JPH02118049A - 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 - Google Patents
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Info
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- JPH02118049A JPH02118049A JP27175788A JP27175788A JPH02118049A JP H02118049 A JPH02118049 A JP H02118049A JP 27175788 A JP27175788 A JP 27175788A JP 27175788 A JP27175788 A JP 27175788A JP H02118049 A JPH02118049 A JP H02118049A
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Landscapes
- Metal Rolling (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
産業上の利用分野
このブで明は自動車用のボディシートや骨格材、エアク
リーナ、オイルタンク、あるいは家電製品の筐体例えば
VTRのシャーシなどの如く、高強度と優れた成形加工
性(特に曲げ性おJ、び張出性)が要求される成形加工
品に使用されるアルミニウム合金斤)1板およびその製
造方法に関し、特に圧延後の熱処理のままで成形11n
Iの用途に供されしかも室温11.1効による材料特
性の変化がなくかつ耐応力腐食1切れfI (以下SC
C性と記V)が優れるとと6に成形++n I時にり]
−ダースマークの発生のない高強度成形加工用アルミニ
ウム合金j工延板J3よびその製造方法に関するもので
ある。
リーナ、オイルタンク、あるいは家電製品の筐体例えば
VTRのシャーシなどの如く、高強度と優れた成形加工
性(特に曲げ性おJ、び張出性)が要求される成形加工
品に使用されるアルミニウム合金斤)1板およびその製
造方法に関し、特に圧延後の熱処理のままで成形11n
Iの用途に供されしかも室温11.1効による材料特
性の変化がなくかつ耐応力腐食1切れfI (以下SC
C性と記V)が優れるとと6に成形++n I時にり]
−ダースマークの発生のない高強度成形加工用アルミニ
ウム合金j工延板J3よびその製造方法に関するもので
ある。
従来の技術
従来一般に自動車用ボディシート等の成形加工用の自動
車用板材としては冷延鋼板が多用されていたが、最近で
は自動車を軽量化してその燃費を改善するため、従来の
冷延鋼板に代えてアルミニウム合金圧延板を使用する要
望が強まっている。
車用板材としては冷延鋼板が多用されていたが、最近で
は自動車を軽量化してその燃費を改善するため、従来の
冷延鋼板に代えてアルミニウム合金圧延板を使用する要
望が強まっている。
このような用途に供されるアルミニウム合金圧延板とし
ては、従来はAt’−MQ系の5052合金O材や51
82合金O材、あるいはA&−Cu系の2036合金T
合金 51!l!Ell!44、さらにはAj!−M(
J−Si系の6009合金T合金即材、6010合金T
l!!理材等が適用されている。
ては、従来はAt’−MQ系の5052合金O材や51
82合金O材、あるいはA&−Cu系の2036合金T
合金 51!l!Ell!44、さらにはAj!−M(
J−Si系の6009合金T合金即材、6010合金T
l!!理材等が適用されている。
しかしながら前述の5052合金O材や5182合金O
材は、自動車用ボディシート材等としては成形後の焼付
塗装後の強度が不充分であり、また耐SCC性が劣るた
め高い応力が付与された状態で腐食環境下にさらされる
部位に用いることは安全上問題があり、さらに成形h口
■時にリューダースマークが発生して外観不良が生じる
問題がある。また2036合金T合金理祠では成形性が
劣り、さらに6009合金Tl!埋材で1よ強度が不充
分であり、また6010合金14処3j1!材では成形
性が劣る問題がある。
材は、自動車用ボディシート材等としては成形後の焼付
塗装後の強度が不充分であり、また耐SCC性が劣るた
め高い応力が付与された状態で腐食環境下にさらされる
部位に用いることは安全上問題があり、さらに成形h口
■時にリューダースマークが発生して外観不良が生じる
問題がある。また2036合金T合金理祠では成形性が
劣り、さらに6009合金Tl!埋材で1よ強度が不充
分であり、また6010合金14処3j1!材では成形
性が劣る問題がある。
8らに、A l −CIJ系、Af−M(J−8i系や
Δl−Mg−Zn−CU系の各合金は、室温時効による
44科特竹の経時変化が大きく、製造後に時間が経過リ
−れは成形性が低下する欠点があり、成形時の在庫処理
、ロット処理が複雑となるという問題がある。
