JP2000273567A - 成形性および耐食性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 - Google Patents
成形性および耐食性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法Info
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- JP2000273567A JP2000273567A JP11074430A JP7443099A JP2000273567A JP 2000273567 A JP2000273567 A JP 2000273567A JP 11074430 A JP11074430 A JP 11074430A JP 7443099 A JP7443099 A JP 7443099A JP 2000273567 A JP2000273567 A JP 2000273567A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 成形性および耐食性に優れ、かつ十分な塗装
焼付後の強度を有する自動車ボディ用として好適なアル
ミニウム合金板を提供する。 【解決手段】 Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板
において、その熱分析曲線がＭｇ−Ｓｉクラスター溶解
に相当する吸熱ピークを有することを特徴とする成形性
および耐食性に優れたアルミニウム合金板。好ましく
は、ｍａｓｓ％で、Ｍｇ：０．２〜１．１％、Ｓｉ：
０．６〜１．７％を含有し、Ｔｉ：０．１５％以下、
Ｂ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．４％以下、Ｆｅ：０．
３％以下、Ｚｎ：１．０％以下のうち一種以上を、さら
に含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるよ
うにする。
焼付後の強度を有する自動車ボディ用として好適なアル
ミニウム合金板を提供する。 【解決手段】 Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板
において、その熱分析曲線がＭｇ−Ｓｉクラスター溶解
に相当する吸熱ピークを有することを特徴とする成形性
および耐食性に優れたアルミニウム合金板。好ましく
は、ｍａｓｓ％で、Ｍｇ：０．２〜１．１％、Ｓｉ：
０．６〜１．７％を含有し、Ｔｉ：０．１５％以下、
Ｂ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．４％以下、Ｆｅ：０．
３％以下、Ｚｎ：１．０％以下のうち一種以上を、さら
に含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるよ
うにする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、成形性および耐食
性に優れる、自動車ボディシ−ト等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。
性に優れる、自動車ボディシ−ト等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。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車の燃費向上を目的とした車
体軽量化の要望が高まっており、軽量化手段の一つとし
て自動車ボディシ−ト等へのアルミニウム合金板の使用
が行われている。自動車のボディシート用材料として
は、プレス成形性に優れるだけではなく、塗装焼付後の
強度や、耐食性等に優れることが要求される。現在使用
されている自動車ボディシ−ト用アルミニウム合金とし
ては、非熱処理型のＡｌ−Ｍｇ系合金と、熱処理型のＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系とが用いられている。
体軽量化の要望が高まっており、軽量化手段の一つとし
て自動車ボディシ−ト等へのアルミニウム合金板の使用
が行われている。自動車のボディシート用材料として
は、プレス成形性に優れるだけではなく、塗装焼付後の
強度や、耐食性等に優れることが要求される。現在使用
されている自動車ボディシ−ト用アルミニウム合金とし
ては、非熱処理型のＡｌ−Ｍｇ系合金と、熱処理型のＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系とが用いられている。
【０００３】Ａｌ−Ｍｇ系合金は、Ｍｇ含有量の増加と
ともに延性が向上することから、成形性に優れたアルミ
ニウム合金として、我が国では自動車ボデイパネルに多
用されている。しかしながら、Ａｌ−Ｍｇ系合金では、
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金より成形性は優れているもの
の、プレス成形の際にストレッチャー−ストレイン模様
が現れて表面品位を損なう場合があることや、塗装焼付
時に軟化してしまい、耐デント性に劣るという問題点が
ある。
ともに延性が向上することから、成形性に優れたアルミ
ニウム合金として、我が国では自動車ボデイパネルに多
用されている。しかしながら、Ａｌ−Ｍｇ系合金では、
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金より成形性は優れているもの
の、プレス成形の際にストレッチャー−ストレイン模様
が現れて表面品位を損なう場合があることや、塗装焼付
時に軟化してしまい、耐デント性に劣るという問題点が
ある。
【０００４】一方、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金で本質的に
ストレッチャー−ストレイン模様はほとんど出現のしな
いことや、塗装焼付工程の熱処理を活用して降伏強度の
