JPH0257655A - 表面処理特性にすぐれた成形用アルミニウム合金板材の製造方法 - Google Patents

表面処理特性にすぐれた成形用アルミニウム合金板材の製造方法

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JPH0257655A
JPH0257655A JP20802888A JP20802888A JPH0257655A JP H0257655 A JPH0257655 A JP H0257655A JP 20802888 A JP20802888 A JP 20802888A JP 20802888 A JP20802888 A JP 20802888A JP H0257655 A JPH0257655 A JP H0257655A
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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。

Description

【発明の詳細な説明】 [産業上の利用分野] この発明は、表面処理特性(化成処理性)に優れ、焼付
は塗装後も強度低下のない成形用アルミニウム合金とそ
の製造方法に関するものである。
[従来の技術] 自動車車体材料は、従来軟鋼板が多用されているが、車
体の軽量化のためにアルミニウム合金板が使用されるよ
うになった。このアルミニウム合金としては、5182
、X5085等の非熱処理型合金や、A02G、203
6.2002.6009.6010等の熱処理型の合金
が実用化されている。これらの合金の強度は、従来の自
動車用に使用されている冷延鋼板とほぼ同程度であるが
、プレス成形性については劣るという欠点があり、これ
までこの欠点を解消するため種々の提案がなされている
さらに、最近では塗装下地処理を、鋼と共存させ行うこ
とも考えられており、燐酸亜鉛処理により表面に燐酸亜
鉛結晶が生成しやすく、塗料の密着性を向上させたアル
ミニウム合金(特公昭62−54855)の提案もある
[発明が解決しようとする課題] しかし、これらは成形性が優れているというものの、い
ずれもZnSCuを含有させて時効硬化によって強度を
高めたものであり、プレス成形加工前には室温時効硬化
によって出荷時よりも強度が高くなっており、成形性は
相対的に悪くなっていることは否定できず、割れが発生
しゃずいという問題があった。また、近年、プレス成形
の条件は、かなり苛酷なものとなっており、従来に増し
てプレス成形性の良好な板材が要求されるようになった
また、焼付塗装するとき170℃で30分程度の焼付条
件では復元を生じ、焼入状態の強度にまで低下するとい
う欠点がある。
さらに、上述のごとく最近では塗装下地処理を鋼と共存
させて行うことも考えられており、塗装下池処理時の化
成被膜が形成され易いことが必要であり、化成被膜(ク
ロム酸被膜、燐酸・クロム酸被膜、燐酸亜鉛被膜など)
の形成に対して、アルミニウム合金表面の酸化被膜の存
在は有害であり、酸化被膜の生成を制御した素材が求め
られている。
[課題を解決するための手段] 上記目的を達成するためのこの発明の構成を要約すると
、重量基準でMg:4〜6%、Cu : 0.2〜1.
2%、  Mg+5Cu:く10%、Ti:0.01〜
0,05%、Be;0.0001〜0.0100%を含
有し、残部はAlと不可避不純物とからなる、表面処理
特性にすぐれた成形用アルミニウム合金、または、この
合金の成分しとて更に、M n s Cr sZr、V
のうち、いずれか1種以上を各0.02〜0.20%含
有する上記アルミニウム合金、ならびに、上記何れかの
金属組成を有するアルミニウム合金を400〜550℃
で2〜48時間の一段またはた多段の均質化処理を行っ
た後、熱間加工前に溶体化処理を行い、または行わず、
440℃以下の析出温度域で熱間加工を行い、その後、
所定の板厚まで冷間加工し、480〜560℃に急冷し
た後、ローラー矯正ま、たはスキンバス圧延等の弱加工
