JP2002105573A - 曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板 - Google Patents
曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板Info
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- JP2002105573A JP2002105573A JP2000303070A JP2000303070A JP2002105573A JP 2002105573 A JP2002105573 A JP 2002105573A JP 2000303070 A JP2000303070 A JP 2000303070A JP 2000303070 A JP2000303070 A JP 2000303070A JP 2002105573 A JP2002105573 A JP 2002105573A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ
合金板を提供する。 【解決手段】 Ｍｇ：０．１〜３．０wt％、Ｓｉ：０．
１〜２．５wt％、残部Ａｌを本質的成分として含有し、
極限変形能が０．８０以上とされる。合金成分として、
さらにＦｅ：１．０wt％以下、Ｍｎ：１．０wt％以下、
Ｃｒ：０．３wt％以下、Ｚｒ：０．３wt％以下、Ｖ：
０．３wt％以下、Ｔｉ：０．１wt％以下のうちから一種
以上、あるいはさらにＣｕ：１．０ｗｔ％以下、Ａｇ：
０．２ｗｔ％以下、Ｚｎ：１．０ｗｔ％以下のうちから
一種以上、あるいはさらにＳｎ：０．２ｗｔ％以下を含
有することができる。極限変形能は、図１に示すよう
に、引張試験後の破断部の断面積変化率εで評価され
る。Ｔ0,Ｗ0 は引張試験前の試験片の板厚、板幅であ
り、Ｔ,Ｗ は試験後の破断部の板厚、板幅である。 ε＝−｛ln（Ｔ／Ｔ0 ）＋ln（Ｗ／Ｗ0 ）｝
合金板を提供する。 【解決手段】 Ｍｇ：０．１〜３．０wt％、Ｓｉ：０．
１〜２．５wt％、残部Ａｌを本質的成分として含有し、
極限変形能が０．８０以上とされる。合金成分として、
さらにＦｅ：１．０wt％以下、Ｍｎ：１．０wt％以下、
Ｃｒ：０．３wt％以下、Ｚｒ：０．３wt％以下、Ｖ：
０．３wt％以下、Ｔｉ：０．１wt％以下のうちから一種
以上、あるいはさらにＣｕ：１．０ｗｔ％以下、Ａｇ：
０．２ｗｔ％以下、Ｚｎ：１．０ｗｔ％以下のうちから
一種以上、あるいはさらにＳｎ：０．２ｗｔ％以下を含
有することができる。極限変形能は、図１に示すよう
に、引張試験後の破断部の断面積変化率εで評価され
る。Ｔ0,Ｗ0 は引張試験前の試験片の板厚、板幅であ
り、Ｔ,Ｗ は試験後の破断部の板厚、板幅である。 ε＝−｛ln（Ｔ／Ｔ0 ）＋ln（Ｗ／Ｗ0 ）｝
Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】本発明は、自動車ボディパネ
ル材等のプレス成形用素材として好適に使用される、優
れた曲げ加工性を備えたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板
に関する。
ル材等のプレス成形用素材として好適に使用される、優
れた曲げ加工性を備えたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板
に関する。
【０００２】
【従来の技術】地球環境問題を背景に、燃費向上を目的
とした自動車の軽量化の要求が高まってきており、自動
車ボディパネル材に対しても、鋼板などの鉄鋼材料にか
わってアルミニウム材料の適用が検討されてきている。
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系Ａｌ合金（５０００系Ａｌ
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、塗装焼き付け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−Ｍｇ−
Ｓｉ系Ａｌ合金（６０００系Ａｌ合金）が着目され、例
えばＡＡ６００９及びＡＡ６０１０や、特開平５−２９
５４７５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。
とした自動車の軽量化の要求が高まってきており、自動
車ボディパネル材に対しても、鋼板などの鉄鋼材料にか
わってアルミニウム材料の適用が検討されてきている。
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系Ａｌ合金（５０００系Ａｌ