Δl−Mg−Zn−CU系の各合金は、室温時効による
44科特竹の経時変化が大きく、製造後に時間が経過リ
−れは成形性が低下する欠点があり、成形時の在庫処理
、ロット処理が複雑となるという問題がある。
そこで本発明者等は、特開昭62−275/14号iJ
3よび1、Y願昭63−50029号において、上述の
ような問題を解決づることか可能な、強度と成形加工性
に優れたAN−Mq−Cu系T4処」1月おJ:びその
製造方法について提案している。
3よび1、Y願昭63−50029号において、上述の
ような問題を解決づることか可能な、強度と成形加工性
に優れたAN−Mq−Cu系T4処」1月おJ:びその
製造方法について提案している。
γて明が解決しようとする課題
前述のような木ブて明石等の提案によるへ2Mq−Cu
系−1198理材は、従来の合金と比較して強[ηと成
形加工性にゆれ、しかもHB後に44料特性の変1しが
なく、また成形710工時にお(ブるリューダースマー
クの弁士を防止できるとともに、耐SCC性も優れると
いう特徴を有しているが、複雑な形状の成形に耐えるた
めには、より一層の成形加工性の向上が望まれている。
系−1198理材は、従来の合金と比較して強[ηと成
形加工性にゆれ、しかもHB後に44料特性の変1しが
なく、また成形710工時にお(ブるリューダースマー
クの弁士を防止できるとともに、耐SCC性も優れると
いう特徴を有しているが、複雑な形状の成形に耐えるた
めには、より一層の成形加工性の向上が望まれている。
この弁明は以上の事情を背印としてなされたもので、ゆ
れた成形加工性、特に優れた曲げ性と張出性を有すると
ともに、冷延鋼板なみの強度を有し、かつ耐SCC性に
優れるとともに成形加工時におけるリューダースマーク
の弁士がなく、しかも室温時効による材料特性の経時変
化のない、成形加工用熱処理型アルミニウム合金圧延板
およびその製造方法を提供することを目的とするもので
ある。
れた成形加工性、特に優れた曲げ性と張出性を有すると
ともに、冷延鋼板なみの強度を有し、かつ耐SCC性に
優れるとともに成形加工時におけるリューダースマーク
の弁士がなく、しかも室温時効による材料特性の経時変
化のない、成形加工用熱処理型アルミニウム合金圧延板
およびその製造方法を提供することを目的とするもので
ある。
課題を解決するための手段
請求項1の弁明tよ、強度および成形性、耐SCC性に
優れかつ成形加工時におけるリューダースマークの発生
がなくまた室温時効による材料特性の経時変化のない成
形加工用熱処理型アルミニウム合金圧延板を提供するも
のであって、A1Mch系合金に過半のCUを添加づ゛
るとともに、成形加工性に悪影響を与えるl”e、5i
と、その伯の不純物の吊を少量に規制し、かつR終板に
6ける結晶粒を#2適値に現定“したものである。
優れかつ成形加工時におけるリューダースマークの発生
がなくまた室温時効による材料特性の経時変化のない成
形加工用熱処理型アルミニウム合金圧延板を提供するも
のであって、A1Mch系合金に過半のCUを添加づ゛
るとともに、成形加工性に悪影響を与えるl”e、5i
と、その伯の不純物の吊を少量に規制し、かつR終板に
6ける結晶粒を#2適値に現定“したものである。
具体的には、請求項1のサテ明の成形加工用アルミニウ
ム合金圧延板は、Mg1.5〜5.5%、Quo、15
〜1.5%、F e 0.05〜0.30%、Si0.
05〜0.40%を含有し、かつその他の不純物が合^
Eで0.05%以下に規制され、残部かへ2からなり、
結晶粒の平均が30IJIn〜150珈の範囲内である
ことを特徴とするものである。
ム合金圧延板は、Mg1.5〜5.5%、Quo、15
〜1.5%、F e 0.05〜0.30%、Si0.
05〜0.40%を含有し、かつその他の不純物が合^
Eで0.05%以下に規制され、残部かへ2からなり、
結晶粒の平均が30IJIn〜150珈の範囲内である
ことを特徴とするものである。
また請求項2の発明は、上述のようなアルミニウ合金圧
延板を製造する方法を(f供するものである。
延板を製造する方法を(f供するものである。
具体的には、請求項2の発明の成形加工用アルミニウム
合金圧延板の製造方法は、MCI 1.5〜5.5%
、CLJo、15−1.5%、F e 0.05〜0.
30%、Si0.05〜0.40%を含有し、かつその
他の不純物が合h1で0.05%以下に規制0れ、残部
が八1からなるAl合金鋳塊をM造した後、その鋳塊に
450〜580″Cの範囲内の温度で均質化処理を施し
、さらに熱間1ノロIj′3よび冷間圧延を行なってか
らM体止再結晶処理をfM′1j′にあたり、溶体化再
結晶処理直曲の冷間圧延率を30%以上とし、かつ溶体
化再結晶処理を、加熱温度450〜570℃、昇温速度
50°C/菌以上、保持晴間5分以下、冷Iり速度50
℃/市以上にて行なうことを特徴とづるものである。
合金圧延板の製造方法は、MCI 1.5〜5.5%
、CLJo、15−1.5%、F e 0.05〜0.
