JP2003221637A - 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 - Google Patents
成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法Info
- Publication number
- JP2003221637A JP2003221637A JP2002023157A JP2002023157A JP2003221637A JP 2003221637 A JP2003221637 A JP 2003221637A JP 2002023157 A JP2002023157 A JP 2002023157A JP 2002023157 A JP2002023157 A JP 2002023157A JP 2003221637 A JP2003221637 A JP 2003221637A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- aluminum alloy
- temperature
- intermetallic compound
- compound particles
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Metal Rolling (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 自動車用ボディシート等として、ヘム曲げ性
が優れたAl−Mg−Si系成形加工用Al合金板を提供する。 【解決手段】 Mg0.3〜0.9％、Si0.4〜1.2％を含有し、
かつMn、Cr、Zr、V、Fe、Tiの１種以上を少量含有し、C
uが0.1％未満、残部がAlよりなり、平均結晶粒サイズ60
μｍ以下、粒界上金属間化合物長さ5μｍ以下、粒界上
金属間化合物合計長さＬ１と総粒界長さＬ２の比Ｌ１／
Ｌ２が0.35以下、円換算径2μｍ以上の金属間化合物の
分散密度1000個／mm２以下のAl合金板。製造方法とし
て、均質化処理を450℃以上で施し、熱間圧延を、開始
温度450℃以上、480〜350℃の降温時間を20分以内と
し、その降温過程で10％以上の再結晶率で1回以上再結
晶させ、冷間圧延を施した後、480℃以上で5分以内の溶
体化処理後、100℃／min以上で45℃〜100℃未満に冷却
し、続いて60〜120℃に2時間以上保持する安定化処理を
行なう。
が優れたAl−Mg−Si系成形加工用Al合金板を提供する。 【解決手段】 Mg0.3〜0.9％、Si0.4〜1.2％を含有し、
かつMn、Cr、Zr、V、Fe、Tiの１種以上を少量含有し、C
uが0.1％未満、残部がAlよりなり、平均結晶粒サイズ60
μｍ以下、粒界上金属間化合物長さ5μｍ以下、粒界上
金属間化合物合計長さＬ１と総粒界長さＬ２の比Ｌ１／
Ｌ２が0.35以下、円換算径2μｍ以上の金属間化合物の
分散密度1000個／mm２以下のAl合金板。製造方法とし
て、均質化処理を450℃以上で施し、熱間圧延を、開始
温度450℃以上、480〜350℃の降温時間を20分以内と
し、その降温過程で10％以上の再結晶率で1回以上再結
晶させ、冷間圧延を施した後、480℃以上で5分以内の溶
体化処理後、100℃／min以上で45℃〜100℃未満に冷却
し、続いて60〜120℃に2時間以上保持する安定化処理を
行なう。
Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】この発明は、自動車ボディシ
ートやそのほか各種自動車部品、各種機械器具、家電製
品やその部品等の素材として、成形加工および塗装焼付
を施して使用されるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系のアルミニウム
合金板およびその製造方法に関するものであり、成形性
特にヘム曲げ性が良好であるとともに、塗装焼付後の強
度が高く、かつ室温での経時変化が少ない成形加工用ア
ルミニウム合金板およびその製造方法に関するものであ
る。
ートやそのほか各種自動車部品、各種機械器具、家電製
品やその部品等の素材として、成形加工および塗装焼付
を施して使用されるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系のアルミニウム
合金板およびその製造方法に関するものであり、成形性
特にヘム曲げ性が良好であるとともに、塗装焼付後の強
度が高く、かつ室温での経時変化が少ない成形加工用ア
ルミニウム合金板およびその製造方法に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】従来自動車のボディシートとしては、主
として冷延鋼板を使用することが多かったが、最近では
車体軽量化等の観点から、アルミニウム合金圧延板を使
用することが多くなっている。ところで自動車のボディ
シートはプレス加工を施して使用するところから、成形
加工性が優れていること、また成形加工時におけるリュ
ーダースマークが発生しないことが要求され、また外板
としての接合のためにヘム曲げ加工を施して使用するこ
とが多いところから、成形性のうちでも特にヘム曲げ性
が優れていることが要求され、そのほか高強度を有する
ことも必須であり、特に塗装焼付を施すのが通常である
ため、塗装焼付後に高強度が得られることが要求され
る。
として冷延鋼板を使用することが多かったが、最近では
車体軽量化等の観点から、アルミニウム合金圧延板を使
用することが多くなっている。ところで自動車のボディ
シートはプレス加工を施して使用するところから、成形
加工性が優れていること、また成形加工時におけるリュ
ーダースマークが発生しないことが要求され、また外板
としての接合のためにヘム曲げ加工を施して使用するこ
とが多いところから、成形性のうちでも特にヘム曲げ性
が優れていることが要求され、そのほか高強度を有する
ことも必須であり、特に塗装焼付を施すのが通常である
ため、塗装焼付後に高強度が得られることが要求され
る。
【０００３】従来このような自動車用ボディシート向け
のアルミニウム合金としては、Ａｌ−Ｍｇ系合金のほ
か、時効性を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金が主として
使用されている。この時効性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金
は、塗装焼付前の成形加工時においては比較的強度が低
くて成形性が優れている一方、塗装焼付時の加熱によっ
て時効されて塗装焼付後の強度が高くなる利点を有する
ほか、リューダースマークが発生しない等の利点を有す
る。
のアルミニウム合金としては、Ａｌ−Ｍｇ系合金のほ
か、時効性を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金が主として
使用されている。この時効性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金
は、塗装焼付前の成形加工時においては比較的強度が低
くて成形性が優れている一方、塗装焼付時の加熱によっ
て時効されて塗装焼付後の強度が高くなる利点を有する
ほか、リューダースマークが発生しない等の利点を有す
る。
【０００４】なお上述のような塗装焼付時における時効
硬化を期待した時効性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造
方法としては、鋳塊を均質化熱処理した後、熱間圧延お
よび冷間圧延を行なって所定の板厚とし、かつ必要に応
じて熱間圧延と冷間圧延との間あるいは冷間圧延の中途
において中間焼鈍を行ない、冷間圧延後に溶体化処理を
行なって焼入れるのが通常である。
硬化を期待した時効性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造
方法としては、鋳塊を均質化熱処理した後、熱間圧延お
よび冷間圧延を行なって所定の板厚とし、かつ必要に応
じて熱間圧延と冷間圧延との間あるいは冷間圧延の中途
において中間焼鈍を行ない、冷間圧延後に溶体化処理を
行なって焼入れるのが通常である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】前述のような自動車用
ボディシート向けの時効性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板に
ついての従来の一般的な製造方法により得られた板で
は、最近の自動車用ボディシートに要求される特性を充
分に満足させることは困難であった。
ボディシート向けの時効性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板に
ついての従来の一般的な製造方法により得られた板で
は、最近の自動車用ボディシートに要求される特性を充
分に満足させることは困難であった。
【０００６】すなわち、最近ではコストの一層の低減や