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、塗装焼き付け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−Ｍｇ−
Ｓｉ系Ａｌ合金（６０００系Ａｌ合金）が着目され、例
えばＡＡ６００９及びＡＡ６０１０や、特開平５−２９
５４７５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。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、６００
０系Ａｌ合金は５０００系Ａｌ合金に比べてプレス成形
性が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、Ｓｉ以外の第３、４元素を添加した
り、或いは合金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。部品形状の複雑化に伴い、プ
レス成形性のうちでも特に曲げ加工性が重要である。曲
げ加工性に関しては、結晶粒径や析出物サイズの制御に
よる改善策（特開平０５−３２０８０９号公報）や結晶
粒のアスペクト比の制御（特開平０４−２１０４５４号
公報）等の取り組みがされてきているが、これらの改善
技術は５０００系Ａｌ合金が対象とされており、Ａｌ−
Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板では、固溶析出状態が
大きく変化するため、前記改善策を適用しても曲げ性改
善には限界があり、必ずしも実用に際しては十分な曲げ
加工性が得られているとは言えないのが現状である。こ
のため、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板に対して自動車
メーカーからさらなる曲げ加工性の向上が要求されてい
る。本発明はかかる問題に鑑みなされたもので、曲げ加
工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板を提供する
ことを目的とする。
０系Ａｌ合金は５０００系Ａｌ合金に比べてプレス成形
性が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、Ｓｉ以外の第３、４元素を添加した
り、或いは合金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。部品形状の複雑化に伴い、プ
レス成形性のうちでも特に曲げ加工性が重要である。曲
げ加工性に関しては、結晶粒径や析出物サイズの制御に
よる改善策（特開平０５−３２０８０９号公報）や結晶
粒のアスペクト比の制御（特開平０４−２１０４５４号
公報）等の取り組みがされてきているが、これらの改善
技術は５０００系Ａｌ合金が対象とされており、Ａｌ−
Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板では、固溶析出状態が
大きく変化するため、前記改善策を適用しても曲げ性改
善には限界があり、必ずしも実用に際しては十分な曲げ
加工性が得られているとは言えないのが現状である。こ
のため、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板に対して自動車
メーカーからさらなる曲げ加工性の向上が要求されてい
る。本発明はかかる問題に鑑みなされたもので、曲げ加
工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板を提供する
ことを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明者は、６０００系
Ａｌ合金板の曲げ加工性を忠実に反映する支配因子につ
いて鋭意研究したところ、結晶粒径や全伸びではなく、
極限変形能が最適であることを知見し、極限変形能を材
料指標として導入し、これを精緻に制御することで、曲
げ加工性を改善することができるとの観点からさらに研
究を進めた結果、本発明を完成した。極限変形能は、図
１に示すように、引張試験後の破断部の断面積変化率ε
で評価される。 ε＝−｛ln（Ｔ／Ｔ0 ）＋ln（Ｗ／Ｗ0 ）｝ ここに、Ｔ0,Ｗ0 は引張試験前の試験片の板厚、板幅で
あり、Ｔ,Ｗ は試験後の破断部の板厚、板幅である。
Ａｌ合金板の曲げ加工性を忠実に反映する支配因子につ
いて鋭意研究したところ、結晶粒径や全伸びではなく、
極限変形能が最適であることを知見し、極限変形能を材
料指標として導入し、これを精緻に制御することで、曲
げ加工性を改善することができるとの観点からさらに研
究を進めた結果、本発明を完成した。極限変形能は、図
１に示すように、引張試験後の破断部の断面積変化率ε
