JP2003129156A - 伸びフランジ性に優れたＡｌ合金板とその製法 - Google Patents
伸びフランジ性に優れたＡｌ合金板とその製法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】
【解決手段】 合金成分として、質量基準でＭｇ：0.1
〜3.0％とＳｉ：0.1〜2.5％を含むＡｌ合金板であっ
て、ｒ値とΔｒ値が下記式(1)の関係を満たす伸びフラ
ンジ性に優れたＡｌ合金板を開示する。 ｒ≦-0.722△ｒ＋0.5739……(1) ［式中、ｒは、Ａｌ板の圧延方向に対して平行方向(０
°)、直行方向（９０°）および斜交方向(４５°)の３
方向の個々のｒ値をｒ0，ｒ90，ｒ45としたとき、ｒ＝1
/4・（ｒ0＋ｒ90＋2・ｒ45）、△ｒ＝1/2・（ｒ0＋ｒ90
−2・ｒ45）を意味する］。
〜3.0％とＳｉ：0.1〜2.5％を含むＡｌ合金板であっ
て、ｒ値とΔｒ値が下記式(1)の関係を満たす伸びフラ
ンジ性に優れたＡｌ合金板を開示する。 ｒ≦-0.722△ｒ＋0.5739……(1) ［式中、ｒは、Ａｌ板の圧延方向に対して平行方向(０
°)、直行方向（９０°）および斜交方向(４５°)の３
方向の個々のｒ値をｒ0，ｒ90，ｒ45としたとき、ｒ＝1
/4・（ｒ0＋ｒ90＋2・ｒ45）、△ｒ＝1/2・（ｒ0＋ｒ90
−2・ｒ45）を意味する］。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は高強度で且つ成形加
工性に優れたＡｌ合金板とその製法に関し、殊に卓越し
た伸びフランジ性を有するＡｌ合金板と該合金板を確実
に得ることのできる製法に関するものである。
工性に優れたＡｌ合金板とその製法に関し、殊に卓越し
た伸びフランジ性を有するＡｌ合金板と該合金板を確実
に得ることのできる製法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、地球環境問題を背景に、燃費向上
を目的とした自動車などの軽量化の要求はますます高ま
ってきており、自動車ボディパネル材も鋼板などの鉄鋼
材に代わってＡｌ合金材の適用が検討されている。
を目的とした自動車などの軽量化の要求はますます高ま
ってきており、自動車ボディパネル材も鋼板などの鉄鋼
材に代わってＡｌ合金材の適用が検討されている。
【０００３】他方、自動車パネル材において、冷延鋼板
に代わるＡｌ合金板としては、当初Ａｌ−Ｍｇ系合金
（５０００系合金）が主に使用されてきた。しかしこの
系のＡｌ合金には、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等の問題がある。そこで、スト
レッチャーストレインマークの問題を生じることがな
く、しかも、焼付硬化性が良好で塗装焼付け時の耐力上
昇によって高強度化を図ることのできるＡ１−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系合金（６０００系合金）が注目され、例えばＡＡ６
００９合金やＡＡ６０１０合金、更には特開平５−２９
５４７５号公報に開示されているようなＡ１合金の適用
が検討されている。
に代わるＡｌ合金板としては、当初Ａｌ−Ｍｇ系合金
（５０００系合金）が主に使用されてきた。しかしこの
系のＡｌ合金には、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等の問題がある。そこで、スト
レッチャーストレインマークの問題を生じることがな
く、しかも、焼付硬化性が良好で塗装焼付け時の耐力上
昇によって高強度化を図ることのできるＡ１−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系合金（６０００系合金）が注目され、例えばＡＡ６
００９合金やＡＡ６０１０合金、更には特開平５−２９
５４７５号公報に開示されているようなＡ１合金の適用
が検討されている。
【０００４】ところが６０００系合金は、５０００系合
金に比べてプレス成形性が良くないため、改善策として
ＭｇやＳｉ以外の第三、四元素を添加し、或いは合金元
素の添加に併せて結晶粒径や晶析出物を微細化する方法
が試みられてきた。しかしこれらの方法でも、近年ます
ます厳しさを増している需要者の要望を満たすまでには
至っておらず、自動車メーカー等から更なる成形性の向
上が求められている。
金に比べてプレス成形性が良くないため、改善策として
ＭｇやＳｉ以外の第三、四元素を添加し、或いは合金元
素の添加に併せて結晶粒径や晶析出物を微細化する方法
が試みられてきた。しかしこれらの方法でも、近年ます
ます厳しさを増している需要者の要望を満たすまでには
至っておらず、自動車メーカー等から更なる成形性の向