自動車車体の軽量化等のために、自動車用ボディシート
についてさらに薄肉化することが強く要求されており、
そのため薄肉でも充分な強度が得られるように、一層の
高強度化が求められると同時に、成形性、特にヘム曲げ
性の改善が強く要求されているが、これらの性能をバラ
ンスよく満足させる点について従来の一般的な製造方法
によって得られたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板では不充分
であった。特にヘム曲げ加工は、曲げ内径が１ｍｍ以下
の１８０°曲げという過酷な曲げ加工であるため、良好
なヘム曲げ性と強度とを両立させることが困難であると
いう問題があった。
自動車車体の軽量化等のために、自動車用ボディシート
についてさらに薄肉化することが強く要求されており、
そのため薄肉でも充分な強度が得られるように、一層の
高強度化が求められると同時に、成形性、特にヘム曲げ
性の改善が強く要求されているが、これらの性能をバラ
ンスよく満足させる点について従来の一般的な製造方法
によって得られたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板では不充分
であった。特にヘム曲げ加工は、曲げ内径が１ｍｍ以下
の１８０°曲げという過酷な曲げ加工であるため、良好
なヘム曲げ性と強度とを両立させることが困難であると
いう問題があった。
【０００７】また塗装焼付については、省エネルギおよ
び生産性の向上、さらには高温に曝されることが好まし
くない樹脂等の材料との併用などの点から、従来よりも
焼付温度を低温化し、また焼付時間も短時間化する傾向
が強まっている。しかしながら従来の一般的な製法によ
り得られた時効性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板では、塗装
焼付時の硬化（焼付硬化）が不足し、塗装焼付後に充分
な高強度が得難くなる問題があった。
び生産性の向上、さらには高温に曝されることが好まし
くない樹脂等の材料との併用などの点から、従来よりも
焼付温度を低温化し、また焼付時間も短時間化する傾向
が強まっている。しかしながら従来の一般的な製法によ
り得られた時効性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板では、塗装
焼付時の硬化（焼付硬化）が不足し、塗装焼付後に充分
な高強度が得難くなる問題があった。
【０００８】ここで、従来の一般的な製法により得られ
た時効性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板では、塗装焼付後に
高強度を得るために焼付硬化性を高めようとすれば、素
材の延性と曲げ加工性（特にヘム曲げ性）が低下し、ま
た板製造後に室温に放置した場合に自然時効により硬化
が生じやすくなり、そのため成形性、特にヘム曲げ性が
阻害されがちとなるという問題が生じている。
た時効性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板では、塗装焼付後に
高強度を得るために焼付硬化性を高めようとすれば、素
材の延性と曲げ加工性（特にヘム曲げ性）が低下し、ま
た板製造後に室温に放置した場合に自然時効により硬化
が生じやすくなり、そのため成形性、特にヘム曲げ性が
阻害されがちとなるという問題が生じている。
【０００９】この発明は以上の事情を背景としてなされ
たもので、良好な成形加工性、特に良好なヘム曲げ加工
性を有すると同時に、焼付硬化性が優れていて、塗装焼
付時における強度上昇が高く、しかも板製造後の室温で
の経時的な変化が少なく、長期間放置した場合でも自然
時効による硬化に起因する成形性の低下が少ない成形加
工用アルミニウム合金板とその製造方法を提供すること
を目的とするものである。
たもので、良好な成形加工性、特に良好なヘム曲げ加工
性を有すると同時に、焼付硬化性が優れていて、塗装焼
付時における強度上昇が高く、しかも板製造後の室温で
の経時的な変化が少なく、長期間放置した場合でも自然
時効による硬化に起因する成形性の低下が少ない成形加
工用アルミニウム合金板とその製造方法を提供すること
を目的とするものである。
【００１０】なおこの明細書において、ヘム曲げ性が良
好であるとは、圧延方向に対しある方向のみのヘム曲げ
性だけではなく、全方向のヘム曲げ性が良好であること
を現わす。
好であるとは、圧延方向に対しある方向のみのヘム曲げ
性だけではなく、全方向のヘム曲げ性が良好であること
を現わす。
【００１１】
【課題を解決するための手段】前述のような課題を解決
するべく本発明者等が実験・検討を重ねた結果、Ａｌ−
Ｍｇ−Ｓｉ系合金の成分組成を適切に選択するばかりで
なく、板製造プロセス条件、特に熱間圧延条件と、溶体
化処理後の冷却条件及び安定化処理条件を適切に選択し
て、金属組織条件、特に金属間化合物の分散状態を適切
に調整することによって、前述の課題を解決し得ること
を見出し、この発明をなすに至ったのである。
するべく本発明者等が実験・検討を重ねた結果、Ａｌ−
Ｍｇ−Ｓｉ系合金の成分組成を適切に選択するばかりで
なく、板製造プロセス条件、特に熱間圧延条件と、溶体
化処理後の冷却条件及び安定化処理条件を適切に選択し
て、金属組織条件、特に金属間化合物の分散状態を適切
に調整することによって、前述の課題を解決し得ること
を見出し、この発明をなすに至ったのである。
【００１２】具体的には、請求項１の発明の成形加工用
アルミニウム合金板は、Ｍｇ０．３〜０．９％、Ｓｉ
０．４〜１．２％を含有し、かつＭｎ０．０３〜０．４
％、Ｃｒ０．０３〜０．４％、Ｚｒ０．０３〜０．４
％、Ｖ０．０３〜０．４％、Ｆｅ０．０３〜０．５％、
Ｔｉ０．００５〜０．２％のうちから選ばれた１種また
は２種以上を含有し、さらにＣｕが０．１％未満に規制
され、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなり、しか
も平均結晶粒サイズが６０μｍ以下、粒界上に存在する
金属間化合物粒子の最大長さが５μｍ以下、粒界上に存
在する全金属間化合物粒子の合計長さＬ１と総粒界長さ
Ｌ２との比Ｌ１／Ｌ２が０．３５以下、円換算径２μｍ
以上の金属間化合物粒子の分散密度が１０００個／ｍｍ
２以下であることを特徴とするものである。
アルミニウム合金板は、Ｍｇ０．３〜０．９％、Ｓｉ
０．４〜１．２％を含有し、かつＭｎ０．０３〜０．４
％、Ｃｒ０．０３〜０．４％、Ｚｒ０．０３〜０．４
％、Ｖ０．０３〜０．４％、Ｆｅ０．０３〜０．５％、
Ｔｉ０．００５〜０．２％のうちから選ばれた１種また
は２種以上を含有し、さらにＣｕが０．１％未満に規制
され、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなり、しか
も平均結晶粒サイズが６０μｍ以下、粒界上に存在する
金属間化合物粒子の最大長さが５μｍ以下、粒界上に存
在する全金属間化合物粒子の合計長さＬ１と総粒界長さ
Ｌ２との比Ｌ１／Ｌ２が０．３５以下、円換算径２μｍ
以上の金属間化合物粒子の分散密度が１０００個／ｍｍ
２以下であることを特徴とするものである。
【００１３】また請求項２の発明の成形加工用アルミニ
ウム合金板は、請求項１に記載の成形加工用アルミニウ
ム合金板において、前記成分元素のほか、さらにＺｎ
０．０３〜２．５％を含有することを特徴とするもので
ある。
ウム合金板は、請求項１に記載の成形加工用アルミニウ
ム合金板において、前記成分元素のほか、さらにＺｎ
０．０３〜２．５％を含有することを特徴とするもので
ある。
【００１４】さらに請求項３の発明の成形加工用アルミ
ニウム合金板の製造方法は、Ｍｇ０．３〜０．９％、Ｓ
ｉ０．４〜１．２％を含有し、かつＭｎ０．０３〜０．
４％、Ｃｒ０．０３〜０．４％、Ｚｒ０．０３〜０．４
％、Ｖ０．０３〜０．４％、Ｆｅ０．０３〜０．５％、
Ｔｉ０．００５〜０．２％のうちから選ばれた１種また
は２種以上を含有し、さらにＣｕが０．１％未満に規制
され、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなるアルミ
ニウム合金鋳塊に、４８０℃以上の温度で均質化処理を
施した後、熱間圧延を４８０℃以上の温度で開始して、
その熱間圧延中における４８０℃から３５０℃までの降
温時間を２０分以内とするとともに、その降温過程にお
いて１０％以上の再結晶率で１回以上再結晶させ、その
後冷間圧延を施した後、４８０℃以上の温度で保持なし
もしくは５分以内の保持の溶体化処理を行ない、溶体化
処理後、１００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で４５℃以上
１００℃未満の温度域まで冷却し、続いて４５℃未満の
温度に冷却することなく、６０〜１２０℃の温度域に２
時間以上保持する安定化処理を行なって、平均結晶粒サ
イズが６０μｍ以下、粒界上に存在する金属間化合物粒
子の最大長さが５μｍ以下、粒界上に存在する全金属間
化合物粒子の合計長さＬ１と総粒界長さＬ２との比Ｌ１
／Ｌ２が０．３５以下、円換算径２μｍ以上の金属間化
合物粒子の分散密度が１０００個／ｍｍ２以下であるア