を行うストレッチャーストレインマークの発生の防止と
、表面処理特性にすぐれた成形用アルミニウム合金の製
造方法である。
つぎにこれらの合金成分を限定した理由について述べる
Mg:Mgは主として強度と延性を高めるために不可欠
な元素であり、4〜6%の範囲とする。4%未満では強
度が低く、6%を越えると熱間加工中に割れが発生し品
くなる。
Cu;Cuは時効硬化性により、強度を増加させ、特に
塗装焼付は後の強度を向上させる元素であり、0.2〜
1.2%の範囲とする。0.2%未満ではその効果が少
なく、1.2%を越えると強度は著しく高くなるが、熱
間加工性および成形性に問題が生じ、また、素材の耐食
性を低下させる原因となる。
M g +5 Cu ; M g + 5 Cuが10
%以上となると、熱間加工割れが発生しやすくなる。
Ti ;Tiは鋳塊の結晶粒の微細化に効果があり、0
.01〜0.05%とする。
0.01%未満ではその効果が少なく、0.05%を越
えると巨大な晶出物を生ずるので好ましくない。
Be;Beは溶解鋳造時の溶湯の酸化防止に効果があり
、特に、Mg含有量が高くなるほど必要不可欠である。
また、Beの酸化物の標準生成自由エネルギーは、Al
やMgよりも小さいため、最終圧延板を高温で熱処理す
る場合、表面の酸化被膜の生成を抑制する効果・があり
、塗膜の密着性を向上させる。0.0001%未満では
その効果が少なく、0.0100%を越えるとその毒性
が問題になる。
Mn、Cr、Zr、V; Mn、Cr、Z r、Vは必要ニヨり含有させるもので
、再結晶粒の微細化と強度向上に有効であり、0.02
〜0.2%の範囲とする。しかし、いずれも0.02%
未満ではこれらの効果がなく、0.2%を越えると再結
晶が微細化しすぎてストレッチャーストレインマークが
発生し易くなる。また、巨大な金属間化合物を生じる欠
点がある。
つぎにこれらの製造条件を限定した理由について述べる
(1)鋳塊の均質化処理; 鋳塊の均質化処理は、鋳造時に偏析しやす1、)Mg、
(:u、を均質にする効果と、再結晶微細化のためMn
5Cr、Z r、V等の遷移元素を十分に析出させる効
果がある。このために、400〜550℃で2〜48時
間加熱保持する。これらの効果を十分発揮させるために
は、多段の熱処理を行うこともある。加熱温度が、40
0℃未満では鋳塊の均質化の効果が少なく、550℃を
越えると鋳塊の表面がが酸化され易く、また、偏析相の
一部が共晶融解する可能性がある。また、2時間未満で
は鋳塊の均質化の効果が少なく、48時間を越えると均
質化の効果が飽和し、工業上意味がない。
(2)溶体化処理; 溶体化処理は、均質化処理後熱間圧延前の加熱時に行う
もので、後述する理由で行わなくともよい。鋳塊の均質
化処理と熱間圧延前の加熱は通常別々に行われる。均質
化処理後冷却時にAl−Mg−Cu系化合物(S相)が
析出することが多く、これらの析出物は、通常粒界に析
出し易く、圧延時に熱間割れの原因となり易い。また、
析出物が粗大であると、最終の溶体化処理で溶体化しに
<<、強度が低下する原因となる。このため均質化処理
後冷却中に析出した化合物を再固溶させる目的で、45
0℃以上の溶体化処理温度にまで加熱するのが好ましい
。450℃未満ではこの効果が得られず、また、550
℃を越えると共晶融解が起るので好ましくない。また、
溶体化処理を行わなくとも圧延温度が低ければ、圧延す
ることが可能である。但し、この場合には、S相が一部
析出しているため最終溶体化処理での保持時間を長(す
ることが好ましい。
(3)圧延温度; 前記溶体化処理後、440℃以下まで冷却し、A l 
−M g −Cu系化合物S相の析出する温度範囲で熱
間加工を開始する。これは、熱間加工中に動的回復や動
的再結晶が生じ、亜結晶粒が形成されたり、再結晶粒が
微細化する。
440℃を越えた温度で圧延すると再結晶粒が粗大化し
、熱間加工性が低下し、粒界割れが生じ品くなる。この
ため熱間加工温度を440℃以下とする必要がある。2
00℃以下となると加工硬化が激しく、変形抵抗が高く
なり、熱間圧延は困難となる。
