JP5111966B2 - アルミニウム合金パネルの製造方法 - Google Patents
アルミニウム合金パネルの製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP5111966B2 JP5111966B2 JP2007195023A JP2007195023A JP5111966B2 JP 5111966 B2 JP5111966 B2 JP 5111966B2 JP 2007195023 A JP2007195023 A JP 2007195023A JP 2007195023 A JP2007195023 A JP 2007195023A JP 5111966 B2 JP5111966 B2 JP 5111966B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temperature
- mpa
- baking
- aluminum alloy
- strength
- 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.)
- Expired - Fee Related
Links
Landscapes
- Forging (AREA)
Description
本発明は、高温ブロー成形されるアルミニウム合金パネルの製造方法に関するものである。
近年、非熱処理型アルミニウム合金であるＡｌ−Ｍｇ系合金材を３５０〜５５０℃程度の高温に加熱して、１０−３〜１０−１／ｓ程度の従来よりも高いひずみ速度で、ガス圧等により素材を成形加工することにより、例えば自動車用の部材の工業的量産が行われている。このＡｌ−Ｍｇ系合金の高温高速ブロー成形に関し、実用的な超塑性成形を行うことができるアルミニウム合金板およびその成形方法が特許文献１に開示された。
この非熱処理型のＡｌ−Ｍｇ系合金は熱処理型の合金に比較して、耐力および引張強度が低く、その点で、強度が要求されるような部材、特に優れた耐デント性（小さなヘコミができにくい特性）が要求される自動車ボディシートのアウター材等への適用が困難である。
係る事情を背景として、特許文献２には、熱処理型Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を高温高速成形した後に、Ｔ６処理等の適切な熱処理を施すことによって引張強度３００ＭＰａ以上の高い強度を有する成形品を得ることができる超塑性成形用熱処理型アルミニウム合金が開示された。
係る事情を背景として、特許文献２には、熱処理型Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を高温高速成形した後に、Ｔ６処理等の適切な熱処理を施すことによって引張強度３００ＭＰａ以上の高い強度を有する成形品を得ることができる超塑性成形用熱処理型アルミニウム合金が開示された。
ここでＴ６処理とは、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を高温に加熱保持することにより、Ｍｇ・Ｓｉ等の添加元素を固溶させた後、急冷することによりこれらの元素を室温で過飽和に固溶させてから（以降この処理を溶体化処理と称す）、再び１５０℃以上の温度に加熱保持してＭｇとＳｉの化合物を微細に析出させる（以降この処理を人工時効と称す）という熱処理のことである。
さらに特許文献３にはＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を溶体化処理温度で高速成形した後に、成形品を急冷することにより、成形と溶体化処理を同時に実施して、その後塗装焼付けと同時に人工時効して、高耐力を得るアルミニウム合金の超塑性成形加工方法が開示された。
さらに、特許文献４ではＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を溶体化処理温度域で高速成形した後に、金型から成形品を離型する際に成形品に変形が生じないように、成形品の高温での流動応力を高めることにより、成形後のハンドリング性を高める高温成形用６０００系アルミニウム合金板およびアルミニウム合金パネルの製造方法が開示された。
特許文献５では成形後の結晶粒径を小さくすることにより肌荒れを抑制することを検討したアルミニウム合金板及びその製造方法が開示され、特許文献６では成形後に安定化処理を施すことにより塗装焼付後に高強度が得られる高温高速成形用のアルミニウム合金板、およびそのアルミニウム合金板を用いた高温高速成形方法が開示された。
通常、自動車等の生産工程においては、成形後に組立て・溶接・化成処理・塗装等の工程を経てから塗装焼付け処理が実施され、不可避的に一定以上の時間経過が生じる。
一方、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は溶体化処理後の室温放置時間が長くなるとその後の塗装焼付処理時の析出硬化量が少なくなり、耐力が低下する傾向が生じる。
この点、特許文献３に開示されたアルミニウム合金の超塑性成形加工方法では成形・冷却後から２４時間以内に塗装焼付け処理を実施することによって１７０ＭＰａ以上の強度を付与することができるとしている。
しかし、成形・冷却後から２４時間以内に組立て・溶接・化成処理・塗装等の工程を経てから塗装焼付け処理を行うことは実操業上困難である。
また特許文献６に開示された高温高速成形用のアルミニウム合金板では高い耐力を得るために数時間以上の安定化処理時間が必要となり、生産性が悪い。
一方、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は溶体化処理後の室温放置時間が長くなるとその後の塗装焼付処理時の析出硬化量が少なくなり、耐力が低下する傾向が生じる。
この点、特許文献３に開示されたアルミニウム合金の超塑性成形加工方法では成形・冷却後から２４時間以内に塗装焼付け処理を実施することによって１７０ＭＰａ以上の強度を付与することができるとしている。
しかし、成形・冷却後から２４時間以内に組立て・溶接・化成処理・塗装等の工程を経てから塗装焼付け処理を行うことは実操業上困難である。
また特許文献６に開示された高温高速成形用のアルミニウム合金板では高い耐力を得るために数時間以上の安定化処理時間が必要となり、生産性が悪い。
また、自動車ボディシートのアウター材の重要な要求特性の一つとして曲げ加工性がある。成形後にインナー材と組立てる際、外周部をアウター材で包み込むヘム加工が施されるのが一般的である。
このような要求特性に対し、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金はＡｌ−Ｍｇ系合金に比べて曲げ加工性が劣り、さらに特許文献２のようにＴ６処理や特許文献６のように長時間の安定化処理を施すことによって材料強度を向上させた場合にはヘム加工性はさらに低下する傾向がある。
このような要求特性に対し、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金はＡｌ−Ｍｇ系合金に比べて曲げ加工性が劣り、さらに特許文献２のようにＴ６処理や特許文献６のように長時間の安定化処理を施すことによって材料強度を向上させた場合にはヘム加工性はさらに低下する傾向がある。
本発明は、以上の従来技術における多様な問題に鑑み、高温ブロー成形後に室温放置した後にも塗装焼付処理後に高い耐力が得られると共に良好な曲げ加工性得られ、生産性の良いアルミニウム合金パネルの製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らはＴ６処理若しくは長時間の安定化処理による曲げ性劣化と生産性低下を解決し、自動車部品に適用するための良好な生産性と性能とを兼備したアルミニウム合金パネルおよびその製造方法を鋭意検討した。
