JP2000239811A - 成形加工性に優れたアルミニウム合金板の製造方法 - Google Patents
成形加工性に優れたアルミニウム合金板の製造方法Info
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- JP2000239811A JP2000239811A JP11046809A JP4680999A JP2000239811A JP 2000239811 A JP2000239811 A JP 2000239811A JP 11046809 A JP11046809 A JP 11046809A JP 4680999 A JP4680999 A JP 4680999A JP 2000239811 A JP2000239811 A JP 2000239811A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 プレス成形性（特に張出し成形性）に優れた
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を得ることのできる製造方法の
提供を目的とする。 【解決手段】 Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板
の製造方法において、冷間圧延前の段階で再結晶組織を
有していると共に、導電率が４５％ＩＡＣＳ以上である
中間材を用いて、５０％以上の圧下率で冷間圧延を行
い、平均昇温速度３０℃／ｓｅｃ以下で最終溶体化温度
５００℃以上の条件で溶体化処理を行う。尚、上記アル
ミニウム合金板のＭｇの含有量は０．３〜１．５％と
し、Ｓｉの含有量は０．３〜１．５％とすることが好ま
しく、更には、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ，及びＴｉよりな
る群から選ばれる１種以上を含有することが推奨され
る。
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を得ることのできる製造方法の
提供を目的とする。 【解決手段】 Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板
の製造方法において、冷間圧延前の段階で再結晶組織を
有していると共に、導電率が４５％ＩＡＣＳ以上である
中間材を用いて、５０％以上の圧下率で冷間圧延を行
い、平均昇温速度３０℃／ｓｅｃ以下で最終溶体化温度
５００℃以上の条件で溶体化処理を行う。尚、上記アル
ミニウム合金板のＭｇの含有量は０．３〜１．５％と
し、Ｓｉの含有量は０．３〜１．５％とすることが好ま
しく、更には、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ，及びＴｉよりな
る群から選ばれる１種以上を含有することが推奨され
る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、成形加工性に優れ
たアルミニウム合金板の製造方法に関し、詳細にはＪＩ
Ｓ ６０００系に属するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板であ
って、良好な張出し成形性や曲げ加工性が求められる自
動車のエンジンフードやトランクフード等に好適な材料
である成形加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の
製造方法に関するものである。
たアルミニウム合金板の製造方法に関し、詳細にはＪＩ
Ｓ ６０００系に属するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板であ
って、良好な張出し成形性や曲げ加工性が求められる自
動車のエンジンフードやトランクフード等に好適な材料
である成形加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の
製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】資源の有効利用や経済性等の観点から、
燃費向上を目的とした車両の軽量化に対する要望は高
く、例えば自動車外板パネル材等にアルミニウム合金が
適用されつつある。
燃費向上を目的とした車両の軽量化に対する要望は高
く、例えば自動車外板パネル材等にアルミニウム合金が
適用されつつある。
【０００３】自動車パネル材において、冷延鋼板に替わ
るＡｌ合金板としては、当初Ａｌ−Ｍｇ合金（５０００
系合金）が主として用いられてきたが、プレス成形時に
ストレッチャーストレインマークが発生するなどの問題
があることから、上記ストレッチャーストレインマーク
の問題がなく、しかも塗装焼付工程で耐力が上昇して高
強度化を図ることのできる焼付硬化性に優れたＡｌ−Ｍ