30%、Si0.05〜0.40%を含有し、かつその
他の不純物が合h1で0.05%以下に規制0れ、残部
が八1からなるAl合金鋳塊をM造した後、その鋳塊に
450〜580″Cの範囲内の温度で均質化処理を施し
、さらに熱間1ノロIj′3よび冷間圧延を行なってか
らM体止再結晶処理をfM′1j′にあたり、溶体化再
結晶処理直曲の冷間圧延率を30%以上とし、かつ溶体
化再結晶処理を、加熱温度450〜570℃、昇温速度
50°C/菌以上、保持晴間5分以下、冷Iり速度50
℃/市以上にて行なうことを特徴とづるものである。
作 用
先ずこの弁明における合金成分限定理由について説明づ
る。
る。
Mg:
Mqはこの弁明の系のアルミニウム合金において基本と
なる合金成分であって、強度および成形加工性とりわけ
伸びと張出性を向上させるに寄与する。Mqが1.5%
未満では強度および成形加工性が不充分となって自動車
用ボディシート等として不適当となる。一方M(Jが5
.5%を越えれば伸びが低下するとともに圧延性が劣化
するから、Mqは1,5〜5.5%の範囲内とした。
なる合金成分であって、強度および成形加工性とりわけ
伸びと張出性を向上させるに寄与する。Mqが1.5%
未満では強度および成形加工性が不充分となって自動車
用ボディシート等として不適当となる。一方M(Jが5
.5%を越えれば伸びが低下するとともに圧延性が劣化
するから、Mqは1,5〜5.5%の範囲内とした。
CU:
CLJは強度、曲げ性を向上させ、かつ成形/j[l工
時におけるリューダースマークの弁士を防止するにh効
な元系である。またMgを3%以上含有するAI2合金
で4j耐SCC性が低下するおそれがあるが、CIJを
添加することによって1Isc−c性を飛躍的に改善す
る口とができる。さらに5000番系合金では加工後に
焼付塗装処理を行なえば著しく軟化してしまうが、Cu
を添加すれば焼付処J、!!時の時効硬化のため、軟化
吊はわずかに抑えられる。
時におけるリューダースマークの弁士を防止するにh効
な元系である。またMgを3%以上含有するAI2合金
で4j耐SCC性が低下するおそれがあるが、CIJを
添加することによって1Isc−c性を飛躍的に改善す
る口とができる。さらに5000番系合金では加工後に
焼付塗装処理を行なえば著しく軟化してしまうが、Cu
を添加すれば焼付処J、!!時の時効硬化のため、軟化
吊はわずかに抑えられる。
Qu吊が0.15%以下ではこれらの効果が充分に得ら
れず、一方1.5%を越えてCLIを添加すれば、強度
は向上するが成形加工性が劣化し、また溶体化処理後の
至渇時効で材料特性の経時変化が大きくなる。したがっ
てQu吊は0.15〜1.5%の範囲内に限定した。
れず、一方1.5%を越えてCLIを添加すれば、強度
は向上するが成形加工性が劣化し、また溶体化処理後の
至渇時効で材料特性の経時変化が大きくなる。したがっ
てQu吊は0.15〜1.5%の範囲内に限定した。
1:e:
「eは成形#n I性、特に曲げ性および張出性を劣化
さヒる元系であるから、その含有量は極力少ないことが
好ましい。Fe吊が0.30%を越えれは晶出物量が多
くなって成形加工性を害ダるから、0.30%以下とダ
る必要がある。なおFeが0.05%未満でも良好な性
能が得られるが、経済的にコスj・が嵩むから、Feは
0.05〜0.30%の範囲内とした。
さヒる元系であるから、その含有量は極力少ないことが
好ましい。Fe吊が0.30%を越えれは晶出物量が多
くなって成形加工性を害ダるから、0.30%以下とダ
る必要がある。なおFeが0.05%未満でも良好な性
能が得られるが、経済的にコスj・が嵩むから、Feは
0.05〜0.30%の範囲内とした。
S L :
Slも晶出化合物量を増加させ、成形加工性を低下させ
る元系である。Slが0.40%を越えれは成形加工性
が悪くなり、一方S1が0.05%未満ては経済的では
なくなるから、Siは0.05〜0.40%の範囲内と
した。
る元系である。Slが0.40%を越えれは成形加工性
が悪くなり、一方S1が0.05%未満ては経済的では
なくなるから、Siは0.05〜0.40%の範囲内と
した。
その他の不純物:
Fe、Si以外の不純物も成形加工性および耐食性に悪
影響を与えるため、合計で最大0.05%以下とした。
影響を与えるため、合計で最大0.05%以下とした。
