JP2595836B2 - 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 - Google Patents
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Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、１６０℃程度の低温
における焼付における硬化性に優れた、自動車車体等に
好適なプレス成形用アルミニウム合金板及びその製造方
法に関する。
における焼付における硬化性に優れた、自動車車体等に
好適なプレス成形用アルミニウム合金板及びその製造方
法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来より自動車ボディ−シ−ト等の成形
加工用板材として表面処理冷延鋼板が多用されている
が、近年、自動車の燃費向上のための軽量化の要望が高
まっており、その要望を満たすべく自動車ボディ−シ−
ト等にアルミニウム合金板が使用され始めてきている。
加工用板材として表面処理冷延鋼板が多用されている
が、近年、自動車の燃費向上のための軽量化の要望が高
まっており、その要望を満たすべく自動車ボディ−シ−
ト等にアルミニウム合金板が使用され始めてきている。
【０００３】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Ａｌ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系に分けられる。非
熱処理型のＡｌ−Ｍｇ系合金としては、ＣｕやＺｎを微
量添加し、熱処理して用いることを前提としたものが開
発されている（特開昭５７−１２０６４８、特開昭５３
−１０３９１４等）。
としては、非熱処理型のＡｌ−Ｍｇ系合金と、熱処理型
のＡｌ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系に分けられる。非
熱処理型のＡｌ−Ｍｇ系合金としては、ＣｕやＺｎを微
量添加し、熱処理して用いることを前提としたものが開
発されている（特開昭５７−１２０６４８、特開昭５３
−１０３９１４等）。
【０００４】しかし、これらは熱処理型のＡｌ合金より
やや成形性が優れてはいるものの、従来の表面処理冷間
圧延鋼板よりも劣り、さらには塗装焼付工程により強度
の上昇が得られない。また、熱処理型であるＡｌ−Ｃｕ
系の２０３６、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の６００９、６０１
０、６０１１では成形性が劣り、さらには欧米における
２００℃での焼付けに対して省エネルギの観点から進め
られた日本国内で主流の１７０℃以下の温度で３０分間
たらず保持する低温短時間の焼付けでは強度が上昇せ
ず、２０００系においては逆に低下するという問題もあ
った。このように、従来のアルミニウム合金では、自動
車ボディシートに要求される特性、特に成形性と焼付硬
化性が十分に満足されていないのが現状である。
やや成形性が優れてはいるものの、従来の表面処理冷間
圧延鋼板よりも劣り、さらには塗装焼付工程により強度
の上昇が得られない。また、熱処理型であるＡｌ−Ｃｕ
系の２０３６、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の６００９、６０１
０、６０１１では成形性が劣り、さらには欧米における
２００℃での焼付けに対して省エネルギの観点から進め
られた日本国内で主流の１７０℃以下の温度で３０分間
たらず保持する低温短時間の焼付けでは強度が上昇せ
ず、２０００系においては逆に低下するという問題もあ
った。このように、従来のアルミニウム合金では、自動
車ボディシートに要求される特性、特に成形性と焼付硬
化性が十分に満足されていないのが現状である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】この発明はかかる事情
に鑑みてなされたものであって、自動車車体用等として
十分なプレス成形性を有し、低温かつ短時間の焼付にお
いても焼付硬化性が良好なアルミニウム合金板及びその
製造方法を提供することを目的とする。
に鑑みてなされたものであって、自動車車体用等として
十分なプレス成形性を有し、低温かつ短時間の焼付にお
いても焼付硬化性が良好なアルミニウム合金板及びその
製造方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段及び作用】本願発明者等
は、上記目的を達成するために種々検討を重ねた結果、
化学成分組成を適切に調整し、製造条件を適正化するこ
とにより、熱処理後の伸びが３０％以上で、かつ１６５
℃で２０分間といった低温・短時間の焼付処理において
も焼付後の降伏強度を焼付前よりも約６kgf ／mm2 以上
硬化することを見出し、本発明を完成するに至った。す
なわち、本発明は、プレス成形性の向上と塗装焼付後の
耐デント性の向上を図るべく、材料特性としての破断伸
びと、低温・短時間焼付後の降伏強度との両特性を改善
するとともに、プレス歪み模様を生じなくさせたもので
ある。
は、上記目的を達成するために種々検討を重ねた結果、
化学成分組成を適切に調整し、製造条件を適正化するこ
とにより、熱処理後の伸びが３０％以上で、かつ１６５
℃で２０分間といった低温・短時間の焼付処理において
も焼付後の降伏強度を焼付前よりも約６kgf ／mm2 以上
硬化することを見出し、本発明を完成するに至った。す
なわち、本発明は、プレス成形性の向上と塗装焼付後の
耐デント性の向上を図るべく、材料特性としての破断伸
びと、低温・短時間焼付後の降伏強度との両特性を改善
