 후의 열연판의 권취 온도가 310℃ 미만이기 때문에, 자기소둔에 의한 재결정이 진행되지 않고 있었다.
또한, 제조 공정 번호 39는, 압연 전 가열 온도에서의 유지 시간을, 식 A로부터 산출된 하한유지시간 이상이지만 0.17시간보다 짧은 시간으로 했다. 그 결과, 미세 석출물이 다수 석출되어 있었다. 이것에 의해, 열간압연 후의 재결정이 충분히 진행되지 않고 있었다.
이들 제조 공정 번호 32, 번호 33, 번호 35, 번호 39의 알루미늄 합금판은, 열간압연 권취 후의 상태에 있어서의 재결정이 불충분한 알루미늄 합금판이다. 그리고, 표 3으로부터, 이들 알루미늄 합금판은, 내리징성이 뒤떨어져 있었다. 그리고, 이들 알루미늄 합금판은, 면(S3)의 평균 테일러 인자의 최대값과 최소값의 차가 1.0을 초과하고 있었다.
또, 제조 공정 번호 28은, 열간압연 개시 온도가 440℃를 초과한 설정에서 제조된 알루미늄 합금판이며, 제조 공정 번호 34는, 열간압연 후의 권취 온도가 380℃를 초과해서 제조된 알루미늄 합금판이다. 이들 알루미늄 합금판에서는, 집합 조직의 제어가 불충분하게 되어 내리징성이 뒤떨어져 있었다. 또한, 이들 알루미늄 합금판도, 최종판에 있어서의 면(S3)의 평균 테일러 인자의 최대값과 최소값의 차가 1.0을 넘고 있었다.
제조 공정 번호 36 내지 번호 38은, 열간압연 후의 열연판의 권취 온도를 310℃ 미만으로 하면서, 열간압연 후에 중간 소둔을 행한 제조예이다. 이들 결과로부터, 굽힘 가공성과 내리징성을 밸런스 양호하게 향상시키기 위해서는, 균질화 처리 후의 냉각으로부터 압연 전 가열 온도에서의 유지를 거치고, 열간압연 후의 열연판의 권취 온도까지의 관리가 특히 중요한 것을 알 수 있다. 그리고, 이들 공정에서 본 발명이 규정하는 조건 외의 처리가 되면, 목적하는 달성은 곤란하고, 중간 소둔도 효과가 없는 것을 알 수 있다. 중간 소둔의 효과가 적은 점에 대해서는, 번호 36과 같이, 열간압연 후의 중간 소둔(배취 소둔)에서는, 내리징성이 뒤떨어지는 것으로부터 파악된다. 또한, 번호 37과 같이, 중간 소둔(배취 소둔) 전에 냉간압연(30%)을 행해도, 약간 내리징성의 향상이 보여진 것뿐이다. 그리고, 번호 38에서는, 연속 소둔로에서 중간 소둔을 행하였지만, 내리징성이 개선된 반면, 굽힘 가공성이 악화되어 있다. 이렇게, 중간 소둔의 실시는 그 조건에 따라서는 집합 조직을 변화시킬 수 있지만, 균질화 처리 후의 냉각으로부터 열간압연까지의 열이력의 관리가 불충분하다면, 굽힘 가공성과 내리징성을 동시에 적합한 범위로 할 수는 없다. 또, 번호 36, 번호 37의 알루미늄 합금판은, 면(S3)의 평균 테일러 인자의 최대값과 최소값의 차이가 1.0을 초과하고 있었다. 또한, 번호 38의 알루미늄 합금판은, 면(S3)의 평균 테일러 인자의 최대값과 최소값의 차이가 1.0 미만이었지만, 면(S2)의 랜덤 방위에 대한 Cube 방위 밀도의 비가 10 미만이었다.