上昇も図り得るという長所を有するが、Ａｌ−Ｍｇ系合
金に比べて成形性に劣るという問題点があり、自動車ボ
ディパネル用としては、その適用に限界があった。この
ように自動車ボデイパネル用アルミニウム合金として
は、プレス成形性に優れるとともに、プレス後の表面品
位にも優れ、塗装焼付によって十分な強度がえられるこ
とが求められている。
ストレッチャー−ストレイン模様はほとんど出現のしな
いことや、塗装焼付工程の熱処理を活用して降伏強度の
上昇も図り得るという長所を有するが、Ａｌ−Ｍｇ系合
金に比べて成形性に劣るという問題点があり、自動車ボ
ディパネル用としては、その適用に限界があった。この
ように自動車ボデイパネル用アルミニウム合金として
は、プレス成形性に優れるとともに、プレス後の表面品
位にも優れ、塗装焼付によって十分な強度がえられるこ
とが求められている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】このような要求特性に
対して、例えば特開平１−２８７２４４号公報では、時
効硬化性を有するＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を芯材
として、良好な成形性を有し、かつストレッチャー−ス
トレイン模様も問題のない純Ａｌを皮材としたアルミニ
ウム合金合わせ板が提案されており、プレス成形性と塗
装焼付硬化性が両立されている。しかしながら、合わせ
板では、製造コストが高くなるとともに、端面において
異種金属接触腐食を起こす懸念がある。本発明は、単板
でプレス成形性に優れるとともに、塗装焼付によって十
分な強度が得られ、かつ耐食性にも優れる自動車用アル
ミニウム合金板を提供することを目的としたものであ
る。
対して、例えば特開平１−２８７２４４号公報では、時
効硬化性を有するＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を芯材
として、良好な成形性を有し、かつストレッチャー−ス
トレイン模様も問題のない純Ａｌを皮材としたアルミニ
ウム合金合わせ板が提案されており、プレス成形性と塗
装焼付硬化性が両立されている。しかしながら、合わせ
板では、製造コストが高くなるとともに、端面において
異種金属接触腐食を起こす懸念がある。本発明は、単板
でプレス成形性に優れるとともに、塗装焼付によって十
分な強度が得られ、かつ耐食性にも優れる自動車用アル
ミニウム合金板を提供することを目的としたものであ
る。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記の目
的を達成するために、先ずアルミニウム合金板の成形性
に及ぼす材料因子について種々検討した結果、溶質原子
が溶体化後室温近傍の温度で形成されるＭｇ−Ｓｉクラ
スターとして存在すると、（ＴＳ−ＹＳ）値が高くな
り、成形性に優れることを見出した。しかし、このＭｇ
−Ｓｉクラスターは、塗装焼付時のＧ．Ｐ．ゾーンの析
出を阻害し、塗装焼付け処理時には大きな強度上昇は期
待できないが、合金成分および製造方法を特定すること
によって、塗装焼付により軟化してしまうＡｌ−Ｍｇ系
合金以上の十分な強度が得られることもわかった。そし
てこのＭｇ−Ｓｉクラスターは通常の熱分析法の一つで
ある示差走査熱分析法によって、その形成の有無を知る
ことができることがわかった。
的を達成するために、先ずアルミニウム合金板の成形性
に及ぼす材料因子について種々検討した結果、溶質原子
が溶体化後室温近傍の温度で形成されるＭｇ−Ｓｉクラ
スターとして存在すると、（ＴＳ−ＹＳ）値が高くな
り、成形性に優れることを見出した。しかし、このＭｇ
−Ｓｉクラスターは、塗装焼付時のＧ．Ｐ．ゾーンの析
出を阻害し、塗装焼付け処理時には大きな強度上昇は期
待できないが、合金成分および製造方法を特定すること
によって、塗装焼付により軟化してしまうＡｌ−Ｍｇ系
合金以上の十分な強度が得られることもわかった。そし
てこのＭｇ−Ｓｉクラスターは通常の熱分析法の一つで
ある示差走査熱分析法によって、その形成の有無を知る
ことができることがわかった。
【０００７】本発明は上記の知見に基づいて得られたも
ので、その要旨とするところは、 （１）Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板におい
て、その熱分析曲線がＭｇ−Ｓｉクラスター溶解に相当
する吸熱ピークを有することを特徴とする成形性および
耐食性に優れたアルミニウム合金板。 （２）ｍａｓｓ％で、Ｍｇ：０．２〜１．１％、Ｓｉ：
０．６〜１．７％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的
不純物からなることを特徴とする前記（１）に記載の成
形性および耐食性に優れたアルミニウム合金板。
ので、その要旨とするところは、 （１）Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板におい
て、その熱分析曲線がＭｇ−Ｓｉクラスター溶解に相当
する吸熱ピークを有することを特徴とする成形性および
耐食性に優れたアルミニウム合金板。 （２）ｍａｓｓ％で、Ｍｇ：０．２〜１．１％、Ｓｉ：
０．６〜１．７％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的
不純物からなることを特徴とする前記（１）に記載の成
形性および耐食性に優れたアルミニウム合金板。
【０００８】（３）ｍａｓｓ％で、Ｔｉ：０．１５％以
下、Ｂ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．４％以下、Ｆｅ：
０．３％以下、Ｚｎ：１．０％以下のうち一種以上を、
さらに含有することを特徴とする前記（２）に記載の成
形性および耐食性に優れたアルミニウム合金板。 （４）冷間圧延後、４５０〜５８０℃の温度で溶体化処
理を施した後に１０℃／ｓ以上の冷却速度で室温まで冷