で評価される。 ε＝−｛ln（Ｔ／Ｔ0 ）＋ln（Ｗ／Ｗ0 ）｝ ここに、Ｔ0,Ｗ0 は引張試験前の試験片の板厚、板幅で
あり、Ｔ,Ｗ は試験後の破断部の板厚、板幅である。
【０００５】すなわち、本発明のＡｌ合金板は、Ｍｇ：
０．１〜３．０wt％、Ｓｉ：０．１〜２．５wt％、残部
Ａｌを本質的成分として含有し、極限変形能が０．８０
以上とされたものである。このＡｌ合金板において、合
金成分として、さらにＦｅ：１．０wt％以下、Ｍｎ：
１．０wt％以下、Ｃｒ：０．３wt％以下、Ｚｒ：０．３
wt％以下、Ｖ：０．３wt％以下、Ｔｉ：０．１wt％以下
のうちから一種または二種以上を組み合わせて含有する
ことができる。さらにまた、Ｃｕ：１．０ｗｔ％以下、
Ａｇ：０．２ｗｔ％以下、Ｚｎ：１．０ｗｔ％以下のう
ちから一種または二種以上を組み合わせて含有すること
ができる。さらにまた、Ｓｎ：０．２ｗｔ％以下を含有
することができる。
０．１〜３．０wt％、Ｓｉ：０．１〜２．５wt％、残部
Ａｌを本質的成分として含有し、極限変形能が０．８０
以上とされたものである。このＡｌ合金板において、合
金成分として、さらにＦｅ：１．０wt％以下、Ｍｎ：
１．０wt％以下、Ｃｒ：０．３wt％以下、Ｚｒ：０．３
wt％以下、Ｖ：０．３wt％以下、Ｔｉ：０．１wt％以下
のうちから一種または二種以上を組み合わせて含有する
ことができる。さらにまた、Ｃｕ：１．０ｗｔ％以下、
Ａｇ：０．２ｗｔ％以下、Ｚｎ：１．０ｗｔ％以下のう
ちから一種または二種以上を組み合わせて含有すること
ができる。さらにまた、Ｓｎ：０．２ｗｔ％以下を含有
することができる。
【０００６】
【発明の実施の形態】本発明のＡｌ合金板に関して、ま
ず、極限変形能について説明する。成形性改善のため
に、６０００系Ａｌ合金の曲げ性支配組織因子はこれま
でにいくつか明らかになっている。例えば、結晶粒径が
小さいほど曲げ性が改善するが、これ以外の因子（集合
組織、粒界析出、クラスター）も複雑に影響し合うた
め、後述の実施例から明らかなように、結晶粒径だけで
は曲げ加工性は決まらない。さらに、これらの組織因子
そのものの定量化が難しく、これらの因子を統一して説
明するための材料指標が必要である。このため、例え
ば、曲げ性に関連する材料指標として引張りの全伸びと
の相関関係が検討されている。しかし、後述の実施例か
ら明らかなように、全伸びが優れていても曲げ性が劣る
場合もあり、さらに必ずしも結晶粒径が微細でなくても
曲げ性が優れる場合もあり、これまでの材料指標では曲
げ性改善の指針を得ることができなかった。
ず、極限変形能について説明する。成形性改善のため
に、６０００系Ａｌ合金の曲げ性支配組織因子はこれま
でにいくつか明らかになっている。例えば、結晶粒径が
小さいほど曲げ性が改善するが、これ以外の因子（集合
組織、粒界析出、クラスター）も複雑に影響し合うた
め、後述の実施例から明らかなように、結晶粒径だけで
は曲げ加工性は決まらない。さらに、これらの組織因子
そのものの定量化が難しく、これらの因子を統一して説
明するための材料指標が必要である。このため、例え
ば、曲げ性に関連する材料指標として引張りの全伸びと
の相関関係が検討されている。しかし、後述の実施例か
ら明らかなように、全伸びが優れていても曲げ性が劣る
場合もあり、さらに必ずしも結晶粒径が微細でなくても
曲げ性が優れる場合もあり、これまでの材料指標では曲
げ性改善の指針を得ることができなかった。
【０００７】本発明者が鋭意努力して研究した結果、全
伸びではなく、極限変形能を精緻に制御することで、曲
げ加工性が改善されることを明らかにし、本発明を完成
した。この極限変形能は、既述したとおり、引張試験後
の破断部の断面積変化率εでで評価される。極限変形能
は、必ずしも全伸びとは対応せず、これまで曲げ性との
関係は明らかになっていなかったが、曲げ性のようなひ
ずみ分布が複雑で、かつ強ひずみがかかる場合には、極
限変形能のような局所的なひずみ分布と非常によく対応
することが明らかになった。かかる知見に基づいて、本
発明のＡｌ合金板では、極限変形能を０．８０以上、好
ましくは０．９０以上とする。これによって、後述の実
施例からあきらかなように優れた曲げ加工性が得られ
る。
伸びではなく、極限変形能を精緻に制御することで、曲
げ加工性が改善されることを明らかにし、本発明を完成
した。この極限変形能は、既述したとおり、引張試験後
の破断部の断面積変化率εでで評価される。極限変形能
は、必ずしも全伸びとは対応せず、これまで曲げ性との
関係は明らかになっていなかったが、曲げ性のようなひ
ずみ分布が複雑で、かつ強ひずみがかかる場合には、極
限変形能のような局所的なひずみ分布と非常によく対応
することが明らかになった。かかる知見に基づいて、本