特にMn、Qr、zr等のi!!移元木は強度向上に寄
与はするが、成形加工性特に曲げ性を損ない、またこれ
らの遷移元素は結晶粒を微細化する効果が強いため、結
晶粒径を30珈以上に大きくすることが困難となる。
与はするが、成形加工性特に曲げ性を損ない、またこれ
らの遷移元素は結晶粒を微細化する効果が強いため、結
晶粒径を30珈以上に大きくすることが困難となる。
以上の各元素のほか、鋳塊に13ける結晶粒微細化のた
めにTi、または−「iおよびBを添加しても良い。但
し初晶11Aj73粒子の晶出を防止するためにはT1
は0,15%以下とすることが望ましく、また1’i8
2粒子の生成を防止するためにはBは500ppn以下
とすることが望ましい。
めにTi、または−「iおよびBを添加しても良い。但
し初晶11Aj73粒子の晶出を防止するためにはT1
は0,15%以下とすることが望ましく、また1’i8
2粒子の生成を防止するためにはBは500ppn以下
とすることが望ましい。
さらに、N/NJ/);1.5%以以上法れるAN含金
溶溶澗おいては、溶湯の酸化防止のために3eを添加υ
ることが従来から行なわれており、この発明においてし
溶湯酸化防止のためにBeを添加する場合を除外するも
のではない。Beの添加量は501)I)l以上が一般
的であり、この程度の3e添加吊であればこの弁明に、
1メいても他の性能を劣化させることはない。
溶溶澗おいては、溶湯の酸化防止のために3eを添加υ
ることが従来から行なわれており、この発明においてし
溶湯酸化防止のためにBeを添加する場合を除外するも
のではない。Beの添加量は501)I)l以上が一般
的であり、この程度の3e添加吊であればこの弁明に、
1メいても他の性能を劣化させることはない。
さらにこの弁明のアルミニウム合金圧延板においては、
ITi+述のように各成分元素を規定するほか、特に最
終板の状態にd3ける結晶粒が平均で30趨以上、15
0IIa以下である必要がある。結晶粒は成形加工時に
6けるリューダースマークの弁士と強い相関関係があり
、結晶粒が小さければリューダースマークが化生し易い
。特に結晶粒が30IJIR未満で(よりニーダースマ
ークが発生し易くなって成形品の外観をk]なう。一方
結晶粒が150趨を越えれば成形加工時において肌荒れ
が著しくなり、前記同様に成形品の外観を損なうととも
に、成形性も低下づる。なおここで結晶粒径は、AST
Mによる”Intercept Method” (
切断法)により測定したものとし、また結晶粒の観察面
は板面(圧延面)に平行な面とする。
ITi+述のように各成分元素を規定するほか、特に最
終板の状態にd3ける結晶粒が平均で30趨以上、15
0IIa以下である必要がある。結晶粒は成形加工時に
6けるリューダースマークの弁士と強い相関関係があり
、結晶粒が小さければリューダースマークが化生し易い
。特に結晶粒が30IJIR未満で(よりニーダースマ
ークが発生し易くなって成形品の外観をk]なう。一方
結晶粒が150趨を越えれば成形加工時において肌荒れ
が著しくなり、前記同様に成形品の外観を損なうととも
に、成形性も低下づる。なおここで結晶粒径は、AST
Mによる”Intercept Method” (
切断法)により測定したものとし、また結晶粒の観察面
は板面(圧延面)に平行な面とする。
次にこの発明のアルミニウム合金圧延板の製造方法につ
いて説明する。
いて説明する。
先ず前述のような成分組成の合金溶湯を鋳造づる。ここ
で鋳造方法としては、請求項1の発明のアルミニウム合
金圧延板を製造−する場合は、DC鋳造法(半連続鋳造
法)、連続鋳造法のいずれでも良いが、請求項2の発明
の場合は、均質化処理を行なう関係上、DC鋳造法を適
用する。
で鋳造方法としては、請求項1の発明のアルミニウム合
金圧延板を製造−する場合は、DC鋳造法(半連続鋳造
法)、連続鋳造法のいずれでも良いが、請求項2の発明
の場合は、均質化処理を行なう関係上、DC鋳造法を適
用する。
青られた/M合金鋳間転対して1よ、450〜580℃
の範囲内の温度で均質化98y1.を行なう。このよう
な均質イし!2y!即を行なう口とによって、成形加工
性を向上させるとともに熱間加■性を向上させることが
できる。均質化処理の温度が450℃未満では上述の効
果が青うれす、一方580℃を越えれば共晶融解が生じ