却することを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれか
に記載の成形性および耐食性に優れたアルミニウム合金
板の製造方法。
下、Ｂ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．４％以下、Ｆｅ：
０．３％以下、Ｚｎ：１．０％以下のうち一種以上を、
さらに含有することを特徴とする前記（２）に記載の成
形性および耐食性に優れたアルミニウム合金板。 （４）冷間圧延後、４５０〜５８０℃の温度で溶体化処
理を施した後に１０℃／ｓ以上の冷却速度で室温まで冷
却することを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれか
に記載の成形性および耐食性に優れたアルミニウム合金
板の製造方法。
【０００９】（５）前記（４）に記載の製造方法におい
て、溶体化処理を施して室温まで冷却した後に、室温で
１日以上放置し、その後さらに５０〜１２０℃の温度で
１〜５０時間の熱処理を行うことを特徴とする成形性お
よび耐食性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。 （６）冷間圧延後、４５０〜５８０℃の温度で溶体化処
理を施した後に１０℃／ｓ以上の冷却速度で室温以上７
０℃以下の温度まで冷却し、室温以上７０℃以下の温度
に保持して１〜１００時間の熱処理を行うことを特徴と
する前記（１）〜（３）のいずれかに記載の成形性およ
び耐食性に優れたアルミニウム合金板の製造方法であ
る。
て、溶体化処理を施して室温まで冷却した後に、室温で
１日以上放置し、その後さらに５０〜１２０℃の温度で
１〜５０時間の熱処理を行うことを特徴とする成形性お
よび耐食性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。 （６）冷間圧延後、４５０〜５８０℃の温度で溶体化処
理を施した後に１０℃／ｓ以上の冷却速度で室温以上７
０℃以下の温度まで冷却し、室温以上７０℃以下の温度
に保持して１〜１００時間の熱処理を行うことを特徴と
する前記（１）〜（３）のいずれかに記載の成形性およ
び耐食性に優れたアルミニウム合金板の製造方法であ
る。
【００１０】
【発明の実施の形態】以下、本発明について詳細に説明
する。本発明者らは、上記の目的を達成するために、先
ずアルミニウム合金板の成形性に及ぼす材料因子につい
て種々検討した結果、合金板の（ＴＳ−ＹＳ）値（Ｔ
Ｓ：引張強さ、ＹＳ：耐力）を高めると、プレス成形性
が向上することを見出した。次に、ストレッチャー−ス
トレイン模様の発生もなく、また時効硬化性を有するＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金において、プレス成形性に及ぼす
溶質原子の存在状態、合金成分および製造条件の影響に
ついて鋭意検討した。
する。本発明者らは、上記の目的を達成するために、先
ずアルミニウム合金板の成形性に及ぼす材料因子につい
て種々検討した結果、合金板の（ＴＳ−ＹＳ）値（Ｔ
Ｓ：引張強さ、ＹＳ：耐力）を高めると、プレス成形性
が向上することを見出した。次に、ストレッチャー−ス
トレイン模様の発生もなく、また時効硬化性を有するＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金において、プレス成形性に及ぼす
溶質原子の存在状態、合金成分および製造条件の影響に
ついて鋭意検討した。
【００１１】さらに本検討の際には、良好な耐食性を付
与するために強度および成形性に有効とされるＣｕは添
加しないことを前提としている。種々検討の結果、溶質
原子が溶体化後室温近傍の温度で形成されるＭｇ−Ｓｉ
クラスターとして存在すると、（ＴＳ−ＹＳ）値が高く
なり、成形性に優れることを見出した。また、一般的な
塗装焼付け条件である１８０℃程度で３０分間足らずの
熱処理では、このＭｇ−Ｓｉクラスターは安定に存在す
るために、溶質原子の過飽和固溶量を減少させ、Ｇ．
Ｐ．ゾーンの析出を阻害してしまう。その結果、塗装焼
付け処理時には大きな強度上昇は期待できないが、合金
成分および製造方法を特定することによって、塗装焼付
により軟化してしまうＡｌ−Ｍｇ系合金以上の十分な強
度が得られることもわかった。
与するために強度および成形性に有効とされるＣｕは添
加しないことを前提としている。種々検討の結果、溶質
原子が溶体化後室温近傍の温度で形成されるＭｇ−Ｓｉ
クラスターとして存在すると、（ＴＳ−ＹＳ）値が高く
なり、成形性に優れることを見出した。また、一般的な
塗装焼付け条件である１８０℃程度で３０分間足らずの
熱処理では、このＭｇ−Ｓｉクラスターは安定に存在す
るために、溶質原子の過飽和固溶量を減少させ、Ｇ．
Ｐ．ゾーンの析出を阻害してしまう。その結果、塗装焼
付け処理時には大きな強度上昇は期待できないが、合金
成分および製造方法を特定することによって、塗装焼付
により軟化してしまうＡｌ−Ｍｇ系合金以上の十分な強
度が得られることもわかった。
【００１２】なお、このＭｇ−Ｓｉクラスターは通常の
熱分析法のである示差熱分析法（ＤＴＡ）や示差走査熱
分析法（ＤＳＣ）によって、その形成の有無を知ること
ができる。発明者らは理学電機株式会社製示差走査熱量
計ＤＳＣ−８２３０Ｄを用いてＭｇ−Ｓｉクラスター形
成を評価した。本機器を用いて、昇温速度２０℃／分で
測定した場合の典型的な測定結果を図１に示す。Ｍｇ−
Ｓｉクラスターが存在していれば、５〜３０℃／分の昇
温速度で測定した際、図１のような示差走査熱分析曲線
において１５０〜２５０℃の温度範囲にてＭｇ−Ｓｉク
ラスターの溶解に相当するピークＬが認められる。熱の
出入りのない温度域を基準にベースラインをひき、Ｌの
ピーク面積（熱量に相当）が概ね０．３ｃａｌ／ｇ以上
あればピークが存在するとした。
熱分析法のである示差熱分析法（ＤＴＡ）や示差走査熱
分析法（ＤＳＣ）によって、その形成の有無を知ること
