JP2997146B2

JP2997146B2 - 低温短時間焼付け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

Publication number: JP2997146B2
Application number: JP5066006A
Authority: JP
Inventors: 毅藤田; 正和新倉; 眞司三田尾; 正孝須賀
Original assignee: Mitsubishi Aluminum Co Ltd; JFE Engineering Corp
Current assignee: Mitsubishi Aluminum Co Ltd; JFE Engineering Corp
Priority date: 1992-05-18
Filing date: 1993-03-03
Publication date: 2000-01-11
Anticipated expiration: 2015-01-11
Also published as: JPH0633179A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、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し、特に、焼付け温
度１２０〜１８０℃、焼付け時間５〜４０分間の低温短
時間の焼付でも焼付硬化性に優れ、自動車車体等に好適
な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ーパネル用板材と
して表面処理冷間圧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ーパネル用板材
にアルミニウム合金板が使用され始めてきている。

【０００３】最近では、プレス加工メーカーの要求も厳
しくなりつつあり、形状凍結性の点からプレス前の降伏
強度が低く（自動車技術Vol.45,No.6(1991),45) 、なお
かつ、深絞り、張り出し等の成形性及び耐デント性の点
から塗装焼付により強度が向上する材料が要求されてい
る。

【０００４】そこで、アルミニウム合金の中でも、特
に、成形性に優れる非熱処理型のＡｌ−Ｍｇ系合金に対
し、ＣｕやＺｎを添加し、時効硬化によって強度を高め
る工夫がなされている。例えば、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系合
金（特開昭５７−１２０６４８、特開平１−２２５７３
８）、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ−Ｚｎ系合金（特公昭５６−３
１８６０）等がある。しかし、これらはＡｌ−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系合金に比べて成形性が優れているものの、従来の表
面処理冷間圧延鋼板よりも劣り、プレス成形前の強度が
高いため形状凍結性にも劣る。さらには塗装焼付工程に
よる硬化は小さく、プレス時の加工硬化分の低下を防ぐ
程度である。特に、特開昭５７−１２０６４８では、塗
装焼付時に強度上昇を目的としてＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化
合物の析出を図っているが、いまだ不十分である。な
お、従来、焼付硬化に対するＳｉの効果は認められてい
ないため、Ｓｉを微量に規制している。

【０００５】また、従来からボディーパネル用材料とし
て用いられていた５０５２−０材は、プレス成形前の降
伏強度が低く形状凍結性に優れるが塗装焼付硬化性を有
しないため強度が低く耐デント性に劣るという問題があ
った。

【０００６】上記のＡｌ−Ｍｇ系にＣｕ、あるいはＣｕ
及びＺｎを添加した焼付硬化タイプの合金は共通して、
最終熱処理後の常温時効によるプレス前の強度の経時変
化（住軽技報、32,1(1991),20 、軽金属学会第３１回シ
ンポジウム、３１ページ）の問題があり、素材の製造、
熱処理時期、実際のプレス加工までの期間のコントロー
ルが必要である。

【０００７】この問題を改善した技術の一つに、Ａｌ−
Ｍｇ−Ｃｕ−Ｚｎ系において、常温時効を大きく支配す
るＺｎ量を低下させて時効を抑制したものがある（特公
平４−６９２２０）。

【０００８】しかし、いずれの合金も比較的鋼板に近い
成形性を有するものの、焼付硬化性又は形状凍結性が満
足されず、あるいは常温時効が生じてしまう。

【０００９】

【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、その目的は、第１に低
温かつ短時間の焼付においても焼付硬化性が良好なプレ
ス成形用アルミニウム合金板及びその製造方法を提供す
ることにあり、第２に、さらにプレス成形前の強度を低
く保ち、なおかつ常温遅時効性に優れるためプレス成形
前の経時変化がないプレス成形用アルミニウム合金板及
びその製造方法を提供することにある。