上が求められている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明者らは上記の様
な状況の下で、高強度化の要望に応え得ると共に、成形
加工性にも優れたＡｌ合金の開発を期して研究を進めて
いる。そして本発明者らの予測では、最近におけるＡｌ
合金材の適用分野の拡大に伴って、特に自動車用途への
適性を高めるには、通常の曲げ加工性や張出し成形性、
深絞り性の他、伸びフランジ性も重要な要求特性になっ
てくると考えられる。
な状況の下で、高強度化の要望に応え得ると共に、成形
加工性にも優れたＡｌ合金の開発を期して研究を進めて
いる。そして本発明者らの予測では、最近におけるＡｌ
合金材の適用分野の拡大に伴って、特に自動車用途への
適性を高めるには、通常の曲げ加工性や張出し成形性、
深絞り性の他、伸びフランジ性も重要な要求特性になっ
てくると考えられる。
【０００６】本発明はこうした知見の下で、高強度化の
要望を満たし、且つ特に伸びフランジ性に優れたＡｌ合
金板を提供すると共に、そのような高性能のＡｌ合金板
を確実に得ることのできる製法を確立することにある。
要望を満たし、且つ特に伸びフランジ性に優れたＡｌ合
金板を提供すると共に、そのような高性能のＡｌ合金板
を確実に得ることのできる製法を確立することにある。
【０００７】
【課題を達成するための手段】上記課題を解決すること
のできた本発明に係る伸びフランジ性に優れたＡｌ合金
板とは、合金成分として、質量基準でＭｇ：０．１〜
３．０％とＳｉ：０．１〜２．５％を含むＡｌ合金板で
あって、ｒ値とΔｒ値が下記式(1)の関係を満たすもの
であるところに要旨が存在する。
のできた本発明に係る伸びフランジ性に優れたＡｌ合金
板とは、合金成分として、質量基準でＭｇ：０．１〜
３．０％とＳｉ：０．１〜２．５％を含むＡｌ合金板で
あって、ｒ値とΔｒ値が下記式(1)の関係を満たすもの
であるところに要旨が存在する。
【０００８】ｒ≦-0.722△ｒ＋0.5739……(1)
［式中、ｒは、Ａｌ板の圧延方向に対して平行方向(０
°)、直行方向（９０°）および斜交方向(４５°)の３
方向の個々のｒ値をｒ0，ｒ90，ｒ45としたとき、ｒ＝1
/4・（ｒ0＋ｒ90＋2・ｒ45）、△ｒ＝1/2・（ｒ0＋ｒ90
−2・ｒ45）を意味する］。
°)、直行方向（９０°）および斜交方向(４５°)の３
方向の個々のｒ値をｒ0，ｒ90，ｒ45としたとき、ｒ＝1
/4・（ｒ0＋ｒ90＋2・ｒ45）、△ｒ＝1/2・（ｒ0＋ｒ90
−2・ｒ45）を意味する］。
【０００９】本発明に係る上記Ａｌ合金の残部成分は実
質的にＡｌと不可避不純物であるが、基本合金元素であ
る上記Ｍｇ，Ｓｉに加えて、更にＭｎ：１．０％以下、
Ｃｒ：０．３％以下、Ｚｒ：０．３％以下、Ｖ：０．３
％以下、Ｔｉ：０．１％以下の少なくとも１種を含有さ
せると、それら各元素の結晶粒微細化効果によって成形
性を一層高めることができるので好ましい。
質的にＡｌと不可避不純物であるが、基本合金元素であ
る上記Ｍｇ，Ｓｉに加えて、更にＭｎ：１．０％以下、
Ｃｒ：０．３％以下、Ｚｒ：０．３％以下、Ｖ：０．３
％以下、Ｔｉ：０．１％以下の少なくとも１種を含有さ
せると、それら各元素の結晶粒微細化効果によって成形
性を一層高めることができるので好ましい。
【００１０】一方、Ａｌ合金スクラップ材などの有効利
用に伴って不可避的に含まれてくるＦｅもＡｌやその他
の金属との間で金属間化合物を形成し結晶粒を微粒化し
て成形性の向上に寄与するが、Ｆｅ含量が多くなり過ぎ
ると粗大晶出物が生成し成形性に悪影響を及ぼすように
なるので、Ｆｅ含量は１．０％以下に抑えることが望ま
しい。
用に伴って不可避的に含まれてくるＦｅもＡｌやその他
の金属との間で金属間化合物を形成し結晶粒を微粒化し
て成形性の向上に寄与するが、Ｆｅ含量が多くなり過ぎ
ると粗大晶出物が生成し成形性に悪影響を及ぼすように
なるので、Ｆｅ含量は１．０％以下に抑えることが望ま
しい。
【００１１】また、更に他の元素として、Ｃｕ：１．０
％以下および／またはＺｎ：１．０％以下を含有させる
ことは、ベーキング時における時効硬化速度を高めるこ
とができ、又適量のＣｕは耐食性の向上にも寄与するの
で有効である。
％以下および／またはＺｎ：１．０％以下を含有させる
ことは、ベーキング時における時効硬化速度を高めるこ
とができ、又適量のＣｕは耐食性の向上にも寄与するの
で有効である。
【００１２】また本発明の製法は、上記要件を満たす伸
びフランジ性に優れたＡｌ合金板を確実に製造すること
のできる方法として位置付けられるもので、上記化学成
分の要件を満たすＡｌ合金を使用し、熱間圧延後の冷間
圧延および荒鈍を下記の条件で実施するところに要旨が
存在する。
びフランジ性に優れたＡｌ合金板を確実に製造すること