이상 설명한 바와 같이, 본 발명에 따른 알루미늄 합금 압연재의 제조 방법에 따르면, 내리징성과 굽힘 가공성이 양립한 알루미늄 합금 압연재를 효율적으로 제조할 수 있다. 본 발명은, 자동차의 차체 패널에 적용되는 자동차용 차체 시트 등의 자동차 용도 외에, 전자·전기기기 등의 패널, 섀시와 같은 성형 가공 부품 소재가 되는 알루미늄 합금 압연재의 제조에 대해서도 이용 가능하다.

Claims (4)

  1. Si: 0.30 내지 1.50 질량%(이하,「%」라 기재함), Mg: 0.30 내지 1.50%, Cu: 0.001 내지 1.50%를 함유하고, 0.50% 이하의 Mn, 0.40% 이하의 Cr, 0.40% 이하의 Fe 중 적어도 어느 하나를 더 포함하며, 잔부 Al 및 불가피적 불순물의 알루미늄 합금으로 이루어진 주괴(ingot)를 균질화 처리하는 공정,
    상기 균질화 처리 후의 알루미늄 합금을, 500℃로부터 320℃까지의 사이에 있어서의 주괴 두께 1/4부의 평균 냉각 속도가 30℃/h 내지 2000℃/h가 되도록 냉각시키는 냉각공정,
    370℃ 내지 440℃에서 열간압연을 개시하고, 열간압연된 알루미늄 합금을 310 내지 380℃에서 권취시키는 공정, 및
    상기 열간압연 후의 알루미늄 합금에 대해서 총냉간압연율 65% 이상의 냉간압연을 행하는 냉간압연공정을 포함하는, 성형가공용 알루미늄 합금 압연재의 제조 방법으로서,
    상기 냉각공정 후의 알루미늄 합금을, 열간압연 전에 370℃ 내지 440℃의 범위 내에서 설정되는 압연 전 가열 온도에서 0.17시간 이상 유지하는 공정을 포함하고,
    또한, 상기 냉간압연공정에서 중간 소둔을 행하는 일 없이 냉간압연하는, 성형가공용 알루미늄 합금 압연재의 제조 방법이며,
    상기 냉각공정 후의 알루미늄 합금을 압연 전 가열 온도에서, 하기의 식 A에 의해 산출되는 하한유지시간 이상 유지하는, 성형가공용 알루미늄 합금 압연재의 제조 방법:
    하한유지시간(h) = 3(h) × Cu량계수 × 냉각속도계수 × 온도이력계수 (식 A)
    단, 식 A에 의한 하한유지시간이 0.17시간 미만인 경우, 하한유지시간은 0.17시간으로 한다.
    또, 식 A 중의 Cu량계수, 냉각속도계수 및 온도이력계수의 의의는 이하와 같다:
    ·Cu량계수: 알루미늄 합금의 Cu 함유량(%) ÷ 기준 Cu 함유량(0.7%);
    ·냉각속도계수: (냉각공정의 평균냉각속도(℃/h) ÷ 기준냉각속도(90℃/h))1/2; 및
    ·온도이력계수: 하기 (a) 또는 (b)의 열이력에 의거해서 0.3 또는 1.0으로 한다:
    (a) 냉각공정에서 주괴를 320℃ 이하로 냉각시키는 일 없이, 압연 전 가열 온도에서 유지시키는 경우: 온도이력계수 = 0.3;
    (b) 냉각공정에서 주괴를 320℃ 내지 실온의 범위까지 냉각시킨 후, 가열해서 압연 전 가열 온도에서 유지시키는 경우: 온도이력계수 = 1.0.
  2. 삭제
  3. 제1항에 있어서, 상기 냉간압연공정 후의 알루미늄 합금에 대한 용체화 처리 공정을 포함하는, 성형가공용 알루미늄 합금 압연재의 제조 방법.
  4. 제1항 및 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 알루미늄 합금은, Mn: 0.03 내지 0.50%, Cr: 0.01 내지 0.40%, Fe: 0.03 내지 0.40% 중 적어도 어느 하나를 포함하는, 알루미늄 합금 압연재의 제조 방법.
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