(4)最終溶体化処理; 最終溶体化処理は、工業的には連続焼鈍加熱炉を用いて
溶体化焼入処理をする。この場合、一般に高温短時間で
あることが多い。このため480〜560℃の温度にま
で加熱して短時間熱処理して焼入する。加熱温度が、4
80℃未満では再結晶しに< < 、580℃を越える
と共晶融解を生じ易いため、好ましくない。
(5)冷間間加工; 焼入れ後は、ストレッチャーストレインマークを防止す
るために、ローラーレベリングかスキンバス圧延(スキ
ンパス1it2%以下が好ましい)の弱加工を行い、歪
を与え、固溶しているMgを転位に固着してその発生を
防止する。
[実施例コ 以下、実施例によって本発明を具体的に説明する。
実施例1 下記第1表に示す成分の合金を通常の溶製法で造塊した
。均質化処理は420℃で2時間保持と500℃8時間
保持した後、炉冷した。なお、Z「を添加したNo、1
.3,16.〜19および29は、さらに550℃で2
4時間の均質化処理を追加した。熱間加工前に500℃
で1時間の再加熱した後、420℃まで空冷して、溶体
化処理した後熱間加工を開始した。その後冷間圧延工程
を経て厚さIIImの板とした。最終溶体化処理は、ソ
ルトバス中で540℃で30秒間保持後、ファン冷却し
た。その後1%のスキンバスを付加して引張試験を行い
、0.2%耐力の測定と、圧延方向に引張試験した途中
の伸びが3%となった時点の表面状態(肌荒れ、ストレ
ッチャーストレインマークの有無)を調べた。また、塗
装焼付けに相当する170℃で30分間の加熱をした時
の時効硬化性を、引張試験の0.2%耐力の変化で調べ
た。これらの結果を第1表に示す。熱間圧延で割れが発
生したものは、その後の試験を中断した。
評価基準として、熱間加工が可能で、引張試験した途中
の伸びが3%となった時点の表面に肌荒れや、ストレッ
チャーストレインマークの発生がなく、スキンバス後1
70℃30分間の加熱後の耐力の増加が、スキンバス後
がら1.Ok g / m m2以上増加したものを合
格とした。
また、表面処理特性は化成処理(りん酸亜鉛処理)した
ときの写真1に示すごとく粒子が細かく緻密なものを◎
、写真3に示すようにむらのあるものを×、写A1と写
!A3との中間、すなわち写真2に示すようなものを0
とした。
本発明の特許請求の範囲の成分範囲にあるNo、1〜1
9は、これらの評価基準に合格している。
しかし、No、20は、Cuが添加されていないので、
引張試験した途中の伸びが3%となった時点の表面に肌
荒れが発生し、表面状況が悪い。
No、21は、CuおよびM g + 5 Cuが高い
ため、No、22は、Mgおよび Mg+5Cuが高い
ため、No、23は、Mgが低く、CuおよびMg+5
Cuが高いため、いずれも熱間圧延割れが発生し、試験
を中断した。
No、24は、Tiが添加されていないので鋳塊に割れ
が発生し、試験を中断した。
No、25は、Beが添加されていないので、No、2
6は、Mnが高く、No、27はC「が高く、いずれも
引張試験した途中の伸びが3%となった時点の表面に肌
荒れが発生し、表面状況が悪い。No、28は、Zrが
高く、No。
29は、■が高く、いずれも均質化処理により晶出物が
粗大化して圧延が不可能とり、試験を中断した。
No、30は、Cuが低く、170℃で30分間加熱後
の強度が1、Okg/mm2未満の増加であった。
No、31は、M g + 5 Cuが10,596と
高く、熱間加工割れを発生した。
No、32は、TiおよびBeが添加されないので、鋳
塊の結晶粒が大きく、かつ、鋳肌も悪いため、熱間加工
が困難であった。
実施例2 第1表に示す材料の一部を用い、均質化処理、溶体化処
理、熱間圧延、冷間圧延、最終溶体化処理および弱加工
の条件を種々変えた製造を行い、第1表と同様な試験を
行った結果を第2表に示した。
No、33からNo、 40までは、本発明の実施例で
あり、熱間加工が可能で、引張試験をして途中の伸びが
3%となった時点の表面に肌荒れや、ストレッチャース
トレインマークの発生がなく、スキンパス後170℃、
30分間の加熱後の耐力が1.0kg7mm”以上であ