【００１０】

【課題を解決するための手段及び作用】本発明者等は、
上記目的を達成するために種々検討を重ねた結果、Ａｌ
−Ｍｇ−Ｃｕ系合金において、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化合
物の析出相であるＳ´相の析出前段階の変調構造ＧＰＢ
の生成が促進され、電子線回折格子像においてストリー
クが表われる場合に、十分な焼付硬化性が得られること
を見出した。すなわち、焼付け温度１２０〜１８０℃、
焼付け時間５〜４０分間の低温短時間の焼付処理後の電
子線回折格子像においてＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化合物の回
折格子点位置にストリーク状の変調構造を示せば、その
範囲の低温短時間の焼付処理における焼付硬化性が優れ
たものとなる。この発明は本発明者らのこのような知見
に基づいてなされたものであり、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系に
Ｓｉを添加した組成を有し、焼付温度１２０〜１８０
℃、焼付け時間５〜４０分間の焼付処理後の電子線回折
格子像において、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化合物の回折格子
点位置にストリーク状の変調構造を示すことを特徴とす
る低温短時間焼付け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を提供するものである。

【００１１】上述のようなストリークは、Ａｌ−Ｍｇ−
Ｃｕ系合金のＣｕ及びＭｇの量を特定の範囲にし、特定
量のＳｉを添加することにより現出させることができ
る。具体的には、重量％で、Ｍｇを１．５〜３．５％、
Ｃｕを０．３〜１．０％、Ｓｉを０．０５〜０．６％の
範囲で含有し、かつＭｇ／Ｃｕの値が２〜７であり、残
部がＡｌ及び不可避的不純物からなる組成の場合に、最
も効果的に上述のような構成を実現することができる。

【００１２】Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化合物の析出相である
Ｓ´相の析出前段階の変調構造の電子線回折格子像の例
を図１に示す。図１はＡｌ（１００）回折パターンを示
すものであり、矢印で示すようにＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化
合物の回折格子点位置にストリークが認められる。ま
た、図２は電子線透過像であるが、図２には図１に示さ
れているような変調構造は認められない。すなわち、上
述の変調構造は電子線透過像では観察することができな
いほど微細であり、いわゆる析出物とは異なる。このよ
うに非常に微細であるため、極めて強化作用が大きく、
それゆえ焼付硬化を示すのである。

【００１３】Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金の常温時効を遅延
させる観点からは、上記Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系にＳｉを添
加した組成に対し、重量％で、０．０１〜０．５０％の
Ｓｎ、０．０１〜０．５０％のＣｄ、０．０１〜０．５
０％のＩｎから選択される１種又は２種以上をさらに含
有する組成とすることが好ましい。すなわち、焼付硬化
タイプのアルミニウム合金板は、常温で放置することに
より強度が上昇する常温時効の問題が生じるが、これら
の１種又は２種以上を含有することにより、常温時効の
影響が実質的に存在しなくなる程度に常温時効を遅延さ
せることができるのである。

【００１４】また、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系にＳｉを添加し
た組成に対し、あるいはこれに上記常温時効遅延成分を
添加した組成に対し、重量％で、０．０３〜０．５０％
のＦｅ、０．００５〜０．１５％のＴｉ、０．０００２
〜０．０５％のＢ、０．０１〜０．５０％のＭｎ、０．
０１〜０．１５％のＣｒ、０．０１〜０．１２％のＺ
ｒ、０．０１〜０．１８％のＶ、及び０．５％以下のＺ
ｎのうち１種又は２種以上をさらに含んでいてもこの発
明の効果が損なわれることはない。

【００１５】さらにまた、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金の常
温時効を遅延させる観点から、Ｍｇを１．５〜３．５
％、Ｃｕを０．３〜０．７％、Ｓｉを０．０５〜０．３
５％の範囲とし、かつＭｇ／Ｃｕの値が２〜７とするこ
とが好ましい。