のできる方法として位置付けられるもので、上記化学成
分の要件を満たすＡｌ合金を使用し、熱間圧延後の冷間
圧延および荒鈍を下記の条件で実施するところに要旨が
存在する。
【００１３】1)冷間圧延前の荒鈍工程における昇温速度
を１００℃／ｍｉｎ以上とし、 2)冷間圧延前の荒鈍温度を４５０℃以上とし、 3)冷間圧延前の荒鈍保持時間を１０００ｓｅｃ以下と
し、 4)荒鈍後の冷却速度を６００℃／ｍｉｎ以上とし、 5)最終焼鈍前の冷延率を６５％以上とする。
を１００℃／ｍｉｎ以上とし、 2)冷間圧延前の荒鈍温度を４５０℃以上とし、 3)冷間圧延前の荒鈍保持時間を１０００ｓｅｃ以下と
し、 4)荒鈍後の冷却速度を６００℃／ｍｉｎ以上とし、 5)最終焼鈍前の冷延率を６５％以上とする。
【００１４】
【発明の実施の形態】本発明者らは前述したような従来
技術の下で、高強度化の要求を満たすと共に、特に伸び
フランジ性の向上を期して改良研究を進めてきた。そし
て、まずＡｌ合金の強度や伸び特性と伸びフランジ性と
の間に相関性が存在するか否かについて確認実験を行っ
た。
技術の下で、高強度化の要求を満たすと共に、特に伸び
フランジ性の向上を期して改良研究を進めてきた。そし
て、まずＡｌ合金の強度や伸び特性と伸びフランジ性と
の間に相関性が存在するか否かについて確認実験を行っ
た。
【００１５】その結果は図１〜４に示した通りであり、
強度や耐力および伸び（均一伸び、局部伸び、局部伸び
異方性）と伸びフランジ性の間には格別の相関性は認め
られなかった。
強度や耐力および伸び（均一伸び、局部伸び、局部伸び
異方性）と伸びフランジ性の間には格別の相関性は認め
られなかった。
【００１６】ところが、図５，６に示す如くｒ値（ラン
クフォード値）とΔｒ値（ランクフォード値の異方性）
の間にはある相関を有していることが確認され、これら
の値を適正に制御すれば、安定して高レベルの伸びフラ
ンジ性が保障されるとの確信を得た。ここでｒ値とは、
前述の如くＡｌ板の圧延方向に対して平行方向(０°)、
直行方向（９０°）および斜交方向(４５°)の３方向の
個々のｒ値をｒ0，ｒ9 0，ｒ45としたとき、ｒ＝1/4・
（ｒ0＋ｒ90＋2・ｒ45）、△ｒ＝1/2・（ｒ0＋ｒ9 0−2・
ｒ45）、すなわち異方性を意味する。
クフォード値）とΔｒ値（ランクフォード値の異方性）
の間にはある相関を有していることが確認され、これら
の値を適正に制御すれば、安定して高レベルの伸びフラ
ンジ性が保障されるとの確信を得た。ここでｒ値とは、
前述の如くＡｌ板の圧延方向に対して平行方向(０°)、
直行方向（９０°）および斜交方向(４５°)の３方向の
個々のｒ値をｒ0，ｒ9 0，ｒ45としたとき、ｒ＝1/4・
（ｒ0＋ｒ90＋2・ｒ45）、△ｒ＝1/2・（ｒ0＋ｒ9 0−2・
ｒ45）、すなわち異方性を意味する。
【００１７】そこで、伸びフランジ特性の評価にバーリ
ング試験で求められる「λ率」を採用し、ｒ値とΔｒ値
が該「λ率」に及ぼす影響として整理したところ、図７
に示すような傾向を有していることが確認された。
ング試験で求められる「λ率」を採用し、ｒ値とΔｒ値
が該「λ率」に及ぼす影響として整理したところ、図７
に示すような傾向を有していることが確認された。
【００１８】図７からも明らかな様に、ｒ値を縦軸、Δ
ｒ値を横軸としたとき、所定の「λ率」を保障するため
のｒ値とΔｒ値の間には右下がりで一定勾配の１次直線
として整理することができ、現在本発明者らが目標とし
ている「λ≧６０％」を確保するには、前記式(1)とし
て示した如く「ｒ≦-0.722△ｒ＋0.5739」を満足せしめ
ればよいことが確認された。従って、本発明で意図する
高レベルの伸びフランジ性を確保するには、ＪＩＳ５号
引張試験によって求められるｒ値とΔｒ値を基準とし、
両者の関係が前記式(1)の関係を満足し得るように合金
組成や熱処理条件などを適正に制御すればよいのであ
る。
ｒ値を横軸としたとき、所定の「λ率」を保障するため
のｒ値とΔｒ値の間には右下がりで一定勾配の１次直線
として整理することができ、現在本発明者らが目標とし
ている「λ≧６０％」を確保するには、前記式(1)とし
て示した如く「ｒ≦-0.722△ｒ＋0.5739」を満足せしめ
ればよいことが確認された。従って、本発明で意図する
高レベルの伸びフランジ性を確保するには、ＪＩＳ５号
引張試験によって求められるｒ値とΔｒ値を基準とし、
両者の関係が前記式(1)の関係を満足し得るように合金
組成や熱処理条件などを適正に制御すればよいのであ
る。
【００１９】そこで、上記式(1)を満足せしめ得るため
の合金組成や製造条件について説明する。
の合金組成や製造条件について説明する。
【００２０】まず、Ａｌ合金の成分組成について説明す
ると、用いるＡｌ合金は６０００系で適量のＭｇとＳｉ