するとともに、プレス歪み模様を生じなくさせたもので
ある。
【０００７】特に、化学成分組成については、塗装焼付
後における高強度化の観点から、Ａｌ−Ｍｇ系合金にＳ
ｉ及びＣｕを意図的に適量複合添加した。すなわち、低
温・短時間でも高い焼付け硬化性が得られるのは、その
硬化に寄与する析出強化相であるＭｇ2 ＳｉおよびＡｌ
2 ＣｕＭｇに対してＭｇを過剰に添加することが重要で
あり、本発明の骨子をなすものである。さらに、成形性
改善のため、結晶粒を等軸化し、かつ極微量のＦｅ，Ｔ
ｉ，Ｂを添加したものである。
後における高強度化の観点から、Ａｌ−Ｍｇ系合金にＳ
ｉ及びＣｕを意図的に適量複合添加した。すなわち、低
温・短時間でも高い焼付け硬化性が得られるのは、その
硬化に寄与する析出強化相であるＭｇ2 ＳｉおよびＡｌ
2 ＣｕＭｇに対してＭｇを過剰に添加することが重要で
あり、本発明の骨子をなすものである。さらに、成形性
改善のため、結晶粒を等軸化し、かつ極微量のＦｅ，Ｔ
ｉ，Ｂを添加したものである。
【０００８】すなわち、この発明に係る低温焼付による
硬化性に優れたプレス成形用アルミニウム合金板は、重
量％で、Ｍｇを１．５〜３．８％、Ｓｉを０．４２〜
０．７６％、Ｃｕを０．２５〜３．０％、Ｆｅを０．０
３〜０．２５％、Ｔｉを０．００５〜０．１５％、Ｂを
０．０００２〜０．０５％の範囲で含有し、かつＳｉ及
びＭｇがＳｉ≦（６−Ｍｇ）／６（％）の関係を満た
し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、結晶粒に
おける圧延方向の軸長をＬ、Ｌに対して垂直の板厚方向
の軸長をＨとした場合に、その平均アスペクト比Ｌ／Ｈ
が１．３以下であることを特徴とする。また、この組成
に対し、０．０１〜０．１５％のＭｎ、０．０１〜０．
１５％のＣｒ、０．０１〜０．１２％のＺｒ、及び０．
０１〜０．１８％のＶのうち１種又は２種以上をさらに
含んでいてもよい。また、０．２〜０．５％のＺｎを含
んでいてもよい。これらの元素のうちＭｎ，Ｃｒ，Ｚ
ｒ，Ｖは、再結晶抑制元素であるから、異常粒成長を抑
制する目的で添加してもよいが、その量は成形性向上の
観点から従来よりも低い上述の範囲に限定される。ま
た、Ｚｎは強度の向上を目的に添加される。
硬化性に優れたプレス成形用アルミニウム合金板は、重
量％で、Ｍｇを１．５〜３．８％、Ｓｉを０．４２〜
０．７６％、Ｃｕを０．２５〜３．０％、Ｆｅを０．０
３〜０．２５％、Ｔｉを０．００５〜０．１５％、Ｂを
０．０００２〜０．０５％の範囲で含有し、かつＳｉ及
びＭｇがＳｉ≦（６−Ｍｇ）／６（％）の関係を満た
し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、結晶粒に
おける圧延方向の軸長をＬ、Ｌに対して垂直の板厚方向
の軸長をＨとした場合に、その平均アスペクト比Ｌ／Ｈ
が１．３以下であることを特徴とする。また、この組成
に対し、０．０１〜０．１５％のＭｎ、０．０１〜０．
１５％のＣｒ、０．０１〜０．１２％のＺｒ、及び０．
０１〜０．１８％のＶのうち１種又は２種以上をさらに
含んでいてもよい。また、０．２〜０．５％のＺｎを含
んでいてもよい。これらの元素のうちＭｎ，Ｃｒ，Ｚ
ｒ，Ｖは、再結晶抑制元素であるから、異常粒成長を抑
制する目的で添加してもよいが、その量は成形性向上の
観点から従来よりも低い上述の範囲に限定される。ま
た、Ｚｎは強度の向上を目的に添加される。
【０００９】また、この発明に係る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の製造方法
は、上記組成のアルミニウム合金鋳塊に対して４５０〜
５８０℃の範囲内の温度で１段又は多段の均質化処理を
施した後、この鋳塊を熱間圧延及び冷間圧延することに
より所望の板厚とし、次いで４４０〜５８０℃の範囲内
の温度まで３℃／秒以上の加熱速度で加熱してその温度
で０〜１２０秒間保持し、その後１００℃まで２℃／秒
以上の冷却速度で冷却することを特徴とする。これによ
り、平均アスペクト比Ｌ／Ｈが１．３以下の結晶粒の上
記アルミニウム合金板が得られる。
性に優れたプレス成形用アルミニウム合金板の製造方法
は、上記組成のアルミニウム合金鋳塊に対して４５０〜
５８０℃の範囲内の温度で１段又は多段の均質化処理を
施した後、この鋳塊を熱間圧延及び冷間圧延することに
より所望の板厚とし、次いで４４０〜５８０℃の範囲内
の温度まで３℃／秒以上の加熱速度で加熱してその温度
で０〜１２０秒間保持し、その後１００℃まで２℃／秒
以上の冷却速度で冷却することを特徴とする。これによ
り、平均アスペクト比Ｌ／Ｈが１．３以下の結晶粒の上
記アルミニウム合金板が得られる。
【００１０】この場合に、熱間圧延と冷間圧延との間、
又は冷間圧延と冷間圧延との間、又はその両方で、３２
０〜５８０℃の範囲内の温度における中間焼鈍処理を１
回又は２回以上実施することが好ましい。以下、この発
明について詳細に説明する。なお、以下の説明において
％表示は重量％を表わす。先ず、この発明に係るアルミ
ニウム合金の成分組成の限定理由について説明する。
又は冷間圧延と冷間圧延との間、又はその両方で、３２
０〜５８０℃の範囲内の温度における中間焼鈍処理を１
回又は２回以上実施することが好ましい。以下、この発
明について詳細に説明する。なお、以下の説明において
％表示は重量％を表わす。先ず、この発明に係るアルミ
ニウム合金の成分組成の限定理由について説明する。
【００１１】Ｍｇ： Ｍｇは本発明に係る合金における
必須の基本成分であり、適量合金されることにより合金
の強度及び延性の向上に大きく寄与する。しかし、Ｍｇ
が１．５％未満では十分な強度および焼付け硬化性が得
られず、逆に３．８％を超えると焼付け硬化が低下する