り、評価範囲内である。
N(L41は、均質化処理時間が短く、耳割れ発生のた
め試験を中断した。
No、42は、最終溶体化処理温度が高く、均質化処理
後共晶融解がみられた。
Nα43は、均質化処理時間が短(、耳割れ発生のため
試験を中断した。
Nα44は、最終溶体化処理温度が低く、ストレッチャ
ーストレインマークが発生した。
Na45は、最終溶体化処理温度が高く、一部共晶融解
がみられた。
N o、46は、最終溶体化処理後の弱加工を行なわな
かったため、ストレッチャーストレインマークが発生し
た。
[発明の効果] 以上説明したように、この発明は、Al−Mg−Cu系
合金にBeを微量含有させ、さらに低温圧延を行うこと
により、成形性と塗装前の化成処理性に優れ、かつ、焼
付は塗装後の強度低下を防止したアルミニウム合金とそ
の製造方法を提供することができた。
【図面の簡単な説明】
第1a〜第3b図は本発明の実施例および比較例の代表
的試料を化成処理した表面の粒子構造を示す顕微鏡写真
である。 特許出願人 住友軽金属工業株式会社 代理人 弁理士 小  松  秀  岳代理人 弁理士
 旭       宏 代理人 弁理士 加 々 美 紀 雄 ・つ’  :i、  b  :EE ×3(1) 4・2a ・ /・ヱ6p月 に300

Claims (4)

    【特許請求の範囲】
  1. (1)重量%で、 Mg:4〜6% Cu:0.2〜1.2% Mg+5Cu:<10% Ti:0.01〜0.05% Be:0.0001〜0.0100% を含有し、残部はAlと不可避不純物とから成ることを
    特徴とする表面処理特性にすぐれた成形用アルミニウム
    合金。
  2. (2)重量%で、 Mg:4〜6% Cu:0.2〜1.2% Mg+5Cu:<10% Ti:0.01〜0.05% Be:0.0001〜0.0100% を含有し、さらに Mn:0.02〜0.20% Cr:0.02〜0.20% Zr:0.02〜0.20% V:0.02〜0.20% のうち、少なくとも1種を含有し、残部はAlと不可避
    不純物とからなること特徴とする表面処理特性にすぐれ
    た成形用アルミニウム合金。
  3. (3)重量%で、 Mg:4〜6% Cu:0.2〜1.2% Mg+5Cu:<10% Ti:0.01〜0.05% Be:0.0001〜0.0100% を含有するアルミニウム合金を、400〜550℃で2
    〜48時間の一段または多段均質化処理を行った後、溶
    体化処理を行ない、または、行なわず、440℃以下の
    析出温度域で熱間加工を行ない、その後、所定の板厚ま
    で冷間加工し、480〜560℃に急速加熱し、溶体化
    処理焼入れを行った後、ローラー矯正またはスキンパス
    圧延等の弱加工を行なうことを特徴とするストレッチャ
    ーストレインマークの発生の防止と、表面処理特性にす
    ぐれた成形用アルミニウム合金の製造方法。
  4. (4)重量%で、 Mg:4〜6% Cu:0.2〜1.2% Mg+5Cu:<10% Ti:0.01〜0.05% Be:0.0001〜0.0100% を含有し、さらに Mn:0.02〜0.20% Cr:0.02〜0.20% Zr:0.02〜0.20% V:0.02〜0.20% 、 のうち、少なくとも1種を含有し、残部はAlと不可避
    不純物とからなるアルミニウム合金を、400〜550
    ℃で2〜48時間の一段または多段均質化処理を行った
    後、溶体化処理を行ない、または、行なわず、440℃
    以下の析出温度域で熱間加工を行ない、その後、所定の
    板厚まで冷間加工し、480〜560℃に急速加熱し、
    溶体化処理焼入れを行った後、ローラー矯正またはスキ
    ンパス圧延等の弱加工を行なうことを特徴とするストレ
    ッチャーストレインマークの発生の防止と、表面処理特
    性にすぐれた成形用アルミニウム合金の製造方法。
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