ｇ−Ｓｉ系合金（６０００系合金）が着目され、例えば
ＡＡ６００９及びＡＡ６０１０や、特開平５−２９５４
７５号公報に開示されているＡｌ合金の適用が検討され
ている。
るＡｌ合金板としては、当初Ａｌ−Ｍｇ合金（５０００
系合金）が主として用いられてきたが、プレス成形時に
ストレッチャーストレインマークが発生するなどの問題
があることから、上記ストレッチャーストレインマーク
の問題がなく、しかも塗装焼付工程で耐力が上昇して高
強度化を図ることのできる焼付硬化性に優れたＡｌ−Ｍ
ｇ−Ｓｉ系合金（６０００系合金）が着目され、例えば
ＡＡ６００９及びＡＡ６０１０や、特開平５−２９５４
７５号公報に開示されているＡｌ合金の適用が検討され
ている。
【０００４】但し、これらの６０００系合金は、上記５
０００系合金に比べてプレス成形性に劣ることからプレ
ス成形性を改善することが必要であり、例えばＭｇ，Ｓ
ｉ以外の第３，第４の合金元素を添加したり、或いは合
金化元素の添加と共に結晶粒径や晶析出物の微細化が試
みられてきた。しかしながら、これらの改善技術によっ
て得られたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板のプ
レス成形性には限界があり、必ずしも実用に際しては十
分ではなかった。
０００系合金に比べてプレス成形性に劣ることからプレ
ス成形性を改善することが必要であり、例えばＭｇ，Ｓ
ｉ以外の第３，第４の合金元素を添加したり、或いは合
金化元素の添加と共に結晶粒径や晶析出物の微細化が試
みられてきた。しかしながら、これらの改善技術によっ
て得られたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板のプ
レス成形性には限界があり、必ずしも実用に際しては十
分ではなかった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記事情に着
目してなされたものであって、プレス成形性（特に張出
し成形性）に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を得ること
のできる製造方法の提供を目的とするものである。
目してなされたものであって、プレス成形性（特に張出
し成形性）に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を得ること
のできる製造方法の提供を目的とするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決した本発
明とは、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造
方法であって、冷間圧延前の段階で再結晶組織を有して
いると共に、導電率が４５％ＩＡＣＳ［International
Annealed Copper Standard（国際軟銅標準）］以上であ
る中間材を用いて、５０％以上の圧下率で冷間圧延を行
い、平均昇温速度３０℃／ｓｅｃ以下で最終溶体化温度
５００℃以上の条件で溶体化処理を行うことを要旨とす
るものである。
明とは、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造
方法であって、冷間圧延前の段階で再結晶組織を有して
いると共に、導電率が４５％ＩＡＣＳ［International
Annealed Copper Standard（国際軟銅標準）］以上であ
る中間材を用いて、５０％以上の圧下率で冷間圧延を行
い、平均昇温速度３０℃／ｓｅｃ以下で最終溶体化温度
５００℃以上の条件で溶体化処理を行うことを要旨とす
るものである。
【０００７】尚、上記アルミニウム合金板のＭｇの含有
量は０．３〜１．５％とし、Ｓｉの含有量は０．３〜
１．５％とすることが好ましく、更には、Ｍｎ，Ｃｒ，
Ｚｒ，Ｖ，及びＴｉよりなる群から選ばれる１種以上を
含有することが推奨され、その場合、個々の元素の含有
量は夫々Ｍｎ：０．５％以下，Ｃｒ：０．３％以下，Ｚ
ｒ：０．２％以下，Ｖ：０．２％以下，Ｔｉ：０．１５
％以下とすることが望ましい。また、Ｃｕを１．０％以
下含有させることが望ましく、Ｆｅは０．７％以下に制
限することが望ましい。
量は０．３〜１．５％とし、Ｓｉの含有量は０．３〜
１．５％とすることが好ましく、更には、Ｍｎ，Ｃｒ，
Ｚｒ，Ｖ，及びＴｉよりなる群から選ばれる１種以上を
含有することが推奨され、その場合、個々の元素の含有
量は夫々Ｍｎ：０．５％以下，Ｃｒ：０．３％以下，Ｚ
ｒ：０．２％以下，Ｖ：０．２％以下，Ｔｉ：０．１５
％以下とすることが望ましい。また、Ｃｕを１．０％以
下含有させることが望ましく、Ｆｅは０．７％以下に制
限することが望ましい。
【０００８】
【発明の実施の形態】本発明者らはＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