発明のＡｌ合金板では、極限変形能を０．８０以上、好
ましくは０．９０以上とする。これによって、後述の実
施例からあきらかなように優れた曲げ加工性が得られ
る。
【０００８】次に、本発明のＡｌ合金板の化学成分限定
理由について説明する。単位はwt％である。 Ｍｇ：０．１〜３．０％ Ｓｉ：０．１〜２．５％ これらの元素は本発明の必須元素であって、ＧＰゾーン
と称されるＭｇ2Ｓｉ組成の集合体（クラスター）もし
くは中間相を形成し、ベーキング処理による効果に寄与
する重要な元素であり、各々の下限値未満あるいは上限
値を超えると前記集合体生成作用が過小となり、焼付硬
化効果が期待できないようになる。好ましくは、Ｍｇ：
０．４〜１．５％、Ｓｉ：０．４〜１．５％とするのが
よい。
理由について説明する。単位はwt％である。 Ｍｇ：０．１〜３．０％ Ｓｉ：０．１〜２．５％ これらの元素は本発明の必須元素であって、ＧＰゾーン
と称されるＭｇ2Ｓｉ組成の集合体（クラスター）もし
くは中間相を形成し、ベーキング処理による効果に寄与
する重要な元素であり、各々の下限値未満あるいは上限
値を超えると前記集合体生成作用が過小となり、焼付硬
化効果が期待できないようになる。好ましくは、Ｍｇ：
０．４〜１．５％、Ｓｉ：０．４〜１．５％とするのが
よい。
【０００９】本発明のＡｌ合金板は前記Ｍｇ、Ｓｉのほ
か、残部Ａｌを本質的成分として含有するが、その他不
可避的不純物を含むほか、さらに曲げ加工性やベーキン
グ特性をより向上させるための成分として下記の含有範
囲でＦｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｔｉの内から１種以
上（第１補助成分）、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎの内から１種以
上（第２補助成分）、Ｓｎを含有することができ、下記
の成分とすることができる。 (1) 本質的成分＋第１補助成分 (2) 本質的成分又は前記(1) の成分＋第２補助成分 (3) 本質的成分、前記(1) の成分又は前記(2) の成分＋
Ｓｎ
か、残部Ａｌを本質的成分として含有するが、その他不
可避的不純物を含むほか、さらに曲げ加工性やベーキン
グ特性をより向上させるための成分として下記の含有範
囲でＦｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｔｉの内から１種以
上（第１補助成分）、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎの内から１種以
上（第２補助成分）、Ｓｎを含有することができ、下記
の成分とすることができる。 (1) 本質的成分＋第１補助成分 (2) 本質的成分又は前記(1) の成分＋第２補助成分 (3) 本質的成分、前記(1) の成分又は前記(2) の成分＋
Ｓｎ
【００１０】前記第１補助成分の成分限定理由について
説明する。 Ｆｅ：１．０％以下 ＦｅはＦｅ系晶析出物（α−ＡｌＦｅＳｉ、β−ＡｌＦ
ｅＳｉ、Ａｌ6Ｆｅ 、Ａｌ6（Ｆｅ，Ｍｎ） ，Ａｌ
12（Ｆｅ，Ｍｎ）3Ｃｕ12、Ａｌ7Ｃｕ2Ｆｅ 等）を形成
し、結晶粒微細化効果、引いては曲げ加工性向上効果が
ある。しかし、過多に含有すると、粗大な晶出物が形成
され、曲げ加工性を劣化させる。このため、上限を１．
０％、好ましくは０．６％とする。なお、Ｆｅは、低コ
スト化のためのスクラップ材に不可避的に存在するた
め、これを利用することができる。
説明する。 Ｆｅ：１．０％以下 ＦｅはＦｅ系晶析出物（α−ＡｌＦｅＳｉ、β−ＡｌＦ
ｅＳｉ、Ａｌ6Ｆｅ 、Ａｌ6（Ｆｅ，Ｍｎ） ，Ａｌ
12（Ｆｅ，Ｍｎ）3Ｃｕ12、Ａｌ7Ｃｕ2Ｆｅ 等）を形成
し、結晶粒微細化効果、引いては曲げ加工性向上効果が
ある。しかし、過多に含有すると、粗大な晶出物が形成
され、曲げ加工性を劣化させる。このため、上限を１．
０％、好ましくは０．６％とする。なお、Ｆｅは、低コ
スト化のためのスクラップ材に不可避的に存在するた
め、これを利用することができる。
【００１１】Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：０．３％以
下、Ｚｒ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｔｉ：
０．１％以下 これらの元素は、Ｆｅと同様、結晶粒微細化効果を有
し、曲げ加工性向上に効果がある。しかし、上限を超え
ると粗大な化合物を形成し、これが破壊の起点となり、
曲げ加工性を劣化させる。好ましくは、Ｍｎ：０．６％
以下、Ｃｒ：０．２％以下、Ｚｒ：０．２％以下、Ｖ：
０．２％以下、Ｔｉ：０．０５％以下とするのがよい。