るおそれがある。なお均質化処理の時間は1〜48時間
が望ましい。1時間未満では上述の効果が充分に得られ
ず、一方48時間を越える長時間の処理は経済的でない
。
の範囲内の温度で均質化98y1.を行なう。このよう
な均質イし!2y!即を行なう口とによって、成形加工
性を向上させるとともに熱間加■性を向上させることが
できる。均質化処理の温度が450℃未満では上述の効
果が青うれす、一方580℃を越えれば共晶融解が生じ
るおそれがある。なお均質化処理の時間は1〜48時間
が望ましい。1時間未満では上述の効果が充分に得られ
ず、一方48時間を越える長時間の処理は経済的でない
。
均!1化処理後には、常法に従って熱間圧延を施し、さ
らに1回または2回以上の冷間圧延を行なって所要の板
厚とする。なおこの熱間圧延と冷間圧延との間、もしく
は冷間圧延と冷間圧延との間に中間焼鈍を行なってもQ
い。
らに1回または2回以上の冷間圧延を行なって所要の板
厚とする。なおこの熱間圧延と冷間圧延との間、もしく
は冷間圧延と冷間圧延との間に中間焼鈍を行なってもQ
い。
冷間It延延後は後述する溶体化再結晶処理を行なうが
、この溶体化再結晶処理直前の冷間圧延は、冷間圧延率
(斤■率)を30%以上とTる必要がある。溶体化再結
晶処理直前の冷間11延率が30%未満では、溶体化再
結晶処理後の再結晶粒か、150柳を越える粗大粒を含
む混粒となって、成形加工性が低下してしまう。
、この溶体化再結晶処理直前の冷間圧延は、冷間圧延率
(斤■率)を30%以上とTる必要がある。溶体化再結
晶処理直前の冷間11延率が30%未満では、溶体化再
結晶処理後の再結晶粒か、150柳を越える粗大粒を含
む混粒となって、成形加工性が低下してしまう。
冷間几延後の溶体化再結晶処理は、次のような役割を右
する。
する。
すなわら、第1には、44籾を再結晶させ、好ましい成
形/II I性を与える。ここで、再結晶サイズは、成
形加工時に、13cノるリューダースマークのサテ生を
防止すると同時に肌荒れを防止するため、適切な大さ゛
さ(30珈以上150鴎以下)にコントロールづる。
形/II I性を与える。ここで、再結晶サイズは、成
形加工時に、13cノるリューダースマークのサテ生を
防止すると同時に肌荒れを防止するため、適切な大さ゛
さ(30珈以上150鴎以下)にコントロールづる。
また第2に(よ、A 1− M gCu相(S相)の溶
体化を図って、強度、成形加工性、耐SCC性を向上さ
ゼる。
体化を図って、強度、成形加工性、耐SCC性を向上さ
ゼる。
ここで、この51明で対ψとしている系の合金では、本
来は再結晶粒を安定化さゼるに有効なFClMn、Cr
、zr笠の遷移丸木の含有量を、成形加]]性向上のた
めに極力低く抑えているから、再結晶粒サイズをある範
囲に安定化させるためには、溶体化再結晶処理の条件を
この11明で規定づる条件範囲内に厳格に抑えることが
必要である。η“なわら、′f?記速度(加熱速度)を
50℃/鴎以上とし、h11熱温度< ff1IJ達温
度ンを450〜570℃とし、その範囲内の温度での保
持時間を5分以下(零を含む)とし、さらに冷加速度を
50℃/11fI以上とする必要がある。これらの溶体
化再結晶処理の条件限定理由は次の通りである。
来は再結晶粒を安定化さゼるに有効なFClMn、Cr
、zr笠の遷移丸木の含有量を、成形加]]性向上のた
めに極力低く抑えているから、再結晶粒サイズをある範
囲に安定化させるためには、溶体化再結晶処理の条件を
この11明で規定づる条件範囲内に厳格に抑えることが
必要である。η“なわら、′f?記速度(加熱速度)を
50℃/鴎以上とし、h11熱温度< ff1IJ達温
度ンを450〜570℃とし、その範囲内の温度での保
持時間を5分以下(零を含む)とし、さらに冷加速度を
50℃/11fI以上とする必要がある。これらの溶体
化再結晶処理の条件限定理由は次の通りである。
先ず昇温速度に関しては、再結晶粒サイズを150/J
/n以下で安定化させるためには、昇温速度は大ぎいこ
とが好ましい。50°C/市未満の昇温速度では?IQ
中にlI!+晶粒の食い合いが生じて150櫓を越える
粗大粒を含む混粒1111m1iとなってしまい、また
全体に粗大粒が生じやすい。したがって胃温速度番よ5
0°C/市以上とする必要がある。