を必須とする。即ちＭｇとＳｉは、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、ベーキング処理効果を向上させる上で欠く
ことのできない元素であり、それらの作用を有効に発揮
させるには、Ｍｇ，Ｓｉ共に０．１％以上含有させねば
ならない。しかし、それらの作用はＭｇ含量が３．０
％、Ｓｉ含量が２．５％で飽和するばかりでなく、上記
式(1)で定める最適なｒ値と△ｒ値の関係を満足し得な
くなり、本発明で意図するレベルの伸びフランジ性が確
保できなくなる。ベーキング効果と伸びフランジ性の双
方を高める上でより好ましいＭｇ含量は０．４％以上、
２．５％以下、より好ましいＳｉ含量は０．６％以上、
２．０％以下である。
ると、用いるＡｌ合金は６０００系で適量のＭｇとＳｉ
を必須とする。即ちＭｇとＳｉは、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、ベーキング処理効果を向上させる上で欠く
ことのできない元素であり、それらの作用を有効に発揮
させるには、Ｍｇ，Ｓｉ共に０．１％以上含有させねば
ならない。しかし、それらの作用はＭｇ含量が３．０
％、Ｓｉ含量が２．５％で飽和するばかりでなく、上記
式(1)で定める最適なｒ値と△ｒ値の関係を満足し得な
くなり、本発明で意図するレベルの伸びフランジ性が確
保できなくなる。ベーキング効果と伸びフランジ性の双
方を高める上でより好ましいＭｇ含量は０．４％以上、
２．５％以下、より好ましいＳｉ含量は０．６％以上、
２．０％以下である。
【００２１】本発明における必須の含有元素は上記Ｍｇ
とＳｉで、残部はＡｌと不可避不純物である。Ｆｅも不
可避不純物の一つ挙げられるが、例えば、α−ＡｌＦｅ
Ｓｉ、β−ＡｌＦｅＳｉ，Ａｌ6Ｆｅ，Ａｌ6（Ｆｅ，Ｍ
ｎ）、Ａｌ12（Ｆｅ，Ｍｎ） 3Ｃｕ12、Ａｌ7Ｃｕ2Ｆｅ
等のＦｅ系晶析出物を形成し、結晶粒を微細化して強度
特性や延性に好影響与える有効元素としても作用する。
しかし、Ｆｅ含量が１．０％を超えると、粗大な晶出物
が形成され易くなるばかりでなく、式(1)で規定する最
適ｒ値と△ｒ値の関係も満たさなくなり、成形性が劣悪
になるので、１．０％以下、より好ましくは０．５％以
下に抑えねばならない。
とＳｉで、残部はＡｌと不可避不純物である。Ｆｅも不
可避不純物の一つ挙げられるが、例えば、α−ＡｌＦｅ
Ｓｉ、β−ＡｌＦｅＳｉ，Ａｌ6Ｆｅ，Ａｌ6（Ｆｅ，Ｍ
ｎ）、Ａｌ12（Ｆｅ，Ｍｎ） 3Ｃｕ12、Ａｌ7Ｃｕ2Ｆｅ
等のＦｅ系晶析出物を形成し、結晶粒を微細化して強度
特性や延性に好影響与える有効元素としても作用する。
しかし、Ｆｅ含量が１．０％を超えると、粗大な晶出物
が形成され易くなるばかりでなく、式(1)で規定する最
適ｒ値と△ｒ値の関係も満たさなくなり、成形性が劣悪
になるので、１．０％以下、より好ましくは０．５％以
下に抑えねばならない。
【００２２】また、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ，Ｔｉの各元
素も結晶粒微細化効果を有しており、成形性の向上に寄
与するので、これらの１種以上を積極的に含有させるこ
とも有効である。しかし、Ｍｎ含量が１．０％、Ｃｒ含
量が０．３％、Ｚｒ含量が０．３％、Ｖ含量が０．３
％、Ｔｉ含量が０．１％を超えると、粗大な化合物が生
成して破壊の起点となり、また式(1)で定める最適ｒ値
と△ｒ値の関係も満たさなくなって成形性が劣化するの
で、それぞれ上記含有量以下に抑えねばならない。
素も結晶粒微細化効果を有しており、成形性の向上に寄
与するので、これらの１種以上を積極的に含有させるこ
とも有効である。しかし、Ｍｎ含量が１．０％、Ｃｒ含
量が０．３％、Ｚｒ含量が０．３％、Ｖ含量が０．３
％、Ｔｉ含量が０．１％を超えると、粗大な化合物が生
成して破壊の起点となり、また式(1)で定める最適ｒ値
と△ｒ値の関係も満たさなくなって成形性が劣化するの
で、それぞれ上記含有量以下に抑えねばならない。
【００２３】またＣｕとＺｎは、ベーキング時の時効硬
化速度を高める作用を有しているので、積極的に含有さ
せることも有効である。しかし夫々１．０％を超えて過
度に含有させると粗大な化合物が生成し、また式(1)で
規定する最適ｒ値と△ｒ値の関係も満たさなくなって成
形性が劣化し、また、Ｃｕの過度の添加は耐食性にも悪
影響を及ぼすので、夫々1．０％以下に抑えなければな
らない。
化速度を高める作用を有しているので、積極的に含有さ
せることも有効である。しかし夫々１．０％を超えて過
度に含有させると粗大な化合物が生成し、また式(1)で
規定する最適ｒ値と△ｒ値の関係も満たさなくなって成
形性が劣化し、また、Ｃｕの過度の添加は耐食性にも悪