その結果、高温ブロー成形終了後に適切な条件で短時間の熱処理を施すことにより、曲げ加工性が良好で、且つその塗装焼付処理により充分な強度上昇が得られることを見い出した。
その結果、高温ブロー成形終了後に適切な条件で短時間の熱処理を施すことにより、曲げ加工性が良好で、且つその塗装焼付処理により充分な強度上昇が得られることを見い出した。
本発明のアルミニウム合金パネルの製造方法は、質量％で、
Ｍｇ：０．４〜１．０％、
Ｓｉ：０．６〜１．４％、
Ｍｎ：０．０４〜０．５％
を含有し、さらにＦｅ：０．０５〜０．４％、Ｃｒ：０．０３〜０．３％、Ｚｒ：０．０３〜０．３％、Ｖ：０．０３〜０．３％、Ｃｕ：０．１〜１．０％のうち１種または２種以上を含有し、残部はＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金板を４８０℃〜５８０℃の温度で、板厚減量３０％以上のブロー成形を、材料板厚（単位ｍｍ：以下同様）の０．１倍〜３倍のガス圧力（単位ＭＰａ：以下同様）で行った後、室温まで２０℃／ｍｉｎ．以上の冷却速度で冷却し、冷却途中の１５０℃〜２３０℃の温度で１〜３０分保持することを特徴とする。
Ｍｇ：０．４〜１．０％、
Ｓｉ：０．６〜１．４％、
Ｍｎ：０．０４〜０．５％
を含有し、さらにＦｅ：０．０５〜０．４％、Ｃｒ：０．０３〜０．３％、Ｚｒ：０．０３〜０．３％、Ｖ：０．０３〜０．３％、Ｃｕ：０．１〜１．０％のうち１種または２種以上を含有し、残部はＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金板を４８０℃〜５８０℃の温度で、板厚減量３０％以上のブロー成形を、材料板厚（単位ｍｍ：以下同様）の０．１倍〜３倍のガス圧力（単位ＭＰａ：以下同様）で行った後、室温まで２０℃／ｍｉｎ．以上の冷却速度で冷却し、冷却途中の１５０℃〜２３０℃の温度で１〜３０分保持することを特徴とする。
さらに本発明のアルミニウム合金パネルの製造方法は、質量％で、
Ｍｇ：０．４〜１．０％、
Ｓｉ：０．６〜１．４％、
Ｍｎ：０．０４〜０．５％
を含有し、さらにＦｅ：０．０５〜０．４％、Ｃｒ：０．０３〜０．３％、Ｚｒ：０．０３〜０．３％、Ｖ：０．０３〜０．３％、Ｃｕ：０．１〜１．０％のうち１種または２種以上を含有し、残部はＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金板を４８０℃〜５８０℃の温度で、板厚減量３０％以上のブロー成形を、材料板厚の０．１倍〜３倍のガス圧力で行った後、室温放置時間６０分以内に１５０℃〜２３０℃の温度で１〜３０分加熱することを特徴とする。
Ｍｇ：０．４〜１．０％、
Ｓｉ：０．６〜１．４％、
Ｍｎ：０．０４〜０．５％
を含有し、さらにＦｅ：０．０５〜０．４％、Ｃｒ：０．０３〜０．３％、Ｚｒ：０．０３〜０．３％、Ｖ：０．０３〜０．３％、Ｃｕ：０．１〜１．０％のうち１種または２種以上を含有し、残部はＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金板を４８０℃〜５８０℃の温度で、板厚減量３０％以上のブロー成形を、材料板厚の０．１倍〜３倍のガス圧力で行った後、室温放置時間６０分以内に１５０℃〜２３０℃の温度で１〜３０分加熱することを特徴とする。
本発明のアルミニウム合金パネルの製造方法によって得られるアルミニウム合金パネルは高温ブロー成形前の素材のハンドリングが容易であり、また高温高速ブロー成形後も異常粒成長が生じずに、さらに自動車等の生産工程に容易に組み込むことができ、塗装焼付け処理後に高強度を有する。したがって、本発明は冷間プレスでは成形することが困難な複雑形状を有し、なおかつ高強度が要求され、しかも特に塗装処理が施される部材として好ましいアルミニウム合金パネルの製造方法である。
以下、本発明について詳細に説明する。
先ず、合金成分の限定理由を以下に示す。
Ｍｇ、Ｓｉは、本発明の必須の基本成分であり、溶体化処理により過飽和に固溶し、室温保持により溶質原子のクラスターとして生成すること、ならびに成形加工後の塗装焼付処理を行った際にＭｇとＳｉの化合物としてマトリクス中に微細に析出することによって、成形品の強度を上昇させる。
Ｍｇが０．４％未満、Ｓｉが０．６％未満では上述の効果に乏しく、またＭｇが１．０％超、Ｓｉが１．４％超では、高温高速成形性、加工後の冷却過程での焼入れ性および塗装焼付硬化性が両立できなくなる。そのため、Ｍｇ量を０．４〜１．０％、Ｓｉ量を０．６〜１．４％の範囲とした。
先ず、合金成分の限定理由を以下に示す。
Ｍｇ、Ｓｉは、本発明の必須の基本成分であり、溶体化処理により過飽和に固溶し、室温保持により溶質原子のクラスターとして生成すること、ならびに成形加工後の塗装焼付処理を行った際にＭｇとＳｉの化合物としてマトリクス中に微細に析出することによって、成形品の強度を上昇させる。
Ｍｇが０．４％未満、Ｓｉが０．６％未満では上述の効果に乏しく、またＭｇが１．０％超、Ｓｉが１．４％超では、高温高速成形性、加工後の冷却過程での焼入れ性および塗装焼付硬化性が両立できなくなる。そのため、Ｍｇ量を０．４〜１．０％、Ｓｉ量を０．６〜１．４％の範囲とした。
Ｍｎは、Ａｌと化合物を形成して、マトリックス中に分散粒子を形成することによって、高温ブロー成形時に生じる再結晶粒の成長を抑止して、異常粒成長の発生を防止する効果を有し、本発明に必須の添加元素である。
Ｍｎ量の下限を０．０４％とするのは、０．０４％以下では該当する分散粒子の分布密度が小さいために、異常粒成長を十分に抑制することができない場合があるためである。また、Ｍｎ量の上限を０．５％とする理由は、０．５％を超えると粗大な金属間化合物が多数形成され、高温ブロー成形中のこの金属間化合物周辺においてキャビティの生成が著しく多くなり、高温ブロー成形性を損なうとともに成形後の機械的性質を損なってしまう恐れがあるためである。
加えて、Ｍｎ量が０．５％を超えると、焼入れ性と時効硬化性が共に著しく低下することにより、塗装焼付硬化性が低下して、成形品に十分な強度を付与することができなくなる。
Ｍｎ量の下限を０．０４％とするのは、０．０４％以下では該当する分散粒子の分布密度が小さいために、異常粒成長を十分に抑制することができない場合があるためである。また、Ｍｎ量の上限を０．５％とする理由は、０．５％を超えると粗大な金属間化合物が多数形成され、高温ブロー成形中のこの金属間化合物周辺においてキャビティの生成が著しく多くなり、高温ブロー成形性を損なうとともに成形後の機械的性質を損なってしまう恐れがあるためである。
加えて、Ｍｎ量が０．５％を超えると、焼入れ性と時効硬化性が共に著しく低下することにより、塗装焼付硬化性が低下して、成形品に十分な強度を付与することができなくなる。
本発明アルミニウム合金パネルの製造方法では、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｃｕのうち１種または２種以上を含有させる。
Ｆｅ、Ｃｒ、Ｚｒ、ＶはＭｎと共添加することにより、高温ブロー成形時の異常粒成長抑制効果を示す元素である。
Ｆｅ量が０．０５％未満、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ量が０．０３％未満ではその効果が不十分であり、またＦｅ量が０．４％を超え、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ量が０．３％を超えると粗大な金属間化合物が形成され、高温成形時にキャビティが多数形成されてしまい、高温ブロー成形性を損なうとともに成形後の機械的性質を損なう恐れがある。