のみならず，Ｓｉ添加を前提とする本発明の成分系で
は、Ｍｇ2 Ｓｉが粗大な状態で溶け残り、伸びすなわち
成形性が低下する。従って、Ｍｇの含有量を１．５〜
３．８％の範囲に規定する。
必須の基本成分であり、適量合金されることにより合金
の強度及び延性の向上に大きく寄与する。しかし、Ｍｇ
が１．５％未満では十分な強度および焼付け硬化性が得
られず、逆に３．８％を超えると焼付け硬化が低下する
のみならず，Ｓｉ添加を前提とする本発明の成分系で
は、Ｍｇ2 Ｓｉが粗大な状態で溶け残り、伸びすなわち
成形性が低下する。従って、Ｍｇの含有量を１．５〜
３．８％の範囲に規定する。
【００１２】Ｓｉ： ＳｉはＭｇと結合し、焼付時にＭ
ｇ2 Ｓｉなる化合物を析出させ、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化
合物の析出を促進させることから、Ｃｕとの複合添加に
より焼付け後の強度向上に寄与する重要な元素である。
本発明のようにＭｇ2 Ｓｉ化学量論組成に対し、過剰に
Ｍｇが含有されている場合は、低温焼付けでも硬化が生
じるが、Ｓｉが０．４２％未満では低温・短時間の焼付
け後の強度を安定して向上させることが困難であり、逆
に０．７６％を超えると溶体化処理においても熱間圧延
等で析出していた粗大なＭｇ2 Ｓｉ系析出物が固溶せ
ず、成形性が低下する。従って、Ｓｉの含有量を０．４
２〜０．７６％の範囲に規定する。
ｇ2 Ｓｉなる化合物を析出させ、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化
合物の析出を促進させることから、Ｃｕとの複合添加に
より焼付け後の強度向上に寄与する重要な元素である。
本発明のようにＭｇ2 Ｓｉ化学量論組成に対し、過剰に
Ｍｇが含有されている場合は、低温焼付けでも硬化が生
じるが、Ｓｉが０．４２％未満では低温・短時間の焼付
け後の強度を安定して向上させることが困難であり、逆
に０．７６％を超えると溶体化処理においても熱間圧延
等で析出していた粗大なＭｇ2 Ｓｉ系析出物が固溶せ
ず、成形性が低下する。従って、Ｓｉの含有量を０．４
２〜０．７６％の範囲に規定する。
【００１３】Ｃｕ： Ｃｕは焼付け前の強度上昇に効果
があるのみならず、主としてＡｌ−Ｍｇと結びつき、Ａ
ｌ2 ＣｕＭｇ系析出物を形成し、Ｓｉとの複合添加によ
り、低温焼付けでの硬化に寄与する成分である。しか
し、Ｃｕの含有量が０．２５％未満ではその効果が十分
に得られず、逆に３．０％を超えると成形性及び耐食性
を劣化させる。従って、Ｃｕの含有量を０．２５〜３．
０％の範囲に規定する。
があるのみならず、主としてＡｌ−Ｍｇと結びつき、Ａ
ｌ2 ＣｕＭｇ系析出物を形成し、Ｓｉとの複合添加によ
り、低温焼付けでの硬化に寄与する成分である。しか
し、Ｃｕの含有量が０．２５％未満ではその効果が十分
に得られず、逆に３．０％を超えると成形性及び耐食性
を劣化させる。従って、Ｃｕの含有量を０．２５〜３．
０％の範囲に規定する。
【００１４】Ｆｅ: Ｆｅは不可避的不純物として通常
アルミニウム合金に含有されるものであり、含有量が
０．２５％を超えるとＡｌとの共存により成形性に悪影
響を及ぼす粗大な晶出物が生成されやすく、また、Ｓｉ
と結び付き析出硬化として有用なＳｉの量を低下させ
る。しかし、微量の添加により成形性の向上に寄与し、
これらの含有量が０．０２％未満と少なすぎると成形性
が劣化する。従って、 Ｆｅの含有量を０．０２〜０．
２５％の範囲に規定する。
アルミニウム合金に含有されるものであり、含有量が
０．２５％を超えるとＡｌとの共存により成形性に悪影
響を及ぼす粗大な晶出物が生成されやすく、また、Ｓｉ
と結び付き析出硬化として有用なＳｉの量を低下させ
る。しかし、微量の添加により成形性の向上に寄与し、
これらの含有量が０．０２％未満と少なすぎると成形性
が劣化する。従って、 Ｆｅの含有量を０．０２〜０．
２５％の範囲に規定する。
【００１５】Ｔｉ，Ｂ： Ｔｉ及びＢはＴｉＢ2 等とし
て存在し、鋳塊の結晶粒を微細化して熱間での加工性等
を改善する効果を有するので、これらを複合添加するの
が極めて重要である。しかしながら、これらを過剰に添
加すると粗大な晶出物を生成し、成形性を劣化させるの
でＴｉ及びＢの含有量を、夫々０．００５〜０．１５
％、及び０．０００２〜０．０５％の範囲に規定する。
以上が、本発明のアルミニウム合金板の必須元素である
が、これらのうちＭｇ及びＳｉについては、以下の(1)
式を満たす必要がある。 Ｓｉ≦（６−Ｍｇ）／６ （％）…………（１）
て存在し、鋳塊の結晶粒を微細化して熱間での加工性等
を改善する効果を有するので、これらを複合添加するの
が極めて重要である。しかしながら、これらを過剰に添
加すると粗大な晶出物を生成し、成形性を劣化させるの
でＴｉ及びＢの含有量を、夫々０．００５〜０．１５
％、及び０．０００２〜０．０５％の範囲に規定する。
以上が、本発明のアルミニウム合金板の必須元素である
が、これらのうちＭｇ及びＳｉについては、以下の(1)
式を満たす必要がある。 Ｓｉ≦（６−Ｍｇ）／６ （％）…………（１）
【００１６】これは、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系ではＭｇ含有
量の上昇により、Ｍｇ2 Ｓｉの固溶限が減少するため
に、熱処理後にも熱間圧延等で生成した粗大なＭｇ2 Ｓ
ｉが溶け残り、成形性を低下させるので、Ｓｉ添加量を
Ｍｇ含有量に応じて制御することが極めて重要であるこ
とを意味している。本発明においては低温焼付けによる
硬化性を確保するためにＳｉ添加を必須の条件とするた
めに、その添加量については(1) 式を満足させることが
重要である。本発明においては、以上の必須元素の他
に、必要に応じて、Ｚｎ，Ｍｎ，Ｃｒ，ＺｒおよびＶの
