JP2001303165A - 成形性良好な高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金薄板およびその製造方法 - Google Patents
成形性良好な高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金薄板およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 一般プレス用鋼板ＳＰＣＣと同等以上の高強
度および良好な成形性（特に曲げ性）を両立させたＡｌ
−Ｃｕ−Ｍｇ系合金薄板ならびに連続的熱処理により製
造する方法を提供する。 【解決手段】 ２．８％を超え３．８％未満のＣｕと
０．６％を超え２．０％未満のＭｇを含み、Ｍｎ、Ｃ
ｒ、Ｎｉ、Ｖ、Ｚｒの１種類以上を各０．０５％を超え
かつ０．５％未満となる範囲で含み、不純物元素のＦ
ｅ、Ｓｉを各０．５％未満に制限したアルミニウム合金
であり、圧延方向断面において平均結晶粒径≦５０μ
ｍ、粒子サイズ８μｍ以上の第２相粒子≦３０個／０．
１ｍｍ2、引張強さと耐力の差≧１２５Ｎ／ｍｍ2、伸び
≧２０％である。
度および良好な成形性（特に曲げ性）を両立させたＡｌ
−Ｃｕ−Ｍｇ系合金薄板ならびに連続的熱処理により製
造する方法を提供する。 【解決手段】 ２．８％を超え３．８％未満のＣｕと
０．６％を超え２．０％未満のＭｇを含み、Ｍｎ、Ｃ
ｒ、Ｎｉ、Ｖ、Ｚｒの１種類以上を各０．０５％を超え
かつ０．５％未満となる範囲で含み、不純物元素のＦ
ｅ、Ｓｉを各０．５％未満に制限したアルミニウム合金
であり、圧延方向断面において平均結晶粒径≦５０μ
ｍ、粒子サイズ８μｍ以上の第２相粒子≦３０個／０．
１ｍｍ2、引張強さと耐力の差≧１２５Ｎ／ｍｍ2、伸び
≧２０％である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は電子機器ケースや一
般成形部品のうち、高強度を要するものの成型用素材と
して好適な成形性良好で高強度のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金
薄板に関する。
般成形部品のうち、高強度を要するものの成型用素材と
して好適な成形性良好で高強度のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金
薄板に関する。
【０００２】
【従来の技術】現在、携帯用パソコン、ビデオムービ
ー、デジタルカメラのケースや部品、可動部を中心とす
る電子機器用部品、通信用パラボラアンテナ等の板成形
で作られる部品の素材として、成形性が良好で高強度の
アルミニウム合金に対する要求が高まっている。
ー、デジタルカメラのケースや部品、可動部を中心とす
る電子機器用部品、通信用パラボラアンテナ等の板成形
で作られる部品の素材として、成形性が良好で高強度の
アルミニウム合金に対する要求が高まっている。
【０００３】アルミニウム合金は一般的に軽量、高熱伝
導度、シールド性などの優れた特徴を有しているが、鉄
系材料に比べて強度が低いことが欠点となり、使用でき
る部位が制限されている。また、使用される場合でも板
厚の厚いものとする必要があり、軽量化のメリットを十
分発揮できない結果ともなっている。
導度、シールド性などの優れた特徴を有しているが、鉄
系材料に比べて強度が低いことが欠点となり、使用でき
る部位が制限されている。また、使用される場合でも板
厚の厚いものとする必要があり、軽量化のメリットを十
分発揮できない結果ともなっている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】従来のアルミニウム合
金として、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の２０１４合金や２０２
４合金は高強度材として知られるが、その成形性は十分
と言えず、また強度等の性能を出すには水焼入れが必要
であるが、水焼入れをする設備の都合から切り板による
単板処理しか行えず、このためコイル状で板成形素材と
して供給することが必要な場合には適切な製造方法が無
かった。当然、上記のような用途で、従来のＡｌ−Ｃｕ
−Ｍｇ系合金が成形用素材として用いられることは皆無
に近かった。そこで、より高強度かつ成形性良好なアル
ミニウム合金薄板があれば、電子機器の軽量化や性能向
上に役立つ成形用素材として非常に有用なものとなる。
なお高強度の基準としては、引張強さにおいて一般プレ
ス用鋼板ＳＰＣＣの値(約３２０Ｎ／ｍｍ2) 以上が必要
と考えられる。また、成形性として絞りや張出し成形の
他に曲げ成形が必要とされる場合も多く、総合的に良好
な成形性が重要となる。
金として、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の２０１４合金や２０２
４合金は高強度材として知られるが、その成形性は十分