影響を及ぼすので、夫々1．０％以下に抑えなければな
らない。
【００２４】次に、Ａｌ合金板の製造条件について説明
すると、通常のＡｌ合金板は鋳造→均質化熱処理→熱間
圧延→中間焼鈍→冷間圧延→最終焼鈍の各工程を経て製
造されるが、用いるＡｌ合金の化学組成や各工程の設定
条件によって得られる物性や異方性の状態は変わるの
で、一連の製造工程として総合的に条件を選択して決定
すべきであって、個々の工程毎に条件を厳密に設定する
ことは必ずしも適切ではない。
すると、通常のＡｌ合金板は鋳造→均質化熱処理→熱間
圧延→中間焼鈍→冷間圧延→最終焼鈍の各工程を経て製
造されるが、用いるＡｌ合金の化学組成や各工程の設定
条件によって得られる物性や異方性の状態は変わるの
で、一連の製造工程として総合的に条件を選択して決定
すべきであって、個々の工程毎に条件を厳密に設定する
ことは必ずしも適切ではない。
【００２５】しかし、前記成分組成のＡｌ合金を用いた
加工条件として本発明者らが検討したところによると、
下記の条件を採用すれば、本発明で意図する優れた伸び
フランジ性のＡｌ合金が確実に得られることを確認して
いる。即ち、 1)冷間圧延前の荒鈍には急速加熱を行うのがよく、好ま
しくは１００℃／ｍｉｎ以上、より好ましくは６００℃
／ｍｉｎ以上を採用し、 2)冷間圧延前の荒鈍温度は高温が望ましく、好ましくは
４５０℃以上、より好ましくは４９０℃以上とし、 3)冷間圧延前の荒鈍保持時間は短時間がよく、好ましく
は１０００ｓｅｃ以下、より好ましくは３００ｓｅｃ以
下に設定し、 4)荒鈍後の冷却速度は急速冷却がよく、好ましくは６０
０℃／ｍｉｎ以上、より好ましくは１５００℃／ｍｉｎ
以上とし、 5)最終焼鈍前の冷延率は高いほうがよく、好ましくは６
５％以上、より好ましくは７５％以上で行うのがよく、
これらの条件を適切に組み合わせて実施することで、本
発明の前記要件を満たす伸びフランジ性に優れたＡｌ合
金板を得ることが可能となる。
加工条件として本発明者らが検討したところによると、
下記の条件を採用すれば、本発明で意図する優れた伸び
フランジ性のＡｌ合金が確実に得られることを確認して
いる。即ち、 1)冷間圧延前の荒鈍には急速加熱を行うのがよく、好ま
しくは１００℃／ｍｉｎ以上、より好ましくは６００℃
／ｍｉｎ以上を採用し、 2)冷間圧延前の荒鈍温度は高温が望ましく、好ましくは
４５０℃以上、より好ましくは４９０℃以上とし、 3)冷間圧延前の荒鈍保持時間は短時間がよく、好ましく
は１０００ｓｅｃ以下、より好ましくは３００ｓｅｃ以
下に設定し、 4)荒鈍後の冷却速度は急速冷却がよく、好ましくは６０
０℃／ｍｉｎ以上、より好ましくは１５００℃／ｍｉｎ
以上とし、 5)最終焼鈍前の冷延率は高いほうがよく、好ましくは６
５％以上、より好ましくは７５％以上で行うのがよく、
これらの条件を適切に組み合わせて実施することで、本
発明の前記要件を満たす伸びフランジ性に優れたＡｌ合
金板を得ることが可能となる。
【００２６】ちなみに、従来から実施されているＡｌ合
金板の荒鈍条件は、設備的な制約もあって、通常は昇温
速度が遅く（１℃／ｍｉｎ程度以下）、荒鈍時間は長く
（１時間程度以上）、冷却速度は遅い（１℃／ｍｉｎ程
度以下）。また荒鈍温度については、３５０〜５５０℃
の範囲で所望される特性に合わせて適宜設定されている
のが実情であった(後記実施例のＮｏ．１３〜１５参
照)。
金板の荒鈍条件は、設備的な制約もあって、通常は昇温
速度が遅く（１℃／ｍｉｎ程度以下）、荒鈍時間は長く
（１時間程度以上）、冷却速度は遅い（１℃／ｍｉｎ程
度以下）。また荒鈍温度については、３５０〜５５０℃
の範囲で所望される特性に合わせて適宜設定されている
のが実情であった(後記実施例のＮｏ．１３〜１５参
照)。
【００２７】実験室レベルでは、高速加熱や短時間加熱
も検討されたことがないわけではなかろうが、本発明者
らの知る限りでは、冷却速度とＡｌ合金の特性との関係
について検討された例はなく、ましてや、Ａｌ合金板の
伸びフランジ性の向上を期して荒鈍の昇温速度、加熱温
度、加熱時間、冷却速度の各条件と特性バランスを検討
した例はない。
も検討されたことがないわけではなかろうが、本発明者
らの知る限りでは、冷却速度とＡｌ合金の特性との関係
について検討された例はなく、ましてや、Ａｌ合金板の
伸びフランジ性の向上を期して荒鈍の昇温速度、加熱温
度、加熱時間、冷却速度の各条件と特性バランスを検討
した例はない。
【００２８】いずれにしても、適切な成分組成のＡｌ合
金を使用し、本発明で規定する前掲の製造条件を適切に
組み合わせて実施すれば、優れた伸びフランジ性を与え
る組織状態や異方性が確保され、本発明の要件を満たす
Ａｌ合金を確実に得ることが可能となる。
金を使用し、本発明で規定する前掲の製造条件を適切に