ができる。発明者らは理学電機株式会社製示差走査熱量
計ＤＳＣ−８２３０Ｄを用いてＭｇ−Ｓｉクラスター形
成を評価した。本機器を用いて、昇温速度２０℃／分で
測定した場合の典型的な測定結果を図１に示す。Ｍｇ−
Ｓｉクラスターが存在していれば、５〜３０℃／分の昇
温速度で測定した際、図１のような示差走査熱分析曲線
において１５０〜２５０℃の温度範囲にてＭｇ−Ｓｉク
ラスターの溶解に相当するピークＬが認められる。熱の
出入りのない温度域を基準にベースラインをひき、Ｌの
ピーク面積（熱量に相当）が概ね０．３ｃａｌ／ｇ以上
あればピークが存在するとした。
【００１３】このように、示差走査熱分析法による測定
結果において、Ｍｇ−Ｓｉクラスター溶解に相当する吸
熱ピークの認められるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は、成形
性に優れ、さらに合金成分等を特定することで塗装焼付
によりＡｌ−Ｍｇ系合金以上の強度を得ることが可能で
あることがわかった。また、示差走査熱分析法による測
定結果においてＭｇ−Ｓｉクラスター溶解に相当する吸
熱ピークの認められるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の好適
な成分系は以下の通りである。主要な合金成分としては
ＭｇとＳｉの成分関係をバランス組成よりもＳｉ過剰と
し、時効性に優れた成分系とする方が、溶体化処理後に
成形性向上に有効なＭｇ−Ｓｉクラスターを形成させる
点で好ましい。
結果において、Ｍｇ−Ｓｉクラスター溶解に相当する吸
熱ピークの認められるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は、成形
性に優れ、さらに合金成分等を特定することで塗装焼付
によりＡｌ−Ｍｇ系合金以上の強度を得ることが可能で
あることがわかった。また、示差走査熱分析法による測
定結果においてＭｇ−Ｓｉクラスター溶解に相当する吸
熱ピークの認められるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の好適
な成分系は以下の通りである。主要な合金成分としては
ＭｇとＳｉの成分関係をバランス組成よりもＳｉ過剰と
し、時効性に優れた成分系とする方が、溶体化処理後に
成形性向上に有効なＭｇ−Ｓｉクラスターを形成させる
点で好ましい。
【００１４】本発明における好適な成分組成範囲の限定
理由について説明する。 ＭｇとＳｉ：ＭｇとＳｉは本発明の必須の基本成分であ
り、微細なＭｇ−Ｓｉクラスターを形成して、高い成形
性ならびに十分な塗装焼付硬化性を得るために含有させ
る。また成分範囲としては、バランス組成に対してＳｉ
過剰側である、Ｍｇ：０．２〜１．１ｍａｓｓ％、Ｓ
ｉ：０．６〜１．７ｍａｓｓ％の範囲とするのが好まし
い。Ｓｉが０．６ｍａｓｓ％未満でもまた成形性および
塗装焼付硬化性が得られなくなってしまう。一方、Ｍｇ
が過剰になり１．０ｍａｓｓ％を越えて含有されるとバ
ランス組成に近づき、成形性および塗装焼付け効果性が
低下する。またＭｇが０．２ｍａｓｓ％未満では、上記
の特性が得にくくなる。
理由について説明する。 ＭｇとＳｉ：ＭｇとＳｉは本発明の必須の基本成分であ
り、微細なＭｇ−Ｓｉクラスターを形成して、高い成形
性ならびに十分な塗装焼付硬化性を得るために含有させ
る。また成分範囲としては、バランス組成に対してＳｉ
過剰側である、Ｍｇ：０．２〜１．１ｍａｓｓ％、Ｓ
ｉ：０．６〜１．７ｍａｓｓ％の範囲とするのが好まし
い。Ｓｉが０．６ｍａｓｓ％未満でもまた成形性および
塗装焼付硬化性が得られなくなってしまう。一方、Ｍｇ
が過剰になり１．０ｍａｓｓ％を越えて含有されるとバ
ランス組成に近づき、成形性および塗装焼付け効果性が
低下する。またＭｇが０．２ｍａｓｓ％未満では、上記
の特性が得にくくなる。
【００１５】本発明においては、さらに必要に応じて、
Ｔｉ、Ｂ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｚｎのうち１種類以上を含有さ
せてもよい。 ＴｉとＢ：ＴｉとＢは微量添加により鋳塊の結晶粒を微
細化してプレス成形性等を改善する効果を有するので、
Ｔｉの含有量は０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｂの含有量は
０．０５ｍａｓｓ％以下の範囲に規定するのが好まし
い。それぞれの含有量がＴｉ ０．１５ｍａｓｓ％、Ｂ
０．０５ｍａｓｓ％を超えると粗大な晶出物を形成
し、成形性が劣化するので、それぞれ０．１５ｍａｓｓ
％、０．０５ｍａｓｓ％を上限とするのが好ましい。
Ｔｉ、Ｂ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｚｎのうち１種類以上を含有さ
せてもよい。 ＴｉとＢ：ＴｉとＢは微量添加により鋳塊の結晶粒を微
細化してプレス成形性等を改善する効果を有するので、
Ｔｉの含有量は０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｂの含有量は
０．０５ｍａｓｓ％以下の範囲に規定するのが好まし
い。それぞれの含有量がＴｉ ０．１５ｍａｓｓ％、Ｂ
０．０５ｍａｓｓ％を超えると粗大な晶出物を形成
し、成形性が劣化するので、それぞれ０．１５ｍａｓｓ
％、０．０５ｍａｓｓ％を上限とするのが好ましい。
【００１６】Ｍｎ：Ｍｎは強度を向上させるために、
０．４ｍａｓｓ％以下で含有させるとよい。その含有量
が０．４ｍａｓｓ％を超えると粗大晶出物が生成し、成
形性を低下させるので０．４ｍａｓｓ％を上限とするの
が良い。Ｆｅ：Ｆｅは強度向上効果は小さく、その含有
量が０．３ｍａｓｓ％を超えると粗大晶出物が生成し、
成形性を低下させるので０．３ｍａｓｓ％を上限とする
のが好ましい。
０．４ｍａｓｓ％以下で含有させるとよい。その含有量
が０．４ｍａｓｓ％を超えると粗大晶出物が生成し、成
形性を低下させるので０．４ｍａｓｓ％を上限とするの
が良い。Ｆｅ：Ｆｅは強度向上効果は小さく、その含有