下、Ｚｒ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｔｉ：
０．１％以下 これらの元素は、Ｆｅと同様、結晶粒微細化効果を有
し、曲げ加工性向上に効果がある。しかし、上限を超え
ると粗大な化合物を形成し、これが破壊の起点となり、
曲げ加工性を劣化させる。好ましくは、Ｍｎ：０．６％
以下、Ｃｒ：０．２％以下、Ｚｒ：０．２％以下、Ｖ：
０．２％以下、Ｔｉ：０．０５％以下とするのがよい。
【００１２】次に前記第２補助成分について説明する。
第２補助成分はベーキング特性を向上させるための元素
である。 Ｃｕ：１．０％以下、Ａｇ：０．２％以下、Ｚｎ：１．
０％以下 これらの元素はベーキング時の時効硬化速度を向上させ
る作用を有する。しかし、上限値を超えると粗大な化合
物を形成して曲げ加工性を劣化させる。Ｃｕ添加では耐
食性も劣化する。好ましくは、Ｃｕ：０．６％以下、Ａ
ｇ：０．１％以下、Ｚｎ：０．６％以下とするのがよ
い。
第２補助成分はベーキング特性を向上させるための元素
である。 Ｃｕ：１．０％以下、Ａｇ：０．２％以下、Ｚｎ：１．
０％以下 これらの元素はベーキング時の時効硬化速度を向上させ
る作用を有する。しかし、上限値を超えると粗大な化合
物を形成して曲げ加工性を劣化させる。Ｃｕ添加では耐
食性も劣化する。好ましくは、Ｃｕ：０．６％以下、Ａ
ｇ：０．１％以下、Ｚｎ：０．６％以下とするのがよ
い。
【００１３】さらに、Ｓｎの限定理由について説明す
る。Ｓｎはベーキング特性を向上させるため、Ｓｎ：
０．２％以下を含有することができる。Ｓｎはベーキン
グ前の室温時効を抑制し、ベーキング時の時効を促進す
る。しかし、上限値を超えると粗大な化合物を形成して
曲げ加工性が劣化する。好ましくは、Ｓｎ：０．１％以
下とするのがよい。
る。Ｓｎはベーキング特性を向上させるため、Ｓｎ：
０．２％以下を含有することができる。Ｓｎはベーキン
グ前の室温時効を抑制し、ベーキング時の時効を促進す
る。しかし、上限値を超えると粗大な化合物を形成して
曲げ加工性が劣化する。好ましくは、Ｓｎ：０．１％以
下とするのがよい。
【００１４】本発明のＡｌ合金板は、鋳造、均質化処
理、熱間圧延、中間焼純（荒鈍）、冷間圧延、最終焼鈍
（溶体化処理）の工程を経て製造されるが、化学組成、
各工程の設定条件により得られる組織、極限変形能が変
わるので、一連の製造工程として総合的に選択して目的
とする極限変形能が得られればよい。もっとも、下記の
理由により最終焼純時の冷却速度を適切にコントロール
すること、及び最終焼鈍後に予備時効処理または／およ
び復元処理を行うことが好ましい。
理、熱間圧延、中間焼純（荒鈍）、冷間圧延、最終焼鈍
（溶体化処理）の工程を経て製造されるが、化学組成、
各工程の設定条件により得られる組織、極限変形能が変
わるので、一連の製造工程として総合的に選択して目的
とする極限変形能が得られればよい。もっとも、下記の
理由により最終焼純時の冷却速度を適切にコントロール
すること、及び最終焼鈍後に予備時効処理または／およ
び復元処理を行うことが好ましい。
【００１５】最終焼鈍時の冷却速度が速い方が粒界析出
（Ｍｇ2Ｓｉ 、単体Ｓｉ等）は抑制され、粒界析出が破
壊の起点として働く頻度を低下させるため、最終焼純時
の冷却速度は１００℃／ｓｅｃ以上とすることが望まし
い。
（Ｍｇ2Ｓｉ 、単体Ｓｉ等）は抑制され、粒界析出が破
壊の起点として働く頻度を低下させるため、最終焼純時
の冷却速度は１００℃／ｓｅｃ以上とすることが望まし
い。
【００１６】しかしながら、この様に最終焼鈍時の冷却
速度を１００℃／ｓｅｃ以上に速めても、粒界析出を完
全に抑制することはできない。粒界析出が起こると、粒
界付近の固溶元素量（Ｍｇ，Ｓｉ等）の低下をもたらす
一方、粒内のマトリックスでは過蝕和に固溶したＭｇ，
Ｓｉや凍結空孔によりクラスターが形成されて強度レベ
ルが増大するため、粒界近傍では強度レベルが相対的に
低下し、曲げ加工時に粒界近傍に応力が集中し破断を促
進する傾向をももたらす。このため、最終焼鈍後に予備
時効処理および／または復元処理を行うことによって粒
内のクラスター形成を抑制、あるいはクラスターを分解
することが重要となる。これにより粒界近傍、粒内の強
度レベル差が抑制され、粒界析出が多い場合でも曲げ加
工性を改善することができる。このとき、予備時効処理
は、６０〜８０℃あるいは２００℃以上の条件で行うこ
とが望ましく、復元処理は２００℃以上の条件で行うこ
とが望ましい。
速度を１００℃／ｓｅｃ以上に速めても、粒界析出を完
全に抑制することはできない。粒界析出が起こると、粒
界付近の固溶元素量（Ｍｇ，Ｓｉ等）の低下をもたらす
一方、粒内のマトリックスでは過蝕和に固溶したＭｇ，
Ｓｉや凍結空孔によりクラスターが形成されて強度レベ