合金のプレス成形性を改善すべく鋭意研究を重ねた。そ
の結果、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の集合組織の発達の仕
方を制御することにより、そのプレス成形性が大幅に改
善できることを見出した。その為には、中間材の特性を
制御することが非常に有効であることを突き止めると共
に、上記中間材を用いて優れた成形加工性を発揮させる
ことのできる製造条件を見出し、本発明を完成させた。
合金のプレス成形性を改善すべく鋭意研究を重ねた。そ
の結果、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の集合組織の発達の仕
方を制御することにより、そのプレス成形性が大幅に改
善できることを見出した。その為には、中間材の特性を
制御することが非常に有効であることを突き止めると共
に、上記中間材を用いて優れた成形加工性を発揮させる
ことのできる製造条件を見出し、本発明を完成させた。
【０００９】本発明に係る中間材は、具体的には、冷間
圧延前の段階で再結晶組織を有していると共に、導電率
が４５％ＩＡＣＳ以上であることが必要であり、上記中
間材を用い、５０％以上の圧下率で最終板厚まで冷間圧
延を行い、平均昇温速度３０℃／ｓｅｃ以下で最終溶体
化温度５００℃以上の条件で溶体化処理を行えば、成形
性に寄与する集合組織（Ｃｕｂｅ方位の集合組織）が発
達し、且つ成形性に悪影響を与える集合組織（Ｇｏｓｓ
方位の集合組織）の発達は抑制されたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ
系合金板を得ることができる。
圧延前の段階で再結晶組織を有していると共に、導電率
が４５％ＩＡＣＳ以上であることが必要であり、上記中
間材を用い、５０％以上の圧下率で最終板厚まで冷間圧
延を行い、平均昇温速度３０℃／ｓｅｃ以下で最終溶体
化温度５００℃以上の条件で溶体化処理を行えば、成形
性に寄与する集合組織（Ｃｕｂｅ方位の集合組織）が発
達し、且つ成形性に悪影響を与える集合組織（Ｇｏｓｓ
方位の集合組織）の発達は抑制されたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ
系合金板を得ることができる。
【００１０】第１に、冷間圧延前の状態で再結晶組織を
有することにより、溶体化処理後、成形性に悪影響を与
えるＧｏｓｓ方位における集合組織の発達を抑制するこ
とができる。第２に、導電率が４５％ＩＡＣＳ以上であ
る場合には、晶析出物が再度固溶することが抑制されて
おり、その結果、冷延時の加工集合組織を発達させ易く
なり、更には溶体化処理後に再結晶集合組織のＣｕｂｅ
方位が発達し易くなる。併せて、溶体化後の再結晶化が
促進でき、高成形性Ａｌ合金板が得られるのである。即
ち、本発明に係る中間材は、溶体化処理後の組織を再結
晶集合組織とし、Ｃｕｂｅ方位の集合組織を発達させ、
Ｇｏｓｓ方位の集合組織を抑制（消失）させることに適
しているので、優れたプレス成形性を発揮するアルミニ
ウム合金板が得られるものである。
有することにより、溶体化処理後、成形性に悪影響を与
えるＧｏｓｓ方位における集合組織の発達を抑制するこ
とができる。第２に、導電率が４５％ＩＡＣＳ以上であ
る場合には、晶析出物が再度固溶することが抑制されて
おり、その結果、冷延時の加工集合組織を発達させ易く
なり、更には溶体化処理後に再結晶集合組織のＣｕｂｅ
方位が発達し易くなる。併せて、溶体化後の再結晶化が
促進でき、高成形性Ａｌ合金板が得られるのである。即
ち、本発明に係る中間材は、溶体化処理後の組織を再結
晶集合組織とし、Ｃｕｂｅ方位の集合組織を発達させ、
Ｇｏｓｓ方位の集合組織を抑制（消失）させることに適
しているので、優れたプレス成形性を発揮するアルミニ
ウム合金板が得られるものである。
【００１１】本発明に係る中間材を得るにあたっては、
以下の様にすればよい。
以下の様にすればよい。
【００１２】まず、ＤＣ鋳造などの一般的なアルミニウ
ム合金の鋳造方法で鋳塊を製造し、続いて均一化熱処理
を行い、熱間圧延を行う。但し、続く冷間圧延前に、中
間焼鈍を実施しない場合は、熱間圧延の仕上げ温度及び
圧下率を調整し、再結晶組織を有する状態にしておく。
望ましくは熱間仕上げ温度は３００℃以上とする。３０
０℃未満の仕上げ温度では、上記組成のアルミニウム合
金を再結晶化させるためには、圧延率を非常に高く設定
する必要があり、実用的ではない。尚、熱延仕上げ後に
再結晶組織が存在していない場合には、冷延前に再結晶
化温度以上に中間焼鈍を行い再結晶化させることが必要
である。中間焼鈍により、組織は加工集合組織から再結
晶集合組織に変わるが、晶出物や析出物として化合物を
形成する添加元素が温度の上昇により再固溶しないよう
に焼鈍温度を設定して行うことが高い導電率を得る上で