量が０．３ｍａｓｓ％を超えると粗大晶出物が生成し、
成形性を低下させるので０．３ｍａｓｓ％を上限とする
のが好ましい。
【００１７】Ｚｎ：Ｚｎは強度を向上させるため、１．
０ｍａｓｓ％以下で含有させるとよい。その含有量が
１．０ｍａｓｓ％を超えると成形性を低下させるので
１．０ｍａｓｓ％を上限とするのが好ましい。 上記元素の他、通常のアルミニウム合金と同様、不可避
的不純物が含有されるが、その量は本発明の効果を損な
わない範囲であれば許容される。
０ｍａｓｓ％以下で含有させるとよい。その含有量が
１．０ｍａｓｓ％を超えると成形性を低下させるので
１．０ｍａｓｓ％を上限とするのが好ましい。 上記元素の他、通常のアルミニウム合金と同様、不可避
的不純物が含有されるが、その量は本発明の効果を損な
わない範囲であれば許容される。
【００１８】また、製造方法としては、溶体化処理後室
温まで急冷してＭｇおよびＳｉ溶質を過飽和に固溶さ
せ、室温時効によりＭｇ−Ｓｉクラスターを形成させる
方法を基本とする。そして室温時効だけではＭｇおよび
Ｓｉ溶質の拡散が遅く短時間では十分な強度特性が得ら
れない場合には、室温時効後に５０〜１２０℃の温度範
囲で引き続き熱処理を行うことが有効である。
温まで急冷してＭｇおよびＳｉ溶質を過飽和に固溶さ
せ、室温時効によりＭｇ−Ｓｉクラスターを形成させる
方法を基本とする。そして室温時効だけではＭｇおよび
Ｓｉ溶質の拡散が遅く短時間では十分な強度特性が得ら
れない場合には、室温時効後に５０〜１２０℃の温度範
囲で引き続き熱処理を行うことが有効である。
【００１９】さらに、Ｍｇ−Ｓｉクラスター形成温度域
が約７０℃以下であることから、溶体化後に室温以上７
０℃以下のＭｇ−Ｓｉクラスター温度範囲に急冷し、そ
の温度範囲にて時効する方法も有効である。まず、本発
明はＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板において、
優れたプレス成形性を有するために、示差走査熱分析曲
線にＭｇ−Ｓｉクラスターの溶解に相当するピークが認
められるものとする。このピークの存在が、Ｍｇ−Ｓｉ
クラスターの存在を立証し、優れたプレス成形性が確保
されるものである。
が約７０℃以下であることから、溶体化後に室温以上７
０℃以下のＭｇ−Ｓｉクラスター温度範囲に急冷し、そ
の温度範囲にて時効する方法も有効である。まず、本発
明はＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板において、
優れたプレス成形性を有するために、示差走査熱分析曲
線にＭｇ−Ｓｉクラスターの溶解に相当するピークが認
められるものとする。このピークの存在が、Ｍｇ−Ｓｉ
クラスターの存在を立証し、優れたプレス成形性が確保
されるものである。
【００２０】次に本発明のアルミニウム合金板の好適な
製造方法について詳しく説明する。本発明のＡｌ−Ｍｇ
−Ｓｉ系アルミニウム合金は、常法に従って鋳造、熱間
および冷間圧延を施すが、Ｍｇ−Ｓｉクラスターを形成
させて優れた成形性を得るためには、冷間圧延後、４５
０〜５８０℃の範囲内の温度で溶体化処理を施して１０
℃／ｓ以上の冷却速度で室温まで冷却することが有効で
ある。上記工程の溶体化処理条件としては、４５０℃以
下の温度では成形性向上ならびに塗装焼付硬化性確保
（時効硬化）に寄与するＭｇ、Ｓｉ原子がＡｌ母相中に
十分に固溶せずに、第２相として析出してしまうため
に、成形性向上ならびに塗装焼付硬化性の確保が得られ
ず、またヘム曲げ性を低下させてしまう。
製造方法について詳しく説明する。本発明のＡｌ−Ｍｇ
−Ｓｉ系アルミニウム合金は、常法に従って鋳造、熱間
および冷間圧延を施すが、Ｍｇ−Ｓｉクラスターを形成
させて優れた成形性を得るためには、冷間圧延後、４５
０〜５８０℃の範囲内の温度で溶体化処理を施して１０
℃／ｓ以上の冷却速度で室温まで冷却することが有効で
ある。上記工程の溶体化処理条件としては、４５０℃以
下の温度では成形性向上ならびに塗装焼付硬化性確保
（時効硬化）に寄与するＭｇ、Ｓｉ原子がＡｌ母相中に
十分に固溶せずに、第２相として析出してしまうため
に、成形性向上ならびに塗装焼付硬化性の確保が得られ
ず、またヘム曲げ性を低下させてしまう。
【００２１】一方、溶体化温度が５８０℃を越えると、
部分溶解が生じてしまう。そのために溶体化処理温度は
４５０〜５８０℃の範囲内とした。また、上記の溶体化
温度での保持については、溶質原子の固溶が十分に行わ
れるのならば、保持なし（溶体化処理温度到達後、すぐ
に冷却）でも、ある程度の保持時間をとっともよい。溶
体化処理後の冷却速度を１０℃／ｓ未満にすると、冷却
中に第２相が析出し、ヘム曲げ性が低下するとともに、
Ｍｇ、Ｓｉ過飽和固溶量が減少してしまい、成形性向上
に有効なＭｇ−Ｓｉクラスター形成量が少なくなるとと
もに、塗装焼付硬化能も低下してしまう。そのため、溶
体化処理温度から室温までの冷却速度は１０℃／ｓ以上
とした。
部分溶解が生じてしまう。そのために溶体化処理温度は
４５０〜５８０℃の範囲内とした。また、上記の溶体化
温度での保持については、溶質原子の固溶が十分に行わ
れるのならば、保持なし（溶体化処理温度到達後、すぐ
に冷却）でも、ある程度の保持時間をとっともよい。溶
体化処理後の冷却速度を１０℃／ｓ未満にすると、冷却
中に第２相が析出し、ヘム曲げ性が低下するとともに、
Ｍｇ、Ｓｉ過飽和固溶量が減少してしまい、成形性向上
に有効なＭｇ−Ｓｉクラスター形成量が少なくなるとと
もに、塗装焼付硬化能も低下してしまう。そのため、溶
体化処理温度から室温までの冷却速度は１０℃／ｓ以上
とした。
【００２２】第二に、冷間圧延後、４５０〜５８０℃の
範囲内の温度で溶体化処理を施して１０℃／ｓ以上の冷
却速度で室温まで冷却した後、室温で１日以上放置し、
その後５０〜１２０℃の温度範囲で１〜５０時間の熱処
理を施すことが、優れた成形性を得るために有効であ
る。上記工程の溶体化処理温度および冷却速度条件の設