ルが増大するため、粒界近傍では強度レベルが相対的に
低下し、曲げ加工時に粒界近傍に応力が集中し破断を促
進する傾向をももたらす。このため、最終焼鈍後に予備
時効処理および／または復元処理を行うことによって粒
内のクラスター形成を抑制、あるいはクラスターを分解
することが重要となる。これにより粒界近傍、粒内の強
度レベル差が抑制され、粒界析出が多い場合でも曲げ加
工性を改善することができる。このとき、予備時効処理
は、６０〜８０℃あるいは２００℃以上の条件で行うこ
とが望ましく、復元処理は２００℃以上の条件で行うこ
とが望ましい。
【００１７】その他の製造条件については、特に数値で
好ましい範囲を定めることはできないが、曲げ加工性に
とって好ましい傾向を発現させるには、仕上げ圧延の圧
下率は大きい方が良く、また最終焼鈍前の冷延率は高い
方が良く、さらにまた最終焼鈍温度は低い方が良い。以
下、実施例をあげて本発明をさらに具体的に説明する
が、本発明はかかる実施例によって限定的に解釈されな
いことは勿論である。
好ましい範囲を定めることはできないが、曲げ加工性に
とって好ましい傾向を発現させるには、仕上げ圧延の圧
下率は大きい方が良く、また最終焼鈍前の冷延率は高い
方が良く、さらにまた最終焼鈍温度は低い方が良い。以
下、実施例をあげて本発明をさらに具体的に説明する
が、本発明はかかる実施例によって限定的に解釈されな
いことは勿論である。
【００１８】
【実施例】下記表１に示すＡｌ合金をＤＣ鋳造あるいは
薄板連鋳で造塊し、得られた鋳塊を表２に示した種々の
仕上圧延条件で熱間圧延を行い、さらに中間焼鈍を施し
た後、種々の冷延率にて冷間圧延を行い、さらに種々の
溶体化処理（最終焼鈍）を行い、１ｍｍ厚さのＴ４材を
製造した。
薄板連鋳で造塊し、得られた鋳塊を表２に示した種々の
仕上圧延条件で熱間圧延を行い、さらに中間焼鈍を施し
た後、種々の冷延率にて冷間圧延を行い、さらに種々の
溶体化処理（最終焼鈍）を行い、１ｍｍ厚さのＴ４材を
製造した。
【００１９】得られたＴ４材について、ＪＩＳ５号引張
り試験を行い、全伸びの測定、破断面の断面測定を行っ
て極限変形能を求めた。また、同材より組織観察試験片
を採取し、平均結晶粒径、粒界析出量を求めた。平均結
晶粒径は光学顕微鏡で倍率１００倍で１０視野観察し、
切片法で測定した。また、粒界析出量はＴＥＭで倍率１
００００倍で１０視野観察し、全粒界の長さに対して析
出物で占められる粒界の長さの割合を粒界析出量と規定
して求めた。また、得られたＴ４材より長さ１８０ｍ
ｍ、幅３０ｍｍの曲げ加工試験片を採取し、非常に厳し
い曲げ加工条件の下で曲げ加工性評価を行った。前記曲
げ加工条件として、１０％の引張り予ひずみを加えた
後、１８０°曲げ試験（内側曲げ半径Ｒ＝０．５ｍｍ）
を行った。曲げ加工性は、割れ発生程度を５段階評価
（ＡＡ、Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ）で目視で評価し、割れのない
ものをＡＡ、Ａ、割れがわずかに認められるものをＢ、
割れが相当程度認められるものをＣ、割れが顕著に認め
られるもの（割れが曲げ部外表面の綾線部に沿ってほぼ
連続して生じたもの）をＤで評価した。その一例を図２
に示す。図２に付した番号は表２の試料No. を示し、評
価記号も併せて示した。
り試験を行い、全伸びの測定、破断面の断面測定を行っ
て極限変形能を求めた。また、同材より組織観察試験片
を採取し、平均結晶粒径、粒界析出量を求めた。平均結
晶粒径は光学顕微鏡で倍率１００倍で１０視野観察し、
切片法で測定した。また、粒界析出量はＴＥＭで倍率１
００００倍で１０視野観察し、全粒界の長さに対して析
出物で占められる粒界の長さの割合を粒界析出量と規定
して求めた。また、得られたＴ４材より長さ１８０ｍ
ｍ、幅３０ｍｍの曲げ加工試験片を採取し、非常に厳し
い曲げ加工条件の下で曲げ加工性評価を行った。前記曲
げ加工条件として、１０％の引張り予ひずみを加えた
後、１８０°曲げ試験（内側曲げ半径Ｒ＝０．５ｍｍ）
を行った。曲げ加工性は、割れ発生程度を５段階評価
（ＡＡ、Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ）で目視で評価し、割れのない
ものをＡＡ、Ａ、割れがわずかに認められるものをＢ、
割れが相当程度認められるものをＣ、割れが顕著に認め
られるもの（割れが曲げ部外表面の綾線部に沿ってほぼ
連続して生じたもの）をＤで評価した。その一例を図２
に示す。図２に付した番号は表２の試料No. を示し、評
価記号も併せて示した。
【００２０】
【表１】
【００２１】
【表２】
【００２２】表２によれば、例えば試料No. １１（比較
例）とNo. １７（発明例）とを比較すれば明らかなよう