うち１種または２種以上を適量添加してもよい。
量の上昇により、Ｍｇ2 Ｓｉの固溶限が減少するため
に、熱処理後にも熱間圧延等で生成した粗大なＭｇ2 Ｓ
ｉが溶け残り、成形性を低下させるので、Ｓｉ添加量を
Ｍｇ含有量に応じて制御することが極めて重要であるこ
とを意味している。本発明においては低温焼付けによる
硬化性を確保するためにＳｉ添加を必須の条件とするた
めに、その添加量については(1) 式を満足させることが
重要である。本発明においては、以上の必須元素の他
に、必要に応じて、Ｚｎ，Ｍｎ，Ｃｒ，ＺｒおよびＶの
うち１種または２種以上を適量添加してもよい。
【００１７】Ｚｎ： Ｚｎは強度の向上に寄与する元素
であるが、0.2%未満では十分な効果が得られず、逆に、
0.5 ％を超えると延性及び焼付け後の焼付硬化性を低減
させる。従って、Ｚｎの含有量を０．２〜０．５％に規
定する。
であるが、0.2%未満では十分な効果が得られず、逆に、
0.5 ％を超えると延性及び焼付け後の焼付硬化性を低減
させる。従って、Ｚｎの含有量を０．２〜０．５％に規
定する。
【００１８】Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ： これらの元素は
再結晶抑制元素であるから、異常粒成長を抑制する目的
で適量添加してもよい。しかし、これらの合金成分は、
再結晶粒の等軸化に対し負の効果があり成形性を低下さ
せるため、これらの含有量は従来のアルミニウム合金よ
りも少ない範囲に規定する必要がある。従って、Ｍｎ，
Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖの含有量を夫々０．０１〜０．１５％、
０．０１〜０．１５％、０．０１〜０．１２％、０．０
１〜０．１８％に規定する。
再結晶抑制元素であるから、異常粒成長を抑制する目的
で適量添加してもよい。しかし、これらの合金成分は、
再結晶粒の等軸化に対し負の効果があり成形性を低下さ
せるため、これらの含有量は従来のアルミニウム合金よ
りも少ない範囲に規定する必要がある。従って、Ｍｎ，
Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖの含有量を夫々０．０１〜０．１５％、
０．０１〜０．１５％、０．０１〜０．１２％、０．０
１〜０．１８％に規定する。
【００１９】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
の効果が損なわれない範囲であれば許容される。例え
ば、Ｂｅ、Ｎａ，Ｋ等は、それぞれ０．００１％以下程
度なら含有していても、特性上の支障はない。次に、組
織について説明する。
同様、不可避的不純物が含有されるが、その量は本発明
の効果が損なわれない範囲であれば許容される。例え
ば、Ｂｅ、Ｎａ，Ｋ等は、それぞれ０．００１％以下程
度なら含有していても、特性上の支障はない。次に、組
織について説明する。
【００２０】アルミニウム合金の成形性は、結晶粒形状
に大きく依存している。等軸平均アスペクト比Ｌ／Ｈ
（Ｌ：圧延方向の結晶粒軸長、Ｈ：Ｌに対し垂直の板厚
方向軸長）が１．３を超えると成形性が劣り、プレス時
に歪模様が現出するようになるため、等軸平均アスペク
ト比は１．３以下であることが必要である。次に、この
発明の合金の製造条件について説明する。
に大きく依存している。等軸平均アスペクト比Ｌ／Ｈ
（Ｌ：圧延方向の結晶粒軸長、Ｈ：Ｌに対し垂直の板厚
方向軸長）が１．３を超えると成形性が劣り、プレス時
に歪模様が現出するようになるため、等軸平均アスペク
ト比は１．３以下であることが必要である。次に、この
発明の合金の製造条件について説明する。
【００２１】上記範囲に成分・組成が規定されたアルミ
ニウム合金を常法により溶解・鋳造し、その鋳塊に対し
て４５０〜５８０℃の範囲内の温度で１段又は多段の均
質化熱処理を施す。このような均質化処理を施すことに
より、鋳造時に晶出した共晶化合物の拡散固溶を促進
し、局部的ミクロ偏析を軽減する。また、この処理によ
り、最終製品の結晶粒の異常粒成長を抑制し、均一化を
図るうえで重要な役割を果たすＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖの
化合物を微細に析出させることができる。しかし、この
処理の温度が４５０℃未満の場合には上述したような効
果が不十分であり、一方５８０℃を超えると共晶融解が
生じる。従って、均質化処理の温度を４５０〜５８０℃
の範囲とした。なお、この温度範囲内での保持時間が１
時間未満では上述の効果が十分に得られず、７２時間を
超える長時間の加熱はその効果が飽和してしまうため、
この均質化処理の保持時間は１〜７２時間が望ましい。
ニウム合金を常法により溶解・鋳造し、その鋳塊に対し
て４５０〜５８０℃の範囲内の温度で１段又は多段の均
質化熱処理を施す。このような均質化処理を施すことに
より、鋳造時に晶出した共晶化合物の拡散固溶を促進
し、局部的ミクロ偏析を軽減する。また、この処理によ
り、最終製品の結晶粒の異常粒成長を抑制し、均一化を
図るうえで重要な役割を果たすＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖの
化合物を微細に析出させることができる。しかし、この
処理の温度が４５０℃未満の場合には上述したような効
果が不十分であり、一方５８０℃を超えると共晶融解が
生じる。従って、均質化処理の温度を４５０〜５８０℃
の範囲とした。なお、この温度範囲内での保持時間が１
時間未満では上述の効果が十分に得られず、７２時間を
超える長時間の加熱はその効果が飽和してしまうため、
この均質化処理の保持時間は１〜７２時間が望ましい。