またＦｅ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖは規定量を超えて添加されると、Ｍｎの場合と同じ理由により塗装焼付け硬化性が著しく低下して、成形品に十分な強度を付与することが不可能となる。したがってＦｅ量を０．０５〜０．４％、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ量を０．０３〜０．３％の範囲とした。
Ｆｅ、Ｃｒ、Ｚｒ、ＶはＭｎと共添加することにより、高温ブロー成形時の異常粒成長抑制効果を示す元素である。
Ｆｅ量が０．０５％未満、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ量が０．０３％未満ではその効果が不十分であり、またＦｅ量が０．４％を超え、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ量が０．３％を超えると粗大な金属間化合物が形成され、高温成形時にキャビティが多数形成されてしまい、高温ブロー成形性を損なうとともに成形後の機械的性質を損なう恐れがある。
またＦｅ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖは規定量を超えて添加されると、Ｍｎの場合と同じ理由により塗装焼付け硬化性が著しく低下して、成形品に十分な強度を付与することが不可能となる。したがってＦｅ量を０．０５〜０．４％、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ量を０．０３〜０．３％の範囲とした。
Ｃｕは、高温ブロー成形後、塗装焼付を行ったときの強度上昇に寄与する元素である。
Ｃｕが０．１％未満では強度上昇効果が十分に得られず、１．０％を超えてＣｕを添加すると、耐蝕性が大きく劣化してしまう。そのためにＣｕ添加量は０．１〜１．０％の範囲とした。
Ｃｕが０．１％未満では強度上昇効果が十分に得られず、１．０％を超えてＣｕを添加すると、耐蝕性が大きく劣化してしまう。そのためにＣｕ添加量は０．１〜１．０％の範囲とした。
なお、上記元素の他、不可避的不純物が含有されるが、本発明の効果を損なわない範囲の量であれば許容される。
鋳造時の結晶粒を微細化する目的でＴｉを単独、もしくはＢ、Ｃと複合添加してもよい。
その場合にＴｉ：０．００５未満、Ｂ：０．００５％未満、Ｃ：０．００５％未満では結晶粒を微細化する効果が乏しく、Ｔｉ：０．１％超、Ｂ：０．０５％超、Ｃ：０．０５％超ではＴｉＢ２、もしくはＴｉＣが粗大に生成し、キャビティが形成されやすくなり、超塑性成形を阻害する。
したがってＴｉ、Ｂ、Ｃの添加量は、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．００５〜０．０５％、Ｃ：０．００５〜０．０５％が好ましい。また、Ｚｎは超塑性特性、時効性には大きな影響を及ぼさないが含有量が１．０％を超えると耐食性が低下するため、Ｚｎは１．０％未満に規制することが望ましい。
鋳造時の結晶粒を微細化する目的でＴｉを単独、もしくはＢ、Ｃと複合添加してもよい。
その場合にＴｉ：０．００５未満、Ｂ：０．００５％未満、Ｃ：０．００５％未満では結晶粒を微細化する効果が乏しく、Ｔｉ：０．１％超、Ｂ：０．０５％超、Ｃ：０．０５％超ではＴｉＢ２、もしくはＴｉＣが粗大に生成し、キャビティが形成されやすくなり、超塑性成形を阻害する。
したがってＴｉ、Ｂ、Ｃの添加量は、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．００５〜０．０５％、Ｃ：０．００５〜０．０５％が好ましい。また、Ｚｎは超塑性特性、時効性には大きな影響を及ぼさないが含有量が１．０％を超えると耐食性が低下するため、Ｚｎは１．０％未満に規制することが望ましい。
次に本発明のアルミニウム合金パネルの製造方法についてさらに詳細に説明する。
アルミニウム合金を定法により連続鋳造、半連続鋳造し、その後、均質化処理、熱間圧延、冷間圧延する。
連続鋳造板厚が薄いときには熱延は省略できる。
結晶粒を微細化しブロー成形性を高めるためには冷間圧延は５０％以上の圧下率が望ましい。冷間圧延の前、あるいは中間で焼鈍し処理を施してもよい。
ＢＡＦ（箱型焼鈍炉）を用いる場合には２５０℃〜４００℃ｘ１〜１０時間が一般的に採用できる。
ＣＡＬ（連続焼鈍炉）を用いる場合には４５０℃〜５８０℃保持１分以内が一般的に採用できる。
最終の冷間圧延後に５００℃〜５８０℃の温度範囲で６０分以内の溶体化処理を施してもよい。ただしブロー成形中の加熱で溶体化処理を兼ねることができるので省略することもできる。
アルミニウム合金を定法により連続鋳造、半連続鋳造し、その後、均質化処理、熱間圧延、冷間圧延する。
連続鋳造板厚が薄いときには熱延は省略できる。
結晶粒を微細化しブロー成形性を高めるためには冷間圧延は５０％以上の圧下率が望ましい。冷間圧延の前、あるいは中間で焼鈍し処理を施してもよい。
ＢＡＦ（箱型焼鈍炉）を用いる場合には２５０℃〜４００℃ｘ１〜１０時間が一般的に採用できる。
ＣＡＬ（連続焼鈍炉）を用いる場合には４５０℃〜５８０℃保持１分以内が一般的に採用できる。
最終の冷間圧延後に５００℃〜５８０℃の温度範囲で６０分以内の溶体化処理を施してもよい。ただしブロー成形中の加熱で溶体化処理を兼ねることができるので省略することもできる。
次に、高温ブロー成形に関して規定する理由を説明する。
高温ブロー成形は４８０℃〜５８０℃の温度範囲で実施する。
４８０℃未満では高温ブロー成形性が低下するとともに、ブロー成形温度で溶体化処理を兼ねることができず、ブロー成形後に再溶体化処理が必要となり、部品製造コストが増大する。
５８０℃を超えるとＭｇ、Ｓｉ化合物が共晶融解することによりキャビテーションが増大し、部品としての機能を満たさない。
高温ブロー成形は４８０℃〜５８０℃の温度範囲で実施する。
４８０℃未満では高温ブロー成形性が低下するとともに、ブロー成形温度で溶体化処理を兼ねることができず、ブロー成形後に再溶体化処理が必要となり、部品製造コストが増大する。
５８０℃を超えるとＭｇ、Ｓｉ化合物が共晶融解することによりキャビテーションが増大し、部品としての機能を満たさない。
ブロー成形時のガス圧力は材料の初期板厚の０．１倍〜３倍とする。
ここでは単位の異なるガス圧力と板厚との関係を規定しているが、板厚が厚ければこれを変形させるために必要なガス圧力は高くなり、これらの関係は比例関係にあることを見出したことに基づく。
板厚に対するガス圧力が０．１倍未満ではブロー成形時間が増大し、経済的でないばかりでなく、成形中の結晶粒粗大化を誘発しやすい。
板厚に対するガス圧力が３倍以上では製品の板厚分布の不均一が顕著となるとともにキャビテーションが増大し、部品としての機能を満たさない。
ブロー成形後は室温まで２０℃／ｍｉｎ．以上の冷却速度で冷却する。冷却速度は速いほど塗装焼付後の強度は高くなる傾向があり、２０℃／ｍｉｎ．未満では冷却中にＭｇ、Ｓｉが粒界析出するため塗装焼付処理後の高強度が得られない。
ここでは単位の異なるガス圧力と板厚との関係を規定しているが、板厚が厚ければこれを変形させるために必要なガス圧力は高くなり、これらの関係は比例関係にあることを見出したことに基づく。
板厚に対するガス圧力が０．１倍未満ではブロー成形時間が増大し、経済的でないばかりでなく、成形中の結晶粒粗大化を誘発しやすい。
板厚に対するガス圧力が３倍以上では製品の板厚分布の不均一が顕著となるとともにキャビテーションが増大し、部品としての機能を満たさない。