組み合わせて実施すれば、優れた伸びフランジ性を与え
る組織状態や異方性が確保され、本発明の要件を満たす
Ａｌ合金を確実に得ることが可能となる。
【００２９】かくして得られる本発明のＡｌ合金板は優
れた伸びフランジ性を有しているので、自動車用の内板
材や構造部材などを始めとして、電車や航空機、船舶、
家電製品などの板材用として、特に意匠性向上のため複
雑形状への成形加工を要する分野に幅広く有効に活用で
きる。
れた伸びフランジ性を有しているので、自動車用の内板
材や構造部材などを始めとして、電車や航空機、船舶、
家電製品などの板材用として、特に意匠性向上のため複
雑形状への成形加工を要する分野に幅広く有効に活用で
きる。
【００３０】
【実施例】以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に
説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限
を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範
囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、そ
れらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限
を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範
囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、そ
れらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００３１】実施例
下記表１，３に示すＡ１合金をＤＣ鋳造あるいは薄板連
鋳によって鋳造し、得られた鋳塊に５５０℃×４ｈｒの
均質化熱処理を施してから熱間圧延を行う。得られた各
熱延材について、表２，４に示す種々の条件で荒鈍およ
び冷間圧延を行い、厚さ１ｍｍのＴ４材を得た。
鋳によって鋳造し、得られた鋳塊に５５０℃×４ｈｒの
均質化熱処理を施してから熱間圧延を行う。得られた各
熱延材について、表２，４に示す種々の条件で荒鈍およ
び冷間圧延を行い、厚さ１ｍｍのＴ４材を得た。
【００３２】得られたＴ４材について、ＪＩＳ ５号引
張り試験によりｒ値と△ｒ値を測定すると共に、伸びフ
ランジ特性を評価するためバーリング試験を行った。な
おバーリング試験は、１辺が１００ｍｍの正方形の板に
直径１０ｍｍの穴を打ち抜く。そして、直径２５ｍｍの
６０°円錐ポンチを用いて、バリを上面（ダイス面）側
とし潤滑油として防錆油を用いて、しわ押さえ力４．０
トン、ポンチ速度１０ｍ／ｍｉｎでバーリング試験を行
い、前記打抜き穴の縁に破断が発生した段階でポンチを
止め、破断後の穴内径（ｄs）と成形試験前の初期穴径
（ｄ0）から下記式によってバーリング率（λ）を求め
た。
張り試験によりｒ値と△ｒ値を測定すると共に、伸びフ
ランジ特性を評価するためバーリング試験を行った。な
おバーリング試験は、１辺が１００ｍｍの正方形の板に
直径１０ｍｍの穴を打ち抜く。そして、直径２５ｍｍの
６０°円錐ポンチを用いて、バリを上面（ダイス面）側
とし潤滑油として防錆油を用いて、しわ押さえ力４．０
トン、ポンチ速度１０ｍ／ｍｉｎでバーリング試験を行
い、前記打抜き穴の縁に破断が発生した段階でポンチを
止め、破断後の穴内径（ｄs）と成形試験前の初期穴径
（ｄ0）から下記式によってバーリング率（λ）を求め
た。
【００３３】λ：（ｄs−ｄ0）／ｄ0×１００
破断後の穴内径については、圧延方向と、圧延方向に垂
直な方向でそれぞれ測定し、バーリング率を各々求めた
後に平均を取って、各サンプルのバーリング率とした。
さらに、各サンプルについて３回のバーリング試験を行
い、その平均値を最終的にバーリング率（λ）とし、結
果を表３，４に纏めた。
直な方向でそれぞれ測定し、バーリング率を各々求めた
後に平均を取って、各サンプルのバーリング率とした。
さらに、各サンプルについて３回のバーリング試験を行
い、その平均値を最終的にバーリング率（λ）とし、結
果を表３，４に纏めた。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】
【表３】
【００３７】
【表４】
【００３８】表１〜４より、次の様に考えることができ
る。
る。
【００３９】Ｎｏ．１〜１０および１６〜２０は、何れ
も本発明の規定要件を満たす実施例であり、Ａｌ合金材
の成分組成、冷延率、荒鈍の温度、昇温速度、時間およ
び荒鈍後の冷却速度が全て適切で、ｒ値とΔｒ値の関係
は前記式(1)の関係を満たしており、伸びフランジ性の
指標となる「λ」は何れも６０％以上の高い値を示して