【００２２】次いで、このような均質化処理が施された
鋳塊に対し、常法に従って所定の板厚を得るために熱間
圧延及び冷間圧延を行う。また、歪矯正又は表面粗度調
整のため、以下に示す熱処理の前後両方、又はいずれか
一方で５％以下のレベリング、ストレッチング、又はス
キンパス圧延を実施してもよい。
鋳塊に対し、常法に従って所定の板厚を得るために熱間
圧延及び冷間圧延を行う。また、歪矯正又は表面粗度調
整のため、以下に示す熱処理の前後両方、又はいずれか
一方で５％以下のレベリング、ストレッチング、又はス
キンパス圧延を実施してもよい。
【００２３】圧延終了後、このような圧延板材に対し、
４４０〜５８０℃の範囲内の温度に３℃／秒以上の加熱
速度で加熱して、その温度に達して後即座に、又は１２
０秒間以下の期間保持した後、１００℃まで２℃／秒以
上の冷却速度で急速冷却するといった条件の熱処理を施
す。この処理により組織が均一化し、結晶粒の平均アス
ペクト比が１．３以下に調整され、さらに加工歪が除去
され、結果としてプレス成形性を向上させることができ
る。また、この熱処理は、焼付硬化に対する寄与が大き
いＡｌ2 ＣｕＭｇ、Ｍｇ2 Ｓｉ等の金属間化合物の溶体
化を図り、焼付硬化性の向上を達成するものである。こ
の場合に、加熱温度が４４０℃未満では、上述のような
効果を十分に得ることができない。また、加熱速度が３
℃／秒未満であったり、加熱温度が５８０℃を超えた
り、保持時間が１２０秒よりも長かったりすると、結晶
粒の一部が異常粒成長を起こしてしまう。さらに、１０
０℃までの冷却速度が２℃／秒未満では、冷却中に上述
の化合物が粗大に析出し、プレス成形性及び焼付硬化性
の点で望ましくない。従って、上述のように製造条件が
規定される。
４４０〜５８０℃の範囲内の温度に３℃／秒以上の加熱
速度で加熱して、その温度に達して後即座に、又は１２
０秒間以下の期間保持した後、１００℃まで２℃／秒以
上の冷却速度で急速冷却するといった条件の熱処理を施
す。この処理により組織が均一化し、結晶粒の平均アス
ペクト比が１．３以下に調整され、さらに加工歪が除去
され、結果としてプレス成形性を向上させることができ
る。また、この熱処理は、焼付硬化に対する寄与が大き
いＡｌ2 ＣｕＭｇ、Ｍｇ2 Ｓｉ等の金属間化合物の溶体
化を図り、焼付硬化性の向上を達成するものである。こ
の場合に、加熱温度が４４０℃未満では、上述のような
効果を十分に得ることができない。また、加熱速度が３
℃／秒未満であったり、加熱温度が５８０℃を超えた
り、保持時間が１２０秒よりも長かったりすると、結晶
粒の一部が異常粒成長を起こしてしまう。さらに、１０
０℃までの冷却速度が２℃／秒未満では、冷却中に上述
の化合物が粗大に析出し、プレス成形性及び焼付硬化性
の点で望ましくない。従って、上述のように製造条件が
規定される。
【００２４】このような工程に加えて、上述の熱間圧延
と冷間圧延との間、又は冷間圧延と冷間圧延との間、又
はその両方で、１回又は２回以上の中間焼鈍を施すこと
が望ましい。この中間焼鈍を施すことにより、冷間圧延
の際のエッジ割れを防止することができるので、歩留ま
りを向上させることができる。しかし、この際の温度が
３２０℃未満ではその効果が十分ではなく、また５８０
℃を超えると共晶融解が生じる。従って、中間焼鈍は３
２０〜５８０℃の範囲で行う。なお、この中間焼鈍は必
須のプロセスではなく、省プロセスの観点からはこの中
間焼鈍を省略しても構わない。
と冷間圧延との間、又は冷間圧延と冷間圧延との間、又
はその両方で、１回又は２回以上の中間焼鈍を施すこと
が望ましい。この中間焼鈍を施すことにより、冷間圧延
の際のエッジ割れを防止することができるので、歩留ま
りを向上させることができる。しかし、この際の温度が
３２０℃未満ではその効果が十分ではなく、また５８０
℃を超えると共晶融解が生じる。従って、中間焼鈍は３
２０〜５８０℃の範囲で行う。なお、この中間焼鈍は必
須のプロセスではなく、省プロセスの観点からはこの中
間焼鈍を省略しても構わない。
【００２５】このようにして得られたアルミニウム合金
板は、破断伸びが３０％以上となり、また低温焼付によ
る硬化性にも優れている。従って、このようなアルミニ
ウム合金板は自動車ボディ−シ−ト用として好適であ
る。
板は、破断伸びが３０％以上となり、また低温焼付によ
る硬化性にも優れている。従って、このようなアルミニ
ウム合金板は自動車ボディ−シ−ト用として好適であ
る。
【００２６】
【実施例】以下、この発明の実施例について説明する。 （実施例１）
【００２７】表１、表２に示すような成分・組成を有す
る合金を溶解−連続鋳造し、得られた鋳塊を面削した
後、５１０℃で１０時間、さらに冷却の途中で４５０℃
で４時間の２段の均質化処理を実施し、次いで鋳片を４
６０℃に加熱し、板厚４mmまで熱間圧延を行い、３５０
℃で１時間の中間焼鈍を施した。その後、室温に冷却
し、圧延率７５％の冷間圧延を行って厚さ１mmの板材と
した。なお、熱間圧延の仕上り温度は２８０℃であっ
た。また、中間焼鈍は昇温・冷却ともに５０℃／時間の
徐加熱及び徐冷で行った。この厚さ１mmの板材を５１０
℃まで１０℃／秒の速度で加熱し、１０秒保持後、１０
０℃まで２０℃／秒の冷却速度で強制空冷を行った。
る合金を溶解−連続鋳造し、得られた鋳塊を面削した
後、５１０℃で１０時間、さらに冷却の途中で４５０℃
で４時間の２段の均質化処理を実施し、次いで鋳片を４
６０℃に加熱し、板厚４mmまで熱間圧延を行い、３５０
℃で１時間の中間焼鈍を施した。その後、室温に冷却
し、圧延率７５％の冷間圧延を行って厚さ１mmの板材と
した。なお、熱間圧延の仕上り温度は２８０℃であっ
た。また、中間焼鈍は昇温・冷却ともに５０℃／時間の
徐加熱及び徐冷で行った。この厚さ１mmの板材を５１０