重要である。特に、前述の組成範囲にある本発明に係る
アルミニウム合金では、中間焼鈍温度を３００〜４００
℃に設定することが推奨される。このようにして、冷間
圧延前のアルミニウム合金中間材に再結晶組織を存在さ
せ、さらにその導電率を４５％ＩＣＡＳ以上とすること
で、高成形性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板に好適な中間材
とすることができる。
ム合金の鋳造方法で鋳塊を製造し、続いて均一化熱処理
を行い、熱間圧延を行う。但し、続く冷間圧延前に、中
間焼鈍を実施しない場合は、熱間圧延の仕上げ温度及び
圧下率を調整し、再結晶組織を有する状態にしておく。
望ましくは熱間仕上げ温度は３００℃以上とする。３０
０℃未満の仕上げ温度では、上記組成のアルミニウム合
金を再結晶化させるためには、圧延率を非常に高く設定
する必要があり、実用的ではない。尚、熱延仕上げ後に
再結晶組織が存在していない場合には、冷延前に再結晶
化温度以上に中間焼鈍を行い再結晶化させることが必要
である。中間焼鈍により、組織は加工集合組織から再結
晶集合組織に変わるが、晶出物や析出物として化合物を
形成する添加元素が温度の上昇により再固溶しないよう
に焼鈍温度を設定して行うことが高い導電率を得る上で
重要である。特に、前述の組成範囲にある本発明に係る
アルミニウム合金では、中間焼鈍温度を３００〜４００
℃に設定することが推奨される。このようにして、冷間
圧延前のアルミニウム合金中間材に再結晶組織を存在さ
せ、さらにその導電率を４５％ＩＣＡＳ以上とすること
で、高成形性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板に好適な中間材
とすることができる。
【００１３】上記中間材に対して、所望の板厚まで冷間
圧延を行うが、この場合、繰り返し冷間圧延を行う場合
でも中間焼鈍はしないことが望ましい。冷間圧延のトー
タルの圧延率を５０％以上とすることが必要であり、６
０％以上であれば望ましく、７５％以上であればより望
ましい。一方、トータルの圧延率が５０％未満では、冷
間圧延に続く溶体化処理において十分な再結晶化が起き
ず再結晶化に伴うＣｕｂｅ方位の発達も期待できない。
圧延を行うが、この場合、繰り返し冷間圧延を行う場合
でも中間焼鈍はしないことが望ましい。冷間圧延のトー
タルの圧延率を５０％以上とすることが必要であり、６
０％以上であれば望ましく、７５％以上であればより望
ましい。一方、トータルの圧延率が５０％未満では、冷
間圧延に続く溶体化処理において十分な再結晶化が起き
ず再結晶化に伴うＣｕｂｅ方位の発達も期待できない。
【００１４】冷間圧延後のアルミニウム合金板材に溶体
化処理を施すが、溶体化処理の目的は、主要合金元素で
あるＭｇ及びＳｉをマトリックス中に十分に固溶化させ
ること、冷間圧延により加工組織を有している板材を再
結晶化させ、さらに再結晶集合組織の要素であるＣｕｂ
ｅ方位を顕著に発達させることにある。具体的には、加
熱炉（連続式またはバッチ式）で、３０℃／ｓ以下の昇
温速度で加熱していき、最終焼鈍温度を５００℃以上の
範囲として０秒以上の保持する。冷却速度は、特に規定
しないが、望ましくは５℃／ｓ以上で、合金板の形状が
損なわれない程度の冷却速度で冷却し、十分に固溶され
た添加元素の再析出や結晶粒の粗大化を防止する必要が
ある。
化処理を施すが、溶体化処理の目的は、主要合金元素で
あるＭｇ及びＳｉをマトリックス中に十分に固溶化させ
ること、冷間圧延により加工組織を有している板材を再
結晶化させ、さらに再結晶集合組織の要素であるＣｕｂ
ｅ方位を顕著に発達させることにある。具体的には、加
熱炉（連続式またはバッチ式）で、３０℃／ｓ以下の昇
温速度で加熱していき、最終焼鈍温度を５００℃以上の
範囲として０秒以上の保持する。冷却速度は、特に規定
しないが、望ましくは５℃／ｓ以上で、合金板の形状が
損なわれない程度の冷却速度で冷却し、十分に固溶され
た添加元素の再析出や結晶粒の粗大化を防止する必要が
ある。
【００１５】昇温速度を３０℃／ｓ以下に規定する理由
は、過度の昇温速度での加熱では、再結晶化に伴うＣｕ
ｂｅ方位の発達が不十分となることからである。昇温速
度は２０℃／ｓ以下であれば望ましく、１５℃／ｓ以下
であればより望ましい。但し、１℃／ｓ以下の遅い昇温
速度では再結晶化、Ｃｕｂｅ方位の発達が起こるもの
の、同時に結晶粒の粗大化も招き、結果的に成形性を損
なう恐れがあり、昇温速度を過度に低くすることは何の
効果ももたらさない。一方、最終焼鈍温度が５００℃未
満の溶体化温度では、再結晶化が起こらないか不十分で
あったり、目的とするＣｕｂｅ方位が十分に発達しない
ためである。更に、添加元素の再固溶化も起こらず、成
形加工性に優れたアルミニウム合金板は得られないため
である。
は、過度の昇温速度での加熱では、再結晶化に伴うＣｕ