定理由は前述した理由と同じである。溶体化後室温での
放置時間が１日未満であると、成形性向上に寄与するＭ
ｇ−Ｓｉクラスターの形成量が少なくなってしまう。
範囲内の温度で溶体化処理を施して１０℃／ｓ以上の冷
却速度で室温まで冷却した後、室温で１日以上放置し、
その後５０〜１２０℃の温度範囲で１〜５０時間の熱処
理を施すことが、優れた成形性を得るために有効であ
る。上記工程の溶体化処理温度および冷却速度条件の設
定理由は前述した理由と同じである。溶体化後室温での
放置時間が１日未満であると、成形性向上に寄与するＭ
ｇ−Ｓｉクラスターの形成量が少なくなってしまう。
【００２３】また、１日以上の室温時効だけではＭｇお
よびＳｉ溶質の拡散が遅く、短期間では十分な強度特性
が得られず、工業的な生産性の観点で問題が生じる場合
がる。その場合には、室温時効後に５０〜１２０℃の温
度範囲で引き続き熱処理を行うことが有効である。本熱
処理の範囲の規定理由としては、５０℃未満、１時間未
満の処理では、十分な強度上昇が得られず、１２０℃
超、５０時間超では逆に強度上昇が大きくなりすぎてし
まうためである。
よびＳｉ溶質の拡散が遅く、短期間では十分な強度特性
が得られず、工業的な生産性の観点で問題が生じる場合
がる。その場合には、室温時効後に５０〜１２０℃の温
度範囲で引き続き熱処理を行うことが有効である。本熱
処理の範囲の規定理由としては、５０℃未満、１時間未
満の処理では、十分な強度上昇が得られず、１２０℃
超、５０時間超では逆に強度上昇が大きくなりすぎてし
まうためである。
【００２４】第三に、冷間圧延後、４５０〜５８０℃の
範囲内の温度で溶体化処理を施して１０℃／ｓ以上の冷
却速度で室温以上７０℃以下の温度まで冷却し、室温以
上７０℃以下の温度で１〜１００時間の熱処理を行うこ
とが、優れた成形性を得るために有効でる。溶体化処理
後に冷却する温度範囲の規定理由としては、７０℃を越
えるとＭｇ−ＳｉクラスターではなくＧＰゾーンが形成
されてしまい、室温以下ではＭｇ−Ｓｉクラスターは形
成されるものの、ＭｇおよびＳｉの拡散が遅くＭｇ−Ｓ
ｉクラスターの形成に長時間を要してしまうためであ
る。ここでの室温とは、概ね２５℃である。
範囲内の温度で溶体化処理を施して１０℃／ｓ以上の冷
却速度で室温以上７０℃以下の温度まで冷却し、室温以
上７０℃以下の温度で１〜１００時間の熱処理を行うこ
とが、優れた成形性を得るために有効でる。溶体化処理
後に冷却する温度範囲の規定理由としては、７０℃を越
えるとＭｇ−ＳｉクラスターではなくＧＰゾーンが形成
されてしまい、室温以下ではＭｇ−Ｓｉクラスターは形
成されるものの、ＭｇおよびＳｉの拡散が遅くＭｇ−Ｓ
ｉクラスターの形成に長時間を要してしまうためであ
る。ここでの室温とは、概ね２５℃である。
【００２５】さらに、熱処理時間の規定理由としては、
１時間未満ではＭｇ−Ｓｉクラスター形成量が不十分で
あり、１００時間以上では強度上昇が大きくなりすぎて
しまうためである。このようにして得られたアルミニウ
ム合金板は、成形加工性に優れ、かつ塗装焼付後にも５
０００系合金と同等以上の十分な強度が得られる。した
がってこのようなアルミニウム合金板は自動車のボディ
シ−ト用として好適である。
１時間未満ではＭｇ−Ｓｉクラスター形成量が不十分で
あり、１００時間以上では強度上昇が大きくなりすぎて
しまうためである。このようにして得られたアルミニウ
ム合金板は、成形加工性に優れ、かつ塗装焼付後にも５
０００系合金と同等以上の十分な強度が得られる。した
がってこのようなアルミニウム合金板は自動車のボディ
シ−ト用として好適である。
【００２６】
【実施例】以下、本発明を実施例で説明する。 （実施例１）表１に示すような成分組成を有する合金
を、通常の方法で溶解・鋳造、圧延して板厚１ｍｍの板
にした。そして上記圧延板に対して５５０℃で１０秒保
持の溶体化処理を施した後室温まで２０℃／ｓの平均冷
却速度で空冷して、アルミニウム合金板を製造した。製
造後、１０日間室温に放置した後に、理学電機（株）製
示差走査熱量計ＤＳＣ−８２３０Ｄを用いてＭｇ−Ｓｉ
クラスター溶解ピークの有無を調べるとともに、引張特
性、成形性（深絞り試験、球頭張出試験）を調査した。
さらに塗装焼付硬化性を評価するために、プレスにより
受ける加工に相当する２％の予ひずみを与えた後に塗装
焼付処理に相当する１７０℃で２０分の熱処理を行い、
耐力を調査した。それらの調査結果を表２に示す。
を、通常の方法で溶解・鋳造、圧延して板厚１ｍｍの板
にした。そして上記圧延板に対して５５０℃で１０秒保
持の溶体化処理を施した後室温まで２０℃／ｓの平均冷
却速度で空冷して、アルミニウム合金板を製造した。製
造後、１０日間室温に放置した後に、理学電機（株）製
示差走査熱量計ＤＳＣ−８２３０Ｄを用いてＭｇ−Ｓｉ
クラスター溶解ピークの有無を調べるとともに、引張特
性、成形性（深絞り試験、球頭張出試験）を調査した。
さらに塗装焼付硬化性を評価するために、プレスにより
受ける加工に相当する２％の予ひずみを与えた後に塗装
焼付処理に相当する１７０℃で２０分の熱処理を行い、
耐力を調査した。それらの調査結果を表２に示す。
【００２７】
【表１】
【００２８】
【表２】
【００２９】本発明は良好な成形性と、５０００系合金
と同等以上のほぼ十分な塗装焼付硬化性を有するアルミ
ニウム合金板の提供を目的としていることから、合金板
の成形性能として、限界絞り比：２．００以上、エリク
セン値：１０．２以上、塗装焼付硬化性としては塗装焼
付け後の耐力：１４０ＭＰａ以上を目標とした 表２より、本発明のアルミニウム合金板Ｎｏ．１〜１０
は、Ｍｇ−Ｓｉクラスター溶解に相当する吸熱ピークが
存在して、成形性に優れ、かつ塗装焼付後の強度も１４
０ＭＰａ以上であることがわかる。また本発明以外の成
分を有する比較例の合金Ｎｏ．１０〜１２ではＭｇ−Ｓ
ｉクラスターの形成が不十分であるために成形性が低
く、また塗装焼付硬化性も低い。一方、合金Ｎｏ．１
４、１５では、本発明例に対して成形性で劣ってしま