ブロー成形後は室温まで２０℃／ｍｉｎ．以上の冷却速度で冷却する。冷却速度は速いほど塗装焼付後の強度は高くなる傾向があり、２０℃／ｍｉｎ．未満では冷却中にＭｇ、Ｓｉが粒界析出するため塗装焼付処理後の高強度が得られない。
ブロー成形後、２０℃／ｍｉｎ．以上の冷却速度で冷却した後、１５０℃〜２３０℃の温度で１分〜３０分の短時間熱処理を施す。
１５０℃未満、１分未満では塗装焼付処理時に十分な強度が得られない。２３０℃を超え、３０分を超えると短時間熱処理中に過度の時効硬化が生じ、曲げ性が低下する。
上記冷却速度での冷却途中でこの温度に保持してもよいし、一旦室温まで冷却してから加熱してもよい。
一旦室温まで冷却した場合は６０分以内に短時間熱処理を施す。
本発明の組成を有する６０００系合金はいわゆる負の２段時効性をもち、すなわち室温時効後に熱処理を施すと、室温時効なしで同じ熱処理を施した場合に比べて熱処理後に高い強度が得られない。したがって、６０分を超えると室温での時効硬化が顕著となり、その後の塗装焼付処理後に高強度が得られない。
１５０℃未満、１分未満では塗装焼付処理時に十分な強度が得られない。２３０℃を超え、３０分を超えると短時間熱処理中に過度の時効硬化が生じ、曲げ性が低下する。
上記冷却速度での冷却途中でこの温度に保持してもよいし、一旦室温まで冷却してから加熱してもよい。
一旦室温まで冷却した場合は６０分以内に短時間熱処理を施す。
本発明の組成を有する６０００系合金はいわゆる負の２段時効性をもち、すなわち室温時効後に熱処理を施すと、室温時効なしで同じ熱処理を施した場合に比べて熱処理後に高い強度が得られない。したがって、６０分を超えると室温での時効硬化が顕著となり、その後の塗装焼付処理後に高強度が得られない。
実際の部品はブロー成形後、製品のための穴あけ加工や組立て工程を経て、塗装焼付処理される。塗装焼付条件は塗装ラインにより異なるが一般的には１６０℃〜１９０℃で２０分〜６０分熱処理される。この塗装焼付後に耐力が１８０ＭＰａ以上となることが必要である。 １８０ＭＰａ未満ではパネルの強度が低く、耐デント性が劣る。
［実施例］
以下にこの発明の実施例を比較例とともに記す。なお以下の実施例は、この発明の効果を説明するためのものであり、実施例記載のプロセスおよび条件がこの発明の技術的範囲を制限するものではない。以下の実施例はその効果を示す一例である。
以下にこの発明の実施例を比較例とともに記す。なお以下の実施例は、この発明の効果を説明するためのものであり、実施例記載のプロセスおよび条件がこの発明の技術的範囲を制限するものではない。以下の実施例はその効果を示す一例である。
表１に示す成分組成を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金を溶解し、ＤＣ鋳造法により鋳造した。得られた鋳塊を面削後、５４０℃×４ｈの均質化処理後、熱間圧延を開始し２５０℃で板厚を４ｍｍとして熱間圧延を終了した。その後１．５ｍｍまで冷間圧延を行った。
これらの冷間圧延板より、高温引張試験片（平行部長さ１５ｍｍ、幅５ｍｍ、標点間距離１０ｍｍ）を切り出し、高温成形性を評価するために、本発明の高温成形を模擬して、昇温速度３０℃／ｍｉｎ．・試験温度５００℃・ひずみ速度１０−２／ｓｅｃ．の条件で高温引張試験を実施し、高温伸びを測定した。結果を表２に示す。高温伸び１５０％以上を良好な高温伸びとした。
さらに、これらの冷間圧延板より３００ｍｍ角のサンプルを切り出し、小型の高温ブロー成形試験機を用いて高温ブロー成形を行った。各設定温度に加熱した一辺２５０ｍｍの角筒金型内に、サンプルを挿入し、１０分後に成形を開始した。
種々のガス圧力で、高さ５０ｍｍの成形を行った。成形完了後に５０℃／ｍｉｎ．の速度で冷却し、種々の温度、時間で短時間熱処理を施した。なお、本実施例の供試材板厚は１．５ｍｍなので、板厚の０．１倍のガス圧力は０．１５ＭＰａ、板厚の３倍のガス圧力は４．５ＭＰａである。
発明例２はブロー成形後直接短時間熱処理を行い、比較例１２はブロー成形後室温まで冷却し１２０分室温に放置した後短時間熱処理を行った。それ以外の各実施例及び各比較例ではブロー成形後室温まで冷却した後、１０分後に短時間熱処理を行った。
発明例２はブロー成形後直接短時間熱処理を行い、比較例１２はブロー成形後室温まで冷却し１２０分室温に放置した後短時間熱処理を行った。それ以外の各実施例及び各比較例ではブロー成形後室温まで冷却した後、１０分後に短時間熱処理を行った。
その後１４日後に１８０°曲げ試験と機械的性質、塗装焼付処理を想定した１７０℃ｘ３０分のベーク後の機械的性質を測定した。
機械的性質は角筒成形品の上面中央から圧延方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取して引張試験を行った。
曲げ試験は角筒成形品の上面中央から圧延方向に５０ｍｍｘ２５ｍｍの試験片を切り出し、同一板厚の板を１枚挟んで１８０°曲げを行った。曲げ部の目視での判定で割れなしを○、割れ発生を×とした。
成形後の試験片を研磨後光学顕微鏡観察を行い、２００μｍ以上の結晶粒が観察されたものを×２００μｍ以下であれば○とした。結果を表３に示す。
機械的性質は角筒成形品の上面中央から圧延方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取して引張試験を行った。
曲げ試験は角筒成形品の上面中央から圧延方向に５０ｍｍｘ２５ｍｍの試験片を切り出し、同一板厚の板を１枚挟んで１８０°曲げを行った。曲げ部の目視での判定で割れなしを○、割れ発生を×とした。
成形後の試験片を研磨後光学顕微鏡観察を行い、２００μｍ以上の結晶粒が観察されたものを×２００μｍ以下であれば○とした。結果を表３に示す。
表１に示すように、合金Ｎｏ．１は、合金成分がＭｇ：０．４〜１．０％、Ｓｉ：０．６〜１．４％、Ｍｎ：０．０４〜０．５％を必須の成分として含有する本発明のアルミニウム合金パネルの製造方法の規定範囲内である。
また合金Ｎｏ．２〜Ｎｏ．３は、合金成分がＭｇ：０．４〜１．０％、Ｓｉ：０．６〜１．４％、Ｍｎ：０．０４〜０．５％を必須の成分として含有し、Ｆｅ：０．０５〜０．４％、Ｖ：０．０３〜０．３％、Ｃｒ：０．０３〜０．３％、Ｚｒ：０．０３〜０．３％を選択成分として含有する本発明の規定範囲内であり、合金Ｎｏ．４〜Ｎｏ．６は、さらにＣｕを０．１〜１．０％含有する本発明の規定範囲内である。
これに対し、合金Ｎｏ．７はＭｇ０．２５％、Ｓｉ０．３２％、Ｍｎ０．０３％を含有して本発明のアルミニウム合金パネルの製造方法の規定範囲を逸脱する。
合金Ｎｏ．８はＳｉ１．５６％、Ｍｎ０．６８％、Ｆｅ０．４８％、Ｖ０．３５％を含有し、本発明のアルミニウム合金パネルの製造方法の規定範囲を逸脱する。
合金Ｎｏ．９はＭｇ１．１３％、Ｍｎ０．０１％を含有し、本発明のアルミニウム合金パネルの製造方法の規定範囲を逸脱する。
合金Ｎｏ．１０はＣｒ０．４２％、Ｚｒ０．４５％を含有し、本発明のアルミニウム合金パネルの製造方法の規定範囲を逸脱する。
また合金Ｎｏ．２〜Ｎｏ．３は、合金成分がＭｇ：０．４〜１．０％、Ｓｉ：０．６〜１．４％、Ｍｎ：０．０４〜０．５％を必須の成分として含有し、Ｆｅ：０．０５〜０．４％、Ｖ：０．０３〜０．３％、Ｃｒ：０．０３〜０．３％、Ｚｒ：０．０３〜０．３％を選択成分として含有する本発明の規定範囲内であり、合金Ｎｏ．４〜Ｎｏ．６は、さらにＣｕを０．１〜１．０％含有する本発明の規定範囲内である。
これに対し、合金Ｎｏ．７はＭｇ０．２５％、Ｓｉ０．３２％、Ｍｎ０．０３％を含有して本発明のアルミニウム合金パネルの製造方法の規定範囲を逸脱する。
合金Ｎｏ．８はＳｉ１．５６％、Ｍｎ０．６８％、Ｆｅ０．４８％、Ｖ０．３５％を含有し、本発明のアルミニウム合金パネルの製造方法の規定範囲を逸脱する。