℃まで１０℃／秒の速度で加熱し、１０秒保持後、１０
０℃まで２０℃／秒の冷却速度で強制空冷を行った。
【００２８】このようにして製造した板材を室温で３０
日間放置後、所定形状に切出し、引張試験（ＪＩＳ５
号，引張方向：圧延方向）及びコニカルカップ試験（Ｊ
ＩＳＺ２２４９：試験工具１７型）を実施し、結晶粒の
平均アスペクト比Ｌ／Ｈを測定した。なお、コニカルカ
ップ試験はプレス成形のシミュレ−トとして行い、張出
しと深絞りとの複合成形性をＣＣＶ（mm）により評価し
た（ＣＣＶが小さいほど成形性に優れている）。また、
結晶粒形状はＧａ処理によりミクロ組織を現出し、サン
プル数５０として切断法により求めた。さらに、プレス
成形後の塗装焼付をシミュレ−トするために、１６０℃
で ２０分間の熱処理（焼付に対応）を行い、その後も
う一度上述した熱処理後の試験と同一条件で引張試験を
行った。
日間放置後、所定形状に切出し、引張試験（ＪＩＳ５
号，引張方向：圧延方向）及びコニカルカップ試験（Ｊ
ＩＳＺ２２４９：試験工具１７型）を実施し、結晶粒の
平均アスペクト比Ｌ／Ｈを測定した。なお、コニカルカ
ップ試験はプレス成形のシミュレ−トとして行い、張出
しと深絞りとの複合成形性をＣＣＶ（mm）により評価し
た（ＣＣＶが小さいほど成形性に優れている）。また、
結晶粒形状はＧａ処理によりミクロ組織を現出し、サン
プル数５０として切断法により求めた。さらに、プレス
成形後の塗装焼付をシミュレ−トするために、１６０℃
で ２０分間の熱処理（焼付に対応）を行い、その後も
う一度上述した熱処理後の試験と同一条件で引張試験を
行った。
【００２９】これらの試験結果を表３、４に示す。な
お、「焼付硬化」の欄は、焼付シミュレ−ト後の降伏強
度から、最終熱処理後の降伏強度を引いた値を示してい
る。また、コニカルカップ試験後の表面性状も併記し
た。
お、「焼付硬化」の欄は、焼付シミュレ−ト後の降伏強
度から、最終熱処理後の降伏強度を引いた値を示してい
る。また、コニカルカップ試験後の表面性状も併記し
た。
【００３０】なお、表１の合金番号１〜６は本発明の組
成範囲内の実施例であり、表２の合金番号７〜２２はそ
の範囲から外れる比較例である。合金番号２２は従来か
らボディ−シ−ト用に用いられている６１１１合金であ
る。
成範囲内の実施例であり、表２の合金番号７〜２２はそ
の範囲から外れる比較例である。合金番号２２は従来か
らボディ−シ−ト用に用いられている６１１１合金であ
る。
【００３１】表３から明らかなように、実施例である合
金番号１〜６は平均アスペクト比が１．３以下で、破断
伸びが３０％以上と高く、ＣＣＶも良好で優れた成形性
が得られた。また、焼付硬化も降伏強度で７kgf ／mm2
以上と高い値を有し、優れた成形性と低温焼付硬化性と
を有していることが確認された。
金番号１〜６は平均アスペクト比が１．３以下で、破断
伸びが３０％以上と高く、ＣＣＶも良好で優れた成形性
が得られた。また、焼付硬化も降伏強度で７kgf ／mm2
以上と高い値を有し、優れた成形性と低温焼付硬化性と
を有していることが確認された。
【００３２】これに対して、表２に示す比較例の合金番
号７〜２２は、表４から明らかなように、平均アスペク
ト比が１．３以下であっても、成形性及び焼付硬化性の
うち双方又は一方が実施例よりも劣っていた。例えば焼
付硬化に寄与する成分であるＭｇ、Ｓｉ、Ｃｕのいずれ
かの含有量が低い合金番号９，１０，１１、及び焼付硬
化性を低下させる成分であるＺｎの含有量が多い合金番
号１９は、焼付硬化性が低く、２〜３kgf ／mm2 程度で
あった。逆に、Ｍｇ，Ｓｉ，Ｃｕの含有量が多い合金番
号７，８，２２は成形性が低かった。また、Ｍｎ，Ｃ
ｒ，Ｚｒ，Ｖ，Ｔｉ−Ｂ，Ｆｅの量が本発明の範囲から
外れている合金番号２０，２１，１７，１８，１５，１
６も成形性が低くかった。この中で合金番号２０，２１
は平均アスペクト比が１．３以上であり、成形性が低い
のみならず、表面性状も劣り、歪模様が生じた。さら
に、Ｓｉ量が（６−Ｍｇ）／６を超える合金番号１３，
１４も成形性が劣っていた。図１に、Ｓｉ含有量と焼付
硬化性との関係を示す。この図から明らかなように、Ｓ
ｉ含有量が０．４２〜０．７６％の範囲では、焼付硬化
性が安定して７kgf／mm 2 を超えることが確認される。
号７〜２２は、表４から明らかなように、平均アスペク
ト比が１．３以下であっても、成形性及び焼付硬化性の
うち双方又は一方が実施例よりも劣っていた。例えば焼
付硬化に寄与する成分であるＭｇ、Ｓｉ、Ｃｕのいずれ
かの含有量が低い合金番号９，１０，１１、及び焼付硬
化性を低下させる成分であるＺｎの含有量が多い合金番
号１９は、焼付硬化性が低く、２〜３kgf ／mm2 程度で
あった。逆に、Ｍｇ，Ｓｉ，Ｃｕの含有量が多い合金番
号７，８，２２は成形性が低かった。また、Ｍｎ，Ｃ
ｒ，Ｚｒ，Ｖ，Ｔｉ−Ｂ，Ｆｅの量が本発明の範囲から
外れている合金番号２０，２１，１７，１８，１５，１
６も成形性が低くかった。この中で合金番号２０，２１
は平均アスペクト比が１．３以上であり、成形性が低い
のみならず、表面性状も劣り、歪模様が生じた。さら
に、Ｓｉ量が（６−Ｍｇ）／６を超える合金番号１３，
１４も成形性が劣っていた。図１に、Ｓｉ含有量と焼付
硬化性との関係を示す。この図から明らかなように、Ｓ
ｉ含有量が０．４２〜０．７６％の範囲では、焼付硬化
性が安定して７kgf／mm 2 を超えることが確認される。
【００３３】次に、表１に示した合金のうち、合金番号
１の組成を有する鋳塊を使用し、表５に示す製造条件で
合金板材を製造した。なお、表５に特に記載されていな
い処理については実施例１の条件を採用した（圧延条件
等）。なお、表３中記号Ａ〜Ｅは本発明に係る製造方法
の範囲内の実施例であり、記号Ｆ〜Ｌはその範囲から外