ｂｅ方位の発達が不十分となることからである。昇温速
度は２０℃／ｓ以下であれば望ましく、１５℃／ｓ以下
であればより望ましい。但し、１℃／ｓ以下の遅い昇温
速度では再結晶化、Ｃｕｂｅ方位の発達が起こるもの
の、同時に結晶粒の粗大化も招き、結果的に成形性を損
なう恐れがあり、昇温速度を過度に低くすることは何の
効果ももたらさない。一方、最終焼鈍温度が５００℃未
満の溶体化温度では、再結晶化が起こらないか不十分で
あったり、目的とするＣｕｂｅ方位が十分に発達しない
ためである。更に、添加元素の再固溶化も起こらず、成
形加工性に優れたアルミニウム合金板は得られないため
である。
【００１６】次に本発明に係るＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金
板に含有させる合金化元素の好ましい含有量の数値範囲
を以下に示す。
板に含有させる合金化元素の好ましい含有量の数値範囲
を以下に示す。
【００１７】Ｍｇ：０．３〜１．５％ Ｓｉ：０．３〜１．５％ Ｍｇは強度および延性の向上にも寄与する固溶強化元素
である。ＭｇとＳｉは、Ｇ．Ｐ．ゾーンと称されるＭｇ
２Ｓｉ組成の集合体（クラスター）又は中間層を形成
し、ベーキング処理（焼付塗装）による高強度化に寄与
する元素であり、Ｍｇ及びＳｉ共に、０．３％以上含有
させることが望ましく、０．４％以上であるとより望ま
しい。但し、多過ぎると成形性が劣化するので、Ｍｇ及
びＳｉ共に、１．５％以下とすることが望ましく、１．
２％以下であるとより望ましい。
である。ＭｇとＳｉは、Ｇ．Ｐ．ゾーンと称されるＭｇ
２Ｓｉ組成の集合体（クラスター）又は中間層を形成
し、ベーキング処理（焼付塗装）による高強度化に寄与
する元素であり、Ｍｇ及びＳｉ共に、０．３％以上含有
させることが望ましく、０．４％以上であるとより望ま
しい。但し、多過ぎると成形性が劣化するので、Ｍｇ及
びＳｉ共に、１．５％以下とすることが望ましく、１．
２％以下であるとより望ましい。
【００１８】Ｍｎ：０．５％以下 Ｃｒ：０．３％以下 Ｚｒ：０．２％以下 Ｖ ：０．２％以下 Ｔｉ：０．１５％以下 結晶粒を微細化させる効果を有することから成形性の向
上に効果があるものの、上限値を超えて添加すると、粗
大な化合物を形成し、破壊の基点となることや再結晶化
を抑制する。
上に効果があるものの、上限値を超えて添加すると、粗
大な化合物を形成し、破壊の基点となることや再結晶化
を抑制する。
【００１９】これらの元素は、結晶粒を微細化する効果
を有しており、これらの元素１種以上を添加すれば、粒
界破壊を起こしにくくすることができ、より成形性を高
めることができる。しかし、上限値を超えて各元素を含
有させると、Ａｌとこれらの元素との間で粗大な化合物
が生成し破壊の起点となり却って成形性を悪化させるた
め、上記上限値以下の添加とすることが望ましい。
を有しており、これらの元素１種以上を添加すれば、粒
界破壊を起こしにくくすることができ、より成形性を高
めることができる。しかし、上限値を超えて各元素を含
有させると、Ａｌとこれらの元素との間で粗大な化合物
が生成し破壊の起点となり却って成形性を悪化させるた
め、上記上限値以下の添加とすることが望ましい。
【００２０】Ｃｕ：１．０％以下 Ｃｕはベーキング時の時効硬化速度を向上させる効果が
あり、添加により強度及び成形性は向上するが、多すぎ
ると耐食性が劣化するので、１．０％以下とすることが
望ましく、０．６％以下であればより望ましい。
あり、添加により強度及び成形性は向上するが、多すぎ
ると耐食性が劣化するので、１．０％以下とすることが
望ましく、０．６％以下であればより望ましい。
【００２１】Ｆｅ：０．７％以下 Ｆｅは不可避不純物として含有されるが、多過ぎるとＦ
ｅはＳｉと化合物を形成し、添加Ｓｉの効果が希薄にな
り強度が劣化し、また化合物量の増加及び粗大化により
成形性が劣化するので０．７％以下とすることが望まし
い。
ｅはＳｉと化合物を形成し、添加Ｓｉの効果が希薄にな
り強度が劣化し、また化合物量の増加及び粗大化により
成形性が劣化するので０．７％以下とすることが望まし
い。
【００２２】また組織の結晶粒径は、組織が微細過ぎる
と成形加工時にリューダースマークが発生し易くなり、
一方、組織が粗大になると成形加工時に肌荒れが発生し
易くなり外観不良を招くので平均粒径を２０〜１５０μ
ｍとすることが望ましく、８０μｍ以下であればより望
ましい。
と成形加工時にリューダースマークが発生し易くなり、
一方、組織が粗大になると成形加工時に肌荒れが発生し
易くなり外観不良を招くので平均粒径を２０〜１５０μ
ｍとすることが望ましく、８０μｍ以下であればより望
ましい。
【００２３】更に、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の集合組
織の発達している組織の密度に関して、Ｃｕｂｅ方位密