と言えず、また強度等の性能を出すには水焼入れが必要
であるが、水焼入れをする設備の都合から切り板による
単板処理しか行えず、このためコイル状で板成形素材と
して供給することが必要な場合には適切な製造方法が無
かった。当然、上記のような用途で、従来のＡｌ−Ｃｕ
−Ｍｇ系合金が成形用素材として用いられることは皆無
に近かった。そこで、より高強度かつ成形性良好なアル
ミニウム合金薄板があれば、電子機器の軽量化や性能向
上に役立つ成形用素材として非常に有用なものとなる。
なお高強度の基準としては、引張強さにおいて一般プレ
ス用鋼板ＳＰＣＣの値(約３２０Ｎ／ｍｍ2) 以上が必要
と考えられる。また、成形性として絞りや張出し成形の
他に曲げ成形が必要とされる場合も多く、総合的に良好
な成形性が重要となる。
【０００５】一般プレス用鋼板ＳＰＣＣと同等以上の高
強度および良好な成形性（特に曲げ性）を両立させたＡ
ｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金薄板で、さらに熱処理を連続的に
行う工程によって十分な性能の達成を可能とすることが
本発明の取り組んだ課題である。
強度および良好な成形性（特に曲げ性）を両立させたＡ
ｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金薄板で、さらに熱処理を連続的に
行う工程によって十分な性能の達成を可能とすることが
本発明の取り組んだ課題である。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者等は、Ａｌ−Ｃ
ｕ−Ｍｇ系合金の組成、金属組織、およびその製造方法
に関して様々な検討を加える中で、上記課題を解決でき
る材料および製造方法の発明に至ったのである。
ｕ−Ｍｇ系合金の組成、金属組織、およびその製造方法
に関して様々な検討を加える中で、上記課題を解決でき
る材料および製造方法の発明に至ったのである。
【０００７】すなわち、本発明は２．８％を超え３．８
％未満のＣｕと０．６％を超え２．０％未満のＭｇを含
み、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｖ、Ｚｒのうち１種類あるいは
２種類以上を各０．０５％を超えかつ０．５％未満とな
る範囲で含み、不純物元素であるＦｅおよびＳｉを各
０．５％未満に制限し、残部実質的にその他の不可避的
不純物とＡｌとからなる組成であり、圧延方向断面にお
いて平均結晶粒径が５０μｍ以下、粒子サイズ８μｍ以
上の第２相粒子が０．１ｍｍ2当たり３０個以下であ
り、引張強さと耐力の差が１２５Ｎ／ｍｍ2以上かつ伸
びが２０％以上であることを特徴とする高強度で成形性
良好なＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金薄板である。
％未満のＣｕと０．６％を超え２．０％未満のＭｇを含
み、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｖ、Ｚｒのうち１種類あるいは
２種類以上を各０．０５％を超えかつ０．５％未満とな
る範囲で含み、不純物元素であるＦｅおよびＳｉを各
０．５％未満に制限し、残部実質的にその他の不可避的
不純物とＡｌとからなる組成であり、圧延方向断面にお
いて平均結晶粒径が５０μｍ以下、粒子サイズ８μｍ以
上の第２相粒子が０．１ｍｍ2当たり３０個以下であ
り、引張強さと耐力の差が１２５Ｎ／ｍｍ2以上かつ伸
びが２０％以上であることを特徴とする高強度で成形性
良好なＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金薄板である。
【０００８】また本第二発明は２．８％を超え３．８％
未満のＣｕと０．６％を超え２．０％未満のＭｇを含
み、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｖ、Ｚｒのうち１種類あるいは
２種類以上を各０．０５％を超えかつ０．５％未満とな
る範囲で含み、不純物元素であるＦｅおよびＳｉを各
０．５％未満に制限し、残部実質的にその他の不可避的
不純物とＡｌとからなる組成のアルミニウム合金素板を
圧下率６０％以上の冷間圧延を施し、さらに連続熱処理
装置により温度４６０〜５４０℃まで加熱して０〜６０
ｓ保持し冷却速度５〜５０℃／ｓで冷却する溶体化処理
を施し、ついで室温時効して、圧延方向断面において平
均結晶粒径が５０μｍ以下、粒子サイズ８μｍ以上の第
２相粒子が０．１ｍｍ2当たり３０個以下であり、引張
強さと耐力の差が１２５Ｎ／ｍｍ2以上かつ伸びが２０
％以上であることを特徴とする高強度で成形性良好なＡ
ｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金薄板の製造方法である。
未満のＣｕと０．６％を超え２．０％未満のＭｇを含