ルミニウム合金板を得ることを特徴とするものである。
ニウム合金板の製造方法は、Ｍｇ０．３〜０．９％、Ｓ
ｉ０．４〜１．２％を含有し、かつＭｎ０．０３〜０．
４％、Ｃｒ０．０３〜０．４％、Ｚｒ０．０３〜０．４
％、Ｖ０．０３〜０．４％、Ｆｅ０．０３〜０．５％、
Ｔｉ０．００５〜０．２％のうちから選ばれた１種また
は２種以上を含有し、さらにＣｕが０．１％未満に規制
され、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなるアルミ
ニウム合金鋳塊に、４８０℃以上の温度で均質化処理を
施した後、熱間圧延を４８０℃以上の温度で開始して、
その熱間圧延中における４８０℃から３５０℃までの降
温時間を２０分以内とするとともに、その降温過程にお
いて１０％以上の再結晶率で１回以上再結晶させ、その
後冷間圧延を施した後、４８０℃以上の温度で保持なし
もしくは５分以内の保持の溶体化処理を行ない、溶体化
処理後、１００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で４５℃以上
１００℃未満の温度域まで冷却し、続いて４５℃未満の
温度に冷却することなく、６０〜１２０℃の温度域に２
時間以上保持する安定化処理を行なって、平均結晶粒サ
イズが６０μｍ以下、粒界上に存在する金属間化合物粒
子の最大長さが５μｍ以下、粒界上に存在する全金属間
化合物粒子の合計長さＬ１と総粒界長さＬ２との比Ｌ１
／Ｌ２が０．３５以下、円換算径２μｍ以上の金属間化
合物粒子の分散密度が１０００個／ｍｍ２以下であるア
ルミニウム合金板を得ることを特徴とするものである。
【００１５】また請求項４の発明の成形加工用アルミニ
ウム合金板の製造方法は、請求項３に記載の成形加工用
アルミニウム合金板の製造方法において、前記アルミニ
ウム合金鋳塊として、前記各成分元素のほか、さらにＺ
ｎ０．０３〜２．５％を含有するものを用いることを特
徴とするものである。
ウム合金板の製造方法は、請求項３に記載の成形加工用
アルミニウム合金板の製造方法において、前記アルミニ
ウム合金鋳塊として、前記各成分元素のほか、さらにＺ
ｎ０．０３〜２．５％を含有するものを用いることを特
徴とするものである。
【００１６】そしてまた請求項５の発明の成形加工用ア
ルミニウム合金板の製造方法は、請求項３もしくは請求
項４に記載の成形加工用アルミニウム合金板の製造方法
において、前記熱間圧延直後もしくは冷間圧延の中途に
おいて、４５０〜５８０℃の範囲内の温度に加熱して保
持なしもしくは５分以内の保持を行ない、１０℃／ｍｉ
ｎ以上の冷却速度で冷却する中間焼鈍を施すことを特徴
とするものである。
ルミニウム合金板の製造方法は、請求項３もしくは請求
項４に記載の成形加工用アルミニウム合金板の製造方法
において、前記熱間圧延直後もしくは冷間圧延の中途に
おいて、４５０〜５８０℃の範囲内の温度に加熱して保
持なしもしくは５分以内の保持を行ない、１０℃／ｍｉ
ｎ以上の冷却速度で冷却する中間焼鈍を施すことを特徴
とするものである。
【００１７】
【発明の実施の形態】先ずこの発明の成形加工用アルミ
ニウム合金板における成分組成の限定理由について説明
する。
ニウム合金板における成分組成の限定理由について説明
する。
【００１８】Ｍｇ：Ｍｇはこの発明で対象としている系
の合金で基本となる合金元素であって、Ｓｉと共同して
強度向上に寄与する。Ｍｇ量が０．３％未満では塗装焼
付時に析出硬化によって強度向上に寄与するＧ．Ｐ．ゾ
ーンの生成量が少なくなるため、充分な強度向上が得ら
れず、一方０．９％を越えれば、粗大なＭｇ−Ｓｉ系の
金属間化合物が生成され、成形性、特に曲げ加工性が低
下するから、Ｍｇ量は０．３〜０．９％の範囲内とし
た。
の合金で基本となる合金元素であって、Ｓｉと共同して
強度向上に寄与する。Ｍｇ量が０．３％未満では塗装焼
付時に析出硬化によって強度向上に寄与するＧ．Ｐ．ゾ
ーンの生成量が少なくなるため、充分な強度向上が得ら
れず、一方０．９％を越えれば、粗大なＭｇ−Ｓｉ系の
金属間化合物が生成され、成形性、特に曲げ加工性が低
下するから、Ｍｇ量は０．３〜０．９％の範囲内とし
た。
【００１９】Ｓｉ：Ｓｉもこの発明の系の合金で基本と
なる合金元素であって、Ｍｇと共同して強度向上に寄与
する。またＳｉは、鋳造時に金属Ｓｉの晶出物として生
成され、その金属Ｓｉ粒子の周囲が加工によって変形さ
れて、溶体化処理の際に再結晶核の生成サイトとなるた
め、再結晶組織の微細化にも寄与する。Ｓｉ量が０．４
％未満では上記の効果が充分に得られず、一方１．２％
を越えれば粗大なＳｉ粒子や粗大なＭｇ−Ｓｉ系の金属
間化合物が生じて、曲げ加工性の低下を招く。したがっ
てＳｉ量は０．４〜１．３％の範囲内とした。
なる合金元素であって、Ｍｇと共同して強度向上に寄与
する。またＳｉは、鋳造時に金属Ｓｉの晶出物として生
成され、その金属Ｓｉ粒子の周囲が加工によって変形さ
れて、溶体化処理の際に再結晶核の生成サイトとなるた
め、再結晶組織の微細化にも寄与する。Ｓｉ量が０．４
％未満では上記の効果が充分に得られず、一方１．２％
を越えれば粗大なＳｉ粒子や粗大なＭｇ−Ｓｉ系の金属
間化合物が生じて、曲げ加工性の低下を招く。したがっ
てＳｉ量は０．４〜１．３％の範囲内とした。
【００２０】Ｃｕ：Ｃｕの含有量が０．１％以上になれ
ば、耐糸錆性が劣化するから、Ｃｕの含有量は０．１％
未満に規制することとした。
ば、耐糸錆性が劣化するから、Ｃｕの含有量は０．１％
未満に規制することとした。
【００２１】Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｆｅ：これ
らの元素は、強度向上や結晶粒微細化に有効であり、い
ずれか１種または２種以上を添加する。これらのうちＭ
ｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖはいずれも強度向上と結晶粒の微細
化および組織の安定化に効果がある元素であり、いずれ
も含有量が０．０３％未満では上記の効果が充分に得ら
れず、一方それぞれ０．４％を越えれば上記の効果が飽
和するばかりでなく、粗大金属間化合物が生成されて成
形性に悪影響を及ぼすおそれがあり、したがってＭｎ、
Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖは、いずれも０．０３〜０．４％の範囲
内とした。またＴｉも強度向上と鋳塊組織の微細化に有
効な元素であり、その含有量が０．００５％未満では充
分な効果が得られず、一方０．２％を越えればＴｉ添加
の効果が飽和するばかりでなく、巨大晶出物が生じるお
それがあるから、Ｔｉ量は０．００５〜０．２％の範囲
内とした。さらにＦｅも強度向上と結晶粒微細化に有効
な元素であり、その含有量が０．０３％未満では充分な
効果が得られず、一方０．５％を越えれば成形性が低下
するおそれがあり、したがってＦｅ量は０．０３〜０．
５％の範囲内とした。
らの元素は、強度向上や結晶粒微細化に有効であり、い
ずれか１種または２種以上を添加する。これらのうちＭ
ｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖはいずれも強度向上と結晶粒の微細
化および組織の安定化に効果がある元素であり、いずれ
も含有量が０．０３％未満では上記の効果が充分に得ら
れず、一方それぞれ０．４％を越えれば上記の効果が飽
和するばかりでなく、粗大金属間化合物が生成されて成
形性に悪影響を及ぼすおそれがあり、したがってＭｎ、
Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖは、いずれも０．０３〜０．４％の範囲
内とした。またＴｉも強度向上と鋳塊組織の微細化に有
効な元素であり、その含有量が０．００５％未満では充
分な効果が得られず、一方０．２％を越えればＴｉ添加
の効果が飽和するばかりでなく、巨大晶出物が生じるお
それがあるから、Ｔｉ量は０．００５〜０．２％の範囲
内とした。さらにＦｅも強度向上と結晶粒微細化に有効
な元素であり、その含有量が０．０３％未満では充分な
効果が得られず、一方０．５％を越えれば成形性が低下
するおそれがあり、したがってＦｅ量は０．０３〜０．
５％の範囲内とした。
【００２２】さらに請求項２、請求項４の発明では、時
効性向上と表面処理性の向上のために、上記各元素のほ
か、さらにＺｎを添加する。ここで、Ｚｎの添加量が
０．０３％未満では上記の効果が充分に得られず、一方
２．５％を越えれば成形性が低下するから、請求項２、
請求項４の発明において添加するＺｎ量は０．０３〜
２．５％とした。
効性向上と表面処理性の向上のために、上記各元素のほ
か、さらにＺｎを添加する。ここで、Ｚｎの添加量が
０．０３％未満では上記の効果が充分に得られず、一方
２．５％を越えれば成形性が低下するから、請求項２、
請求項４の発明において添加するＺｎ量は０．０３〜
２．５％とした。
【００２３】以上の各元素のほかは、基本的にはＡｌお
よび不可避的不純物とすれば良い。
よび不可避的不純物とすれば良い。