いる。
も本発明の規定要件を満たす実施例であり、Ａｌ合金材
の成分組成、冷延率、荒鈍の温度、昇温速度、時間およ
び荒鈍後の冷却速度が全て適切で、ｒ値とΔｒ値の関係
は前記式(1)の関係を満たしており、伸びフランジ性の
指標となる「λ」は何れも６０％以上の高い値を示して
いる。
【００４０】これらに対し、Ｎｏ．１１〜１５および２
１〜２４は、Ａｌ合金の成分組成が不適切であるか、或
いは冷延率や荒鈍条件が不適切であるため、ｒ値とΔｒ
値の関係が前記式(1)の関係を満たしておらず、「λ」
はいずれも５０％以下の低い値しか得られていない。
１〜２４は、Ａｌ合金の成分組成が不適切であるか、或
いは冷延率や荒鈍条件が不適切であるため、ｒ値とΔｒ
値の関係が前記式(1)の関係を満たしておらず、「λ」
はいずれも５０％以下の低い値しか得られていない。
【００４１】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、特
にｒ値とΔｒ値の関係を特定することにより、自動車用
などの鉄鋼板代替として実用可能な高強度で且つ伸びフ
ランジ性に優れたＡｌ合金板とその製法を提供し得るこ
とになった。
にｒ値とΔｒ値の関係を特定することにより、自動車用
などの鉄鋼板代替として実用可能な高強度で且つ伸びフ
ランジ性に優れたＡｌ合金板とその製法を提供し得るこ
とになった。
【図１】Ａｌ合金板の強度および耐力と伸びフランジ性
の関係を示すグラフである。
の関係を示すグラフである。
【図２】Ａｌ合金板の均一伸びと伸びフランジ性の関係
を示すグラフである。
を示すグラフである。
【図３】Ａｌ合金板の局部伸びと伸びフランジ性の関係
を示すグラフである。
を示すグラフである。
【図４】Ａｌ合金板の局部伸び異方性と伸びフランジ性
の関係を示すグラフである。
の関係を示すグラフである。
【図５】Ａｌ合金板のｒ値と伸びフランジ性の関係を示
すグラフである。
すグラフである。
【図６】Ａｌ合金板のΔｒ値と伸びフランジ性の関係を
示すグラフである。
示すグラフである。
【図７】バーリング率（λ）に与えるr値とΔr値の影響
を整理して示すグラフである。
を整理して示すグラフである。
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 1/00 ６８３ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８３
６８４ ６８４Ｃ
６８５ ６８５Ｚ
６８６ ６８６Ａ
６９１ ６９１Ａ
６９１Ｂ
６９１Ｃ
６９２ ６９２Ａ
６９４ ６９４Ａ
Claims (6)
- 【請求項１】 合金成分として、質量基準でＭｇ：０．
１〜３．０％とＳｉ：０．１〜２．５％を含むＡｌ合金
板であって、ｒ値とΔｒ値が下記式(1)の関係を満たす
ことを特徴とする伸びフランジ性に優れたＡｌ合金板。 ｒ≦-0.722△ｒ＋0.5739……(1) ［式中、ｒは、Ａｌ板の圧延方向に対して平行方向(０
°)、直行方向（９０°）および斜交方向(４５°)の３
方向の個々のｒ値をｒ0，ｒ90，ｒ45としたとき、ｒ＝1
/4・（ｒ0＋ｒ90＋2・ｒ45）、△ｒ＝1/2・（ｒ0＋ｒ90
−2・ｒ45）を意味する］。 - 【請求項２】 不可避的に含まれるＦｅ含量が１．０％
以下である請求項１に記載のＡｌ合金板。 - 【請求項３】 他の合金成分として、Ｍｎ：１．０％以
下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｚｒ：０．３％以下、Ｖ：
０．３％以下、Ｔｉ：０．１％以下の少なくとも１種を
含むものである請求項１または２に記載のＡｌ合金板。 - 【請求項４】 更に他の合金成分として、Ｃｕ：１．０
％以下および／またはＺｎ：１．０％以下を含むもので
ある請求項１〜３の何れかに記載のＡｌ合金板。 - 【請求項５】 残部がＡｌと不可避不純物である請求項
１〜４のいずれかに記載のＡｌ合金板。 - 【請求項６】 前記請求項１〜５のいずれかに規定され
る化学成分の要件を満たすＡｌ合金を使用し、熱間圧延
後の冷間圧延および荒鈍を下記の条件で実施することを
特徴とする伸びフランジ性に優れたＡｌ合金板の製法。 1)冷間圧延前の荒鈍工程における昇温速度を１００℃／
ｍｉｎ以上とし、 2)冷間圧延前の荒鈍温度を４５０℃以上とし、 3)冷間圧延前の荒鈍保持時間を１０００ｓｅｃ以下と