み、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｖ、Ｚｒのうち１種類あるいは
２種類以上を各０．０５％を超えかつ０．５％未満とな
る範囲で含み、不純物元素であるＦｅおよびＳｉを各
０．５％未満に制限し、残部実質的にその他の不可避的
不純物とＡｌとからなる組成のアルミニウム合金素板を
圧下率６０％以上の冷間圧延を施し、さらに連続熱処理
装置により温度４６０〜５４０℃まで加熱して０〜６０
ｓ保持し冷却速度５〜５０℃／ｓで冷却する溶体化処理
を施し、ついで室温時効して、圧延方向断面において平
均結晶粒径が５０μｍ以下、粒子サイズ８μｍ以上の第
２相粒子が０．１ｍｍ2当たり３０個以下であり、引張
強さと耐力の差が１２５Ｎ／ｍｍ2以上かつ伸びが２０
％以上であることを特徴とする高強度で成形性良好なＡ
ｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金薄板の製造方法である。
【０００９】また第三発明は室温時効後にさらに、１５
０〜２５０℃で１５ｍｉｎ以下の加熱を施すことを特徴
とする上記の高強度で成形性良好なＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合
金薄板の製造方法である。
０〜２５０℃で１５ｍｉｎ以下の加熱を施すことを特徴
とする上記の高強度で成形性良好なＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合
金薄板の製造方法である。
【００１０】
【発明の実施の形態】以下、具体的に発明内容を説明す
る。まず、本発明の合金元素の添加理由は次の通りであ
る。
る。まず、本発明の合金元素の添加理由は次の通りであ
る。
【００１１】Ｃｕは、２．８％を超え３．８％未満含む
よう規定される。Ｃｕは析出強化に寄与し強度向上に有
効な添加元素であり、２．８％以下であると強度が不足
となる。Ｃｕが３．８％以上だと薄板に圧延加工する際
の材料が硬く生産性が悪いため好ましくない。この生産
性の点ではＣｕが３．３％未満であることがさらに好ま
しい。また３．８％Ｃｕ以上の高Ｃｕ合金は、溶体化処
理の焼入れ時に冷却速度が高い方法、例えば水焼入れ等
でないと、溶体化が不十分になり、十分な強度特性が出
ないばかりか、不均一な組織により耐食性等に問題が生
じる。本発明ではＣｕ量を２．８％を超え３．８％未満
とすることにより、他の合金元素および冷間圧延率とも
あいまって、連続熱処理装置（以下ＣＡＬという）のよ
うな冷却速度の遅い空冷により冷却を行う設備を用いて
も十分な強度特性を得ることができるのである。これに
より、切り板による単板処理ではなくコイルによる連続
処理により製造が可能となり、生産性の高い効率的な薄
板製造を可能とするのである。
よう規定される。Ｃｕは析出強化に寄与し強度向上に有
効な添加元素であり、２．８％以下であると強度が不足
となる。Ｃｕが３．８％以上だと薄板に圧延加工する際
の材料が硬く生産性が悪いため好ましくない。この生産
性の点ではＣｕが３．３％未満であることがさらに好ま
しい。また３．８％Ｃｕ以上の高Ｃｕ合金は、溶体化処
理の焼入れ時に冷却速度が高い方法、例えば水焼入れ等
でないと、溶体化が不十分になり、十分な強度特性が出
ないばかりか、不均一な組織により耐食性等に問題が生
じる。本発明ではＣｕ量を２．８％を超え３．８％未満
とすることにより、他の合金元素および冷間圧延率とも
あいまって、連続熱処理装置（以下ＣＡＬという）のよ
うな冷却速度の遅い空冷により冷却を行う設備を用いて
も十分な強度特性を得ることができるのである。これに
より、切り板による単板処理ではなくコイルによる連続
処理により製造が可能となり、生産性の高い効率的な薄
板製造を可能とするのである。
【００１２】ＭｇはＣｕとともに析出強化に寄与し強度
向上に有効な添加元素であり、０．６％を超え２．０％
未満の添加が必須である。０．６％以下だと強度向上に
対する効果が十分でなく、２．０％以上だと圧延加工す
る際の材料が硬くなり、耳割れなどにより生産性が悪く
なるので好ましくない。この点では、Ｍｇは１．２％未
満とすることがさらに望ましい。
向上に有効な添加元素であり、０．６％を超え２．０％
未満の添加が必須である。０．６％以下だと強度向上に
対する効果が十分でなく、２．０％以上だと圧延加工す
る際の材料が硬くなり、耳割れなどにより生産性が悪く
なるので好ましくない。この点では、Ｍｇは１．２％未
満とすることがさらに望ましい。
【００１３】Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｖ、Ｚｒは結晶粒の粗
大化抑制および強度向上に有効な添加元素であり、この
うち１種類あるいは２種類以上を各０．０５％を超えか
つ０．５％未満となる範囲で含むよう規定する。これが
０．０５％未満であると添加の効果がなく、０．５％を
超えると８μｍ以上の晶出物粒子が多く形成されて特に
曲げ性に悪影響を与えるので好ましくない。なお、Ｍ
ｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｖ、Ｚｒの合計の添加量は０．１〜
０．６％が好ましい。
大化抑制および強度向上に有効な添加元素であり、この
うち１種類あるいは２種類以上を各０．０５％を超えか
つ０．５％未満となる範囲で含むよう規定する。これが
０．０５％未満であると添加の効果がなく、０．５％を
超えると８μｍ以上の晶出物粒子が多く形成されて特に
曲げ性に悪影響を与えるので好ましくない。なお、Ｍ
ｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｖ、Ｚｒの合計の添加量は０．１〜
０．６％が好ましい。
【００１４】不純物元素であるＦｅおよびＳｉは各０．
５％未満に制限される。これらが０．５％以上である
と、８μｍ以上の晶出物粒子が多く形成されて曲げ性に
悪影響を与えるので好ましくない。Ｆｅ、Ｓｉとも０．
２５％未満であるとさらに望ましい。
５％未満に制限される。これらが０．５％以上である
と、８μｍ以上の晶出物粒子が多く形成されて曲げ性に
悪影響を与えるので好ましくない。Ｆｅ、Ｓｉとも０．
２５％未満であるとさらに望ましい。
【００１５】このほか、アルミニウム合金の鋳造の際に
一般的に添加されるＴｉ系あるいはＴｉ−Ｂ系の微細化
剤に起因するＴｉは０．１％以下、Ｂは０．０３％以下
の範囲で含んでもよい。また、他の不純物元素について
は、０．０５％未満の量に制限されていれば実質上問題
が無い。ただしＩｎについては、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金
の腐食を促進し、この腐食が曲げ性に悪影響を与えるこ
とがあるため０．００５％未満に制限することが望まし
い。
一般的に添加されるＴｉ系あるいはＴｉ−Ｂ系の微細化
剤に起因するＴｉは０．１％以下、Ｂは０．０３％以下
の範囲で含んでもよい。また、他の不純物元素について
は、０．０５％未満の量に制限されていれば実質上問題
が無い。ただしＩｎについては、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金
の腐食を促進し、この腐食が曲げ性に悪影響を与えるこ
とがあるため０．００５％未満に制限することが望まし
い。
【００１６】以上の組成範囲であると、溶体化処理時に
水焼入れのような１０００℃／ｓを超えるほどの大きな
冷却速度を必要とせず、空冷による５℃／ｓ以上程度の
冷却速度の連続熱処理装置でも溶体化処理が可能とな
り、長尺の板材の効率的製造が可能となる。
水焼入れのような１０００℃／ｓを超えるほどの大きな
冷却速度を必要とせず、空冷による５℃／ｓ以上程度の
冷却速度の連続熱処理装置でも溶体化処理が可能とな
り、長尺の板材の効率的製造が可能となる。
【００１７】以下、本発明の組織について説明する。
【００１８】本発明のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金薄板は、圧
延方向断面において平均結晶粒径が５０μｍ以下である
よう規定されている。これを超えて粗大な結晶粒となっ
た場合は曲げ性に悪影響を与えるので好ましくない。ま
た、粒子サイズ８μｍ以上の第２相粒子（晶出物、析出
物）が０．１ｍｍ2当たり３０個以下であることが必要
である。粗大な晶出物、特に８μｍ以上の晶出物の存在
は曲げ性に悪影響を与える可能性があり、この規定の分
布密度を超えて多くの８μｍ以上の粒子が存在すると、
曲げ成形時のクラック発生原因となるので好ましくな
い。なおここで粒子サイズは、観察断面における粒子最
大長を測定する。
延方向断面において平均結晶粒径が５０μｍ以下である
よう規定されている。これを超えて粗大な結晶粒となっ
た場合は曲げ性に悪影響を与えるので好ましくない。ま
た、粒子サイズ８μｍ以上の第２相粒子（晶出物、析出
物）が０．１ｍｍ2当たり３０個以下であることが必要
である。粗大な晶出物、特に８μｍ以上の晶出物の存在
は曲げ性に悪影響を与える可能性があり、この規定の分
布密度を超えて多くの８μｍ以上の粒子が存在すると、
曲げ成形時のクラック発生原因となるので好ましくな
い。なおここで粒子サイズは、観察断面における粒子最
大長を測定する。
【００１９】さらに本発明のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金は、
引張強さと耐力の差が１２５Ｎ／ｍｍ2以上かつ伸びが
２０％以上であることを特徴とする。これらの特性値は
一般的な引張試験により求められ、圧延直角方向につい
てＪＩＳ５号試験片で測定されたものとする。引張強さ
と耐力の差は、塑性変形が開始から局部変形が進行して
破断が起きるまでの余裕度に対応しており、引張強さと
耐力との差が１２５Ｎ／ｍｍ2未満では成形性が不十分
となるので不適当である。また、伸び値が２０％未満で
は曲げ性を含めた成形性が不十分となり好ましくない。