う。つまり、本発明は、良好な成形性と十分な塗装焼付
硬化性を兼ね備えたアルミニウム合金板を製造すること
が可能とする。
と同等以上のほぼ十分な塗装焼付硬化性を有するアルミ
ニウム合金板の提供を目的としていることから、合金板
の成形性能として、限界絞り比：２．００以上、エリク
セン値：１０．２以上、塗装焼付硬化性としては塗装焼
付け後の耐力：１４０ＭＰａ以上を目標とした 表２より、本発明のアルミニウム合金板Ｎｏ．１〜１０
は、Ｍｇ−Ｓｉクラスター溶解に相当する吸熱ピークが
存在して、成形性に優れ、かつ塗装焼付後の強度も１４
０ＭＰａ以上であることがわかる。また本発明以外の成
分を有する比較例の合金Ｎｏ．１０〜１２ではＭｇ−Ｓ
ｉクラスターの形成が不十分であるために成形性が低
く、また塗装焼付硬化性も低い。一方、合金Ｎｏ．１
４、１５では、本発明例に対して成形性で劣ってしま
う。つまり、本発明は、良好な成形性と十分な塗装焼付
硬化性を兼ね備えたアルミニウム合金板を製造すること
が可能とする。
【００３０】（実施例２）表１の発明合金５の１ｍｍ厚
の圧延板に対して、５５０℃で１０秒保持の溶体化処理
を施した後に冷却速度を制御して室温まで空冷した。空
冷後、室温放置の後に、引き続き熱処理を行った。溶体
化後の平均冷却速度、空冷から熱処理までの放置時間、
室温放置後の熱処理条件を表３に示す。このようにして
製造したアルミニウム合金板に対して、実施例１で行っ
たものと同様な調査を実施した。その調査結果を表４に
示す。製造条件は冷却速度が小さすぎて十分な過飽和
固溶体が得られなかったため、製造条件は溶体化後の
室温での放置が不十分であったのに、Ｍｇ−Ｓｉクラス
ターの形成が認められず、良好な成形性が得られなかっ
たものである。また製造条件は熱処理が不十分であっ
たために初期強度が低く、塗装焼付後の耐力が不足して
しまい、製造条件は熱処理による強度上昇が大きすぎ
て、成形性が劣化してしまった。このように、本発明内
の製造条件で処理を行ったものは上述の比較例の製造条
件に対して、成形性に優れるとともに、十分な塗装焼付
硬化量も備わっていることがわかる。
の圧延板に対して、５５０℃で１０秒保持の溶体化処理
を施した後に冷却速度を制御して室温まで空冷した。空
冷後、室温放置の後に、引き続き熱処理を行った。溶体
化後の平均冷却速度、空冷から熱処理までの放置時間、
室温放置後の熱処理条件を表３に示す。このようにして
製造したアルミニウム合金板に対して、実施例１で行っ
たものと同様な調査を実施した。その調査結果を表４に
示す。製造条件は冷却速度が小さすぎて十分な過飽和
固溶体が得られなかったため、製造条件は溶体化後の
室温での放置が不十分であったのに、Ｍｇ−Ｓｉクラス
ターの形成が認められず、良好な成形性が得られなかっ
たものである。また製造条件は熱処理が不十分であっ
たために初期強度が低く、塗装焼付後の耐力が不足して
しまい、製造条件は熱処理による強度上昇が大きすぎ
て、成形性が劣化してしまった。このように、本発明内
の製造条件で処理を行ったものは上述の比較例の製造条
件に対して、成形性に優れるとともに、十分な塗装焼付
硬化量も備わっていることがわかる。
【００３１】
【表３】
【００３２】
【表４】
【００３３】（実施例３）表１の発明合金５の１ｍｍ厚
の圧延板に対して、５５０℃で１０秒保持の溶体化処理
を施した後に２０℃／ｓの平均冷却速度である温度まで
空冷した。空冷後、引き続き熱処理を行った。溶体化後
の空冷温度および引き続き行う熱処理の条件を表５に示
す。このようにして製造したアルミニウム合金板に対し
て、実施例１で行ったものと同様な調査を実施した。そ
の調査結果を表６に示す。表６に示すように、本発明内
の製造条件で処理を行ったものは上述の比較例の製造条
件に対して、成形性に優れるとともに、十分な塗装焼付
硬化量も備わっていることがわかる。
の圧延板に対して、５５０℃で１０秒保持の溶体化処理
を施した後に２０℃／ｓの平均冷却速度である温度まで
空冷した。空冷後、引き続き熱処理を行った。溶体化後
の空冷温度および引き続き行う熱処理の条件を表５に示
す。このようにして製造したアルミニウム合金板に対し
て、実施例１で行ったものと同様な調査を実施した。そ
の調査結果を表６に示す。表６に示すように、本発明内
の製造条件で処理を行ったものは上述の比較例の製造条
件に対して、成形性に優れるとともに、十分な塗装焼付
硬化量も備わっていることがわかる。
【００３４】
【表５】
【００３５】
【表６】
【００３６】
【発明の効果】本発明によれば、成形性に優れるととも
に、十分な塗装焼付硬化性を有しており、成形性および
焼付後の耐デント性が必要とされる自動車ボディ用など
に好適なアルミニウム合金板が提供できるので、自動車
重量の軽量化に大いに寄与できる。したがって、本発明
の産業上の価値は極めて高いといえる。
に、十分な塗装焼付硬化性を有しており、成形性および
焼付後の耐デント性が必要とされる自動車ボディ用など
に好適なアルミニウム合金板が提供できるので、自動車
重量の軽量化に大いに寄与できる。したがって、本発明
の産業上の価値は極めて高いといえる。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の示差走査熱分析曲線
の一例を示した図である。
の一例を示した図である。
Ｋ クラスターの析出に相当するピーク Ｌ クラスターの溶解に相当するピーク Ｐ ＧＰゾーンの析出に相当するピーク Ｔ ＧＰゾーンの溶解に相当するピーク Ｑ 中間相の析出に相当するピーク
───────────────────────────────────────────────────── 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 1/00 ６４０ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６４０Ａ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９２ ６９２Ａ (72)発明者 菊池 正夫 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内 (72)発明者 村松 俊樹 東京都墨田区錦糸１丁目２番１号 スカイ アルミニウム株式会社内 (72)発明者 野口 修 東京都墨田区錦糸１丁目２番１号 スカイ アルミニウム株式会社内