【００２４】なお時効性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金におい
ては、高温時効促進元素あるいは室温時効抑制元素であ
るＡｇ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｂｅ、あるいはＳｎを微量添加す
ることがあるが、この発明の場合も微量添加であればこ
れらの元素の添加も許容され、それぞれ０．３％以下で
あれば特に所期の目的を損なうことはない。
ては、高温時効促進元素あるいは室温時効抑制元素であ
るＡｇ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｂｅ、あるいはＳｎを微量添加す
ることがあるが、この発明の場合も微量添加であればこ
れらの元素の添加も許容され、それぞれ０．３％以下で
あれば特に所期の目的を損なうことはない。
【００２５】なおまた、一般のＡｌ合金においては、結
晶粒微細化のために前述のＴｉと同時にＢを添加するこ
ともあり、この発明の場合もＴｉとともに５００ｐｐｍ
以下のＢを添加することは許容される。
晶粒微細化のために前述のＴｉと同時にＢを添加するこ
ともあり、この発明の場合もＴｉとともに５００ｐｐｍ
以下のＢを添加することは許容される。
【００２６】さらにこの発明の成形加工用アルミニウム
合金板においては、合金の成分組成を前述のように調整
するばかりではなく、金属組織、特に結晶粒径と、Ａｌ
‐Ｍｇ‐Ｓｉ系を主体とする金属間化合物の分散状態、
とりわけ粒界上に存在する析出物を主体とする金属間化
合物の条件を適切に規制することが、良好な成形性、特
に優れたヘム曲げ性を得るために重要である。
合金板においては、合金の成分組成を前述のように調整
するばかりではなく、金属組織、特に結晶粒径と、Ａｌ
‐Ｍｇ‐Ｓｉ系を主体とする金属間化合物の分散状態、
とりわけ粒界上に存在する析出物を主体とする金属間化
合物の条件を適切に規制することが、良好な成形性、特
に優れたヘム曲げ性を得るために重要である。
【００２７】すなわち、先ず平均結晶粒径は６０μｍ以
下に規制する必要がある。平均結晶粒径が６０μｍを越
えれば、成形時に肌荒れが生じやすくなり、ヘム曲げ性
も悪くなってしまう。
下に規制する必要がある。平均結晶粒径が６０μｍを越
えれば、成形時に肌荒れが生じやすくなり、ヘム曲げ性
も悪くなってしまう。
【００２８】また金属間化合物分散状態については、
I．粒界上に存在する金属間化合物粒子の長さが５μｍ
であること、 II．粒界上に存在するすべての金属間化合物粒子の長さ
の合計Ｌ１と粒界長さの合計（総粒界長さ）Ｌ２との比
Ｌ１／Ｌ２が０．３５以下であること、 III．粒界上あるいは粒内を問わず、各粒子の面積を円
に換算したときの直径（円換算径）が２μｍ以上の金属
間化合物粒子の数が、１平方ミリ当り１０００個以下で
あること、 以上I〜IIIの３条件を満たすことが必要である。
であること、 II．粒界上に存在するすべての金属間化合物粒子の長さ
の合計Ｌ１と粒界長さの合計（総粒界長さ）Ｌ２との比
Ｌ１／Ｌ２が０．３５以下であること、 III．粒界上あるいは粒内を問わず、各粒子の面積を円
に換算したときの直径（円換算径）が２μｍ以上の金属
間化合物粒子の数が、１平方ミリ当り１０００個以下で
あること、 以上I〜IIIの３条件を満たすことが必要である。
【００２９】ここで、粒界上の金属間化合物粒子とし
て、その長さが５μｍを越えるものが存在する場合、あ
るいは粒界上の金属間化合物粒子の長さの合計Ｌ１と総
粒界長さＬ２との比Ｌ１／Ｌ２が０．３５を越える場
合、粒界の結合力が弱いため、ヘム曲げ加工時に粒界が
割れの起点となってしまう可能性が極めて高く、そのた
めヘム曲げ性を損なってしまう。また粒界上および粒内
を問わず、円換算径が２μｍ以上の金属間化合物粒子が
１０００個／ｍｍ２を越える場合も、ヘム曲げ性が低下
する。すなわち、円換算径２μｍ以上の粗大な金属間化
合物粒子は、粒界ばかりでなく粒内に存在していても、
ヘム曲げ加工時に粒子周辺に歪みが集中しやすく、割れ
の起点となる可能性があり、特に円換算径２μｍ以上の
金属間化合物粒子が１０００個／ｍｍ２を越えればその
傾向が強くなる。したがってこれらの理由から、前記I
〜IIIの条件を定めた。なおここで金属間化合物粒子と
は、析出物と晶出物の両者を含むことはもちろんであ
る。
て、その長さが５μｍを越えるものが存在する場合、あ
るいは粒界上の金属間化合物粒子の長さの合計Ｌ１と総
粒界長さＬ２との比Ｌ１／Ｌ２が０．３５を越える場
合、粒界の結合力が弱いため、ヘム曲げ加工時に粒界が
割れの起点となってしまう可能性が極めて高く、そのた
めヘム曲げ性を損なってしまう。また粒界上および粒内
を問わず、円換算径が２μｍ以上の金属間化合物粒子が
１０００個／ｍｍ２を越える場合も、ヘム曲げ性が低下
する。すなわち、円換算径２μｍ以上の粗大な金属間化
合物粒子は、粒界ばかりでなく粒内に存在していても、
ヘム曲げ加工時に粒子周辺に歪みが集中しやすく、割れ
の起点となる可能性があり、特に円換算径２μｍ以上の
金属間化合物粒子が１０００個／ｍｍ２を越えればその
傾向が強くなる。したがってこれらの理由から、前記I
〜IIIの条件を定めた。なおここで金属間化合物粒子と
は、析出物と晶出物の両者を含むことはもちろんであ
る。
【００３０】次にこの発明の成形加工用アルミニウム合
金板の製造方法について説明する。
金板の製造方法について説明する。
【００３１】前述のような成分組成の合金を常法に従っ
て溶製し、ＤＣ鋳造法等により鋳造する。得られた鋳塊
について、均質化処理を行なってから熱間圧延を行な
う。
て溶製し、ＤＣ鋳造法等により鋳造する。得られた鋳塊
について、均質化処理を行なってから熱間圧延を行な
う。
【００３２】ここで最終板におけるＭｇ−Ｓｉ系を主体
とする金属間化合物粒子の分散状態を前述のように調整
して、優れたヘム曲げ性を得るためには、均質化処理に
おいてＭｇ、Ｓｉ等を充分に固溶させておく必要があ
り、そのために均質化処理は４８０℃以上の高温で行な
う必要がある。なお均質化処理の加熱時間は特に限定し
ないが、通常は１〜２４時間程度とする。
とする金属間化合物粒子の分散状態を前述のように調整
して、優れたヘム曲げ性を得るためには、均質化処理に
おいてＭｇ、Ｓｉ等を充分に固溶させておく必要があ
り、そのために均質化処理は４８０℃以上の高温で行な
う必要がある。なお均質化処理の加熱時間は特に限定し
ないが、通常は１〜２４時間程度とする。
【００３３】熱間圧延についても、最終板において前述
のような金属間化合物分散状態として良好なヘム曲げ性
を得るためには、 Ａ．熱間圧延開始温度を４８０℃以上とすること、 Ｂ．熱間圧延の過程における材料温度の低下を、特に４
８０℃から３５０℃までの降温時間が２０分以内となる
ように規制すること、 Ｃ．その４８０℃〜３５０℃の２０分以内の降温過程に
おいて、再結晶率１０％以上の再結晶を１回以上生起さ
せること、 以上Ａ〜Ｃの条件を満たすように、圧延温度、圧延速
度、圧下率等を制御する必要がある。
のような金属間化合物分散状態として良好なヘム曲げ性
を得るためには、 Ａ．熱間圧延開始温度を４８０℃以上とすること、 Ｂ．熱間圧延の過程における材料温度の低下を、特に４
８０℃から３５０℃までの降温時間が２０分以内となる
ように規制すること、 Ｃ．その４８０℃〜３５０℃の２０分以内の降温過程に
おいて、再結晶率１０％以上の再結晶を１回以上生起さ
せること、 以上Ａ〜Ｃの条件を満たすように、圧延温度、圧延速
度、圧下率等を制御する必要がある。
【００３４】ここで、熱間圧延開始温度は、前述の均質
化処理温度と同時に、金属間化合物の析出に寄与するＭ
ｇ、Ｓｉ系の元素を充分に固溶させるために４８０℃以
上の高温とする。また熱間圧延の過程における材料温度
の低下、特に４８０℃から３５０℃までの降温過程の条
件は、材料の結晶組織、結晶方位を変化させ、その後の
溶体化処理と組合せて材料の集合組織を制御し、ヘム曲
げ性を向上させるために重要である。そしてこの熱間圧
延中の４８０℃から３５０℃までの降温時間が２０分を
越えた場合、熱間圧延中に粗大な析出物が多数生成され
てしまって最終板のヘム曲げ性の低下を招き、また生産
性の低下を招く。さらにその４８０℃から３５０℃まで
の２０分以内の降温過程において再結晶率１０％以上の
再結晶が１回も生じない場合には、表面品質の確保が困
難となるばかりでなく、材料の曲げ異方性が強くなって
最終板のヘム曲げ性の向上を図ることが困難となってし
まう。したがって熱間圧延の条件については前記Ａ〜Ｃ
の３条件を満たす必要があり、これらの条件が一つでも
外れれば、最終板において良好なヘム曲げ性を確保する
ことが困難となる。
化処理温度と同時に、金属間化合物の析出に寄与するＭ
ｇ、Ｓｉ系の元素を充分に固溶させるために４８０℃以
上の高温とする。また熱間圧延の過程における材料温度
の低下、特に４８０℃から３５０℃までの降温過程の条
件は、材料の結晶組織、結晶方位を変化させ、その後の
溶体化処理と組合せて材料の集合組織を制御し、ヘム曲
げ性を向上させるために重要である。そしてこの熱間圧