なお、本発明においては一般プレス用鋼板ＳＰＣＣと同
等の高強度を目標としており、３２０Ｎ／ｍｍ2以上の
引張強さであることが望ましい。
引張強さと耐力の差が１２５Ｎ／ｍｍ2以上かつ伸びが
２０％以上であることを特徴とする。これらの特性値は
一般的な引張試験により求められ、圧延直角方向につい
てＪＩＳ５号試験片で測定されたものとする。引張強さ
と耐力の差は、塑性変形が開始から局部変形が進行して
破断が起きるまでの余裕度に対応しており、引張強さと
耐力との差が１２５Ｎ／ｍｍ2未満では成形性が不十分
となるので不適当である。また、伸び値が２０％未満で
は曲げ性を含めた成形性が不十分となり好ましくない。
なお、本発明においては一般プレス用鋼板ＳＰＣＣと同
等の高強度を目標としており、３２０Ｎ／ｍｍ2以上の
引張強さであることが望ましい。
【００２０】次に本発明の製造方法について説明する。
【００２１】本発明は請求項２記載のように所定の合金
成分のアルミニウム素板を圧下率６０％以上の冷間圧延
ののち、連続熱処理装置により温度４６０〜５４０℃ま
で加熱し０〜６０ｓ保持し冷却速度５℃／ｓ〜５０℃／
ｓで冷却する溶体化処理を施し、室温時効したことを特
徴とする。
成分のアルミニウム素板を圧下率６０％以上の冷間圧延
ののち、連続熱処理装置により温度４６０〜５４０℃ま
で加熱し０〜６０ｓ保持し冷却速度５℃／ｓ〜５０℃／
ｓで冷却する溶体化処理を施し、室温時効したことを特
徴とする。
【００２２】アルミニウム素板の製造工程は特に規定し
ないが、通常のＤＣ鋳造（半連続鋳造）か連続に板状の
鋳造材を得るいわゆるＣＣ法（連続鋳造圧延法）で作製
した鋳造材を、必要により均質化処理および熱間圧延、
さらに冷間圧延および中間焼鈍を組み合わせた工程で板
材としたものが好適である。
ないが、通常のＤＣ鋳造（半連続鋳造）か連続に板状の
鋳造材を得るいわゆるＣＣ法（連続鋳造圧延法）で作製
した鋳造材を、必要により均質化処理および熱間圧延、
さらに冷間圧延および中間焼鈍を組み合わせた工程で板
材としたものが好適である。
【００２３】溶体化処理前の圧下率６０％以上の冷間圧
延は、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金の結晶粒径を微細にし本発
明の規定範囲に制御するため必要である。連続熱処理装
置（ＣＡＬ）により溶体化処理温度は４６０〜５４０℃
とするが、これより温度が低いと溶体化が不十分となり
強度不足となる恐れが有り、５４０℃を超えると材料の
一部溶解が起り連続熱処理中に材料が切れる恐れがある
ので好ましくない。この温度までの加熱速度は５℃／ｓ
以上であることが好ましい。保持時間０ｓとは規定溶体
化処理温度に到達後、直ちに冷却することを示す。この
保持時間が６０ｓを超えることは、連続熱処理装置（Ｃ
ＡＬ）の炉長を長くする必要が生じるので好ましくな
い。冷却速度は、１００℃までの平均で５〜５０℃／ｓ
である必要があり、基本的にこれは強制的に風を当てる
空冷で行う。室温時効は、溶体化処理後に室温にて５日
程度以上置く条件が望ましく、温度は０〜７０℃程度で
あれば問題無い。
延は、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金の結晶粒径を微細にし本発
明の規定範囲に制御するため必要である。連続熱処理装
置（ＣＡＬ）により溶体化処理温度は４６０〜５４０℃
とするが、これより温度が低いと溶体化が不十分となり
強度不足となる恐れが有り、５４０℃を超えると材料の
一部溶解が起り連続熱処理中に材料が切れる恐れがある
ので好ましくない。この温度までの加熱速度は５℃／ｓ
以上であることが好ましい。保持時間０ｓとは規定溶体
化処理温度に到達後、直ちに冷却することを示す。この
保持時間が６０ｓを超えることは、連続熱処理装置（Ｃ
ＡＬ）の炉長を長くする必要が生じるので好ましくな
い。冷却速度は、１００℃までの平均で５〜５０℃／ｓ
である必要があり、基本的にこれは強制的に風を当てる
空冷で行う。室温時効は、溶体化処理後に室温にて５日
程度以上置く条件が望ましく、温度は０〜７０℃程度で
あれば問題無い。
【００２４】溶体化処理後あるいは自然時効後に、板形
状の平坦性を向上させるための矯正加工、例えばローラ
レベリング、テンションレベリング、ストレッチング、
３％までの軽冷間圧延等を施すことができる。また、溶
体化処理までは、コイルで連続に処理されるが、この後
は必要により切断などの加工を施すことができる。
状の平坦性を向上させるための矯正加工、例えばローラ
レベリング、テンションレベリング、ストレッチング、
３％までの軽冷間圧延等を施すことができる。また、溶
体化処理までは、コイルで連続に処理されるが、この後
は必要により切断などの加工を施すことができる。
【００２５】請求項２の工程に加え、１５０〜２５０℃
で１５ｍｉｎ以下の加熱を施す工程も本発明工程として
規定する。この短時間加熱により、析出物のうち微細な