合金Ｎｏ．９はＭｇ１．１３％、Ｍｎ０．０１％を含有し、本発明のアルミニウム合金パネルの製造方法の規定範囲を逸脱する。
合金Ｎｏ．１０はＣｒ０．４２％、Ｚｒ０．４５％を含有し、本発明のアルミニウム合金パネルの製造方法の規定範囲を逸脱する。
表２に示すように、合金成分が本発明の規定範囲内である合金Ｎｏ．１〜Ｎｏ．６は、１５０％以上の高温伸びが得られた。
これに対し、合金Ｎｏ．７とＮｏ．９はＭｎ量が規定量に満たないため、高温引張試験中に異常粒成長を生じて伸びは低かった。また、合金Ｎｏ．８とＮｏ．１０はＳｉ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｚｒ量が本発明の範囲よりも多いため、第２相粒子とマトリクス界面から多量のキャビテーションが発生して伸びは低かった。
これに対し、合金Ｎｏ．７とＮｏ．９はＭｎ量が規定量に満たないため、高温引張試験中に異常粒成長を生じて伸びは低かった。また、合金Ｎｏ．８とＮｏ．１０はＳｉ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｚｒ量が本発明の範囲よりも多いため、第２相粒子とマトリクス界面から多量のキャビテーションが発生して伸びは低かった。
表３に示した様に、各発明例はいずれもブロー成形中の粗大粒の発生はなく、曲げ性も良好で、塗装焼付相当のベーク後の耐力は１８０ＭＰａを超えていた。これに対して、本発明プロセスで製造したが、合金組成が本発明の範囲から外れている比較例１〜比較例４及び本発明の規定範囲内の合金を用いてなるが製造方法が本発明条件範囲から外れている比較例５〜比較例１５では何らかの不具合があった。
（１）発明例１〜発明例６
発明例１は本発明のアルミニウム合金パネルの製造方法の規定値範囲内である合金Ｎｏ．１を用いブロー条件を、温度５３０℃で０．３ＭＰａのガス圧力でブロー成形し、５０℃／ｍｉｎ．の速度で冷却途中に、１７０℃×１０ｍｉｎ．の保持を行って製造された。
この発明例１ではブロー成形過程における２００μｍ以上の粗大粒の発生は認められず、１４日後に行った１８０°曲げ試験でも割れの発生はなかった。また１４日後に行った引張試験により引張強さ（ＴＳ：ＭＰａ）、耐力（ＹＳ：ＭＰａ）を調べた結果は、それぞれ２７１、１３５であり、伸びＥｌは２５％であった。さらに塗装焼き付け後（ベーク後）に行った引張試験により引張強さ（ＴＳ：ＭＰａ）、耐力（ＹＳ：ＭＰａ）を調べた結果は、それぞれ２９５、１９２であり、伸びＥｌは２１％であった。
（１）発明例１〜発明例６
発明例１は本発明のアルミニウム合金パネルの製造方法の規定値範囲内である合金Ｎｏ．１を用いブロー条件を、温度５３０℃で０．３ＭＰａのガス圧力でブロー成形し、５０℃／ｍｉｎ．の速度で冷却途中に、１７０℃×１０ｍｉｎ．の保持を行って製造された。
この発明例１ではブロー成形過程における２００μｍ以上の粗大粒の発生は認められず、１４日後に行った１８０°曲げ試験でも割れの発生はなかった。また１４日後に行った引張試験により引張強さ（ＴＳ：ＭＰａ）、耐力（ＹＳ：ＭＰａ）を調べた結果は、それぞれ２７１、１３５であり、伸びＥｌは２５％であった。さらに塗装焼き付け後（ベーク後）に行った引張試験により引張強さ（ＴＳ：ＭＰａ）、耐力（ＹＳ：ＭＰａ）を調べた結果は、それぞれ２９５、１９２であり、伸びＥｌは２１％であった。
発明例２は本発明のアルミニウム合金パネルの製造方法の規定値範囲内である合金Ｎｏ．２を用いブロー条件を、温度５３０℃で０．３ＭＰａのガス圧力でブロー成形し、５０℃／ｍｉｎ．の速度で冷却途中に、１８５℃×５ｍｉｎ．の保持を行って製造された。
この発明例２ではブロー成形過程における２００μｍ以上の粗大粒の発生は認められず、１４日後に行った１８０°曲げ試験でも割れの発生はなかった。また１４日後に行った引張試験により引張強さ（ＴＳ：ＭＰａ）、耐力（ＹＳ：ＭＰａ）を調べた結果は、それぞれ２６４、１３７であり、伸びＥｌは２４％であった。さらに塗装焼き付け後（ベーク後）に行った引張試験により引張強さ（ＴＳ：ＭＰａ）、耐力（ＹＳ：ＭＰａ）を調べた結果は、それぞれ２９０、１８８であり、伸びＥｌは２１％であった。
この発明例２ではブロー成形過程における２００μｍ以上の粗大粒の発生は認められず、１４日後に行った１８０°曲げ試験でも割れの発生はなかった。また１４日後に行った引張試験により引張強さ（ＴＳ：ＭＰａ）、耐力（ＹＳ：ＭＰａ）を調べた結果は、それぞれ２６４、１３７であり、伸びＥｌは２４％であった。さらに塗装焼き付け後（ベーク後）に行った引張試験により引張強さ（ＴＳ：ＭＰａ）、耐力（ＹＳ：ＭＰａ）を調べた結果は、それぞれ２９０、１８８であり、伸びＥｌは２１％であった。
発明例３は本発明のアルミニウム合金パネルの製造方法の規定値範囲内である合金Ｎｏ．３を用いブロー条件を、温度５３０℃で０．３ＭＰａのガス圧力でブロー成形し、５０℃／ｍｉｎ．の速度で室温まで冷却した後、１８５℃×５ｍｉｎ．の短時間加熱を行って製造された。
この発明例３ではブロー成形過程における２００μｍ以上の粗大粒の発生は認められず、１４日後に行った１８０°曲げ試験でも割れの発生はなかった。また１４日経過後の引張強さＴＳは２７２ＭＰａ、耐力ＹＳは１４０ＭＰａ、伸びＥｌは２３％、ベーク後の引張強さＴＳは２９３ＭＰａ、耐力ＹＳは１９１ＭＰａ、伸びＥｌは２１％であった。
この発明例３ではブロー成形過程における２００μｍ以上の粗大粒の発生は認められず、１４日後に行った１８０°曲げ試験でも割れの発生はなかった。また１４日経過後の引張強さＴＳは２７２ＭＰａ、耐力ＹＳは１４０ＭＰａ、伸びＥｌは２３％、ベーク後の引張強さＴＳは２９３ＭＰａ、耐力ＹＳは１９１ＭＰａ、伸びＥｌは２１％であった。
発明例４は本発明のアルミニウム合金パネルの製造方法の規定値範囲内である合金Ｎｏ．４を用いブロー条件を温度５３０℃で０．３ＭＰａのガス圧力としてブロー成形し、５０℃／ｍｉｎ．の速度で室温まで冷却した後、１７０℃×１０ｍｉｎ．加熱して製造された。
この発明例４ではブロー成形過程における２００μｍ以上の粗大粒の発生は認められず、１４日後に行った１８０°曲げ試験でも割れの発生はなかった。また１４日経過後の引張強さＴＳは３１０ＭＰａ、耐力ＹＳは１５２ＭＰａ、伸びＥｌは２３％、ベーク後の引張強さＴＳは３２９ＭＰａ、耐力ＹＳは２０８ＭＰａ、伸びＥｌは２１％であった。
この発明例４ではブロー成形過程における２００μｍ以上の粗大粒の発生は認められず、１４日後に行った１８０°曲げ試験でも割れの発生はなかった。また１４日経過後の引張強さＴＳは３１０ＭＰａ、耐力ＹＳは１５２ＭＰａ、伸びＥｌは２３％、ベーク後の引張強さＴＳは３２９ＭＰａ、耐力ＹＳは２０８ＭＰａ、伸びＥｌは２１％であった。
発明例５は本発明のアルミニウム合金パネルの製造方法の規定値範囲内である合金Ｎｏ．５を用いブロー条件を温度５３０℃で０．３ＭＰａのガス圧力としてブロー成形し、５０℃／ｍｉｎ．の速度で室温まで冷却した後、１７０℃×１０ｍｉｎ．加熱して製造された。
この発明例５ではブロー成形過程における２００μｍ以上の粗大粒の発生は認められず、１４日後に行った１８０°曲げ試験でも割れの発生はなかった。また１４日経過後の引張強さＴＳは２９２ＭＰａ、耐力ＹＳは１４４ＭＰａ、伸びＥｌは２５％、ベーク後の引張強さＴＳは３１７ＭＰａ、耐力ＹＳは１９０ＭＰａ、伸びＥｌは２３％であった。
この発明例５ではブロー成形過程における２００μｍ以上の粗大粒の発生は認められず、１４日後に行った１８０°曲げ試験でも割れの発生はなかった。また１４日経過後の引張強さＴＳは２９２ＭＰａ、耐力ＹＳは１４４ＭＰａ、伸びＥｌは２５％、ベーク後の引張強さＴＳは３１７ＭＰａ、耐力ＹＳは１９０ＭＰａ、伸びＥｌは２３％であった。