【００１６】次に、組成の限定理由について説明する。
なお、％表示は全て重量％を示す。

【００１７】Ｍｇ：Ｍｇは本発明におけるＡｌ−Ｃｕ
−Ｍｇ系変調構造の構成元素である。しかし、その含有
量が１．５％未満では変調構造の生成が遅くなり、焼付
け温度１２０〜１８０℃、焼付け時間５〜４０分間の焼
付け処理条件では変調構造が生成しない。また、１．５
％未満では延性が低下する。一方、その含有量が３．５
％を超えるとやはり変調構造の生成が遅くなり、焼付け
温度１２０〜１８０℃、焼付け時間５〜４０分間の焼付
け処理条件では変調構造が生成しない。従って、Ｍｇの
含有量は１．５〜３．５％の範囲であることが望まし
い。

【００１８】Ｃｕ：Ｃｕは本発明におけるＡｌ−Ｃｕ
−Ｍｇ系変調構造の構成元素である。しかし、その含有
量が０．３％未満では変調構造が生成せず、一方１．０
％を超えると耐食性が著しく劣化する。従って、Ｃｕの
含有量は０．３〜１．０％であることが望ましい。ま
た、Ｃｕの含有量が０．７％を超えると常温においても
Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系変調構造が生成して強度が上昇し、
経時変化を生じる。また、耐食性も多少劣化する。従っ
て、常温遅時効性及び耐食性の観点から、０．３〜０．
７％が特に望ましい。

【００１９】なお、Ｍｇの含有量とＣｕの含有量との比
Ｍｇ／Ｃｕは、２〜７の範囲であることが望ましい。こ
の範囲内においてＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系変調構造を有効に
生成させることができる。

【００２０】図３はＭｇ及びＣｕ含有量と電子線回折に
よるストリーク発生の有無との関係を示す図である。こ
の図からＭｇ及びＣｕの含有量が上述の範囲であれば、
ストリークが発生することが理解される。

【００２１】Ｓｉ：ＳｉはＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系変調構
造の生成を促進させて硬化能を高めかつ常温時効を抑制
する元素であり、その機能を発揮するためにはその含有
量が０．０５％以上であることが望ましい。一方、その
含有量が０．６％を超えた場合には、上記変調構造は生
成されるものの、一方でＭｇ₂ＳｉのＧＰ（１）変調構
造を生成し、常温時効を促進し、焼付け前の強度が時効
と共に顕著に増大するため、焼付け硬化量がかえって減
少してしまう。従って、Ｓｉの含有量は０．６％以下で
あることが望ましい。

【００２２】図４に焼付け硬化量に及ぼすＳｉ含有量の
影響を示す。この図は合金板の製造において中間焼鈍を
行わなかった場合について示すものである。なお、焼付
け硬化量は焼付け処理後の降伏強度から処理前の降伏強
度を引いた値である。この図に示すように上記範囲にお
いて高い焼付け硬化量を示す。

【００２３】また、Ｍｇ₂ＳｉのＧＰ（１）変調構造を
生成させずに常温時効を遅延させる観点からは、Ｓｉの
含有量は０．３５％以下が特に望ましい。

【００２４】図５に常温時効、焼付硬化性に及ぼすＳｉ
量の影響を示す。この図から、Ｓｉ量が０．０５〜０．
３５％の範囲で、約５Kgf ／mm²以上の焼付硬化性を保
持しつつ、常温時効が抑制されていることがわかる。

【００２５】これら基本成分の他の成分の限定理由は以
下の通りである。

【００２６】Ｓｎ，Ｉｎ，Ｃｄ：これらの合金成分は
溶体化処理後の焼入れによって生じる凍結原子空孔と強
く結合する元素である。そのため、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系
化合物のＧＰＢゾーンの形成サイトである原子空孔の数
が減少し、常温での時効を遅延させることができるので
ある。しかし、これらの含有量が各々０．０１％未満で
はその効果を発揮させることができず、また０．５０％
を超えると効果が飽和し、添加量に応じた効果が得られ
ずコスト高となってしまう。

【００２７】図６に常温時効に及ぼすＳｎの影響を示
す。この図から、０．０５％以上のＳｎ添加により、常
温時効が遅延されることがわかる。

【００２８】Ｆｅ: Ｆｅの含有量が０．５０％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と結び付いて変調
構造の生成に有用なＳｉの量を低下させる。従って、Ｆ
ｅの含有量は０．５％以下であることが望ましい。しか
し、微量添加することにより成形性の向上に寄与し、
０．０３％未満になるとその効果が得られないため、
０．０３％以上であることが望ましい。

【００２９】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。従って、これらを複合添加す
ることが重要である。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。
従って、Ｔｉ及びＢの含有量を上記効果を有効に得るこ
とができる範囲、すなわち夫々０．００５〜０．１５％
及び０．０００２〜０．０５％の範囲であることが望ま
しい。

【００３０】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、これら
を添加する場合には、Ｍｎ，Ｃｒ、Ｚｒ、及びＶの含有
量を夫々０．０１〜０．５０％、０．０１〜０．１５
％、０．０１〜０．１２％、及び０．０１〜０．１８％
に規定される。

【００３１】Ｚｎ：Ｚｎは強度の向上に寄与する元素
であるが、０．５％を超えると焼付け硬化量が低下して
しまう。すなわち、０．５％を超えるとＡｌ−Ｚｎ系化
合物の析出前段階の変調構造を生成するが、この変調構
造は常温においても生成し、焼付け前の強度が時効に伴
って顕著に増大するため、焼付け硬化量がかえって低下
するのである。従って、Ｚｎを添加する場合でも０．５
％を超えないことが必須である。

【００３２】なお、さらに他の元素としてＢｅを０．０
１％まで添加してもよい。Ｂｅは鋳造時の酸化を防止
し、鋳造性及び熱間加工性を向上させ、合金板の成形性
を向上させる元素である。ただし、０．０１％を超える
と、その効果が飽和するばかりでなく、毒性の強い元素
であることから鋳造作業環境を害する恐れがあるので好
ましくない。従って、Ｂｅを添加する場合でも、その量
は０．０１％までに規定される。

【００３３】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、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。

【００３４】次に、この発明の合金板を得るための製造
条件について説明する。

【００３５】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４００〜５８０℃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４００℃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４００〜５８０℃
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。

【００３６】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、次に行われる熱処理の前後両方又はいずれか
で５％以下のレベリング、ストレッチング、あるいはス
キンパス圧延を実施してもよい。

【００３７】圧延終了後、このような圧延板材に対し、
５００〜５８０℃の範囲内の温度に３℃／秒以上の加熱
速度で加熱して、その温度に達した後即座に、又は６０
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。この熱処理は、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化合物の変調構
造を構成するＣｕ，Ｍｇの溶体化を図り、十分な焼付け
硬化を得るために行うものである。この場合に、加熱温
度が５００℃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、加熱温度が５８０℃を超えた
り、加熱速度が３℃／秒未満であったり、保持時間が６
０秒を超えると、結晶粒の一部が異常粒成長を起こしや
すなる。さらに、１００℃までの冷却速度が２℃／秒未
満では、冷却中に粗大なＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ化合物が析出
し焼付硬化性を向上させる点から好ましくない。

【００３８】このような工程に加えて、中間板厚まで圧
延した後、５００〜５８０℃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０〜６０秒間保
持し、その後１００℃まで２℃／秒以上の冷却速度で冷
却する中間焼鈍を行い、その後に圧延率５〜４５％の範
囲内で冷間圧延を施して所望の板厚とすることが好まし
い。このような工程を付加することにより、Ａｌ−Ｃｕ
−Ｍｇ系化合物の変調構造の生成が促進され、焼付硬化
性が増大する。

【００３９】図７は中間焼鈍を行う際の中間板厚と焼付
け硬化量との関係を示す図であり、最終板厚を１．０mm
と一定にした場合について示すものである。なお、横軸
には中間板厚の他に中間焼鈍後の冷間圧延の圧延率を併
記している。また、この図においても焼付け硬化量は焼
付け処理後の降伏強度から処理前の降伏強度を引いた値
である。この図から明らかなように、最終圧延率が５〜
４５％になるような中間板厚で中間焼鈍を行うことによ
り焼付け硬化量が７kg／mm²程度と極めて高い値とな
る。最終圧延率が５％以下ではＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化合
物の変調構造の生成が促進されず、焼付け硬化能が低
く、異常粒成長も生じて成形性を害する虞がある。な
お、この中間焼鈍の条件は、圧延後の熱処理条件と同じ
である。この際の加熱速度及び冷却速度が下限値未満の
場合には、粗大なＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ化合物が析出して焼
付け硬化能が低下する。

【００４０】このようにして得られたアルミニウム合金
板は、低温短時間焼付けによる硬化性に優れており、自
動車ボディ−シ−ト用として好適である。

【００４１】

【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）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、４４０℃で４時間その後５１０℃で１０時間の２段
均質化処理を実施し、次いで鋳片を４６０℃に加熱し、
板厚４mmまで熱間圧延を行い、室温に冷却した後、板厚
１．４mmまで冷間圧延を行った。その後、加熱温度３℃
／秒で５５０℃まで加熱し、その温度で１０秒間保持し
た後、１００℃まで２０℃／秒の冷却速度で強制空冷す
るという中間焼鈍を行った。次いで、室温に冷却した後
最終板厚まで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。この
厚さ１mmの板材を５５０℃まで１０℃／秒の速度で加熱
し、１０秒間保持後、１００℃まで２０℃／秒の冷却速
度で強制空冷を行った。

【００４２】このようにして製造した板材を室温で一週
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（ＪＩＳ
Ｚ２２４９：試験工具１７型）を実施した。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、プレス成形後の焼付塗装をシミュレ−トす
るために、１７０℃で２０分間の熱処理（焼付に対応）
を行い、その後もう一度、上述の試験と同一条件で引張
試験を行った。さらに電子顕微鏡観察を行った。

【００４３】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、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化合物の変調構造に対応
するストリークの有無も併記した。

【００４４】なお、表１の番号１〜１５は本発明の請求
項１又は３の組成範囲内のものであり（但し、番号５，
７，１２は欠番）、表２の番号１６〜３０はその範囲か
ら外れるものである。

【００４５】

【表１】

【００４６】

【表２】

【００４７】

【表３】

【００４８】

【表４】表３から明らかなように、番号１〜１５は、伸びが３０
％以上であり、ＣＣＶも良好で優れた成形性が得られる
ことが確認された。また、焼付け処理によりＡｌ−Ｃｕ
−Ｍｇ系化合物の変調構造に対応するストリークが生成
され、焼付硬化が降伏強度で６．５kgf ／mm²以上と高
い値を有していることが確認された。

【００４９】一方、表２に示す番号１６〜３０は、表４
から明らかなように、成形性及び焼き付け硬化性のいず
れかが不十分であった。例えば、焼き付け硬化に寄与す
る成分であるＭｇ，Ｓｉ，Ｃｕのいずれかの含有量が低
い番号１６，１８，２０、あるいはこれらが高い番号１
７，１９、２１は、焼き付け処理後の電子線回折におい
てストリークを示さず、焼き付け構成が高々４ｋｇｆ／
ｍｍ２程度であった。また、Ｚｎが高い番号２５は焼き
付け硬化性が２．４ｋｇｆ／ｍｍ２と低い値であった。
Ｆｅ，Ｔｉ−Ｂ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖの量が好ましい
範囲から外れている番号２２，２３，２４，２６，２
７，２８，２９は成形性が低かった。さらに、Ｍｇ／Ｃ
ｕが２〜７の範囲から外れている番号３０は焼き付け硬
化が３．６ｋｇｆ／ｍｍ２であった。（実施例２）ここでは、表１，２に示す番号１〜３０と同一の組成を
用いて、中間焼鈍を行なわないこと以外は、実施例１と
同様の条件で製造した合金板について、実施例１と同様
の試験で行った。その結果を表５，６に示す。なお、表
５，６では番号１〜３０と同様の組成に対応して番号１
´〜３０´で示した（但し、５´、７´および１２´は
欠番）。

【００５０】

【表５】

【００５１】

【表６】表５に示すように、番号１´〜１５´は番号１〜１５と
同様３０％以上の高い伸びを有していることが確認され
た。また、焼付け処理によりＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化合物
の変調構造に対応するストリークが生成され、焼付硬化
が中間焼鈍ありの場合よりも低いものの、降伏強度で
５．２kgf ／mm²以上と高い値を有していることが確認
された。

【００５２】また、番号１６´〜３０´についても、表
６で示すように、焼付硬化性が番号１６〜３０よりも若
干低下することが確認された。（実施例３）次に、表１に示した合金のうち、番号１に
対応する組成を有する鋳塊を使用し、表７に示す製造条
件で合金板材を製造した。なお、表７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、実施例１と同様の評価試験を行った結
果も表７に併記した。表７中記号Ａ〜Ｅは本発明に係る
製造方法の範囲内のものであり、記号Ｆ〜Ｌはその範囲
から外れるものである。

【００５３】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７に併記
する。

【００５４】

【表７】表７から明らかなように、本発明の条件を満足しない記
号Ｆ〜Ｌ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。

【００５５】例えば、比較例のＦ，Ｇ，Ｉ，Ｊのように
均質化温度、熱処理温度が高かったり、あるいは中間焼
鈍後の冷間圧延率が低い、熱処理の加熱速度が小さい場
合には異常粒成長が生じ、伸び及び成形性が劣る。ま
た、Ｈのように中間焼鈍後の冷間圧延率が高かったり、
Ｌのように溶体化焼入れ条件における冷却速度が低い場
合には、電子線回折パターンにおいてＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ
系化合物の変調構造に対応するストリークが表われず、
焼付硬化性に劣る。また、Ｋのように溶体化焼き入れ条
件の加熱保持温度が低い場合には、伸びが低いため成形
性に劣り、また十分な焼付硬化が得られない。（実施例４）この実施例では、番号１に対応する組成の
鋳塊を用い、中間焼鈍を行わない他は、実施例３のＡ〜
Ｌと同様の条件にて合金板を製造し、実施例３と同様の
試験を行った。その結果を表８に示す。なお、表８では
記号Ａ〜Ｌに対応してＡ´〜Ｌ´で示した。

【００５６】

【表８】表８に示すように、記号Ａ´〜Ｅ´はいずれも焼付硬化
性がＡ〜Ｅよりも若干劣るものの、依然として高い値を
示していることが確認された。また、記号Ｆ´〜Ｌ´に
ついても、Ｆ〜Ｌよりも若干低い焼付硬化性を示した。（実施例５）この実施例では、表１の番号１と同一の組
成で、表８の記号Ａ´の条件で製造した合金板を用い、
焼付条件を変化させた場合の焼付後の特性について試験
を行った。その結果を表９及び図８に示す。

【００５７】

【表９】これらから明らかなように、焼付け温度１２０〜１８０
℃、焼付け時間５〜４０分間の焼付け処理によりＡｌ−
Ｃｕ−Ｍｇ系化合物の変調構造に対応するストリークが
発生し、高い焼付硬化性を示すことが確認された。（実施例６）この実施例では、基本的にＳｎ、Ｉｎ、Ｃ
ｄを添加したものについて試験を行った。

【００５８】表１０、表１１に示すような成分・組成を
有する合金を実施例１と同様の条件で厚さ１mmの板材と
し、実施例１と同様の条件で熱処理を行った。

【００５９】この熱処理の後、室温で１日間、及び、常
温時効の影響を調査するため６０日間放置し、所定形状
に切出し、実施例１と同様に引張試験及びコニカルカッ
プ試験を実施した。また、実施例１と同様にプレス成形
後の焼付塗装をシミュレ−トし、焼付硬化性を把握し
た。さらに電子顕微鏡観察を行った。

【００６０】これらの結果を表１２、１３に示す。

【００６１】なお、表１０の番号３１〜４６は本発明の
請求項２及び３の組成範囲内のものであり（但し、３
５，３７及び４１は除く）、表１１の番号４７〜６１は
その範囲から外れるものである。

【００６２】

【表１０】

【００６３】

【表１１】

【００６４】

【表１２】

【００６５】

【表１３】表１２から明らかなように、番号３１〜４６は、伸びが
３０％以上であり、ＣＣＶも良好で優れた成形性が得ら
れることが確認された。また、焼付け処理によりＡｌ−
Ｃｕ−Ｍｇ系化合物の変調構造に対応するストリークが
生成され、焼付硬化が降伏強度で６．５kgf ／mm²以上
と高い値を有していることが確認された。さらに、常温
で６０日間保持した後でも、降伏強度が高々０．５kgf
／mm²程度の上昇に止まっており、常温時効が遅延され
ていることが確認された。

【００６６】一方、表１１に示す番号４７〜６１は、表
１３から明らかなように、成形性、焼付硬化性、常温遅
時効性のいずれかが不十分であった。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
量が低い番号４７，４９，５１、あるいはこれらが高い
番号４８，５０は、焼付け処理後の電子線回折において
ストリークを示さず、焼付硬化性が高々４kgf ／mm²程
度であった。また、Ｓｉ，Ｃｕ，Ｚｎが高い番号５０，
５２，５５、あるいはＳｎ，Ｉｎ，Ｃｄのいずれも低い
番号６０、は常温で６０日間保持することにより、降伏
強度が５kgf ／mm²以上上昇し、常温時効が顕著である
ことが確認された。

【００６７】なお、実施例１と同様に、Ｆｅ，Ｔｉ−
Ｂ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ，の量が好ましい範囲から外
れている番号５３，５４，５６，５７，５８，５９は成
形性が低く、Ｍｇ／Ｃｕが２〜７の範囲から外れている
番号６１は焼付硬化が３．６kgf ／mm²であった。（実施例７）次に、表１０に示した合金のうち、番号３
１に対応する組成を有する鋳塊を使用し、表１４に示す
製造条件で合金板材を製造した。なお、表１４に特に記
載されていない処理については実施例６の条件を採用し
た（圧延条件等）。なお、実施例６と同様の評価試験を
行った結果も表１４に併記した。表１４中記号Ｍ〜Ｑは
本発明に係る製造方法の範囲内のものであり、記号Ｒ〜
Ｘはその範囲から外れるものである。

【００６８】このようにして製造した板材について実施
例６と同様の評価試験を行った。その結果も表１４に併
記する。

【００６９】

【表１４】表１４から明らかなように、本発明の条件を満足しない
記号Ｒ〜Ｘ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。

【００７０】例えば、比較例のＲ，Ｇ，Ｕ，Ｖのように
均質化温度、熱処理温度が高かったり、あるいは中間焼
鈍後の冷間圧延率が低い、熱処理の加熱速度が小さい場
合には異常粒成長が生じ、伸び及び成形性が劣る。ま
た、Ｔのように中間焼鈍後の冷間圧延率が高かったり、
Ｘのように溶体化焼入れ条件における冷却速度が低い場
合には、電子線回折パターンにおいてＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ
系化合物の変調構造に対応するストリークが表われず、
焼付硬化性に劣る。また、Ｗのように溶体化焼き入れ条
件の加熱保持温度が低い場合には、伸びが低いため成形
性に劣り、また十分な焼付硬化が得られない。（実施例８）この実施例では、Ｍｇ：１．５〜３．５
％、Ｃｕ：０．３〜０．７％、Ｓｉ：０．０５〜０．３
５％に規定した効果を把握した。既述した合金のうち、
この範囲内に含まれる合金番号１，４，６及びこの範囲
からは外れる合金番号５，７について、実施例１と同様
の条件で厚さ１ｍｍの板材とし、実施例１と同様の条件
で熱処理を行った。

【００７１】この熱処理後、室温で１日間及び常温時効
の影響を調査するために３０日及び９０日間放置し、実
施例１と同様に引張試験及びコニカルカップ試験を実施
した。表１５にその結果を示す。

【００７２】

【表１５】表１５から明らかなように、上記組成範囲に含まれる番
号１，４，６は常温において９０日間保持した後でも、
降伏強度の上昇がほとんどないことがなく、また、ＣＣ
Ｖにも優れており、常温時効が遅延されていることが確
認された。