延中の４８０℃から３５０℃までの降温時間が２０分を
越えた場合、熱間圧延中に粗大な析出物が多数生成され
てしまって最終板のヘム曲げ性の低下を招き、また生産
性の低下を招く。さらにその４８０℃から３５０℃まで
の２０分以内の降温過程において再結晶率１０％以上の
再結晶が１回も生じない場合には、表面品質の確保が困
難となるばかりでなく、材料の曲げ異方性が強くなって
最終板のヘム曲げ性の向上を図ることが困難となってし
まう。したがって熱間圧延の条件については前記Ａ〜Ｃ
の３条件を満たす必要があり、これらの条件が一つでも
外れれば、最終板において良好なヘム曲げ性を確保する
ことが困難となる。
【００３５】上述のようにして熱間圧延を行なった後に
は、冷間圧延を行なって所要の板厚とする。この冷間圧
延の圧延率は特に限定されるものではないが、通常は２
０〜８０％程度とすれば良い。
は、冷間圧延を行なって所要の板厚とする。この冷間圧
延の圧延率は特に限定されるものではないが、通常は２
０〜８０％程度とすれば良い。
【００３６】ここで、熱間圧延と冷間圧延との間、ある
いは冷間圧延の中途においては、請求項５に規定してい
るように、中間焼鈍を行なっても良い。この中間焼鈍
は、新たに再結晶を生起させて、熱間圧延で残存した結
晶組織、結晶方位などを変化させて、後の溶体化処理と
組合せて、材料の集合組織を制御し、ヘム曲げ性等の成
形性向上に寄与する。またこの中間焼鈍は、溶体化処理
前にＭｇやＳｉの固溶量を確保しておくことにより、溶
体化処理時の負荷を低減させる効果もある。ここで、中
間焼鈍の温度が４５０℃未満では上述の効果が充分に得
られず、一方５８０℃を越えれば共晶融解や再結晶粒粗
大化のおそれがあるから、中間焼鈍温度は４５０〜５８
０℃の範囲内とした。また中間焼鈍の加熱保持時間が５
分を越えれば上述の効果が飽和し、経済性を損なうか
ら、保持なしもしくは５分以内の保持とした。さらに中
間焼鈍における加熱後の冷却速度が１０℃／ｍｉｎ以下
では、冷却中に多量の析出物が生じて、Ｍｇ、Ｓｉの固
溶量の低下を招き、結果的に塗装焼付硬化性に悪影響を
及ぼすから、中間焼鈍における加熱後の冷却速度は1０
℃／ｍｉｎ以上とした。
いは冷間圧延の中途においては、請求項５に規定してい
るように、中間焼鈍を行なっても良い。この中間焼鈍
は、新たに再結晶を生起させて、熱間圧延で残存した結
晶組織、結晶方位などを変化させて、後の溶体化処理と
組合せて、材料の集合組織を制御し、ヘム曲げ性等の成
形性向上に寄与する。またこの中間焼鈍は、溶体化処理
前にＭｇやＳｉの固溶量を確保しておくことにより、溶
体化処理時の負荷を低減させる効果もある。ここで、中
間焼鈍の温度が４５０℃未満では上述の効果が充分に得
られず、一方５８０℃を越えれば共晶融解や再結晶粒粗
大化のおそれがあるから、中間焼鈍温度は４５０〜５８
０℃の範囲内とした。また中間焼鈍の加熱保持時間が５
分を越えれば上述の効果が飽和し、経済性を損なうか
ら、保持なしもしくは５分以内の保持とした。さらに中
間焼鈍における加熱後の冷却速度が１０℃／ｍｉｎ以下
では、冷却中に多量の析出物が生じて、Ｍｇ、Ｓｉの固
溶量の低下を招き、結果的に塗装焼付硬化性に悪影響を
及ぼすから、中間焼鈍における加熱後の冷却速度は1０
℃／ｍｉｎ以上とした。
【００３７】前述のようにして所要の板厚まで冷間圧延
した後には、４８０℃以上の温度で５分以内の溶体化処
理を行なう。この溶体化処理は、Ｍｇ２Ｓｉ、単体Ｓｉ
等をマトリックスに固溶させ、これにより焼付硬化性を
付与して塗装焼付後の強度向上を図るために重要な工程
である。またこの溶体化処理工程は、Ｍｇ２Ｓｉ、単体
Ｓｉ粒子等の固溶により、第二相粒子の分布密度を低下
させ、ひては延性と曲げ性の向上にも寄与し、さらに
は、再結晶により全般的に良好な成形性を得るための工
程でもある。
した後には、４８０℃以上の温度で５分以内の溶体化処
理を行なう。この溶体化処理は、Ｍｇ２Ｓｉ、単体Ｓｉ
等をマトリックスに固溶させ、これにより焼付硬化性を
付与して塗装焼付後の強度向上を図るために重要な工程
である。またこの溶体化処理工程は、Ｍｇ２Ｓｉ、単体
Ｓｉ粒子等の固溶により、第二相粒子の分布密度を低下
させ、ひては延性と曲げ性の向上にも寄与し、さらに
は、再結晶により全般的に良好な成形性を得るための工
程でもある。
【００３８】ここで溶体化処理温度が４８０℃未満で
は、室温の経時変化の抑制には有利となると思われる
が、Ｍｇ２Ｓｉ、Ｓｉなどの固溶量が少なく、そのため
充分な焼付硬化性が得られなくなるばかりでなく、延性
と曲げ性も著しく悪化する。一方溶体化処理温度の上限
は特に規定しないが、共晶融解の発生のおそれや再結晶
粒粗大化等を考慮して、通常は５８０℃以下とすること
が望ましい。また溶体化処理の保持時間が５分を越えれ
ば、溶体化効果が飽和し、経済性を損なうばかりではな
く、結晶粒の粗大化のおそれもあるから、溶体化処理の
保持時間は５分以内とする。
は、室温の経時変化の抑制には有利となると思われる
が、Ｍｇ２Ｓｉ、Ｓｉなどの固溶量が少なく、そのため
充分な焼付硬化性が得られなくなるばかりでなく、延性
と曲げ性も著しく悪化する。一方溶体化処理温度の上限
は特に規定しないが、共晶融解の発生のおそれや再結晶
粒粗大化等を考慮して、通常は５８０℃以下とすること
が望ましい。また溶体化処理の保持時間が５分を越えれ
ば、溶体化効果が飽和し、経済性を損なうばかりではな
く、結晶粒の粗大化のおそれもあるから、溶体化処理の
保持時間は５分以内とする。
【００３９】溶体化処理後には、１００℃／ｍｉｎ以上
の冷却速度で、４５〜１００℃の温度域まで冷却（焼入
れ）する。ここで、溶体化処理後の冷却速度が１００℃
／ｍｉｎ未満では、冷却中にＭｇ２Ｓｉあるいは単体Ｓ
ｉが粒界に多量に析出してしまい、成形性、特にヘム曲
げ性が低下すると同時に、焼付硬化性が低下して塗装焼
付時の充分な強度向上が望めなくなる。
の冷却速度で、４５〜１００℃の温度域まで冷却（焼入
れ）する。ここで、溶体化処理後の冷却速度が１００℃
／ｍｉｎ未満では、冷却中にＭｇ２Ｓｉあるいは単体Ｓ
ｉが粒界に多量に析出してしまい、成形性、特にヘム曲
げ性が低下すると同時に、焼付硬化性が低下して塗装焼
付時の充分な強度向上が望めなくなる。
【００４０】上述のように、４８０℃以上の温度で溶体
化処理を行なって、１００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で
４５〜１００℃未満の温度域内まで冷却（焼入）した後
には、４５℃より低い温度域まで温度降下しないうち
に、引続いて６０〜１２０℃の温度範囲内に２時間以上
保持する安定化処理を行なう。ここで、溶体化処理後の
冷却を４５〜１００℃未満の温度域とし、さらに冷却す
ることなく引続いて溶体化処理を行なう理由は次の通り
である。すなわち、溶体化処理後に１００℃／ｍｉｎ以
上の冷却速度で４５℃未満の温度域（室温）に冷却した
場合には、室温クラスターが生成される。この室温クラ
スターは強度に寄与するＧ．Ｐ．ゾーンに移行しにくい
ため、塗装焼付硬化性に不利となる。一方、溶体化処理
後に１００℃以上の温度域まで冷却してそのまま保持し
た場合には、高温クラスターあるいはＧ．Ｐ．ゾーンが
生成され、塗装焼付硬化性については有利となるが、ヘ
ム曲げ性が劣化する。したがってヘム曲げ性と塗装焼付
硬化性とのバランスの観点から、上記の条件を満たす必
要がある。
化処理を行なって、１００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で
４５〜１００℃未満の温度域内まで冷却（焼入）した後
には、４５℃より低い温度域まで温度降下しないうち
に、引続いて６０〜１２０℃の温度範囲内に２時間以上
保持する安定化処理を行なう。ここで、溶体化処理後の
冷却を４５〜１００℃未満の温度域とし、さらに冷却す
ることなく引続いて溶体化処理を行なう理由は次の通り
である。すなわち、溶体化処理後に１００℃／ｍｉｎ以
上の冷却速度で４５℃未満の温度域（室温）に冷却した
場合には、室温クラスターが生成される。この室温クラ
スターは強度に寄与するＧ．Ｐ．ゾーンに移行しにくい
ため、塗装焼付硬化性に不利となる。一方、溶体化処理
後に１００℃以上の温度域まで冷却してそのまま保持し
た場合には、高温クラスターあるいはＧ．Ｐ．ゾーンが
生成され、塗装焼付硬化性については有利となるが、ヘ
ム曲げ性が劣化する。したがってヘム曲げ性と塗装焼付
硬化性とのバランスの観点から、上記の条件を満たす必
要がある。
【００４１】安定化処理は、前述のように溶体化処理後
に４５〜１００℃未満の温度域まで冷却してから、４５
℃未満の温度域（室温）まで冷却することなく、６０〜
１２０℃未満の範囲内の温度に加熱して行なう。この安
定化処理は、最終的にクラスターあるいはＧ．Ｐ．ゾー
ンの安定性を向上させ、板製造後の経時変化を抑制し
て、充分な焼付硬化性を確保するとともに、良好な成形
加工性を得るために必要な工程であり、この安定化処理
は、６０〜１２０℃未満の範囲内の温度に２時間以上保
持の条件とする必要がある。安定化処理の温度が６０℃
未満では上記の効果が充分に得られず、一方１２０℃を