発明例６は本発明のアルミニウム合金パネルの製造方法の規定値範囲内である合金Ｎｏ．６を用いブロー条件を温度５３０℃で０．３ＭＰａのガス圧力としてブロー成形し、５０℃／ｍｉｎ．の速度で室温まで冷却した後、１７０℃×１０ｍｉｎ．加熱して製造された。
この発明例６ではブロー成形過程における２００μｍ以上の粗大粒の発生は認められず、１４日後に行った１８０°曲げ試験でも割れの発生はなかった。また１４日経過後の引張強さＴＳは３０３ＭＰａ、耐力ＹＳは１５６ＭＰａ、伸びＥｌは２３％、ベーク後の引張強さＴＳは３２５ＭＰａ、耐力ＹＳは１９７ＭＰａ、伸びＥｌは２２％であった。
この発明例６ではブロー成形過程における２００μｍ以上の粗大粒の発生は認められず、１４日後に行った１８０°曲げ試験でも割れの発生はなかった。また１４日経過後の引張強さＴＳは３０３ＭＰａ、耐力ＹＳは１５６ＭＰａ、伸びＥｌは２３％、ベーク後の引張強さＴＳは３２５ＭＰａ、耐力ＹＳは１９７ＭＰａ、伸びＥｌは２２％であった。
発明例６は本発明合金の規定値範囲内である合金Ｎｏ．６を用いブロー条件を温度５３０℃で０．３ＭＰａのガス圧力としてブロー成形し、５０℃／ｍｉｎ．の速度で室温まで冷却した後、１７０℃×１０ｍｉｎ．加熱して製造された。
この発明例６ではブロー成形過程における２００μｍ以上の粗大粒の発生は認められず、１４日後に行った１８０°曲げ試験でも割れの発生はなかった。また１４日経過後の引張強さＴＳは３０３ＭＰａ、耐力ＹＳは１５６ＭＰａ、伸びＥｌは２３％、ベーク後の引張強さＴＳは３２５ＭＰａ、耐力ＹＳは１９７ＭＰａ、伸びＥｌは２２％であった。
この発明例６ではブロー成形過程における２００μｍ以上の粗大粒の発生は認められず、１４日後に行った１８０°曲げ試験でも割れの発生はなかった。また１４日経過後の引張強さＴＳは３０３ＭＰａ、耐力ＹＳは１５６ＭＰａ、伸びＥｌは２３％、ベーク後の引張強さＴＳは３２５ＭＰａ、耐力ＹＳは１９７ＭＰａ、伸びＥｌは２２％であった。
（２）発明例２と製造条件が同一の比較例１、比較例３、比較例４及び比較例２
比較例１では合金Ｎｏ．７を用いた結果としてブロー成形中に結晶粒の粗大化が生じて２００μｍ以上の粗大粒の存在が認められ、１４日後に行った１８０°曲げ試験でも割れが発生した。またベーク後耐力ＹＳが１３８ＭＰａであり１８０ＭＰａに届かず、曲げ加工性、ベーク後強度共に劣る。
比較例１では合金Ｎｏ．７を用いた結果としてブロー成形中に結晶粒の粗大化が生じて２００μｍ以上の粗大粒の存在が認められ、１４日後に行った１８０°曲げ試験でも割れが発生した。またベーク後耐力ＹＳが１３８ＭＰａであり１８０ＭＰａに届かず、曲げ加工性、ベーク後強度共に劣る。
合金Ｎｏ．８を用いた比較例２は、各発明例と同一のブロー条件でブロー成形に供された。しかし第２相粒子が多すぎたため多量のキャビテーションが形成されてブロー成形自体が不可能であった。
比較例３では合金Ｎｏ．９を用いた結果としてブロー成形中に結晶粒の粗大化が生じて２００μｍ以上の粗大粒の存在が認められ、１４日後に行った１８０°曲げ試験でも割れが発生した。またベーク後耐力ＹＳが１５２ＭＰａであり１８０ＭＰａに届かず、曲げ加工性、ベーク後強度共に劣る。
比較例４では合金Ｎｏ．１０を用いた結果として第２相粒子が多く、キャビテーションに起因した曲げ性の低下が生じ、１４日後に行った１８０°曲げ試験で割れが発生した。またベーク後耐力ＹＳが１７５ＭＰａであり１８０ＭＰａに届かず、曲げ加工性、ベーク後強度共に劣る。
（３）発明例３と同様に合金Ｎｏ．３を用いた比較例５〜比較例１２
比較例５はブロー成形した後、１８５℃×４０ｍｉｎ．の加熱処理を行い、１５０℃〜２３０℃の温度で３０分以内加熱するという短時間熱処理時間の条件よりも長い時間の加熱を行って製造された。
その結果、この比較例５では１４日後の強度がすでに高すぎてしまうため、１４日後に行った１８０°曲げ試験では割れが発生し、また伸びＥｌは１６％（１４日経過後）、１５％（ベーク後）と低く、ベーク後強度は高いものの曲げ加工性が劣る。
比較例５はブロー成形した後、１８５℃×４０ｍｉｎ．の加熱処理を行い、１５０℃〜２３０℃の温度で３０分以内加熱するという短時間熱処理時間の条件よりも長い時間の加熱を行って製造された。
その結果、この比較例５では１４日後の強度がすでに高すぎてしまうため、１４日後に行った１８０°曲げ試験では割れが発生し、また伸びＥｌは１６％（１４日経過後）、１５％（ベーク後）と低く、ベーク後強度は高いものの曲げ加工性が劣る。
また比較例６はブロー成形した後、１４０℃×２０ｍｉｎ．の加熱処理を行い、１５０℃〜２３０℃の温度で加熱するという条件よりも低い加熱温度で加熱を行って製造された。
その結果、この比較例６では耐力ＹＳが１４日経過後１１８ＭＰａ、ベーク後は１４９ＭＰａと低く１８０ＭＰａに届かず、十分なベーク後強度が得られなかった。
その結果、この比較例６では耐力ＹＳが１４日経過後１１８ＭＰａ、ベーク後は１４９ＭＰａと低く１８０ＭＰａに届かず、十分なベーク後強度が得られなかった。
さらに比較例７は２４０℃×２ｍｉｎ．の短時間加熱処理を行い、１５０℃〜２３０℃の温度で３０分以内加熱するという条件を逸脱して、高い短時間熱処理温度で加熱を行って製造された。
その結果、この比較例７では比較例５と同じように１４日後の強度が高すぎるため１４日後に行った１８０°曲げ試験では割れが発生し、伸びＥｌは１８％（１４日経過後）、１７％（ベーク後）と低く、曲げ加工性が劣る。
その結果、この比較例７では比較例５と同じように１４日後の強度が高すぎるため１４日後に行った１８０°曲げ試験では割れが発生し、伸びＥｌは１８％（１４日経過後）、１７％（ベーク後）と低く、曲げ加工性が劣る。
また比較例８は温度４７０℃でブロー成形を行い、４８０℃〜５８０℃とする条件よりも低い温度でブロー成形を行って製造された。
その結果、この比較例８ではベーク後耐力ＹＳが１０４ＭＰａであり、溶体化処理効果が不十分である結果としてベーク後強度が低かった。
その結果、この比較例８ではベーク後耐力ＹＳが１０４ＭＰａであり、溶体化処理効果が不十分である結果としてベーク後強度が低かった。
さらに比較例９は５９０℃でブロー成形を行い４８０℃〜５８０℃とする条件よりも高い温度でブロー成形を行って製造された。
その結果、この比較例９ではブロー成形過程において結晶粒が粗大化し、２００μｍ以上の粗大粒の発生が認められ、またキャビテーションも多く、１４日後に行った１８０°曲げ試験では割れが発生した。また伸びＥｌは１５％（１４日経過後、ベーク後）と低く、またベーク後耐力ＹＳは１７４ＭＰａで１８０ＭＰａに届かず、曲げ加工性が劣り、ベーク後高強度も得られなかった。
その結果、この比較例９ではブロー成形過程において結晶粒が粗大化し、２００μｍ以上の粗大粒の発生が認められ、またキャビテーションも多く、１４日後に行った１８０°曲げ試験では割れが発生した。また伸びＥｌは１５％（１４日経過後、ベーク後）と低く、またベーク後耐力ＹＳは１７４ＭＰａで１８０ＭＰａに届かず、曲げ加工性が劣り、ベーク後高強度も得られなかった。
また比較例１０はガス圧力を０．１ＭＰａとするブロー成形を行って製造され、材料板厚の０．１倍〜３倍のガス圧力でブロー成形するという条件を逸脱した。
その結果、この比較例１０ではブロー成形圧力が低いためブロー成形過程において結晶粒が粗大化して２００μｍ以上の粗大粒の発生が認められ、また１４日後に行った１８０°曲げ試験でも割れが発生した。また伸びＥｌが１４％（１４日経過後）、１２％（ベーク後）と低く、ベーク後耐力ＹＳが１６７ＭＰａで１８０ＭＰａに届かず、曲げ加工性、ベーク後強度共に劣った。