に、平均結晶粒径がほぼ同じでも曲げ加工性が著しく異
なることがわかる。また、No. １（発明例）は結晶粒径
が４８μm と大きいにもかかわらず優れた曲げ加工性を
示している。また、前記No. １１は全伸びが良好である
が、曲げ加工性が劣っている。これらから、結晶粒径、
全伸びというような指標では曲げ加工性を正しく評価す
ることができないことが分かる。一方、本発明者の知見
による極限変形能を指標とすれば、本発明条件である
０．８０以上、特に０．９０以上で優れた伸び加工性が
得られていることがわかる。
例）とNo. １７（発明例）とを比較すれば明らかなよう
に、平均結晶粒径がほぼ同じでも曲げ加工性が著しく異
なることがわかる。また、No. １（発明例）は結晶粒径
が４８μm と大きいにもかかわらず優れた曲げ加工性を
示している。また、前記No. １１は全伸びが良好である
が、曲げ加工性が劣っている。これらから、結晶粒径、
全伸びというような指標では曲げ加工性を正しく評価す
ることができないことが分かる。一方、本発明者の知見
による極限変形能を指標とすれば、本発明条件である
０．８０以上、特に０．９０以上で優れた伸び加工性が
得られていることがわかる。
【００２３】
【発明の効果】以上説明したように、本発明のＡｌ−Ｍ
ｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板によれば、特定成分の下、曲げ加
工性を忠実に反映する極限変形能という指標を導入し、
極限変形能を０．８０以上としたので、優れた曲げ加工
性を得ることができ、複雑形状の成形に適したプレス成
形性に優れた６０００系Ａｌ合金板が提供される。
ｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板によれば、特定成分の下、曲げ加
工性を忠実に反映する極限変形能という指標を導入し、
極限変形能を０．８０以上としたので、優れた曲げ加工
性を得ることができ、複雑形状の成形に適したプレス成
形性に優れた６０００系Ａｌ合金板が提供される。
【図１】引張試験における試験片の破断状態を示す外観
斜視図を示す。
斜視図を示す。
【図２】実施例における曲げ加工試験結果における、種
々のＡｌ合金板試料の曲げ部を曲げ先端側から見た外観
組織およびその曲げ加工性評価レベルを示す図面代用写
真である。
々のＡｌ合金板試料の曲げ部を曲げ先端側から見た外観
組織およびその曲げ加工性評価レベルを示す図面代用写
真である。
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｍｇ：０．１〜３．０wt％、Ｓｉ：０．
１〜２．５wt％、残部Ａｌを本質的成分として含有し、
極限変形能が０．８０以上である、曲げ加工性に優れた
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板。 - 【請求項２】 合金成分として、さらにＦｅ：１．０wt
％以下、Ｍｎ：１．０wt％以下、Ｃｒ：０．３wt％以
下、Ｚｒ：０．３wt％以下、Ｖ：０．３wt％以下、Ｔ
ｉ：０．１wt％以下のうちから一種または二種以上を組
み合わせて含有する請求項１に記載した、曲げ加工性に
優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板。 - 【請求項３】 合金成分として、さらに、Ｃｕ：１．０
ｗｔ％以下、Ａｇ：０．２ｗｔ％以下、Ｚｎ：１．０ｗ
ｔ％以下のうちから一種または二種以上を組み合わせて
含有する請求項１又は２に記載した、曲げ加工性に優れ
たＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板。 - 【請求項４】 合金成分として、さらに、Ｓｎ：０．２
ｗｔ％以下を含有する請求項１〜３のいずれか１項に記
載した、曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合
金板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000303070A JP3752140B2 (ja) | 2000-10-03 | 2000-10-03 | 曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000303070A JP3752140B2 (ja) | 2000-10-03 | 2000-10-03 | 曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002105573A true JP2002105573A (ja) | 2002-04-10 |
| JP3752140B2 JP3752140B2 (ja) | 2006-03-08 |