越えれば高温時効によって粒界析出の傾向が強くなり、
成形性、特にヘム曲げ性が低下してしまう。また安定化
処理における６０〜１２０℃未満の範囲内の温度に保た
れる時間が２時間未満では、その後の室温での経時変化
が速くなって成形性と焼付硬化性が悪くなる。なお安定
化処理の加熱保持時間の上限は特に限定しないが、通常
は経済性の観点から４８時間以下とする。
に４５〜１００℃未満の温度域まで冷却してから、４５
℃未満の温度域（室温）まで冷却することなく、６０〜
１２０℃未満の範囲内の温度に加熱して行なう。この安
定化処理は、最終的にクラスターあるいはＧ．Ｐ．ゾー
ンの安定性を向上させ、板製造後の経時変化を抑制し
て、充分な焼付硬化性を確保するとともに、良好な成形
加工性を得るために必要な工程であり、この安定化処理
は、６０〜１２０℃未満の範囲内の温度に２時間以上保
持の条件とする必要がある。安定化処理の温度が６０℃
未満では上記の効果が充分に得られず、一方１２０℃を
越えれば高温時効によって粒界析出の傾向が強くなり、
成形性、特にヘム曲げ性が低下してしまう。また安定化
処理における６０〜１２０℃未満の範囲内の温度に保た
れる時間が２時間未満では、その後の室温での経時変化
が速くなって成形性と焼付硬化性が悪くなる。なお安定
化処理の加熱保持時間の上限は特に限定しないが、通常
は経済性の観点から４８時間以下とする。
【００４２】以上のように、均質化処理−熱間圧延の条
件を厳密に規制し、さらに溶体化処理−冷却−安定化処
理の条件を厳密に規制することによって、既に述べたI
〜IIIで規定する金属間化合物分散条件を満たし、成形
性、特にヘム曲げ性が優れ、かつ塗装焼付硬化性が良好
でしかも室温時効による経時変化が生じにくい時効性Ａ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を得ることができ
る。
件を厳密に規制し、さらに溶体化処理−冷却−安定化処
理の条件を厳密に規制することによって、既に述べたI
〜IIIで規定する金属間化合物分散条件を満たし、成形
性、特にヘム曲げ性が優れ、かつ塗装焼付硬化性が良好
でしかも室温時効による経時変化が生じにくい時効性Ａ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を得ることができ
る。
【００４３】
【実施例】表１に示すこの発明成分組成範囲内の合金記
号Ａ１〜Ａ２の合金、およびこの発明の成分組成範囲外
の合金記号Ｂ１の合金について、それぞれ常法に従って
ＤＣ鋳造法により鋳造し、得られた鋳塊に均質化処理を
施した後、熱間圧延を施した。この熱間圧延は、粗圧延
の最終パスを、板厚４４ｍｍから１パスで２２ｍｍとな
るように圧下率５０％で行ない、かつその粗圧延の上り
温度を３５０℃以上とし、仕上げ圧延を、上がり板厚４
ｍｍとなるように行なった。さらに冷間圧延を、中間焼
鈍を挟んであるいは挟まずに行ない、最終的に厚さ１ｍ
ｍの圧延板とした。この圧延板に対し、溶体化処理を行
なってから、１００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で所定の
温度域まで冷却（焼入れ）して、引続き種々の安定化処
理を行なった。具体的なプロセス条件を表２、表３に示
す。
号Ａ１〜Ａ２の合金、およびこの発明の成分組成範囲外
の合金記号Ｂ１の合金について、それぞれ常法に従って
ＤＣ鋳造法により鋳造し、得られた鋳塊に均質化処理を
施した後、熱間圧延を施した。この熱間圧延は、粗圧延
の最終パスを、板厚４４ｍｍから１パスで２２ｍｍとな
るように圧下率５０％で行ない、かつその粗圧延の上り
温度を３５０℃以上とし、仕上げ圧延を、上がり板厚４
ｍｍとなるように行なった。さらに冷間圧延を、中間焼
鈍を挟んであるいは挟まずに行ない、最終的に厚さ１ｍ
ｍの圧延板とした。この圧延板に対し、溶体化処理を行
なってから、１００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で所定の
温度域まで冷却（焼入れ）して、引続き種々の安定化処
理を行なった。具体的なプロセス条件を表２、表３に示
す。
【００４４】以上のように得られた板を、さらに室温に
３ヶ月間放置し、各板について、それぞれ２％ストレッ
チ後、１７０℃×２０分の塗装焼付処理を施した。塗装
焼付前の各板の金属組織状態を調べるとともに、同じく
塗装焼付前の各板の機械的特性および成形性と、塗装焼
付後の機械的特性を調べた。その結果を表４、表５に示
す。
３ヶ月間放置し、各板について、それぞれ２％ストレッ
チ後、１７０℃×２０分の塗装焼付処理を施した。塗装
焼付前の各板の金属組織状態を調べるとともに、同じく
塗装焼付前の各板の機械的特性および成形性と、塗装焼
付後の機械的特性を調べた。その結果を表４、表５に示
す。
【００４５】なお成形性評価としては、ヘム曲げ試験、
球頭張出試験、絞り試験を行なったが、これらの試験条
件、評価方法は次の通りである。
球頭張出試験、絞り試験を行なったが、これらの試験条
件、評価方法は次の通りである。
【００４６】ヘム曲げ試験：試料を１５％ストレッチし
て、突き曲げを行い、突き曲げ後、厚さ０．５ｍｍの中
板を挟んで１８０°に曲げた。またこのヘム曲げ試験で
は、曲げ異方性を調べるため、圧延方向に対し、０°、
４５°、９０°の各方向で曲げ試験を行なった。そして
全方向で割れの発生のないものを合格（○印）、１方向
でも割れの発生のあるものを不合格（×印）とした。
て、突き曲げを行い、突き曲げ後、厚さ０．５ｍｍの中
板を挟んで１８０°に曲げた。またこのヘム曲げ試験で
は、曲げ異方性を調べるため、圧延方向に対し、０°、
４５°、９０°の各方向で曲げ試験を行なった。そして
全方向で割れの発生のないものを合格（○印）、１方向
でも割れの発生のあるものを不合格（×印）とした。
【００４７】張出試験：板両面に成形フィルムを貼り付
け、さらに潤滑油を塗布した後、１００ｍｍφの球頭ポ
ンチを使って張出試験を実施し、球頭張出高さを調べ
た。
け、さらに潤滑油を塗布した後、１００ｍｍφの球頭ポ
ンチを使って張出試験を実施し、球頭張出高さを調べ
た。
【００４８】絞り試験：潤滑油を塗布した後、５０ｍｍ
ポンチ径を使って絞り試験を行ない、限界絞り比ＬＤＲ
を調べた。
ポンチ径を使って絞り試験を行ない、限界絞り比ＬＤＲ
を調べた。
【００４９】
【表１】
【００５０】
【表２】
【００５１】
【表３】
【００５２】
【表４】
【００５３】
【表５】
【００５４】製造番号１、２は、いずれも合金の成分組
成がこの発明で規定する範囲内でかつ製造条件もこの発
明で規定する条件を満たしたものであるが、これらの場
合は、塗装焼付前の伸びおよび球頭張出高さが充分に高
く、かつ絞り成形性を表すＬＤＲも充分に高くて、ヘム
曲げ性が優れ、しかも焼付硬化性が高くて塗装焼付時に
充分な焼付硬化性を示した。
成がこの発明で規定する範囲内でかつ製造条件もこの発
明で規定する条件を満たしたものであるが、これらの場
合は、塗装焼付前の伸びおよび球頭張出高さが充分に高
く、かつ絞り成形性を表すＬＤＲも充分に高くて、ヘム
曲げ性が優れ、しかも焼付硬化性が高くて塗装焼付時に
充分な焼付硬化性を示した。
【００５５】これに対し製造番号３〜４は、合金の成分
組成はこの発明範囲内であるが、製造条件がこの発明で
規定する条件を満たさなかったものであり、一方製造番
号５は、成分組成がこの発明で規定する範囲を外れた合
金を用いかつ製造条件もこの発明で規定する条件を満た
さなかったものである。これらの場合には成形性、特に
ヘム曲げ性が劣り、また塗装焼付後の強度も充分に得ら
れなかった。
組成はこの発明範囲内であるが、製造条件がこの発明で
規定する条件を満たさなかったものであり、一方製造番
号５は、成分組成がこの発明で規定する範囲を外れた合
金を用いかつ製造条件もこの発明で規定する条件を満た
さなかったものである。これらの場合には成形性、特に
ヘム曲げ性が劣り、また塗装焼付後の強度も充分に得ら
れなかった。
【００５６】
【発明の効果】この発明によれば、成形性、特にヘム曲
げ性が優れており、しかも塗装焼付硬化性が良好で塗装
焼付後の強度が高く、さらに室温での経時変化も少ない
成形加工用アルミニウム合金板を得ることができ、した
がって自動車用ボディシートなど、成形加工特にヘム曲
げ加工と塗装焼付を施して使用されるアルミニウム合金
板に最適である。
げ性が優れており、しかも塗装焼付硬化性が良好で塗装
焼付後の強度が高く、さらに室温での経時変化も少ない
成形加工用アルミニウム合金板を得ることができ、した
がって自動車用ボディシートなど、成形加工特にヘム曲
げ加工と塗装焼付を施して使用されるアルミニウム合金
板に最適である。
─────────────────────────────────────────────────────
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 1/00 ６３０ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０Ａ
６３０Ｋ
６８２ ６８２
６８３ ６８３