ものが再固溶して耐力が下がることにより成形時のスプ
リングバックが減るなどの効果がある。なお引張強さも
やや低下するが、上記の条件範囲内なら少なくとも３２
０Ｎ／ｍｍ2以上の充分な引張強さは確保できる。本発
明材料は任意に塗装することが可能であり、特に切り板
ではなくコイルのままで製造できるので連続塗装ライン
による塗装が可能となり、生産性の向上に効果がある。
ここで、請求項３に規定の加熱は、塗装のベーク処理
（焼付処理）時の加熱と兼ねることができる。
で１５ｍｉｎ以下の加熱を施す工程も本発明工程として
規定する。この短時間加熱により、析出物のうち微細な
ものが再固溶して耐力が下がることにより成形時のスプ
リングバックが減るなどの効果がある。なお引張強さも
やや低下するが、上記の条件範囲内なら少なくとも３２
０Ｎ／ｍｍ2以上の充分な引張強さは確保できる。本発
明材料は任意に塗装することが可能であり、特に切り板
ではなくコイルのままで製造できるので連続塗装ライン
による塗装が可能となり、生産性の向上に効果がある。
ここで、請求項３に規定の加熱は、塗装のベーク処理
（焼付処理）時の加熱と兼ねることができる。
【００２６】
【実施例】表１記載の成分組成の合金を、通常の方法で
ＤＣ鋳造し、５３０℃×８時間の均質化処理を施し、熱
間圧延した後、さらに表２に示す条件で冷間圧延し、Ｃ
ＡＬ溶体化処理および自然時効処理等を行い板厚０．６
あるいは０．８ｍｍの供試材を得た。
ＤＣ鋳造し、５３０℃×８時間の均質化処理を施し、熱
間圧延した後、さらに表２に示す条件で冷間圧延し、Ｃ
ＡＬ溶体化処理および自然時効処理等を行い板厚０．６
あるいは０．８ｍｍの供試材を得た。
【００２７】
【表１】
【００２８】
【表２】
【００２９】得られた供試材について、組織観察、引張
試験ならびに成形性を評価するためエリクセン試験およ
び９０°曲げ試験を実施した。表３にその評価結果を示
す。
試験ならびに成形性を評価するためエリクセン試験およ
び９０°曲げ試験を実施した。表３にその評価結果を示
す。
【００３０】
【表３】
【００３１】表３に示すように、本発明範囲のＡｌ−Ｃ
ｕ−Ｍｇ合金薄板は、引張強さが一般成形用鋼材ＳＰＣ
Ｃ相当の値（およそ３２０Ｎ／ｍｍ2を超えた値）をと
ると共に、伸び、エリクセン値、曲げ性ともに優れた値
を示し成形性も良好である。なお、実施例材料は、板厚
の２〜３倍程度の厚さのスペーサーを挟めば、１８０°
曲げも可能であることが確認された。これに対し、比較
例では種々の問題が生じた。比較例１はＣｕおよびＭｇ
が規定より少ない合金であり、高強度が得られない。比
較例２は不純物元素であるＦｅ、Ｓｉ量が高い合金で、
粗大な晶出物の数が多く、伸びが２０％未満となり、曲
げ性が劣る。比較例３は、本文中で説明したＩｎが不純
物として入った合金で、通常の室内雰囲気で９０日放置
する自然時効を施したところ、表面に顕著な腐食が発生
し、引張強さと耐力の差および伸びが規定以下となり、
エリクセン値および限界曲げ半径が劣る結果となった。
なお本発明の合金組成のものに対して同様の長時間自然
時効を行った実施例８ではこのような問題が無く、良好
な成形性を示した。比較例４は、Ｍｎの添加量が規定を
超えるもので、粗大な晶出物の数が多く、伸びが２０％
未満となり、曲げ性が劣る。比較例５は、ＣｕおよびＭ
ｎ添加量が規定より多く、さらにＭｇ添加量が本文記載
のさらに望ましい値（１．２％未満)を超えている例で
ＪＩＳ２０２４合金に相当する。これは、粗大な晶出物
の数が多く、引張強さと耐力の差および伸びが規定以下
となり、成形性が劣る。また、この合金では、圧延中に
材料の耳割れが多く、通常より多いトリミング量が必要
となったほか、ＣＡＬ溶体化でこの合金本来の強度レベ
ルが達成されない等の問題があった。比較例６は、ＣＡ
Ｌ溶体化前の冷延圧下率が小さい例で、結晶粒が規定よ
り粗大となり、曲げ性が劣った。比較例７は、ＣＡＬ溶
体化処理温度が低い例で強度が劣り、伸びも良くない。
比較例８は、高温でのＣＡＬ溶体化処理を試みた例で、
この処理の際に板が切れて健全な薄板材が得られなかっ
た。比較例９は、バッチ処理による溶体化を行った例
で、溶体化処理時間が１時間と長時間になり、結晶粒が
粗大化し、曲げ性などが不良となった。比較例１０は、
溶体化後に更に２５％の冷延を加えた例で、引張強さと
耐力の差および伸びが低く、成形性が劣る結果となっ
た。
ｕ−Ｍｇ合金薄板は、引張強さが一般成形用鋼材ＳＰＣ
Ｃ相当の値（およそ３２０Ｎ／ｍｍ2を超えた値）をと
ると共に、伸び、エリクセン値、曲げ性ともに優れた値
を示し成形性も良好である。なお、実施例材料は、板厚
の２〜３倍程度の厚さのスペーサーを挟めば、１８０°
曲げも可能であることが確認された。これに対し、比較
例では種々の問題が生じた。比較例１はＣｕおよびＭｇ
が規定より少ない合金であり、高強度が得られない。比
較例２は不純物元素であるＦｅ、Ｓｉ量が高い合金で、
粗大な晶出物の数が多く、伸びが２０％未満となり、曲