Claims (6)
- 【請求項１】 Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板
において、その熱分析曲線がＭｇ−Ｓｉクラスター溶解
に相当する吸熱ピークを有することを特徴とする成形性
および耐食性に優れたアルミニウム合金板。 - 【請求項２】 ｍａｓｓ％で、 Ｍｇ：０．２〜１．１％、 Ｓｉ：０．６〜１．７％ を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるこ
とを特徴とする請求項１に記載の成形性および耐食性に
優れたアルミニウム合金板。 - 【請求項３】 ｍａｓｓ％で、 Ｔｉ：０．１５％以下、 Ｂ ：０．０５％以下、 Ｍｎ：０．４％以下、 Ｆｅ：０．３％以下、 Ｚｎ：１．０％以下 のうち一種以上を、さらに含有することを特徴とする請
求項２に記載の成形性および耐食性に優れたアルミニウ
ム合金板。 - 【請求項４】 冷間圧延後、４５０〜５８０℃の温度で
溶体化処理を施した後に１０℃／ｓ以上の冷却速度で室
温まで冷却することを特徴とする請求項１〜３のいずれ
かに記載の成形性および耐食性に優れたアルミニウム合
金板の製造方法。 - 【請求項５】 請求項４に記載の製造方法において、溶
体化処理を施して室温まで冷却した後に、室温で１日以
上放置し、その後さらに５０〜１２０℃の温度で１〜５
０時間の熱処理を行うことを特徴とする成形性および耐
食性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。 - 【請求項６】 冷間圧延後、４５０〜５８０℃の温度で
溶体化処理を施した後に１０℃／ｓ以上の冷却速度で室
温以上７０℃以下の温度まで冷却し、室温以上７０℃以
下の温度に保持して１〜１００時間の熱処理を行うこと
を特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の成形性お
よび耐食性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07443099A JP4237326B2 (ja) | 1999-03-18 | 1999-03-18 | 成形性および耐食性に優れたアルミニウム合金板の製造方法 |
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|---|---|---|---|
| JP07443099A JP4237326B2 (ja) | 1999-03-18 | 1999-03-18 | 成形性および耐食性に優れたアルミニウム合金板の製造方法 |
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|---|---|
| JP2000273567A true JP2000273567A (ja) | 2000-10-03 |
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ID=13547002
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| JP07443099A Expired - Fee Related JP4237326B2 (ja) | 1999-03-18 | 1999-03-18 | 成形性および耐食性に優れたアルミニウム合金板の製造方法 |
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|---|---|---|---|---|
| JP2005139537A (ja) * | 2003-11-10 | 2005-06-02 | Kobe Steel Ltd | 焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板 |
| JP2008019483A (ja) * | 2006-07-13 | 2008-01-31 | Kobe Steel Ltd | 温間成形用アルミニウム合金板および温間成形方法 |
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| KR20160127113A (ko) | 2014-03-31 | 2016-11-02 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 성형성과 베이킹 도장 경화성이 우수한 알루미늄 합금판 |
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| JPH04276048A (ja) * | 1991-03-04 | 1992-10-01 | Furukawa Alum Co Ltd | 焼付硬化性に優れた成形用アルミニウム合金板材の製造方法 |
| JPH07228957A (ja) * | 1994-02-18 | 1995-08-29 | Sky Alum Co Ltd | 成形性および焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板の製造方法 |
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-
1999
- 1999-03-18 JP JP07443099A patent/JP4237326B2/ja not_active Expired - Fee Related
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