６８４ ６８４Ａ
６８４Ｂ
６８５ ６８５Ｚ
６８６ ６８６Ｂ
６９１ ６９１Ｂ
６９２ ６９２Ａ
６９２Ｂ
６９３ ６９３Ａ
６９３Ｂ
６９４ ６９４Ｂ
Claims (5)
- 【請求項１】 Ｍｇ０．３〜０．９％（ｍａｓｓ％、以
下同じ）、Ｓｉ０．４〜１．２％を含有し、かつＭｎ
０．０３〜０．４％、Ｃｒ０．０３〜０．４％、Ｚｒ
０．０３〜０．４％、Ｖ０．０３〜０．４％、Ｆｅ０．
０３〜０．５％、Ｔｉ０．００５〜０．２％のうちから
選ばれた１種または２種以上を含有し、さらにＣｕが
０．１％未満に規制され、残部がＡｌおよび不可避的不
純物よりなり、しかも平均結晶粒サイズが６０μｍ以
下、粒界上に存在する金属間化合物粒子の最大長さが５
μｍ以下、粒界上に存在する全金属間化合物粒子の合計
長さＬ１と総粒界長さＬ２との比Ｌ１／Ｌ２が０．３５
以下、円換算径２μｍ以上の金属間化合物粒子の分散密
度が１０００個／ｍｍ２以下であることを特徴とする、
ヘム曲げ性および焼付硬化性に優れかつ室温経時変化の
少ない成形加工用アルミニウム合金板。 - 【請求項２】 請求項１に記載の成形加工用アルミニウ
ム合金板において、前記成分元素のほか、さらにＺｎ
０．０３〜２．５％を含有することを特徴とする、ヘム
曲げ性および焼付硬化性に優れかつ室温経時変化の少な
い成形加工用アルミニウム合金板。 - 【請求項３】 Ｍｇ０．３〜０．９％、Ｓｉ０．４〜
１．２％を含有し、かつＭｎ０．０３〜０．４％、Ｃｒ
０．０３〜０．４％、Ｚｒ０．０３〜０．４％、Ｖ０．
０３〜０．４％、Ｆｅ０．０３〜０．５％、Ｔｉ０．０
０５〜０．２％のうちから選ばれた１種または２種以上
を含有し、さらにＣｕが０．１％未満に規制され、残部
がＡｌおよび不可避的不純物よりなるアルミニウム合金
鋳塊に、４８０℃以上の温度で均質化処理を施した後、
熱間圧延を４８０℃以上の温度で開始して、その熱間圧
延中における４８０℃から３５０℃までの降温時間を２
０分以内とするとともに、その降温過程において１０％
以上の再結晶率で１回以上再結晶させ、その後冷間圧延
を施した後、４８０℃以上の温度で保持なしもしくは５
分以内の保持の溶体化処理を行ない、溶体化処理後、１
００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で４５℃以上１００℃未
満の温度域まで冷却し、続いて４５℃未満の温度に冷却
することなく、６０〜１２０℃の温度域に２時間以上保
持する安定化処理を行なって、平均結晶粒サイズが６０
μｍ以下、粒界上に存在する金属間化合物粒子の最大長
さが５μｍ以下、粒界上に存在する全金属間化合物粒子
の合計長さＬ１と総粒界長さＬ２との比Ｌ１／Ｌ２が
０．３５以下、円換算径２μｍ以上の金属間化合物粒子
の分散密度が１０００個／ｍｍ２以下であるアルミニウ
ム合金板を得ることを特徴とする、ヘム曲げ性および焼
付硬化性に優れかつ室温経時変化の少ない成形加工用ア
ルミニウム合金板の製造方法。 - 【請求項４】 請求項３に記載の成形加工用アルミニウ
ム合金板の製造方法において、 前記アルミニウム合金鋳塊として、前記各成分元素のほ
か、さらにＺｎ０．０３〜２．５％を含有するものを用
いる、ヘム曲げ性および焼付硬化性に優れかつ室温経時
変化の少ない成形加工用アルミニウム合金板の製造方
法。 - 【請求項５】 請求項３もしくは請求項４に記載の成形
加工用アルミニウム合金板の製造方法において、 前記熱間圧延直後もしくは冷間圧延の中途において、４
５０〜５８０℃の範囲内の温度に加熱して保持なしもし
くは５分以内の保持を行ない、１０℃／ｍｉｎ以上の冷
却速度で冷却する中間焼鈍を施すことを特徴とする、ヘ
ム曲げ性および焼付硬化性に優れかつ室温経時変化の少
ない成形加工用アルミニウム合金板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002023157A JP3845312B2 (ja) | 2002-01-31 | 2002-01-31 | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002023157A JP3845312B2 (ja) | 2002-01-31 | 2002-01-31 | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003221637A true JP2003221637A (ja) | 2003-08-08 |
| JP3845312B2 JP3845312B2 (ja) | 2006-11-15 |
Family
ID=27745946
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002023157A Expired - Fee Related JP3845312B2 (ja) | 2002-01-31 | 2002-01-31 | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3845312B2 (ja) |
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005298922A (ja) * | 2004-04-13 | 2005-10-27 | Furukawa Sky Kk | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
| JP2009046697A (ja) * | 2007-08-13 | 2009-03-05 | Furukawa Sky Kk | 成形性、塗装焼付け硬化性および耐食性に優れた成形加工用アルミニウム合金板 |
| JP2009108342A (ja) * | 2007-10-26 | 2009-05-21 | Furukawa Sky Kk | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
| JP2009242904A (ja) * | 2008-03-31 | 2009-10-22 | Kobe Steel Ltd | 塗装焼付け硬化性に優れ、室温時効を抑制したアルミニウム合金板およびその製造方法 |
| JP2009256722A (ja) * | 2008-04-16 | 2009-11-05 | Furukawa-Sky Aluminum Corp | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
| JP2014218696A (ja) * | 2013-05-08 | 2014-11-20 | 新日鐵住金株式会社 | 温間成形用アルミニウム合金、並びにその製造方法及びその成形方法 |
| CN105102645A (zh) * | 2013-04-09 | 2015-11-25 | 株式会社神户制钢所 | 冲压成形用铝合金板、其制造方法及其冲压成形体 |
| KR20160021749A (ko) * | 2013-04-19 | 2016-02-26 | 제너럴 리서치 인스티튜트 포 넌페러스 메탈스 | 자동차용 시트 제조에 적합한 알루미늄 합금 소재, 및 그 제조 방법 |
| KR20160089456A (ko) | 2013-12-25 | 2016-07-27 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 성형용 알루미늄 합금판 |
| CN111778433A (zh) * | 2020-07-31 | 2020-10-16 | 中车工业研究院有限公司 | 一种3d打印用铝合金粉末材料及其制备方法与应用 |
| CN115298336A (zh) * | 2020-01-21 | 2022-11-04 | 诺维尔里斯公司 | 生产具有改善的可成形性和可回收性的铝合金产品的技术 |
-
2002
- 2002-01-31 JP JP2002023157A patent/JP3845312B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (16)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005298922A (ja) * | 2004-04-13 | 2005-10-27 | Furukawa Sky Kk | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
| JP2009046697A (ja) * | 2007-08-13 | 2009-03-05 | Furukawa Sky Kk | 成形性、塗装焼付け硬化性および耐食性に優れた成形加工用アルミニウム合金板 |
| JP2009108342A (ja) * | 2007-10-26 | 2009-05-21 | Furukawa Sky Kk | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