げ性が劣る。比較例３は、本文中で説明したＩｎが不純
物として入った合金で、通常の室内雰囲気で９０日放置
する自然時効を施したところ、表面に顕著な腐食が発生
し、引張強さと耐力の差および伸びが規定以下となり、
エリクセン値および限界曲げ半径が劣る結果となった。
なお本発明の合金組成のものに対して同様の長時間自然
時効を行った実施例８ではこのような問題が無く、良好
な成形性を示した。比較例４は、Ｍｎの添加量が規定を
超えるもので、粗大な晶出物の数が多く、伸びが２０％
未満となり、曲げ性が劣る。比較例５は、ＣｕおよびＭ
ｎ添加量が規定より多く、さらにＭｇ添加量が本文記載
のさらに望ましい値（１．２％未満)を超えている例で
ＪＩＳ２０２４合金に相当する。これは、粗大な晶出物
の数が多く、引張強さと耐力の差および伸びが規定以下
となり、成形性が劣る。また、この合金では、圧延中に
材料の耳割れが多く、通常より多いトリミング量が必要
となったほか、ＣＡＬ溶体化でこの合金本来の強度レベ
ルが達成されない等の問題があった。比較例６は、ＣＡ
Ｌ溶体化前の冷延圧下率が小さい例で、結晶粒が規定よ
り粗大となり、曲げ性が劣った。比較例７は、ＣＡＬ溶
体化処理温度が低い例で強度が劣り、伸びも良くない。
比較例８は、高温でのＣＡＬ溶体化処理を試みた例で、
この処理の際に板が切れて健全な薄板材が得られなかっ
た。比較例９は、バッチ処理による溶体化を行った例
で、溶体化処理時間が１時間と長時間になり、結晶粒が
粗大化し、曲げ性などが不良となった。比較例１０は、
溶体化後に更に２５％の冷延を加えた例で、引張強さと
耐力の差および伸びが低く、成形性が劣る結果となっ
た。
【００３２】
【発明の効果】以上、詳述したように、本発明のＡｌ−
Ｃｕ−Ｍｇ系合金薄板材は、一般プレス用鋼板ＳＰＣＣ
と同等(約３２０Ｎ／ｍｍ2) 以上の高い強度を有し、良
好な成形性（特に曲げ性）を有しているものである。従
って、本発明によれば携帯用パソコン、ビデオムービ
ー、デジタルカメラのケースなどの電子機器ケースや部
品、可動部を中心とする電子機器用部品、通信用パラボ
ラアンテナ等やその他の一般成形部品として板成形で作
られる部品の素材のうち、高強度を要するものの成形用
素材として好適な成形性が良好で高強度のＡｌ−Ｃｕ−
Ｍｇ合金薄板を提供することができる。さらには従来の
２０００系合金のように水焼入れなどの急冷を必要とせ
ず、連続熱処理装置の空冷によっても十分な性能を得る
ことができ、生産性を大いに向上させることができる。
Ｃｕ−Ｍｇ系合金薄板材は、一般プレス用鋼板ＳＰＣＣ
と同等(約３２０Ｎ／ｍｍ2) 以上の高い強度を有し、良
好な成形性（特に曲げ性）を有しているものである。従
って、本発明によれば携帯用パソコン、ビデオムービ
ー、デジタルカメラのケースなどの電子機器ケースや部
品、可動部を中心とする電子機器用部品、通信用パラボ
ラアンテナ等やその他の一般成形部品として板成形で作
られる部品の素材のうち、高強度を要するものの成形用
素材として好適な成形性が良好で高強度のＡｌ−Ｃｕ−
Ｍｇ合金薄板を提供することができる。さらには従来の
２０００系合金のように水焼入れなどの急冷を必要とせ
ず、連続熱処理装置の空冷によっても十分な性能を得る
ことができ、生産性を大いに向上させることができる。
───────────────────────────────────────────────────── 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 1/00 ６３０ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０Ａ ６３０Ｋ ６８２ ６８２ ６８５ ６８５Ｚ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９２ ６９２Ａ
Claims (3)
- 【請求項１】 ２．８％（ｍａｓｓ％、以下同じ）を超
え３．８％未満のＣｕと０．６％を超え２．０％未満の
Ｍｇを含み、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｖ、Ｚｒのうち１種類
あるいは２種類以上を各０．０５％を超えかつ０．５％
未満となる範囲で含み、不純物元素であるＦｅおよびＳ
ｉを各０．５％未満に制限し、残部実質的にその他の不
可避的不純物とＡｌとからなる組成であり、圧延方向断
面において平均結晶粒径が５０μｍ以下、粒子サイズ８
μｍ以上の第２相粒子が０．１ｍｍ2当たり３０個以下
であり、引張強さと耐力の差が１２５Ｎ／ｍｍ2以上か
つ伸びが２０％以上であることを特徴とする高強度で成
形性良好なＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金薄板。 - 【請求項２】 ２．８％を超え３．８％未満のＣｕと
０．６％を超え２．０％未満のＭｇを含み、Ｍｎ、Ｃ
ｒ、Ｎｉ、Ｖ、Ｚｒのうち１種類あるいは２種類以上を
各０．０５％を超えかつ０．５％未満となる範囲で含