Family
ID=18784323
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000303070A Expired - Lifetime JP3752140B2 (ja) | 2000-10-03 | 2000-10-03 | 曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3752140B2 (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006009140A (ja) * | 2004-01-07 | 2006-01-12 | Nippon Steel Corp | 塗装焼付け硬化性に優れた６０００系アルミニウム合金板およびその製造方法 |
| JP2011202284A (ja) * | 2004-01-07 | 2011-10-13 | Nippon Steel Corp | 塗装焼付け硬化性に優れた６０００系アルミニウム合金板の製造方法 |
| WO2015112450A1 (en) * | 2014-01-21 | 2015-07-30 | Alcoa Inc. | 6xxx aluminum alloys |
| WO2016190408A1 (ja) * | 2015-05-28 | 2016-12-01 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度アルミニウム合金板 |
| JP2017155267A (ja) * | 2016-02-29 | 2017-09-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 缶用鋼板およびその製造方法 |
| JP2020510759A (ja) * | 2017-03-08 | 2020-04-09 | ナノアル エルエルシー | 高性能５０００系アルミニウム合金 |
| CN115305421A (zh) * | 2022-07-25 | 2022-11-08 | 中南大学 | 调控高强铝合金残余应力和性能的热振动时效方法及装置 |
-
2000
- 2000-10-03 JP JP2000303070A patent/JP3752140B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| WO2015112450A1 (en) * | 2014-01-21 | 2015-07-30 | Alcoa Inc. | 6xxx aluminum alloys |
| US10190196B2 (en) | 2014-01-21 | 2019-01-29 | Arconic Inc. | 6XXX aluminum alloys |
| CN107532246A (zh) * | 2015-05-28 | 2018-01-02 | 株式会社神户制钢所 | 高强度铝合金板 |
| JP2016222958A (ja) * | 2015-05-28 | 2016-12-28 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度アルミニウム合金板 |
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| JP2020510759A (ja) * | 2017-03-08 | 2020-04-09 | ナノアル エルエルシー | 高性能５０００系アルミニウム合金 |
| US11814701B2 (en) | 2017-03-08 | 2023-11-14 | NanoAL LLC | High-performance 5000-series aluminum alloys |
| JP7401307B2 (ja) | 2017-03-08 | 2023-12-19 | ナノアル エルエルシー | 高性能５０００系アルミニウム合金 |
| CN115305421A (zh) * | 2022-07-25 | 2022-11-08 | 中南大学 | 调控高强铝合金残余应力和性能的热振动时效方法及装置 |
| CN115305421B (zh) * | 2022-07-25 | 2023-10-27 | 中南大学 | 调控高强铝合金残余应力和性能的热振动时效方法及装置 |
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|---|---|
| JP3752140B2 (ja) | 2006-03-08 |
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