/n以下で安定化させるためには、昇温速度は大ぎいこ
とが好ましい。50°C/市未満の昇温速度では?IQ
中にlI!+晶粒の食い合いが生じて150櫓を越える
粗大粒を含む混粒1111m1iとなってしまい、また
全体に粗大粒が生じやすい。したがって胃温速度番よ5
0°C/市以上とする必要がある。
加熱温度に関しては、450℃未満で略よ再結晶粒が細
かくなって30pln未満となり、リューダースマーク
がブて牛し易くなる。一方570°Cを越える温度では
再結晶粒の粒成長が生じて150珈を越える粗大粒とな
り、また局部融解も生じるおそれがある。
かくなって30pln未満となり、リューダースマーク
がブて牛し易くなる。一方570°Cを越える温度では
再結晶粒の粒成長が生じて150珈を越える粗大粒とな
り、また局部融解も生じるおそれがある。
したがって加熱温度は450〜570″Cの範囲内と覆
る。
る。
保持時間に関しては、この弁明で対象としている系の合
金は再結晶粒を安定化させる丸木が少ないどころから、
5分を越えれは再結晶粒の粗大化が生じてしまう。した
がって保持時間は5分以下とり−る必要がある。なお加
熱温度と保持時間は密接な関係があり、加熱温度が高い
ほど保持時間を短くすることか好ましい。
金は再結晶粒を安定化させる丸木が少ないどころから、
5分を越えれは再結晶粒の粗大化が生じてしまう。した
がって保持時間は5分以下とり−る必要がある。なお加
熱温度と保持時間は密接な関係があり、加熱温度が高い
ほど保持時間を短くすることか好ましい。
冷へ〇速度については、S相その他の第2相の析出を抑
えるため、50”C/min以上とづることが必要であ
る。なおこのような冷却速度を1qるための冷W方法と
しては強制空冷や水冷などがあるが、焼入歪を可及的に
少なくする観点から、強制空冷を適用ηることか望まし
い。
えるため、50”C/min以上とづることが必要であ
る。なおこのような冷却速度を1qるための冷W方法と
しては強制空冷や水冷などがあるが、焼入歪を可及的に
少なくする観点から、強制空冷を適用ηることか望まし
い。
以上のような溶体化再結晶処理の冷lO後においては、
歪矯正を行なうのが通常であるが、この歪矯正のための
レベリング、ストレッチ、スキンバスなとは、製品板に
おける伸びの低■を防ぐために3%以−トとJることが
tpましい。
歪矯正を行なうのが通常であるが、この歪矯正のための
レベリング、ストレッチ、スキンバスなとは、製品板に
おける伸びの低■を防ぐために3%以−トとJることが
tpましい。
さらに、上記の歪矯正時の加工歪を除去してより優れた
成形加工性を1りるため、第1図、第2図において斜線
領域で示した範囲内の加熱速112・冷7.17速度、
温度・保持時間で最終熱処理を行なっても、耐SCC性
などの他の開時性が劣化づることはない。
成形加工性を1りるため、第1図、第2図において斜線
領域で示した範囲内の加熱速112・冷7.17速度、
温度・保持時間で最終熱処理を行なっても、耐SCC性
などの他の開時性が劣化づることはない。
以上のような条件、方法によって冑られたアルミニウム
合金圧延板は、5052合金O材や5182合金0材以
上の優れた成形加工性、特に優れた曲げ性と張用性を有
づるとともに、冷延鋼板なみの高強度を有し、かつ成形
加工時におけるリューダースマークの11生もないとと
もに、耐SCC性にも優れ、しかも室温FJ、1効によ
る材料特性の経時変化もない。
合金圧延板は、5052合金O材や5182合金0材以
上の優れた成形加工性、特に優れた曲げ性と張用性を有
づるとともに、冷延鋼板なみの高強度を有し、かつ成形
加工時におけるリューダースマークの11生もないとと
もに、耐SCC性にも優れ、しかも室温FJ、1効によ
る材料特性の経時変化もない。
実施例
(実施例11
第1表の合金番号1〜5に示づ成分組成の合金をl)C
wi3a法により断面寸法50011 x 12004
1のスラブに鋳造し、その鋳塊に530’Cx 10時
間の均質化処理を施した債、板厚4mlまで熱間圧延し
、さらに板厚1111まで冷間圧延した。なお一部のも
のは、熱間圧延後、板厚1.2間まで冷間圧延した段階
で350℃×2時間の中間焼鈍を施し、さらに板!91
を暁まで冷間圧延した(中間焼鈍後の冷間1.E延率2
0%)。その後、各冷延板について、第2表の熱51!