度を(Cube)と表し、またＲＷ方位密度，ＣＲ方位密度，
Ｂｒａｓｓ方位密度，Ｇｏｓｓ方位密度，ＰＰ方位密
度，Ｃ方位密度，Ｓ方位密度を、夫々(RW),(CR),(Bras
s),(Goss),(PP),(C),(S) と表したとき、下記(1) 式で
求められるＸの値が０以上である集合組織を有すること
により張出し成形性を高めることができる。 Ｘ＝0.02×(Cube)−1.8 ×(RW)＋1.05×(CR)−2.84×(Brass) −0.22×(Goss)−0.76×(PP)−0.32×(C) −1.49×(S) ＋5.2 …(1)
織の発達している組織の密度に関して、Ｃｕｂｅ方位密
度を(Cube)と表し、またＲＷ方位密度，ＣＲ方位密度，
Ｂｒａｓｓ方位密度，Ｇｏｓｓ方位密度，ＰＰ方位密
度，Ｃ方位密度，Ｓ方位密度を、夫々(RW),(CR),(Bras
s),(Goss),(PP),(C),(S) と表したとき、下記(1) 式で
求められるＸの値が０以上である集合組織を有すること
により張出し成形性を高めることができる。 Ｘ＝0.02×(Cube)−1.8 ×(RW)＋1.05×(CR)−2.84×(Brass) −0.22×(Goss)−0.76×(PP)−0.32×(C) −1.49×(S) ＋5.2 …(1)
【００２４】以下、本発明を実施例によって更に詳細に
説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもの
ではなく、前・後記の主旨に基づいて設計変更すること
はいずれも本発明の技術的範囲内に含まれるものであ
る。
説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもの
ではなく、前・後記の主旨に基づいて設計変更すること
はいずれも本発明の技術的範囲内に含まれるものであ
る。
【００２５】
【実施例】表１に示す組成（Ｎｏ．１〜２４）のＡｌ−
Ｍｇ−Ｓｉ系合金を表２に示す製造方法（ａ〜ｗ）にて
作製し、表面の顕微鏡写真を撮影して横断法にて結晶粒
径を測定すると共に、プレス成形性の評価を目的として
下記の張出し成形試験及び液圧バルジ試験を行った。
尚、均熱処理は５４０℃で４時間行い、熱間圧延は５０
０ｍｍの厚さから３０ｍｍに粗圧延した後、仕上げ圧延
を行うことにより表２に示す圧下率とした。
Ｍｇ−Ｓｉ系合金を表２に示す製造方法（ａ〜ｗ）にて
作製し、表面の顕微鏡写真を撮影して横断法にて結晶粒
径を測定すると共に、プレス成形性の評価を目的として
下記の張出し成形試験及び液圧バルジ試験を行った。
尚、均熱処理は５４０℃で４時間行い、熱間圧延は５０
０ｍｍの厚さから３０ｍｍに粗圧延した後、仕上げ圧延
を行うことにより表２に示す圧下率とした。
【００２６】
【表１】
【００２７】
【表２】
【００２８】上記表１においてＮｏ．１〜１７は、本発
明に係る成分組成を満足するＡｌ合金であり、Ｎｏ．１
８〜２４は本発明に係る成分組成を満足しないＡｌ合金
である。また、表２において製造条件記号ａ〜ｐは本発
明に係る製造方法であり、製造条件記号ｑ〜ｗは比較例
である。
明に係る成分組成を満足するＡｌ合金であり、Ｎｏ．１
８〜２４は本発明に係る成分組成を満足しないＡｌ合金
である。また、表２において製造条件記号ａ〜ｐは本発
明に係る製造方法であり、製造条件記号ｑ〜ｗは比較例
である。
【００２９】［張出し成形試験］表２に示した圧下率で
冷間圧延を行い、１ｍｍ厚の板材を得た。その後、表２
に示した条件で溶体化処理を行い、急冷することにより
Ｔ４材を得た。表３に示す各組成、各製造方法により得
られた各試験材を厚さ１ｍｍ，長さ１８０ｍｍ，幅１１
０ｍｍに採寸し、潤滑油を塗布後、１０１．６ｍｍφの
球頭張出し治具を用いて、張出し速度４ｍｍ／ｓ，しわ
押え圧２００ｋＮで張出し成形試験を行い、成形限界割
れ高さ（ＬＤＨ）を測定した。
冷間圧延を行い、１ｍｍ厚の板材を得た。その後、表２
に示した条件で溶体化処理を行い、急冷することにより
Ｔ４材を得た。表３に示す各組成、各製造方法により得
られた各試験材を厚さ１ｍｍ，長さ１８０ｍｍ，幅１１
０ｍｍに採寸し、潤滑油を塗布後、１０１．６ｍｍφの
球頭張出し治具を用いて、張出し速度４ｍｍ／ｓ，しわ
押え圧２００ｋＮで張出し成形試験を行い、成形限界割
れ高さ（ＬＤＨ）を測定した。
【００３０】［液圧バルジ試験］上記の方法で作製した
厚さ１ｍｍの板材より、１００ｍｍ角の試験片を採取
し、５２．８ｍｍφのダイスを用いて液圧バルジ試験を
行い、破断時の膨れ高さを測定した。結果は表３に併記
する。
厚さ１ｍｍの板材より、１００ｍｍ角の試験片を採取
し、５２．８ｍｍφのダイスを用いて液圧バルジ試験を
行い、破断時の膨れ高さを測定した。結果は表３に併記
する。
【００３１】
【表３】
【００３２】表３におけるＮｏ．１〜１２は、本発明に
係る中間材を用いたＡｌ合金板（合金組成は表１のＮ
ｏ．１〜１７で、製造条件は表２のａ〜ｐ）であり、張