| JP2009242904A (ja) * | 2008-03-31 | 2009-10-22 | Kobe Steel Ltd | 塗装焼付け硬化性に優れ、室温時効を抑制したアルミニウム合金板およびその製造方法 |
| JP2009256722A (ja) * | 2008-04-16 | 2009-11-05 | Furukawa-Sky Aluminum Corp | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
| CN105102645A (zh) * | 2013-04-09 | 2015-11-25 | 株式会社神户制钢所 | 冲压成形用铝合金板、其制造方法及其冲压成形体 |
| KR102249605B1 (ko) * | 2013-04-19 | 2021-05-07 | 제너럴 리서치 인스티튜트 포 넌페러스 메탈스 | 자동차용 시트 제조에 적합한 알루미늄 합금 소재, 및 그 제조 방법 |
| KR20160021749A (ko) * | 2013-04-19 | 2016-02-26 | 제너럴 리서치 인스티튜트 포 넌페러스 메탈스 | 자동차용 시트 제조에 적합한 알루미늄 합금 소재, 및 그 제조 방법 |
| JP2016522320A (ja) * | 2013-04-19 | 2016-07-28 | 北京有色金属研究総院Ｇｅｎｅｒａｌ Ｒｅｓｅａｒｃｈ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ ｆｏｒ Ｎｏｎｆｅｒｒｏｕｓ Ｍｅｔａｌｓ | 自動車車体パネルの製造に好適なアルミニウム合金材料およびその生成方法 |
| US11313016B2 (en) | 2013-04-19 | 2022-04-26 | General Research Institute For Nonferrous Metals | Aluminum alloy materials suitable for the manufacture of automotive body panels and methods for producing the same |
| JP2014218696A (ja) * | 2013-05-08 | 2014-11-20 | 新日鐵住金株式会社 | 温間成形用アルミニウム合金、並びにその製造方法及びその成形方法 |
| KR20160089456A (ko) | 2013-12-25 | 2016-07-27 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 성형용 알루미늄 합금판 |
| CN115298336A (zh) * | 2020-01-21 | 2022-11-04 | 诺维尔里斯公司 | 生产具有改善的可成形性和可回收性的铝合金产品的技术 |
| CN115298336B (zh) * | 2020-01-21 | 2024-01-30 | 诺维尔里斯公司 | 生产具有改善的可成形性和可回收性的铝合金产品的技术 |
| CN111778433B (zh) * | 2020-07-31 | 2022-02-22 | 中车工业研究院有限公司 | 一种3d打印用铝合金粉末材料及其制备方法与应用 |
| CN111778433A (zh) * | 2020-07-31 | 2020-10-16 | 中车工业研究院有限公司 | 一种3d打印用铝合金粉末材料及其制备方法与应用 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3845312B2 (ja) | 2006-11-15 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4901757B2 (ja) | アルミニウム合金板、及びその製造方法 | |
| JP4577218B2 (ja) | ベークハード性およびヘム加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金板の製造方法 | |
| JPS58224141A (ja) | 成形用アルミニウム合金冷延板の製造方法 | |
| JP2007031819A (ja) | アルミニウム合金板の製造方法 | |
| JP4634249B2 (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP3845312B2 (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP3849095B2 (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP4086350B2 (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 | |
| JPH0747808B2 (ja) | 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 | |
| JPH0931616A (ja) | 成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板とその製造方法 | |
| JP2008190022A (ja) | Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金熱延上り板およびその製造法 | |
| JP2003268475A (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP2004027253A (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP2008231475A (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JPH05112840A (ja) | プレス成形性に優れた焼付硬化性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板及びその製造方法 | |
| JPH08176764A (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 | |
| JP2626958B2 (ja) | 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 | |
| JP4771791B2 (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 | |
| JP5415016B2 (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP2001020027A (ja) | 耐食性および成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金板とその製造方法 | |
| JP2004124175A (ja) | 成形性、焼付硬化性、スプリングバック性に優れた成形加工用６０００系合金板の製造方法 | |
| JPH04365834A (ja) | 低温焼付による硬化性に優れたプレス成形用アルミニウム合金板及びその製造方法 | |
| JPH10259464A (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 | |
| JPH08269608A (ja) | 成形性および耐食性に優れた高強度アルミニウム合金 | |
| JP3686146B2 (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20040715 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20060307 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20060815 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20060818 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 3845312 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090825 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120825 Year of fee payment: 6 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120825 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20150825 Year of fee payment: 9 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |