JP3226259B2 - 成形性、焼き付け硬化性及び耐食性に優れるアルミニウム合金板及びその製造方法 - Google Patents
成形性、焼き付け硬化性及び耐食性に優れるアルミニウム合金板及びその製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車及び航空機
等の輸送機器及び一般機械部品等の用途での使用に適す
るアルミニウム合金板に関するものであり、特に自動車
等の外板等に供せられる成形性、焼き付け硬化性及び耐
食性に優れるアルミニウム合金板及びその製造方法に関
するものである。
等の輸送機器及び一般機械部品等の用途での使用に適す
るアルミニウム合金板に関するものであり、特に自動車
等の外板等に供せられる成形性、焼き付け硬化性及び耐
食性に優れるアルミニウム合金板及びその製造方法に関
するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来より、自動車を初めとする輸送機器
及び一般機械部品等の用途に供せられるＡｌ−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系合金板は、Ｔ４あるいはＴ３に調質した後、プレス
等の種々の成形加工法で製品形状に加工した後、強度を
得るため人工時効処理が施されている。航空機材におい
ては、ＭＩＬ規格に従って十分な人工時効が施される
が、自動車材のパネル材を初め一般機械部品等に使用さ
れる薄板材においては、主として焼付け塗装時の短時間
加熱処理で人工時効処理に代用され、このため、このよ
うな短時間の加熱処理で十分な強度が得られるように、
高い焼き付け硬化性が求められる。現在、このような用
途に使用されるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板としては、例
えば６００９合金、６０１０合金、６１１１合金が開発
され実用に供されている。また、上記に示したような用
途に用いられるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の溶体化処理
は、生産性を高くするため、連続焼鈍炉が一般的に用い
られている。
及び一般機械部品等の用途に供せられるＡｌ−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系合金板は、Ｔ４あるいはＴ３に調質した後、プレス
等の種々の成形加工法で製品形状に加工した後、強度を
得るため人工時効処理が施されている。航空機材におい
ては、ＭＩＬ規格に従って十分な人工時効が施される
が、自動車材のパネル材を初め一般機械部品等に使用さ
れる薄板材においては、主として焼付け塗装時の短時間
加熱処理で人工時効処理に代用され、このため、このよ
うな短時間の加熱処理で十分な強度が得られるように、
高い焼き付け硬化性が求められる。現在、このような用
途に使用されるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板としては、例
えば６００９合金、６０１０合金、６１１１合金が開発
され実用に供されている。また、上記に示したような用
途に用いられるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の溶体化処理
は、生産性を高くするため、連続焼鈍炉が一般的に用い
られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】近年、製品の意匠性の
向上要求あるいは成形工程削減によるコスト低減要求等
より、さらに成形性に優れるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板
の要望が高まってきている。しかしながら、上記で示し
た実用６０００系合金では、製品形状によっては、成形
加工時に加工割れ等が発生してしまうことがある。この
ため、製品形状をより成形しやすいものに変更したり、
１回当りの成形加工量を減らし成形工程数を増やすこと
などして使用されているのが現状であり、さらに成形性
に優れるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板が求められている。
向上要求あるいは成形工程削減によるコスト低減要求等
より、さらに成形性に優れるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板
の要望が高まってきている。しかしながら、上記で示し
た実用６０００系合金では、製品形状によっては、成形
加工時に加工割れ等が発生してしまうことがある。この
ため、製品形状をより成形しやすいものに変更したり、
１回当りの成形加工量を減らし成形工程数を増やすこと
などして使用されているのが現状であり、さらに成形性
に優れるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板が求められている。
【０００４】本発明が解決しようとする課題は、アルミ
ニウム合金の材料特性として、特に高い成形性が要求さ
れる部材部品として例えば自動車を初めとする輸送機器
及び一般機械部品等において、成形性さらには焼き付け
硬化性及び耐食性を向上させたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金
板を提供することにある。
ニウム合金の材料特性として、特に高い成形性が要求さ
れる部材部品として例えば自動車を初めとする輸送機器
及び一般機械部品等において、成形性さらには焼き付け
硬化性及び耐食性を向上させたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金
板を提供することにある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明に係る成形性、焼
き付け硬化性及び耐食性に優れるアルミニウム合金板
は、Ｍｇ：０．３５〜１．６％、Ｓｉ：０．３５〜１．
６％（但し、Ｓｉ／Ｍｇ≧０．６５）を含有し、さらに
Ｃｕ：０．８％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｆｅ：０．
３％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｍｎ：０．８％以下、
Ｚｒ：０．１５％以下のうちから少なくとも１種類以上
を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物（各０．０５％
以下）からなるアルミニウム合金であって、結晶粒界上
のＳｉ析出物のサイズが１．０μｍ以下で、析出物の間
隔が５μｍ以上であることを特徴とする。
き付け硬化性及び耐食性に優れるアルミニウム合金板
は、Ｍｇ：０．３５〜１．６％、Ｓｉ：０．３５〜１．
６％（但し、Ｓｉ／Ｍｇ≧０．６５）を含有し、さらに
Ｃｕ：０．８％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｆｅ：０．
３％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｍｎ：０．８％以下、
Ｚｒ：０．１５％以下のうちから少なくとも１種類以上
を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物（各０．０５％
以下）からなるアルミニウム合金であって、結晶粒界上
のＳｉ析出物のサイズが１．０μｍ以下で、析出物の間
隔が５μｍ以上であることを特徴とする。
【０００６】本発明に係る製造方法は、上記成形性、焼
き付け硬化性及び耐食性に優れるアルミニウム合金板を
得るための方法であり、上記成分組成を有するアルミニ
ウム合金を溶解鋳造後、均質化熱処理し、次いで熱間圧
延後、冷間圧延を施して所望の板厚とした後、加熱速度
２００℃／分以上で５１０〜５９０℃の温度に加熱し、
この温度域に１０秒以上保持した後、冷却速度１００℃
／秒以上（溶体化処理温度から２９０℃までの平均冷却
速度）で５０〜１２０℃の温度まで急速冷却し、そのま
ま５０〜１２０℃の温度域で１〜４８ｈｒ保持すること
を特徴とする。また、本発明に係る製造方法では、熱間
圧延工程と冷間圧延工程の間に溶体化処理として、加熱
速度２００℃／分以上で５１０〜５９０℃の温度に加熱
し、この温度域に１０秒以上保持した後、冷却速度１０
０℃／秒以上（溶体化処理温度から２９０℃までの平均
冷却速度）で２９０℃以下まで急速冷却する工程を有す
ることができる。
き付け硬化性及び耐食性に優れるアルミニウム合金板を
得るための方法であり、上記成分組成を有するアルミニ
ウム合金を溶解鋳造後、均質化熱処理し、次いで熱間圧
延後、冷間圧延を施して所望の板厚とした後、加熱速度
２００℃／分以上で５１０〜５９０℃の温度に加熱し、
この温度域に１０秒以上保持した後、冷却速度１００℃
／秒以上（溶体化処理温度から２９０℃までの平均冷却
速度）で５０〜１２０℃の温度まで急速冷却し、そのま
ま５０〜１２０℃の温度域で１〜４８ｈｒ保持すること
を特徴とする。また、本発明に係る製造方法では、熱間
圧延工程と冷間圧延工程の間に溶体化処理として、加熱
速度２００℃／分以上で５１０〜５９０℃の温度に加熱
し、この温度域に１０秒以上保持した後、冷却速度１０
０℃／秒以上（溶体化処理温度から２９０℃までの平均
冷却速度）で２９０℃以下まで急速冷却する工程を有す
ることができる。
【０００７】
【発明の実施の形態】本発明者らは、鋭意研究を重ねた
結果、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造工程において、
本来析出硬化型の合金である６０００系アルミニウム合
金に代表されるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金においては、主
要添加元素であるＭｇ、Ｓｉが約５００℃以上に加熱す
ることにより十分にマトリックス中に溶体化するが、こ
のような状態から不十分な冷却速度で冷却を行うと、特
に４００〜２９０℃の温度領域で、粗大なＭｇ2Ｓｉ金
属間化合物や単体Ｓｉの析出が生じ、特に単体Ｓｉは結
晶粒界上に顕著に析出し、このような粗大な単体Ｓｉ
は、成形加工時の応力集中源となり、粒界破壊を生じさ
せ、破壊の原因になることを見い出した。そして、加熱
と急速冷却を組み合せ、結晶粒界上のＳｉ析出物のサイ
ズが１．０μｍ以下、析出物の間隔が５μｍ以上とする
ことで、優れた成形性が得られるとともに、さらには焼
き付け硬化性及び耐食性を高めたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合
金板を得られることを知見し、本発明を完成したもので
ある。
結果、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造工程において、
本来析出硬化型の合金である６０００系アルミニウム合
金に代表されるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金においては、主
要添加元素であるＭｇ、Ｓｉが約５００℃以上に加熱す
ることにより十分にマトリックス中に溶体化するが、こ
のような状態から不十分な冷却速度で冷却を行うと、特
に４００〜２９０℃の温度領域で、粗大なＭｇ2Ｓｉ金
属間化合物や単体Ｓｉの析出が生じ、特に単体Ｓｉは結
晶粒界上に顕著に析出し、このような粗大な単体Ｓｉ
は、成形加工時の応力集中源となり、粒界破壊を生じさ
せ、破壊の原因になることを見い出した。そして、加熱
と急速冷却を組み合せ、結晶粒界上のＳｉ析出物のサイ
ズが１．０μｍ以下、析出物の間隔が５μｍ以上とする
ことで、優れた成形性が得られるとともに、さらには焼
き付け硬化性及び耐食性を高めたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合
金板を得られることを知見し、本発明を完成したもので
ある。
【０００８】ただ、上記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板を上
記方法に従って溶体化処理及び焼入れを行い、結晶粒界
上のＳｉ析出物のサイズが１．０μｍ以下、析出物の間
隔が５μｍ以上のアルミニウム合金板を得たとしても、
その後の管理状態（人工時効温度以下）によっては、た
とえ結晶粒界上の単体Ｓｉの析出状態が大きく変化しな
くても、時効が進みすぎ、強度が高くなるために、成形
性が低下してしまうことがある。そこで、強度に寄与す
るＧＰゾーン等の析出物を含め、結晶粒内及び粒界上を
合わせた平均的な情報を示すものとして、導電率を用
い、これで時効析出状態を管理するのが好ましく、これ
を４０〜４５％と規定することで、製造当初の高い成形
性、焼き付け硬化性さらには高い耐食性を維持すること
ができる。なかでも、好ましい導電率の範囲は４０〜４
３％である。
記方法に従って溶体化処理及び焼入れを行い、結晶粒界
上のＳｉ析出物のサイズが１．０μｍ以下、析出物の間
隔が５μｍ以上のアルミニウム合金板を得たとしても、
その後の管理状態（人工時効温度以下）によっては、た
とえ結晶粒界上の単体Ｓｉの析出状態が大きく変化しな
くても、時効が進みすぎ、強度が高くなるために、成形
性が低下してしまうことがある。そこで、強度に寄与す
るＧＰゾーン等の析出物を含め、結晶粒内及び粒界上を
合わせた平均的な情報を示すものとして、導電率を用
い、これで時効析出状態を管理するのが好ましく、これ
を４０〜４５％と規定することで、製造当初の高い成形
性、焼き付け硬化性さらには高い耐食性を維持すること
ができる。なかでも、好ましい導電率の範囲は４０〜４
３％である。
【０００９】なお、溶体化処理後の冷却途中に生じる化
合物と成形性との関係については、例えば特開平７−２
２８９５６号公報、特開平６−１７２０８号公報などの
本文中に記述されているが、本発明者らは、これらの条
件では、単体Ｓｉの粒界上への析出を防止することは不
十分であることを見い出した。つまり、これらの溶体化
処理及び焼入れ条件では、粒界上に粗大な単体Ｓｉが密
に析出してしまい、成形時に粒界破断を生じ、高い成形
性を得ることができない。また、粒界上に生じた粗大な
単体Ｓｉの分、焼付け塗装硬化も含め人工時効で到達す
る強度も当然のことながら低くなる。また、特開昭６４
−６５２４３号公報においても、溶体化処理後の冷却速
度と成形性との関係について実施例で記述しているが、
冷却速度が遅く、高い成形性が得られていない。
合物と成形性との関係については、例えば特開平７−２
２８９５６号公報、特開平６−１７２０８号公報などの
本文中に記述されているが、本発明者らは、これらの条
件では、単体Ｓｉの粒界上への析出を防止することは不
十分であることを見い出した。つまり、これらの溶体化
処理及び焼入れ条件では、粒界上に粗大な単体Ｓｉが密
に析出してしまい、成形時に粒界破断を生じ、高い成形
性を得ることができない。また、粒界上に生じた粗大な
単体Ｓｉの分、焼付け塗装硬化も含め人工時効で到達す
る強度も当然のことながら低くなる。また、特開昭６４
−６５２４３号公報においても、溶体化処理後の冷却速
度と成形性との関係について実施例で記述しているが、
冷却速度が遅く、高い成形性が得られていない。
【００１０】さらに、軽金属学会第９０回春期大会講演
概要（１９９６）第２８５〜２８６ページ「Ａｌ−Ｍｇ
−Ｓｉ系合金における粒界析出物と曲げ特性」には、Ｓ
ｉ相等による粒界被覆率が大きい（つまり粒界へのＳｉ
析出物が多い）と、曲げ特性が劣化することが記述され
ている。しかし、粒界上のＳｉ析出物の析出形態と曲げ
特性の関係については開示がなく、また、導電率と成形
性の関係についても開示されていない。
概要（１９９６）第２８５〜２８６ページ「Ａｌ−Ｍｇ
−Ｓｉ系合金における粒界析出物と曲げ特性」には、Ｓ
ｉ相等による粒界被覆率が大きい（つまり粒界へのＳｉ
析出物が多い）と、曲げ特性が劣化することが記述され
ている。しかし、粒界上のＳｉ析出物の析出形態と曲げ
特性の関係については開示がなく、また、導電率と成形
性の関係についても開示されていない。
【００１１】次に、本発明における化学成分の限定理由
について説明する。 Ｍｇ：ＭｇはＳｉとともに強度を付与する元素である。
Ｍｇ含有量が０．３５％未満では、塗装後加熱処理を施
した後に十分な強度が得られず、一方、１．６％を越え
ると伸びが低くなり、成形性が低下する。従って、Ｍｇ
含有量は０．３５〜１．６％の範囲とする。 Ｓｉ：ＳｉはＭｇとともに強度を付与する元素である
が、Ｓｉ含有量が０．３５％未満では、塗装後加熱処理
を施した後に十分な強度が得られず、一方、１．６％を
越えると伸びが低くなり、成形性が低下する。従って、
Ｓｉ含有量は０．３５〜１．６％の範囲とする。なお、
高い焼き付き硬化性を得るため、ＭｇとＳｉとの含有量
の割合は、Ｓｉ／Ｍｇ≧０．６５とする。
について説明する。 Ｍｇ：ＭｇはＳｉとともに強度を付与する元素である。
Ｍｇ含有量が０．３５％未満では、塗装後加熱処理を施
した後に十分な強度が得られず、一方、１．６％を越え
ると伸びが低くなり、成形性が低下する。従って、Ｍｇ
含有量は０．３５〜１．６％の範囲とする。 Ｓｉ：ＳｉはＭｇとともに強度を付与する元素である
が、Ｓｉ含有量が０．３５％未満では、塗装後加熱処理
を施した後に十分な強度が得られず、一方、１．６％を
越えると伸びが低くなり、成形性が低下する。従って、
Ｓｉ含有量は０．３５〜１．６％の範囲とする。なお、
高い焼き付き硬化性を得るため、ＭｇとＳｉとの含有量
の割合は、Ｓｉ／Ｍｇ≧０．６５とする。
【００１２】Ｃｕ：Ｃｕの添加は人工時効時にＭｇ2Ｓ
ｉを微細に析出させ、高い強度が実現する。但し、０．
８％を越えると耐食性が顕著に低下するため、含有量は
０．８％以下とする。 Ｆｅ：ＦｅはＡｌ7Ｃｕ2Ｆｅ、Ａｌ12（Ｆｅ，Ｍｎ）8
Ｃｕ2、（Ｆｅ，Ｍｎ）Ａｌ6、Ａｌ2Ｃｕ2Ｍｇ、Ａｌ2
Ｃｕ2、Ｍｇ2Ｓｉ等の晶出物を生成する。これらの晶出
物は破壊靱性及び疲労特性に対して有害である。Ｆｅ含
有量が０．３％を越えると顕著に破壊靱性及び疲労特性
は低下するため、Ｆｅ含有量は０．３％以下とする。
ｉを微細に析出させ、高い強度が実現する。但し、０．
８％を越えると耐食性が顕著に低下するため、含有量は
０．８％以下とする。 Ｆｅ：ＦｅはＡｌ7Ｃｕ2Ｆｅ、Ａｌ12（Ｆｅ，Ｍｎ）8
Ｃｕ2、（Ｆｅ，Ｍｎ）Ａｌ6、Ａｌ2Ｃｕ2Ｍｇ、Ａｌ2
Ｃｕ2、Ｍｇ2Ｓｉ等の晶出物を生成する。これらの晶出
物は破壊靱性及び疲労特性に対して有害である。Ｆｅ含
有量が０．３％を越えると顕著に破壊靱性及び疲労特性
は低下するため、Ｆｅ含有量は０．３％以下とする。
【００１３】Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ：Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒは均
質化熱処理時及びその後の熱間圧延時にＡｌ20Ｃｕ2Ｍ
ｎ8、Ａｌ12Ｍｇ2Ｃｒ、Ａｌ8Ｚｒ等の分散粒子を生成
する。分散粒子は再結晶後の粒界移動を妨げる効果があ
るため、微細結晶粒の作製には必要である。しかしなが
ら、過剰な添加は溶解鋳造時に粗大な不溶性金属間化合
物を生成しやすく、成形不良原因となる。また、特にＺ
ｒの過剰添加はミクロ組織をファイバー状にしやすく特
定方向の破壊靱性及び疲労特性、さらには成形性を劣化
させる。このため、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒそれぞれの添加量
は０．８０％、０．３０％、０．１５％以下とする。
質化熱処理時及びその後の熱間圧延時にＡｌ20Ｃｕ2Ｍ
ｎ8、Ａｌ12Ｍｇ2Ｃｒ、Ａｌ8Ｚｒ等の分散粒子を生成
する。分散粒子は再結晶後の粒界移動を妨げる効果があ
るため、微細結晶粒の作製には必要である。しかしなが
ら、過剰な添加は溶解鋳造時に粗大な不溶性金属間化合
物を生成しやすく、成形不良原因となる。また、特にＺ
ｒの過剰添加はミクロ組織をファイバー状にしやすく特
定方向の破壊靱性及び疲労特性、さらには成形性を劣化
させる。このため、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒそれぞれの添加量
は０．８０％、０．３０％、０．１５％以下とする。
【００１４】次に、本発明の製造条件について説明す
る。上記成分を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板は、常
法に則り溶解鋳造により鋳塊にした後、均質化処理、熱
間圧延後、必要に応じて焼鈍あるいは溶体化処理及び焼
入れした後、冷間圧延を行い、次いで溶体化処理及び５
０〜１２０℃の温度領域まで焼入れを順次行うことによ
り提供できる。冷間圧延を行った後の溶体化処理及び焼
入れ条件は、加熱速度２００℃／分以上で５１０〜５９
０℃の温度に加熱し、この温度域に１０秒以上保持した
後、冷却速度１００℃／秒以上（溶体化処理温度から２
９０℃までの平均冷却速度）で５０〜１２０℃の温度ま
で急速冷却した後、そのまま５０〜１２０℃の温度域で
１〜４８ｈｒ保持することとしている。
る。上記成分を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板は、常
法に則り溶解鋳造により鋳塊にした後、均質化処理、熱
間圧延後、必要に応じて焼鈍あるいは溶体化処理及び焼
入れした後、冷間圧延を行い、次いで溶体化処理及び５
０〜１２０℃の温度領域まで焼入れを順次行うことによ
り提供できる。冷間圧延を行った後の溶体化処理及び焼
入れ条件は、加熱速度２００℃／分以上で５１０〜５９
０℃の温度に加熱し、この温度域に１０秒以上保持した
後、冷却速度１００℃／秒以上（溶体化処理温度から２
９０℃までの平均冷却速度）で５０〜１２０℃の温度ま
で急速冷却した後、そのまま５０〜１２０℃の温度域で
１〜４８ｈｒ保持することとしている。
【００１５】上記組成のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金板の成形
加工時の粒界破断を防止するには、先に示したように、
結晶粒界上のＳｉ析出物のサイズが１．０μｍ以下で、
析出物の間隔が５μｍ以上が必要であるが、溶体化処理
温度５１０℃未満ではＳｉ単体析出物のマトリックス中
への再固溶は不十分であり、また、６００℃を越えると
粒界上での局部溶解が生じ、成形性を劣化させる。この
ため、溶体化処理温度領域は５１０〜５９０℃とする。
また、この温度領域では、１０秒以上の保持で十分にＳ
ｉ単体析出物はマトリックス中に再固溶する。なお、好
ましい溶体化処理温度は５３０〜５６０℃である。ま
た、Ｓｉ析出物のサイズは０．５μｍ以下がより好まし
い。溶体化処理温度までの加熱速度は、加熱速度２００
℃／分以上とする。これは、加熱速度が遅い場合、加熱
途中に粗大な単体ＳｉあるいはＭｇ2Ｓｉが析出してし
まい、再固溶させるには溶体化処理時間を長時間化させ
る必要が生じ、生産性を極度に低下させるためである。
また、結晶粒を微細に再結晶させるためにも、溶体化処
理温度までの加熱速度は２００℃／分以上とする。
加工時の粒界破断を防止するには、先に示したように、
結晶粒界上のＳｉ析出物のサイズが１．０μｍ以下で、
析出物の間隔が５μｍ以上が必要であるが、溶体化処理
温度５１０℃未満ではＳｉ単体析出物のマトリックス中
への再固溶は不十分であり、また、６００℃を越えると
粒界上での局部溶解が生じ、成形性を劣化させる。この
ため、溶体化処理温度領域は５１０〜５９０℃とする。
また、この温度領域では、１０秒以上の保持で十分にＳ
ｉ単体析出物はマトリックス中に再固溶する。なお、好
ましい溶体化処理温度は５３０〜５６０℃である。ま
た、Ｓｉ析出物のサイズは０．５μｍ以下がより好まし
い。溶体化処理温度までの加熱速度は、加熱速度２００
℃／分以上とする。これは、加熱速度が遅い場合、加熱
途中に粗大な単体ＳｉあるいはＭｇ2Ｓｉが析出してし
まい、再固溶させるには溶体化処理時間を長時間化させ
る必要が生じ、生産性を極度に低下させるためである。
また、結晶粒を微細に再結晶させるためにも、溶体化処
理温度までの加熱速度は２００℃／分以上とする。
【００１６】また、溶体化処理後の冷却途中に生じるＳ
ｉ単体の粒界上への析出を極力防止し、結晶粒界上のＳ
ｉ析出物のサイズが１．０μｍ以下で、析出物の間隔が
５μｍ以上とするには、冷却速度を１００℃／秒以上
（溶体化処理温度から２９０℃までの平均冷却速度）と
する必要がある。ここで、２９０℃までの冷却速度を特
に規定したのは、Ｓｉ及びＭｇ2Ｓｉの固溶温度以下２
９０℃以上の温度域でＳｉの粒界への析出が顕著になる
ためである。さらに、高い焼き付け硬化性を得るため、
特開昭６４−６５２４３号公報に示すように、溶体化処
理後の冷却は５０〜１２０℃の温度域まで急冷却した
後、いったん室温まで冷却することなく、そのまま５０
〜１２０℃の温度域で１〜４８ｈｒ保持する。
ｉ単体の粒界上への析出を極力防止し、結晶粒界上のＳ
ｉ析出物のサイズが１．０μｍ以下で、析出物の間隔が
５μｍ以上とするには、冷却速度を１００℃／秒以上
（溶体化処理温度から２９０℃までの平均冷却速度）と
する必要がある。ここで、２９０℃までの冷却速度を特
に規定したのは、Ｓｉ及びＭｇ2Ｓｉの固溶温度以下２
９０℃以上の温度域でＳｉの粒界への析出が顕著になる
ためである。さらに、高い焼き付け硬化性を得るため、
特開昭６４−６５２４３号公報に示すように、溶体化処
理後の冷却は５０〜１２０℃の温度域まで急冷却した
後、いったん室温まで冷却することなく、そのまま５０
〜１２０℃の温度域で１〜４８ｈｒ保持する。
【００１７】本発明方法では、熱間圧延工程と冷間圧延
工程との間に、必要に応じて溶体化処理を行うことがで
きる。これは、冷間圧延工程後の最終溶体化処理効果を
高め、さらに成形性を向上させるために行うものであ
る。溶体化処理条件は、最終溶体化処理条件と同様に加
熱速度２００℃／分以上で５１０〜５９０℃の温度に加
熱し、この温度域に１０秒以上保持した後、冷却速度１
００℃／秒以上（溶体化温度から２９０℃までの平均冷
却速度）で２９０℃以下までの急速冷却するものであ
る。
工程との間に、必要に応じて溶体化処理を行うことがで
きる。これは、冷間圧延工程後の最終溶体化処理効果を
高め、さらに成形性を向上させるために行うものであ
る。溶体化処理条件は、最終溶体化処理条件と同様に加
熱速度２００℃／分以上で５１０〜５９０℃の温度に加
熱し、この温度域に１０秒以上保持した後、冷却速度１
００℃／秒以上（溶体化温度から２９０℃までの平均冷
却速度）で２９０℃以下までの急速冷却するものであ
る。
【００１８】
【実施例】以下、実施例により本発明をさらに詳述す
る。なお、実施例中にて用いた材料測定法を下記に示
す。粒界析出物の形態、導電率、素材の引張特性及びエ
リクセン値の材料特性は最終溶体化処理・焼き入れした
後、２０〜３０℃で４カ月放置後、測定した。低温加熱
（焼き付け硬化相当）も２０〜３０℃で４カ月放置した
試料で行った。 （粒界析出物の測定方法）Ｓｉ単体析出物は、板表面か
ら板厚１／１０以内の部位（Ｌ−ＬＴ面）をＴＥＭ（成
分分析装置及び画像処理装置付属、×５０００倍）を用
いて２０視野観察した。Ｓｉ単体析出物のサイズは各粒
子の最大長とし、２０視野（視野面積：１６０μｍ2×
２０）中の最大サイズをその試料のＳｉ単体析出物のサ
イズとした。また、Ｓｉ単体析出物の間隔は２０視野中
の平均値とした。
る。なお、実施例中にて用いた材料測定法を下記に示
す。粒界析出物の形態、導電率、素材の引張特性及びエ
リクセン値の材料特性は最終溶体化処理・焼き入れした
後、２０〜３０℃で４カ月放置後、測定した。低温加熱
（焼き付け硬化相当）も２０〜３０℃で４カ月放置した
試料で行った。 （粒界析出物の測定方法）Ｓｉ単体析出物は、板表面か
ら板厚１／１０以内の部位（Ｌ−ＬＴ面）をＴＥＭ（成
分分析装置及び画像処理装置付属、×５０００倍）を用
いて２０視野観察した。Ｓｉ単体析出物のサイズは各粒
子の最大長とし、２０視野（視野面積：１６０μｍ2×
２０）中の最大サイズをその試料のＳｉ単体析出物のサ
イズとした。また、Ｓｉ単体析出物の間隔は２０視野中
の平均値とした。
【００１９】（導電率の測定方法）導電率は板表面を２
０℃に保持した状態でＪＩＳ−Ｈ０５０５に準拠し、２
０点測定してそれらの平均値をその試料の導電率とし
た。 （引張特性及びエリクセン値の測定方法）引張特性は、
ＪＩＳ−Ｚ２２４１に準拠し、常温大気中でＪＩＳ５号
試験片を用いて、ＬＴ方向（圧延方向に対して９０°方
向）に引張速度５ｍｍ／分にて測定した。エリクセン値
はＪＩＳＢ法で測定した。
０℃に保持した状態でＪＩＳ−Ｈ０５０５に準拠し、２
０点測定してそれらの平均値をその試料の導電率とし
た。 （引張特性及びエリクセン値の測定方法）引張特性は、
ＪＩＳ−Ｚ２２４１に準拠し、常温大気中でＪＩＳ５号
試験片を用いて、ＬＴ方向（圧延方向に対して９０°方
向）に引張速度５ｍｍ／分にて測定した。エリクセン値
はＪＩＳＢ法で測定した。
【００２０】（耐食性試験；糸錆性の評価方法）糸錆性
の評価に用いる試料は、脱脂→水洗→燐酸亜鉛処理→水
洗→乾燥→カチオン電着（塗膜２０μｍ、１５０℃×２
０分加熱）→中塗り（塗膜３０μｍ、１４０℃×２５分
加熱）→上塗り（塗膜３５μｍ、１５０℃×２５分加
熱）の順で作製した。糸錆試験は、塗膜にナイフで×印
状に人工疵を入れた後、塩水噴霧（ＪＩＳ−Ｚ２３７１
に準じる。２４ｈｒ暴露）→湿潤（温度４５℃、湿度９
５％、２０日暴露）した後、糸錆性を評価した。評価基
準は下記のとおりである。糸錆の長さ１．０ｍｍ以下が
◎、１．０〜２．０ｍｍが○、２．１〜４．０ｍｍが
△、４．１〜８．０ｍｍが×、８．１ｍｍ以上が××。
の評価に用いる試料は、脱脂→水洗→燐酸亜鉛処理→水
洗→乾燥→カチオン電着（塗膜２０μｍ、１５０℃×２
０分加熱）→中塗り（塗膜３０μｍ、１４０℃×２５分
加熱）→上塗り（塗膜３５μｍ、１５０℃×２５分加
熱）の順で作製した。糸錆試験は、塗膜にナイフで×印
状に人工疵を入れた後、塩水噴霧（ＪＩＳ−Ｚ２３７１
に準じる。２４ｈｒ暴露）→湿潤（温度４５℃、湿度９
５％、２０日暴露）した後、糸錆性を評価した。評価基
準は下記のとおりである。糸錆の長さ１．０ｍｍ以下が
◎、１．０〜２．０ｍｍが○、２．１〜４．０ｍｍが
△、４．１〜８．０ｍｍが×、８．１ｍｍ以上が××。
【００２１】（耐食性試験；粒界腐食感受性の評価方
法）粒界腐食感受性の評価は、低温加熱処理後の試料を
５０℃の１０％苛性ソーダ溶液中で１分間アルカリ洗浄
後、硝酸中で中和、水洗後アノード電解した後、試料断
面を研磨し、光学顕微鏡（×２００）で粒界腐食の有無
を観察した。評価基準は下記のとおりである。結晶粒界
中の粒界腐食の割合が５％未満が◎ ５以上１０％未満が○、１０％以上３０％未満が△、３
０％以上が×。
法）粒界腐食感受性の評価は、低温加熱処理後の試料を
５０℃の１０％苛性ソーダ溶液中で１分間アルカリ洗浄
後、硝酸中で中和、水洗後アノード電解した後、試料断
面を研磨し、光学顕微鏡（×２００）で粒界腐食の有無
を観察した。評価基準は下記のとおりである。結晶粒界
中の粒界腐食の割合が５％未満が◎ ５以上１０％未満が○、１０％以上３０％未満が△、３
０％以上が×。
【００２２】（実施例１）表１に示す化学成分を有する
アルミニウム合金を４００ｍｍ厚の鋳塊に溶解鋳造し、
面削後（片面１０ｍｍ、両面で２０ｍｍ）、加熱速度４
０℃／ｈｒ（常温から５４０℃の平均加熱速度）で５４
０℃に加熱後、４ｈｒ保持し均熱処理を行った。その
後、熱間圧延及び冷間圧延を行い、１ｍｍ厚の板とし
た。この板に溶体化処理及び焼入れ処理として、５３０
℃に加熱速度２５０℃／分で加熱後、２０秒間保持し、
６０℃の温度に冷却速度２００℃／秒で焼入れし、その
まま６０℃の温度で２４ｈｒ保持した。その後、２０〜
３０℃で４カ月放置した後、材料特性を測定した。ま
た、２０〜３０℃で４カ月放置後、２％の引張変形を付
加し、１７０℃×２０分間の加熱処理（低温加熱処理）
後の材料特性を測定した。素材の材料特性（２０〜３０
℃に４カ月放置後）並びに低温加熱処理後の耐力（焼き
付け硬化性）を表１に示す。
アルミニウム合金を４００ｍｍ厚の鋳塊に溶解鋳造し、
面削後（片面１０ｍｍ、両面で２０ｍｍ）、加熱速度４
０℃／ｈｒ（常温から５４０℃の平均加熱速度）で５４
０℃に加熱後、４ｈｒ保持し均熱処理を行った。その
後、熱間圧延及び冷間圧延を行い、１ｍｍ厚の板とし
た。この板に溶体化処理及び焼入れ処理として、５３０
℃に加熱速度２５０℃／分で加熱後、２０秒間保持し、
６０℃の温度に冷却速度２００℃／秒で焼入れし、その
まま６０℃の温度で２４ｈｒ保持した。その後、２０〜
３０℃で４カ月放置した後、材料特性を測定した。ま
た、２０〜３０℃で４カ月放置後、２％の引張変形を付
加し、１７０℃×２０分間の加熱処理（低温加熱処理）
後の材料特性を測定した。素材の材料特性（２０〜３０
℃に４カ月放置後）並びに低温加熱処理後の耐力（焼き
付け硬化性）を表１に示す。
【００２３】
【表１】
【００２４】表１より分かるように、本発明例は比較例
に比べて素材の成形性は著しく高く、また、焼き付け硬
化性も高く優れた材料であることが分かる。一方、導電
率が高い比較例１は素材の成形性は低く、焼き付け硬化
性も低く、Ｍｇ量及びＳｉ量が多い比較例２は成形性が
低いことが分かる。
に比べて素材の成形性は著しく高く、また、焼き付け硬
化性も高く優れた材料であることが分かる。一方、導電
率が高い比較例１は素材の成形性は低く、焼き付け硬化
性も低く、Ｍｇ量及びＳｉ量が多い比較例２は成形性が
低いことが分かる。
【００２５】（実施例２）Ｍｇ０．５％、Ｓｉ１．３
％、Ｍｎ０．０５％、Ｆｅ０．１６％、Ｔｉ０．０６％
を含み、残部不純物とアルミニウムとからなるアルミニ
ウム合金を溶解鋳造し４６０ｍｍ厚の鋳塊とし、次に５
４０℃×４ｈｒの均熱処理を行った後、熱間圧延及び冷
間圧延を行い、１ｍｍ厚の板とした。この板を種々の溶
体化処理温度に加熱して２０秒間保持し、種々の冷却速
度で６０℃に焼入れ、そのまま６０℃の温度で２４ｈｒ
保持した。その後、２０〜３０℃に４カ月放置した後、
材料特性を測定した。また、２０〜３０℃に４カ月放置
後、２％の引張変形を付加し、１７０℃×２０分間の加
熱処理（低温加熱処理）後の材料特性を測定した。素材
の材料特性（２０〜３０℃に４カ月放置後）並びに低温
加熱処理後の耐力（焼き付け硬化性）及び耐食性を表２
に示す。
％、Ｍｎ０．０５％、Ｆｅ０．１６％、Ｔｉ０．０６％
を含み、残部不純物とアルミニウムとからなるアルミニ
ウム合金を溶解鋳造し４６０ｍｍ厚の鋳塊とし、次に５
４０℃×４ｈｒの均熱処理を行った後、熱間圧延及び冷
間圧延を行い、１ｍｍ厚の板とした。この板を種々の溶
体化処理温度に加熱して２０秒間保持し、種々の冷却速
度で６０℃に焼入れ、そのまま６０℃の温度で２４ｈｒ
保持した。その後、２０〜３０℃に４カ月放置した後、
材料特性を測定した。また、２０〜３０℃に４カ月放置
後、２％の引張変形を付加し、１７０℃×２０分間の加
熱処理（低温加熱処理）後の材料特性を測定した。素材
の材料特性（２０〜３０℃に４カ月放置後）並びに低温
加熱処理後の耐力（焼き付け硬化性）及び耐食性を表２
に示す。
【００２６】
【表２】
【００２７】表２より分かるように、本発明例は、比較
例に比べて素材の成形性は著しく高く、耐食性に優れた
材料であることが分かる。一方、比較例は、素材の成形
性は低く、焼き付け硬化性も低く、また、耐食性も低い
ことが分かる。
例に比べて素材の成形性は著しく高く、耐食性に優れた
材料であることが分かる。一方、比較例は、素材の成形
性は低く、焼き付け硬化性も低く、また、耐食性も低い
ことが分かる。
【００２８】（実施例３）Ｍｇ０．５％、Ｓｉ１．３
％、Ｍｎ０．０５％、Ｆｅ０．１６％、Ｔｉ０．０６％
を含み、残部不純物とアルミニウムとからなるアルミニ
ウム合金を溶解鋳造し４６０ｍｍ厚の鋳塊とし、次に５
４０℃×４ｈｒの均熱処理を行った後、熱間圧延、溶態
化処理（加熱速度２５０℃／分、保持温度５３０℃、保
持時間２０秒、冷却速度２５０℃／秒）、冷間圧延を行
い、１ｍｍ厚の板とした。この板を各溶体化温度に加熱
して２０秒間保持し、各冷却速度で６０℃の温度に焼入
れ、そのまま６０℃の温度で２４ｈｒ保持した。その
後、２０〜３０℃に４カ月放置後、材料特性を測定し
た。また、２０〜３０℃に４カ月放置後、２％の引張変
形を付加し、１７０℃×２０分間の加熱処理（低温加熱
処理）後の材料特性を測定した。素材の材料特性（２０
〜３０℃に３カ月放置後）並びに低温加熱処理後の耐力
（焼き付け硬化性）及び耐食性を表３に示す。また、表
３には実施例２の発明例６及び発明例７（中間溶体化し
ていないもの）のデータをあわせて載せた。
％、Ｍｎ０．０５％、Ｆｅ０．１６％、Ｔｉ０．０６％
を含み、残部不純物とアルミニウムとからなるアルミニ
ウム合金を溶解鋳造し４６０ｍｍ厚の鋳塊とし、次に５
４０℃×４ｈｒの均熱処理を行った後、熱間圧延、溶態
化処理（加熱速度２５０℃／分、保持温度５３０℃、保
持時間２０秒、冷却速度２５０℃／秒）、冷間圧延を行
い、１ｍｍ厚の板とした。この板を各溶体化温度に加熱
して２０秒間保持し、各冷却速度で６０℃の温度に焼入
れ、そのまま６０℃の温度で２４ｈｒ保持した。その
後、２０〜３０℃に４カ月放置後、材料特性を測定し
た。また、２０〜３０℃に４カ月放置後、２％の引張変
形を付加し、１７０℃×２０分間の加熱処理（低温加熱
処理）後の材料特性を測定した。素材の材料特性（２０
〜３０℃に３カ月放置後）並びに低温加熱処理後の耐力
（焼き付け硬化性）及び耐食性を表３に示す。また、表
３には実施例２の発明例６及び発明例７（中間溶体化し
ていないもの）のデータをあわせて載せた。
【００２９】
【表３】
【００３０】表３より分かるように、本発明例は比較例
に比べて素材の成形性は著しく高く、また焼き付け硬化
性も高く、耐食性に優れた材料であることが分かる。一
方、比較例は、素材の成形性は低く、焼き付け硬化性も
低く、また耐食性も低いことが分かる。
に比べて素材の成形性は著しく高く、また焼き付け硬化
性も高く、耐食性に優れた材料であることが分かる。一
方、比較例は、素材の成形性は低く、焼き付け硬化性も
低く、また耐食性も低いことが分かる。
【００３１】
【発明の効果】本発明によれば、高い成形性が要求され
る部材部品として例えば自動車を初めとする輸送機器及
び一般機械部品等において、成形性さらには焼き付け硬
化性及び耐食性を向上させたアルミニウム合金板を得る
ことができる。
る部材部品として例えば自動車を初めとする輸送機器及
び一般機械部品等において、成形性さらには焼き付け硬
化性及び耐食性を向上させたアルミニウム合金板を得る
ことができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９２ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９２Ａ (56)参考文献 特開 平４−318144（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−65586（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−268356（ＪＰ，Ａ) 特公 平６−74480（ＪＰ，Ｂ２) 特公 平６−60366（ＪＰ，Ｂ２) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 21/00 - 21/18 C22F 1/00 - 1/057
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％で（以下、同じ）、Ｍｇ：０．３
５〜１．６％、Ｓｉ：０．３５〜１．６％を含有し、か
つＳｉ／Ｍｇ≧０．６５であり、さらにＣｕ：０．８％
以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｆｅ：０．３％以下、Ｃ
ｒ：０．３％以下、Ｍｎ：０．８％以下、Ｚｒ：０．１
５％以下のうちから少なくとも１種類以上を含有し、残
部がＡｌ及び各０．０５％以下の不可避不純物からなる
アルミニウム合金であって、結晶粒界上のＳｉ析出物の
サイズが１．０μｍ以下で、析出物の間隔が５μｍ以上
であることを特徴とする成形性、焼き付け硬化性及び耐
食性に優れるアルミニウム合金板。 - 【請求項２】 導電率が４０〜４５％であることを特徴
とする請求項１に記載された成形性、焼き付け硬化性及
び耐食性に優れるアルミニウム合金板。 - 【請求項３】 Ｍｇ：０．３５〜１．６％、Ｓｉ：０．
３５〜１．６％を含有し、かつＳｉ／Ｍｇ≧０．６５で
あり、さらにＣｕ：０．８％以下、Ｔｉ：０．１％以
下、Ｆｅ：０．３％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｍｎ：
０．８％以下、Ｚｒ：０．１５％以下のうちから少なく
とも１種類以上を含有し、残部がＡｌ及び各０．０５％
以下の不可避不純物からなるアルミニウム合金を溶解鋳
造後、均質化熱処理し、次いで熱間圧延後、冷間圧延を
施して所望の板厚とした後、加熱速度２００℃／分以上
で５１０〜５９０℃の温度に加熱し、この温度域に１０
秒以上保持した後、溶体化処理温度から２９０℃までの
平均冷却速度を１００℃／秒以上として５０〜１２０℃
の温度まで急速冷却して焼入れし、そのまま５０〜１２
０℃の温度域で１〜４８ｈｒ保持し、結晶粒界上のＳｉ
析出物のサイズが１．０μｍ以下で、析出物の間隔が５
μｍ以上のアルミニウム合金板を得ることを特徴とす
る、成形性、焼き付け硬化性及び耐食性に優れるアルミ
ニウム合金板の製造方法。 - 【請求項４】 熱間圧延工程と冷間圧延工程の間に溶体
化処理として、加熱速度２００℃／分以上で５１０〜５
９０℃の温度に加熱し、この温度域に１０秒以上保持し
た後、溶体化処理温度から２９０℃までの平均冷却速度
を１００℃／秒以上として２９０℃以下まで急速冷却す
る工程を有することを特徴とする請求項３に記載された
成形性、焼き付け硬化性及び耐食性に優れるアルミニウ
ム合金板の製造方法。 - 【請求項５】 アルミニウム合金板の導電率が４０〜４
５％であることを特徴とする請求項３又は４に記載され
た成形性、焼き付け硬化性及び耐食性に優れるアルミニ
ウム合金板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23360296A JP3226259B2 (ja) | 1996-08-14 | 1996-08-14 | 成形性、焼き付け硬化性及び耐食性に優れるアルミニウム合金板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23360296A JP3226259B2 (ja) | 1996-08-14 | 1996-08-14 | 成形性、焼き付け硬化性及び耐食性に優れるアルミニウム合金板及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1060567A JPH1060567A (ja) | 1998-03-03 |
| JP3226259B2 true JP3226259B2 (ja) | 2001-11-05 |
Family
ID=16957633
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23360296A Expired - Lifetime JP3226259B2 (ja) | 1996-08-14 | 1996-08-14 | 成形性、焼き付け硬化性及び耐食性に優れるアルミニウム合金板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3226259B2 (ja) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| FR2835533B1 (fr) * | 2002-02-05 | 2004-10-08 | Pechiney Rhenalu | TOLE EN ALLIAGE Al-Si-Mg POUR PEAU DE CARROSSERIE AUTOMOBILE |
| JP5113318B2 (ja) * | 2004-04-13 | 2013-01-09 | 古河スカイ株式会社 | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
| KR101306515B1 (ko) * | 2010-03-30 | 2013-09-09 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 전지 케이스용 알루미늄 합금판 및 전지 케이스 |
| CA2958723A1 (en) * | 2016-02-26 | 2017-08-26 | Uacj Corporation | Aluminum alloy plate for hot forming production and method therefor |
| FR3124196B1 (fr) | 2021-06-17 | 2023-09-22 | Constellium Neuf Brisach | Bande en alliage 6xxx et procédé de fabrication |
-
1996
- 1996-08-14 JP JP23360296A patent/JP3226259B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH1060567A (ja) | 1998-03-03 |
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