み、不純物元素であるＦｅおよびＳｉを各０．５％未満
に制限し、残部実質的にその他の不可避的不純物とＡｌ
とからなる組成のアルミニウム合金素板を圧下率６０％
以上の冷間圧延を施し、さらに連続熱処理装置により温
度４６０〜５４０℃まで加熱して０〜６０ｓ保持し冷却
速度５〜５０℃／ｓで冷却する溶体化処理を施し、つい
で室温時効して、圧延方向断面において平均結晶粒径が
５０μｍ以下、粒子サイズ８μｍ以上の第２相粒子が
０．１ｍｍ2当たり３０個以下であり、引張強さと耐力
の差が１２５Ｎ／ｍｍ2以上かつ伸びが２０％以上であ
ることを特徴とする高強度で成形性良好なＡｌ−Ｃｕ−
Ｍｇ合金薄板の製造方法。 - 【請求項３】 室温時効後に１５０〜２５０℃で１５ｍ
ｉｎ以下の加熱を施すことを特徴とする請求項２記載の
高強度で成形性良好なＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金薄板の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000123889A JP2001303165A (ja) | 2000-04-25 | 2000-04-25 | 成形性良好な高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金薄板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000123889A JP2001303165A (ja) | 2000-04-25 | 2000-04-25 | 成形性良好な高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金薄板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001303165A true JP2001303165A (ja) | 2001-10-31 |
Family
ID=18634110
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000123889A Pending JP2001303165A (ja) | 2000-04-25 | 2000-04-25 | 成形性良好な高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金薄板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001303165A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN108796399A (zh) * | 2018-07-02 | 2018-11-13 | 黄河科技学院 | 一种具有高抗冲击性能的金属合金及其制备方法 |
| CN110592447A (zh) * | 2019-10-17 | 2019-12-20 | 徐州一宁铝业科技有限公司 | 一种铝合金板的制造工艺及铝合金板 |
| CN112547800A (zh) * | 2020-11-19 | 2021-03-26 | 无锡市世达精密焊管制造有限公司 | 一种铝铜复合板及其制备方法 |
| CN113042748A (zh) * | 2021-03-09 | 2021-06-29 | 中北大学 | 一种SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金的方法 |
-
2000
- 2000-04-25 JP JP2000123889A patent/JP2001303165A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN108796399A (zh) * | 2018-07-02 | 2018-11-13 | 黄河科技学院 | 一种具有高抗冲击性能的金属合金及其制备方法 |
| CN108796399B (zh) * | 2018-07-02 | 2020-07-03 | 黄河科技学院 | 一种具有高抗冲击性能的金属合金及其制备方法 |
| CN110592447A (zh) * | 2019-10-17 | 2019-12-20 | 徐州一宁铝业科技有限公司 | 一种铝合金板的制造工艺及铝合金板 |
| CN112547800A (zh) * | 2020-11-19 | 2021-03-26 | 无锡市世达精密焊管制造有限公司 | 一种铝铜复合板及其制备方法 |
| CN113042748A (zh) * | 2021-03-09 | 2021-06-29 | 中北大学 | 一种SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金的方法 |
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