し、 4)荒鈍後の冷却速度を６００℃／ｍｉｎ以上とし、 5)最終焼鈍前の冷延率を６５％以上とする。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001324072A JP2003129156A (ja) | 2001-10-22 | 2001-10-22 | 伸びフランジ性に優れたＡｌ合金板とその製法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001324072A JP2003129156A (ja) | 2001-10-22 | 2001-10-22 | 伸びフランジ性に優れたＡｌ合金板とその製法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003129156A true JP2003129156A (ja) | 2003-05-08 |
Family
ID=19140870
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001324072A Withdrawn JP2003129156A (ja) | 2001-10-22 | 2001-10-22 | 伸びフランジ性に優れたＡｌ合金板とその製法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2003129156A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1564308A1 (de) * | 2004-02-11 | 2005-08-17 | ALUMINIUM RHEINFELDEN GmbH | Gussbauteil aus einer Aluminiumlegierung |
| 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 |
| JP2006257506A (ja) * | 2005-03-17 | 2006-09-28 | Kobe Steel Ltd | 伸びフランジ性および曲げ加工性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 |
| JP2006291338A (ja) * | 2005-04-14 | 2006-10-26 | Kobe Steel Ltd | 成形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 |
| JP2012531521A (ja) * | 2009-06-30 | 2012-12-10 | ハイドロ アルミニウム ドイチュラント ゲー エム ベー ハー | 高い成形性要求を有する用途のためのＡｌＭｇＳｉストリップ |
| JP2018507959A (ja) * | 2015-01-23 | 2018-03-22 | アルコニック インク． | アルミニウム合金製品 |
-
2001
- 2001-10-22 JP JP2001324072A patent/JP2003129156A/ja not_active Withdrawn
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JP4495623B2 (ja) * | 2005-03-17 | 2010-07-07 | 株式会社神戸製鋼所 | 伸びフランジ性および曲げ加工性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 |
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| US10047422B2 (en) | 2009-06-30 | 2018-08-14 | Hydro Aluminium Deutschland Gmbh | AlMgSi strip for applications having high formability requirements |
| US10612115B2 (en) | 2009-06-30 | 2020-04-07 | Hydro Aluminium Deutschland Gmbh | AlMgSi strip for applications having high formability requirements |
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| US11261507B2 (en) | 2015-01-23 | 2022-03-01 | Arconic Technologies Llc | Aluminum alloy products |
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|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
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