れる比較例である。このようにして製造した板材につい
て実施例１と同様の評価試験を行った。その結果も表５
に併記する。表５から明らかなように、本発明の条件を
満足しない比較例は伸び及び成形性、あるいは焼付硬化
性が不十分であることが確認された。
１の組成を有する鋳塊を使用し、表５に示す製造条件で
合金板材を製造した。なお、表５に特に記載されていな
い処理については実施例１の条件を採用した（圧延条件
等）。なお、表３中記号Ａ〜Ｅは本発明に係る製造方法
の範囲内の実施例であり、記号Ｆ〜Ｌはその範囲から外
れる比較例である。このようにして製造した板材につい
て実施例１と同様の評価試験を行った。その結果も表５
に併記する。表５から明らかなように、本発明の条件を
満足しない比較例は伸び及び成形性、あるいは焼付硬化
性が不十分であることが確認された。
【００３４】例えば、比較例のＧ，Ｈ，Ｉ，Ｊのように
中間焼鈍温度あるいは熱処理温度が高かったり、加熱速
度が小さい又は保持時間が長い場合には、異常粒成長が
生じ、成形性及び表面性状が劣っていることが確認され
た。また、溶体化焼入における冷却速度が小さいＫで
は、焼付硬化性に劣っていた。溶体化焼入における加熱
保持温度が低いＬでは、平均アスペクト比が１．３を超
えており、伸びも低いため、成形性に劣り、表面性状も
悪かった。さらに、焼付硬化性も不十分であった。
中間焼鈍温度あるいは熱処理温度が高かったり、加熱速
度が小さい又は保持時間が長い場合には、異常粒成長が
生じ、成形性及び表面性状が劣っていることが確認され
た。また、溶体化焼入における冷却速度が小さいＫで
は、焼付硬化性に劣っていた。溶体化焼入における加熱
保持温度が低いＬでは、平均アスペクト比が１．３を超
えており、伸びも低いため、成形性に劣り、表面性状も
悪かった。さらに、焼付硬化性も不十分であった。
【００３５】
【発明の効果】この発明によれば、伸び、プレス成形
性、及び低温・短時間の塗装焼付の際の焼付硬化能が従
来のアルミニウム合金板よりも優れており、プレス成形
性と塗装焼付後の耐デント性が要求される自動車ボディ
−シ−ト用等として好適なアルミニウム合金板及びその
製造方法が提供される。
性、及び低温・短時間の塗装焼付の際の焼付硬化能が従
来のアルミニウム合金板よりも優れており、プレス成形
性と塗装焼付後の耐デント性が要求される自動車ボディ
−シ−ト用等として好適なアルミニウム合金板及びその
製造方法が提供される。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】
【表３】
【００３９】
【表４】
【００４０】
【表５】
【図１】図１はＳｉ含有量と焼付硬化性との関係を示す
図。
図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 深井 英明 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (56)参考文献 特開 昭61−272342（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−118050（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−118049（ＪＰ，Ａ)
Claims (7)
- 【請求項１】 重量％で、Ｍｇを１．５〜３．８％、Ｓ
ｉを０．４２〜０．７６％、Ｃｕを０．２５〜３．０
％、Ｆｅを０．０３〜０．２５％、Ｔｉを０．００５〜
０．１５％、Ｂを０．０００２〜０．０５％の範囲で含
有し、かつＳｉ及びＭｇがＳｉ≦（６−Ｍｇ）／６
（％）の関係を満たし、残部がＡｌ及び不可避的不純物
からなり、結晶粒における圧延方向の軸長をＬ、Ｌに対
して垂直の板厚方向の軸長をＨとした場合に、その平均
アスペクト比Ｌ／Ｈが１．３以下であることを特徴とす
る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。 - 【請求項２】 重量％で、０．０１〜０．１５％のＭ
ｎ、０．０１〜０．１５％のＣｒ、０．０１〜０．１２
％のＺｒ、及び０．０１〜０．１８％のＶのうち１種又
は２種以上をさらに含んでいることを特徴とする請求項
１に記載の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。 - 【請求項３】 重量％で０．２〜０．５％のＺｎをさら
に含んでいることを特徴とする請求項１又は２に記載の
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。 - 【請求項４】 重量％で、Ｍｇを１．５〜３．８％、Ｓ
ｉを０．４２〜０．７６％、Ｃｕを０．２５〜３．０
％、Ｆｅを０．０３〜０．２５％、Ｔｉを０．００５〜
０．１５％、Ｂを０．０００２〜０．０５％の範囲で含
有し、かつＳｉ及びＭｇがＳｉ≦（６−Ｍｇ）／６
（％）の関係を満たし、残部がＡｌ及び不可避的不純物
からなるアルミニウム合金の鋳塊に対し、４５０〜５８
０℃の範囲内の温度で１段又は多段の均質化処理を施し
た後、この鋳塊を熱間圧延及び冷間圧延することにより
所望の板厚とし、次いで４４０〜５８０℃の範囲内の温
度まで３℃／秒以上の加熱速度で加熱してその温度で０
〜１２０秒間保持し、その後１００℃まで２℃／秒以上
の冷却速度で冷却することを特徴とする低温焼付による
硬化性に優れたプレス成形用アルミニウム合金板の製造
方法。 - 【請求項５】 前記アルミニウム合金の鋳塊は、重量％
で、０．０１〜０．１５％のＭｎ、０．０１〜０．１５
％のＣｒ、０．０１〜０．１２％のＺｒ、及び０．０１
〜０．１８％のＶのうち１種又は２種以上をさらに含ん
でいることを特徴とする請求項４に記載の低温焼付によ
る硬化性に優れたプレス成形用アルミニウム合金板の製