!即番号A−Fに示す条件の溶体化再結晶処理を施した
。
wi3a法により断面寸法50011 x 12004
1のスラブに鋳造し、その鋳塊に530’Cx 10時
間の均質化処理を施した債、板厚4mlまで熱間圧延し
、さらに板厚1111まで冷間圧延した。なお一部のも
のは、熱間圧延後、板厚1.2間まで冷間圧延した段階
で350℃×2時間の中間焼鈍を施し、さらに板!91
を暁まで冷間圧延した(中間焼鈍後の冷間1.E延率2
0%)。その後、各冷延板について、第2表の熱51!
!即番号A−Fに示す条件の溶体化再結晶処理を施した
。
溶体化再結晶処yr!後、2週間室編時効した後の1械
的特性、成形性(成形/lt1工時のリューダースマー
クおよび肌荊れの弁士の有無を含む)、&4SCC性を
調べた結束を第3表に承り。
的特性、成形性(成形/lt1工時のリューダースマー
クおよび肌荊れの弁士の有無を含む)、&4SCC性を
調べた結束を第3表に承り。
なJ3第3表中において、LDRは限界絞り比、曲げ<
mm)は最小曲げ生得を示づ”。またSCCは、各月利
について前記の溶体化再結晶98理俊、30%の冷間圧
延を施してから、120℃×7日の増感処理を行ない、
01N50908によるループ曲げ試験片を作成して3
.5%NaC;l中で交互浸漬試験1ケ月を行なったと
きの応力腐食にjれの発生のf7煕を承り。
mm)は最小曲げ生得を示づ”。またSCCは、各月利
について前記の溶体化再結晶98理俊、30%の冷間圧
延を施してから、120℃×7日の増感処理を行ない、
01N50908によるループ曲げ試験片を作成して3
.5%NaC;l中で交互浸漬試験1ケ月を行なったと
きの応力腐食にjれの発生のf7煕を承り。
第3表から明らかなように、この11明成分組成範囲内
の合金1.2について、この発明で規定するプ[]セス
条f1範囲内の溶体化再結晶処理を行なって、溶体化再
結晶処理後の結晶粒サイズを30〜150tIInの範
囲内とした場合には、従来例の5182合金(合金番号
5)のO祠(熱処理記号「)よりゆれた成形/III工
性(特に張出性、曲げ性)を有するとともに、成形相1
時のりューダースマークa3よび肌荒れの梵−[が認め
られず、しかも耐SCC性も優れている。
の合金1.2について、この発明で規定するプ[]セス
条f1範囲内の溶体化再結晶処理を行なって、溶体化再
結晶処理後の結晶粒サイズを30〜150tIInの範
囲内とした場合には、従来例の5182合金(合金番号
5)のO祠(熱処理記号「)よりゆれた成形/III工
性(特に張出性、曲げ性)を有するとともに、成形相1
時のりューダースマークa3よび肌荒れの梵−[が認め
られず、しかも耐SCC性も優れている。
[実施例2]
第1表中の木11明例の合金番号1および従来例<54
82合金)の合金番号5の各合金について、実施例1と
同様な条件で鋳造−均質イヒ熱処理〜冷間圧畦8行なっ
た後、合金番号1については第2表の熱処理記号Aによ
る溶体化再結晶処理を施し、合金番号5については第2
表の熱処理記号Fによる溶体化+li結晶処理を施した
。
82合金)の合金番号5の各合金について、実施例1と
同様な条件で鋳造−均質イヒ熱処理〜冷間圧畦8行なっ
た後、合金番号1については第2表の熱処理記号Aによ
る溶体化再結晶処理を施し、合金番号5については第2
表の熱処理記号Fによる溶体化+li結晶処理を施した
。
各材料について、次のようにして加工ベーキングによる
耐力の低下を調べた。すなわち、神々の加工度(0%、
5%、10%)で冷間加工を行なってその状態での耐力
を調べるとともに、各加工度の板に対し175℃×1時
間のベーキングを旅した後の耐力を調べた。その結果を
第4表に示す。
耐力の低下を調べた。すなわち、神々の加工度(0%、
5%、10%)で冷間加工を行なってその状態での耐力
を調べるとともに、各加工度の板に対し175℃×1時
間のベーキングを旅した後の耐力を調べた。その結果を
第4表に示す。
第 4
表
]
第1表に示1本ブl明例の合金番号1の合金について、
実施例1と同様な条件で鋳造−均質化51!! Jll
li熱間圧延−冷間紅延を行なった後、第2人の熱51
!!3J11配りAによる溶体化再結晶処理を施した。
実施例1と同様な条件で鋳造−均質化51!! Jll
li熱間圧延−冷間紅延を行なった後、第2人の熱51
!!3J11配りAによる溶体化再結晶処理を施した。
その材料に対し柿々の時間室温時効したときの耐りと、
プレスによるφ 100mnの球面張出高さを調べ結果
を第5表に示1゜ 第 5 表 第4表から明らかなように、この発明による合金の場合
は、加工ベーキング後の耐力低下が従来合金である51
82合金(合金番号5)よりも格段に少なく、したがっ
て成形加工後に塗装焼付を行なう自動車用ボディシート
44等に最適であることが判る。
プレスによるφ 100mnの球面張出高さを調べ結果
を第5表に示1゜ 第 5 表 第4表から明らかなように、この発明による合金の場合
は、加工ベーキング後の耐力低下が従来合金である51
82合金(合金番号5)よりも格段に少なく、したがっ