出し成形試験のＬＤＨも液圧バルジ試験の膨れ高さの値
も高く、プレス成形性に優れている。一方、Ｎｏ．１３
〜２１は、本発明の条件のいずれかを満足しない場合の
比較例であり、張出し成形試験のＬＤＨも液圧バルジ試
験の膨れ高さの値も低く、プレス成形性に劣ることが分
かる。
係る中間材を用いたＡｌ合金板（合金組成は表１のＮ
ｏ．１〜１７で、製造条件は表２のａ〜ｐ）であり、張
出し成形試験のＬＤＨも液圧バルジ試験の膨れ高さの値
も高く、プレス成形性に優れている。一方、Ｎｏ．１３
〜２１は、本発明の条件のいずれかを満足しない場合の
比較例であり、張出し成形試験のＬＤＨも液圧バルジ試
験の膨れ高さの値も低く、プレス成形性に劣ることが分
かる。
【００３３】尚、溶体化処理処理後の材料の表面と、表
面から板厚の１／４の位置と、板厚方向の中心部分の位
置における厚さ０．４ｍｍの部分について、Ｘ線回折装
置を用いて（１００），（１１０），（１１１）の完全
正極点図を測定し、結晶方位分布関数を用いて方位ごと
の結晶方位密度を導出し、前記（１）式のＸの値を算出
した。結果は、表３に併記した通り、Ｘ値が正の値であ
れば、張出し成形性に優れることが分かる。
面から板厚の１／４の位置と、板厚方向の中心部分の位
置における厚さ０．４ｍｍの部分について、Ｘ線回折装
置を用いて（１００），（１１０），（１１１）の完全
正極点図を測定し、結晶方位分布関数を用いて方位ごと
の結晶方位密度を導出し、前記（１）式のＸの値を算出
した。結果は、表３に併記した通り、Ｘ値が正の値であ
れば、張出し成形性に優れることが分かる。
【００３４】また、表３に記載の合金番号以外の表１の
合金及び表３に記載の製造条件記号以外の製造条件を用
いた場合も、表３の結果と同様の結果が得られた。
合金及び表３に記載の製造条件記号以外の製造条件を用
いた場合も、表３の結果と同様の結果が得られた。
【００３５】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されているの
で、特に張出し成形性に優れた高成形性アルミニウム合
金板の製造方法が提供できることとなった。
で、特に張出し成形性に優れた高成形性アルミニウム合
金板の製造方法が提供できることとなった。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８５ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８５Ｚ ６８６ ６８６Ａ ６９１ ６９１Ａ ６９１Ｂ ６９４ ６９４Ａ
Claims (5)
- 【請求項１】 Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板
の製造方法であって、 冷間圧延前の段階で再結晶組織を有していると共に、導
電率が４５％ＩＡＣＳ以上である中間材を用いて、 ５０％以上の圧下率で冷間圧延を行い、平均昇温速度３
０℃／ｓｅｃ以下で最終溶体化温度５００℃以上の条件
で溶体化処理を行うことを特徴とする成形加工性に優れ
たＡｌ合金板の製造方法。 - 【請求項２】 前記アルミニウム合金板は、Ｍｇの含有
量が０．３〜１．５％（質量％の意味、以下同じ）であ
り、Ｓｉの含有量が０．３〜１．５％である請求項１に
記載の製造方法。 - 【請求項３】 前記アルミニウム合金板は、Ｍｎ，Ｃ
ｒ，Ｚｒ，Ｖ，及びＴｉよりなる群から選ばれる１種以
上を含有し、且つ個々の元素の含有量が、 Ｍｎ：０．５％以下，Ｃｒ：０．３％以下，Ｚｒ：０．
２％以下，Ｖ ：０．２％以下，Ｔｉ：０．１５％以下
である請求項１または２に記載の製造方法。 - 【請求項４】 更に、前記アルミニウム合金板は、Ｃｕ
を１．０％以下含有する請求項１〜３のいずれかに記載
の製造方法。 - 【請求項５】 更に、前記アルミニウム合金板は、Ｆｅ
を０．７％以下含有する請求項１〜４のいずれかに記載
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11046809A JP2000239811A (ja) | 1999-02-24 | 1999-02-24 | 成形加工性に優れたアルミニウム合金板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11046809A JP2000239811A (ja) | 1999-02-24 | 1999-02-24 | 成形加工性に優れたアルミニウム合金板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000239811A true JP2000239811A (ja) | 2000-09-05 |
Family
ID=12757666