造方法。 - 【請求項６】 前記アルミニウム合金の鋳塊は、重量％
で０．２〜０．５％のＺｎをさらに含んでいることを特
徴とする請求項４又は５に記載の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の製造方法。 - 【請求項７】 熱間圧延と冷間圧延との間、又は冷間圧
延と冷間圧延との間、又はその両方で、３２０〜５８０
℃の範囲内の温度における中間焼鈍処理を１回又は２回
以上実施することを特徴とする請求項４乃至６のいずれ
か１項に記載の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の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3130069A JP2595836B2 (ja) | 1991-03-30 | 1991-05-31 | 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 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9346391 | 1991-03-30 | ||
| JP3-93463 | 1991-03-30 | ||
| JP3130069A JP2595836B2 (ja) | 1991-03-30 | 1991-05-31 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04365834A JPH04365834A (ja) | 1992-12-17 |
| JP2595836B2 true JP2595836B2 (ja) | 1997-04-02 |
Family
ID=26434824
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3130069A Expired - Lifetime JP2595836B2 (ja) | 1991-03-30 | 1991-05-31 | 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2595836B2 (ja) |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0543974A (ja) * | 1991-08-16 | 1993-02-23 | Nkk Corp | 焼付硬化性及びプレス成形性に優れたアルミニウム合金板及びその製造方法 |
| DE69311089T2 (de) * | 1993-03-03 | 1998-01-22 | Nippon Kokan Kk | Blech aus einer AL-Legierung für Pressformen, das ausgezeichnete Härtbarkeit aufweist, die beim Anlassen bei relativ niedrigen Temperaturen in kurzer Zeit erhältlich ist, und Verfahren zur Herstellungen desselben |
| JP2997156B2 (ja) * | 1993-09-30 | 2000-01-11 | 日本鋼管株式会社 | 成形性及び塗装焼付硬化性に優れた常温遅時効性アルミニウム合金薄板の製造方法 |
| JPH09137243A (ja) | 1995-11-10 | 1997-05-27 | Nkk Corp | プレス成形後曲げ性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 |
| 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 |
| ES2933801T3 (es) * | 2017-07-10 | 2023-02-14 | Novelis Inc | Aleación de aluminio resistente a la corrosión de alta resistencia mecánica y método para su fabricación |
| CN108374111B (zh) * | 2018-03-25 | 2020-02-07 | 帅翼驰铝合金新材料(重庆)有限公司 | 一种高强度耐腐蚀铝合金建筑材料及其生产方法 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61272342A (ja) * | 1985-05-27 | 1986-12-02 | Kobe Steel Ltd | 成形性、焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板およびその製造法 |
| JPH02118050A (ja) * | 1988-10-27 | 1990-05-02 | Sky Alum Co Ltd | 成形加工用アルミニウム合金圧延板およびその製造方法 |
| JPH02118049A (ja) * | 1988-10-27 | 1990-05-02 | Sky Alum Co Ltd | 成形加工用ｔ４処理アルミニウム合金圧延板およびその製造方法 |
-
1991
- 1991-05-31 JP JP3130069A patent/JP2595836B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04365834A (ja) | 1992-12-17 |
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