その結果、この比較例１０ではブロー成形圧力が低いためブロー成形過程において結晶粒が粗大化して２００μｍ以上の粗大粒の発生が認められ、また１４日後に行った１８０°曲げ試験でも割れが発生した。また伸びＥｌが１４％（１４日経過後）、１２％（ベーク後）と低く、ベーク後耐力ＹＳが１６７ＭＰａで１８０ＭＰａに届かず、曲げ加工性、ベーク後強度共に劣った。
また比較例１１はガス圧力を５．０ＭＰａとするブロー成形を行って製造され、材料板厚の０．１倍〜３倍のガス圧力でブロー成形する条件を越える条件によって製造された。
その結果、この成形圧力が高い比較例１１では成形中のキャビテーション形成が多く、これに起因する曲げ性の劣化が認められ、１４日後に行った１８０°曲げ試験では割れが発生した。また伸びＥｌは１８％（１４日後）、１６％（ベーク後）と低く、ベーク後耐力ＹＳが１７３ＭＰａで１８０ＭＰａに届かず、曲げ加工性、ベーク後強度共に劣った。
その結果、この成形圧力が高い比較例１１では成形中のキャビテーション形成が多く、これに起因する曲げ性の劣化が認められ、１４日後に行った１８０°曲げ試験では割れが発生した。また伸びＥｌは１８％（１４日後）、１６％（ベーク後）と低く、ベーク後耐力ＹＳが１７３ＭＰａで１８０ＭＰａに届かず、曲げ加工性、ベーク後強度共に劣った。
また比較例１２は１２０分室温に放置した後１８５℃×５ｍｉｎ．の加熱処理を行って製造され、ブロー成形後、室温放置時間６０分以内に加熱処理を行うとする条件に反して製造された。
その結果、この比較例１２ではブロ−成形後の室温放置時間が長すぎたため負の２段時効性によりベーク後耐力ＹＳが１６８ＭＰａと低下して１８０ＭＰａに届かず、ベーク後高強度が得られなかった。
その結果、この比較例１２ではブロ−成形後の室温放置時間が長すぎたため負の２段時効性によりベーク後耐力ＹＳが１６８ＭＰａと低下して１８０ＭＰａに届かず、ベーク後高強度が得られなかった。
（４）発明例４と同様に合金Ｎｏ．４を用いた比較例１３〜比較例１５
比較例１３は１８５℃×４０ｍｉｎ．の加熱処理を行って３０分以内の時間加熱するという短時間熱処理時間の条件よりも長い時間の加熱を行い製造された。
その結果、この比較例１３では１４日後の強度がすでに高すぎてしまうため、１４日経過後の伸びＥｌは１４％と低く、ベーク後の伸びＥｌも１３％であり、ベーク後強度は高いものの曲げ加工性が劣る。
比較例１３は１８５℃×４０ｍｉｎ．の加熱処理を行って３０分以内の時間加熱するという短時間熱処理時間の条件よりも長い時間の加熱を行い製造された。
その結果、この比較例１３では１４日後の強度がすでに高すぎてしまうため、１４日経過後の伸びＥｌは１４％と低く、ベーク後の伸びＥｌも１３％であり、ベーク後強度は高いものの曲げ加工性が劣る。
比較例１４は１４０℃×２０ｍｉｎ．の加熱処理を行い、１５０℃〜２３０℃という条件よりも低い加熱温度で加熱処理を行い製造された。
その結果、この比較例１４ではベーク後耐力ＹＳが１７４ＭＰａであり１８０ＭＰａに届かず、十分なベーク後強度が得られなかった。
その結果、この比較例１４ではベーク後耐力ＹＳが１７４ＭＰａであり１８０ＭＰａに届かず、十分なベーク後強度が得られなかった。
比較例１５は２４０℃×２ｍｉｎ．の加熱処理を行って製造され、１５０℃〜２３０℃という条件よりも高い温度で加熱処理を行って製造された。
その結果、この比較例１５では１４日後の強度がすでに高すぎてしまうため、１４日経過後の伸びＥｌは１３％と低く、曲げ加工性が劣る。
その結果、この比較例１５では１４日後の強度がすでに高すぎてしまうため、１４日経過後の伸びＥｌは１３％と低く、曲げ加工性が劣る。
Claims (2)
- 質量％で、
Ｍｇ：０．４〜１．０％、
Ｓｉ：０．６〜１．４％、
Ｍｎ：０．０４〜０．５％
を含有し、さらにＦｅ：０．０５〜０．４％、Ｃｒ：０．０３〜０．３％、Ｚｒ：０．０３〜０．３％、Ｖ：０．０３〜０．３％、Ｃｕ：０．１〜１．０％のうち１種または２種以上を含有し、残部はＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金板を４８０℃〜５８０℃の温度で、板厚減量３０％以上のブロー成形を、材料板厚（単位ｍｍ：以下同様）の０．１倍〜３倍のガス圧力（単位ＭＰａ：以下同様）で行った後、室温まで２０℃／ｍｉｎ．以上の冷却速度で冷却し、冷却途中の１５０℃〜２３０℃の温度で１〜３０分保持することを特徴とするアルミニウム合金パネルの製造方法。 - 質量％で、
Ｍｇ：０．４〜１．０％、
Ｓｉ：０．６〜１．４％、
Ｍｎ：０．０４〜０．５％
を含有し、さらにＦｅ：０．０５〜０．４％、Ｃｒ：０．０３〜０．３％、Ｚｒ：０．０３〜０．３％、Ｖ：０．０３〜０．３％、Ｃｕ：０．１〜１．０％のうち１種または２種以上を含有し、残部はＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金板を４８０℃〜５８０℃の温度で、板厚減量３０％以上のブロー成形を、材料板厚の０．１倍〜３倍のガス圧力で行った後、室温放置時間６０分以内に１５０℃〜２３０℃の温度で１〜３０分加熱することを特徴とするアルミニウム合金パネルの製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2007195023A JP5111966B2 (ja) | 2007-07-26 | 2007-07-26 | アルミニウム合金パネルの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2007195023A JP5111966B2 (ja) | 2007-07-26 | 2007-07-26 | アルミニウム合金パネルの製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2009030106A JP2009030106A (ja) | 2009-02-12 |
| JP5111966B2 true JP5111966B2 (ja) | 2013-01-09 |
Family
ID=40400927
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2007195023A Expired - Fee Related JP5111966B2 (ja) | 2007-07-26 | 2007-07-26 | アルミニウム合金パネルの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5111966B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5313554B2 (ja) * | 2008-06-11 | 2013-10-09 | 古河スカイ株式会社 | Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の高温成形方法 |
| JP5336802B2 (ja) * | 2008-09-26 | 2013-11-06 | 古河スカイ株式会社 | 継ぎ目無しアルミニウム合金管材の製造方法 |
| JP6316747B2 (ja) * | 2012-06-27 | 2018-04-25 | 株式会社Uacj | ブロー成形用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
| CN114908277A (zh) * | 2022-05-26 | 2022-08-16 | 永臻科技股份有限公司 | 一种6063铝合金型材的生产工艺 |
| CN115044810B (zh) * | 2022-06-17 | 2023-05-09 | 大连科天新材料有限公司 | 一种铝合金及其制备方法、汽车用材料 |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4022497B2 (ja) * | 2003-04-17 | 2007-12-19 | 株式会社神戸製鋼所 | アルミニウム合金パネルの製造方法 |