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11046809A Withdrawn JP2000239811A (ja) | 1999-02-24 | 1999-02-24 | 成形加工性に優れたアルミニウム合金板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000239811A (ja) |
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2003074750A1 (fr) * | 2002-03-01 | 2003-09-12 | Showa Denko K.K. | Procede de production d'une plaque en alliage al-mg-si, plaque en alliage al-mg-si et materiau en alliage al-mg-si |
| JP2003277870A (ja) * | 2002-03-20 | 2003-10-02 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 曲げ加工性および塗装焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板および製造方法 |
| JP2003277869A (ja) * | 2002-03-20 | 2003-10-02 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 曲げ加工性および塗装焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板および製造方法 |
| JP2004292899A (ja) * | 2003-03-27 | 2004-10-21 | Kobe Steel Ltd | 表面性状に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板、その製造方法、およびその製造中間材 |
| JP2006257505A (ja) * | 2005-03-17 | 2006-09-28 | Kobe Steel Ltd | 伸びフランジ性に優れたアルミニウム合金板 |
| JP2009102737A (ja) * | 2002-03-01 | 2009-05-14 | Showa Denko Kk | Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法およびＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板、ならびにＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金材 |
| WO2013118734A1 (ja) * | 2012-02-10 | 2013-08-15 | 株式会社神戸製鋼所 | 接続部品用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
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| WO2015020054A1 (ja) * | 2013-08-09 | 2015-02-12 | 株式会社神戸製鋼所 | 導電用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
-
1999
- 1999-02-24 JP JP11046809A patent/JP2000239811A/ja not_active Withdrawn
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| US7189294B2 (en) | 2002-03-01 | 2007-03-13 | Showa Denko K.K. | Al-Mg-Si series alloy plate, method for manufacturing the same and Al-Mg-Si series alloy material |
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| JP2015057513A (ja) * | 2013-08-09 | 2015-03-26 | 株式会社神戸製鋼所 | バスバー用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
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| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
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