【００７３】一方、上記組成範囲から外れる番号５，７
は常温保持日数にともない降伏強度が上昇し、成形性も
低下することが確認された。

【００７４】

【発明の効果】この発明によれば、低温かつ短時間の焼
付においても焼付硬化性が良好な成形用アルミニウム合
金板及びその製造方法、及び、さらにプレス成形前の強
度を低く保ち、なおかつ常温遅時効性に優れるためプレ
ス成形前の経時変化がないプレス成形用アルミニウム合
金板及びその製造方法が提供される。このアルミニウム
合金板は自動車車体に好適である。

【図面の簡単な説明】

【図１】この発明に係るアルミニウム合金板の結晶構造
を示す写真。

【図２】この発明に係るアルミニウム合金板の金属組織
を示す写真。

【図３】電子線回折格子像において、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ
系化合物の変調構造に対応するストリークの発生に及ぼ
すＭｇ及びＣｕの影響を示す図。

【図４】焼付硬化量に及ぼすＳｉの影響を示す図。

【図５】焼付硬化量及び常温時効量に及ぼすＳｉの影響
を示す図。

【図６】常温時効に及ぼすＳｎの影響を示す図。

【図７】焼付硬化量に及ぼす中間焼鈍後の圧延率の影響
を示す図。

【図８】焼付け温度及び時間と焼付け処理後のビッカー
ス硬度との関係を示す図。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者三田尾眞司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 (72)発明者須賀正孝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審査官井上猛 (56)参考文献特開昭57−120648（ＪＰ，Ａ) 特開平２−118049（ＪＰ，Ａ) 特開平１−225738（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 21/00 - 21/18 C22F 1/04 - 1/057

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｍｇを１．５〜３．５％、Ｃｕ
を０．３〜０．７％、Ｓｉを０．０５〜０．３５％，Ｆ
ｅを０．０３〜０．５０％、Ｔｉを０．００５〜０．１
５％、Ｂを０．０００２〜０．０５％、Ｚｎを０．５％
以下の範囲で含有し、かつＭｇ／Ｃｕの値が２〜７であ
り、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなることを特徴
とする低温短時間焼付け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、０．０１〜０．５０％のＳｎ，
０．０１〜０．５０％のＣｄ，０．０１〜０．５０％の
Ｉｎから選択される１種又は２種以上をさらに含有する
ことを特徴とする請求項１に記載の低温短時間焼付けに
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、０．０１〜０．１５％のＣｒ，
０．０１〜０．１２％のＺｒ，０．０１〜０．１８％の
Ｖの１種又は２種以上をさらに含有することを特徴とす
る請求項１又は２に記載の低温短時間焼付けによる硬化
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１．５〜３．５％、Ｃｕ
を０．３〜０．７％、Ｓｉを０．０５〜０．３５％、Ｆ
ｅを０．０３〜０．５０％、Ｔｉを０．００５〜０．１
５％、Ｂを０．０００２〜０．０５％、Ｚｎを０．５％
以下の範囲で含有し、かつＭｇ／Ｃｕの値が２〜７であ
り、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、４００〜５８０℃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５００〜５８０℃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０〜６０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短時間焼付け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、０．０１〜０．５０％のＳｎ，０．０１〜０．５０
％のＣｄ，０．０１〜０．５０％のＩｎから選択される
１種又は２種以上をさらに含有することを特徴とする請
求項４に記載の低温短時間焼付け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、０．０１〜０．１５％のＣｒ，０．０１〜０．１２
％のＺｒ，０．０１〜０．１８％のＶの１種又は２種以
上をさらに含有することを特徴とする請求項４又は５に
記載の低温短時間焼付け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】前記所望の板厚に圧延される前の中間板厚
まで圧延した後、５００〜５８０℃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０〜６０
秒間保持し、その後１００℃まで２℃／秒以上の冷却速
度で冷却する中間焼鈍を行ない、その後に圧延率５〜４
５％の範囲内で冷間圧延を施して所望の板厚とすること
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
温短時間焼付け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。