| JP4201745B2 (ja) * | 2004-07-23 | 2008-12-24 | 新日本製鐵株式会社 | 塗装焼付け硬化性に優れた超塑性成形用６０００系アルミニウム合金板およびその製造方法 |
| JP2006265723A (ja) * | 2005-02-24 | 2006-10-05 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | ブロー成形用熱処理型アルミニウム合金板及びその製造方法 |
| JP2007039714A (ja) * | 2005-08-01 | 2007-02-15 | Furukawa Sky Kk | 高温高速成形用アルミニウム合金板およびそれを用いた高温高速成形方法 |
| JP2008062255A (ja) * | 2006-09-05 | 2008-03-21 | Kobe Steel Ltd | キャビティ発生の少ないＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の超塑性成形方法およびＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金成形板 |
-
2007
- 2007-07-26 JP JP2007195023A patent/JP5111966B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2009030106A (ja) | 2009-02-12 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4939093B2 (ja) | ヘム曲げ性およびベークハード性に優れる自動車パネル用６０００系アルミニウム合金板の製造方法 | |
| JP2011252212A (ja) | ６０００系アルミニウム合金材の成形加工方法および成形加工品 | |
| JP5204793B2 (ja) | 耐応力腐食割れ性に優れた高強度アルミニウム合金押出材 | |
| US10655202B2 (en) | Method for manufacturing aluminum alloy member and aluminum alloy member manufactured by the same | |
| JP5111966B2 (ja) | アルミニウム合金パネルの製造方法 | |
| JP2015040340A (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板及びその製造方法 | |
| JP2021123798A (ja) | 高強度アルミニウム合金押出材の製造方法 | |
| JP6316747B2 (ja) | ブロー成形用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP4117243B2 (ja) | 焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板 | |
| JP6329430B2 (ja) | 曲げ性に優れた高耐力Ａｌ−Ｚｎ系アルミニウム合金製押出材 | |
| JP2008062255A (ja) | キャビティ発生の少ないＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の超塑性成形方法およびＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金成形板 | |
| JP4201745B2 (ja) | 塗装焼付け硬化性に優れた超塑性成形用６０００系アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP2007039714A (ja) | 高温高速成形用アルミニウム合金板およびそれを用いた高温高速成形方法 | |
| US11827967B2 (en) | Method for producing aluminum alloy extruded material | |
| JP5823010B2 (ja) | 耐応力腐食割れ性に優れた自動車構造部材用高強度アルミニウム合金押出材 | |
| JP4996854B2 (ja) | 高温高速成形用アルミニウム合金材及びその製造方法、並びにアルミニウム合金成形品の製造方法 | |
| JP5631379B2 (ja) | 耐応力腐食割れ性に優れたバンパーレインフォース用高強度アルミニウム合金押出材 | |
| JP4022497B2 (ja) | アルミニウム合金パネルの製造方法 | |
| WO2016056240A1 (ja) | 超塑性成形用アルミニウム合金板及びその製造方法 | |
| JP2011144410A (ja) | 高成形性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法 | |
| JP2007131881A (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法および成形加工用アルミニウム合金板 | |
| JP4719456B2 (ja) | 高温ブロー成形用アルミニウム合金板 | |
| JP2007239005A (ja) | 室温非時効性、成形性及び塗装焼付け硬化性に優れた６０００系アルミニウム合金板の製造方法 | |
| JP6345016B2 (ja) | 熱間成形用アルミニウム合金板及びその製造方法 | |
| JP2009221531A (ja) | 冷間加工用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材及びその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20100305 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20120314 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20120329 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20120511 |
|
| 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: 20120927 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20121010 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20151019 Year of fee payment: 3 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5111966 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| 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 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313117 |
|
| 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 |