て成形加工後に塗装焼付を行なう自動車用ボディシート
44等に最適であることが判る。
[実施例3]
第5表から明らかなように、この発明による合金では、
室温時効による強度および張出性の経時変化が全く認め
られないことが判明した。
室温時効による強度および張出性の経時変化が全く認め
られないことが判明した。
発明の効果
以上の説明で明らかなように、この弁明によれば、優れ
た成形加工性、特に優れた曲げ性と張出性を有し、かつ
自動車用ボディシート等に適した充分な耐応力腐食削れ
性を有するとともに、成形側1時におけるリューダース
マークの発生がなく、しかも室温時効による材料特性の
経時変化がないへ2合金圧延板を得ることができ、した
がって自動車用ボディシートやその他の自動中部品等に
対ザるAl合金の用途を拡大して、自動車車体の軽量化
を−@推進づ−ることが可能となるなど、顕著な効果を
も!こらすことができる。
た成形加工性、特に優れた曲げ性と張出性を有し、かつ
自動車用ボディシート等に適した充分な耐応力腐食削れ
性を有するとともに、成形側1時におけるリューダース
マークの発生がなく、しかも室温時効による材料特性の
経時変化がないへ2合金圧延板を得ることができ、した
がって自動車用ボディシートやその他の自動中部品等に
対ザるAl合金の用途を拡大して、自動車車体の軽量化
を−@推進づ−ることが可能となるなど、顕著な効果を
も!こらすことができる。
なJ−iこの弁明によるAj?合金圧延板は、自111
1中部品のみならず、各種電子電気機器の容器材例えば
シV−シ材など、各種の成形加工部品にも好適であるこ
とは勿論である。
1中部品のみならず、各種電子電気機器の容器材例えば
シV−シ材など、各種の成形加工部品にも好適であるこ
とは勿論である。
第1図は最終熱処理における加熱速度・冷加速度と温度
との関係を示す線図、第2図は最終熱処理にお(ブる保
持時間と温度との関係を示す線図である。
との関係を示す線図、第2図は最終熱処理にお(ブる保
持時間と温度との関係を示す線図である。
Claims (2)
- (1)Mg1.5〜5.5%(重量%、以下同じ)、C
u0.15〜1.5%、Fe0.05〜0.30%、S
i0.05〜0.40%を含有し、かつその他の不純物
が合計で0.05%以下に規制され、残部がAlからな
り、結晶粒の平均が30μm〜150μmの範囲内であ
ることを特徴とする成形加工用アルミニウム合金圧延板
。 - (2)Mg1.5〜5.5%、Cu0.15〜1.5%
、Fe0.05〜0.30%、Si0.05〜0.40
%を含有し、かつその他の不純物が合計で0.05%以
下に規制され、残部がAlからなるAl合金鋳塊を鋳造
した後、その鋳塊に450〜580℃の範囲内の温度で
均質化処理を施し、さらに熱間加工および冷間圧延を行
なつてから溶体化再結晶処理を施すにあたり、溶体化再
結晶処理直前の冷間圧延率を30%以上とし、かつ溶体
化再結晶処理を、加熱温度450〜570℃、昇温速度
50℃/mm以上、保持時間5分以下、冷却速度50℃
/mm以上にて行なうことを特徴とする成形加工用アル
ミニウム合金圧延板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP27175788A JPH02118049A (ja) | 1988-10-27 | 1988-10-27 | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP27175788A JPH02118049A (ja) | 1988-10-27 | 1988-10-27 | 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 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02118049A true JPH02118049A (ja) | 1990-05-02 |
JPH0547615B2 JPH0547615B2 (ja) | 1993-07-19 |
Family
ID=17504415
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP27175788A Granted JPH02118049A (ja) | 1988-10-27 | 1988-10-27 | 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 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH02118049A (ja) |
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- 1988-10-27 JP JP27175788A patent/JPH02118049A/ja active Granted
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