JPH0469220B2

JPH0469220B2 -

Info

Publication number: JPH0469220B2
Application number: JP63197174A
Authority: JP
Inventors: Hideo Yoshida; Hiroki Tanaka; Makoto Tsuchida; Hiroshi Takahashi
Original assignee: Sumitomo Light Metal Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Light Metal Industries Ltd
Priority date: 1988-08-09
Filing date: 1988-08-09
Publication date: 1992-11-05
Also published as: JPH0247234A

Description

【発明の詳細な説明】

［産業上の利用分野］この発明は、成形性に優れたAl−Mg−Cu−
Zn系合金とその製造方法に関するもので、特に
室温時効硬化を抑制し、かつ、焼付け塗装後の強
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つた。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、AU2G、2036、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
劣るといる欠点があり、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。強度と成形
性を兼備したAl−Mg−Cu−Zn系合金およびこ
れにMn、Cr、Zr、およびＶを含有させた（特公
昭56−31858号、特公昭56−31860号）、強度と成
形性および曲げ加工性を改善したものとして、
Al−Mg−Cu−Zn系にBeを含有させた合金（特
公昭60−50854号）、さらに、上記性能の外にスト
レツチヤーストレインマークの発生を防止したも
のとして（特願昭61−166519号）が提案されてい
る。［発明が解決しようとする課題］しかし、これは成形性が優れているというもの
の、いずれもZn、Cuを含有させて時効硬化によ
つ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つて出荷時よりも強度が高
くなつており、成形性は相対的に悪くなつている
ことは否定できない。近年、プレス成形の条件
は、かなり苛酷なものとなつており、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
なつた。そこで本発明の目的は、プレス成形前には強度
が低く、プレス成形後の塗装焼付けによつても強
度が低下しないような材料を提供するものであ
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：≦10％、Zn：0.04〜0.48％、
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、室温
時効硬化性を抑制した高強度成形用アルミニウム
合金、または、この合金の成分とて更に、Mn：
0.02〜0.18％またはCr、Zr、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
の一段または多段の均質化処理を行つた後、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、480〜550℃に急熱し
た後、急冷し、ローラー矯正またはスキンパス圧
延等の弱加工を行うストレツチヤーストレインマ
ークの発生の防止と、室温時効硬化性を抑制した
高強度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を述べ
る。 Mg；Mgは主として強度を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％未満では強度と成形性が十分でなく、６％
を越えると熱間加工性が悪くなり、圧延割れな
どを生じ易くなる。 Cu；Cuは時効硬化性を与え、強度を増加させ、
特に塗装焼付け後の強度の向上とストレツチヤ
ーストレインマークの発生を抑制させる元素で
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。 Mg＋5Cu；Mg＋5Cuが10％超えると、熱間加工
割れが発生しやすくなる。 Zn；Znは熱間加工性を改良し、強度向上とスト
レツチヤーストレインマークの発生を防止する
元素であり、これを0.04〜0.48％の範囲とす
る。このように微量含有させることにより、室
温時効硬化を抑制し、約半年後においても時効
硬化が起らない範囲とした。0.04％未満では、
Cuを0.2含有したとしても焼付け塗装後の強度
低下が起り、0.48％を越えると室温時効硬化が
し易くなり、成形性に問題が生じる。 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。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、Zr、Ｖは必要によ
り含有させるもので、再結晶粒の微細勝と強度
向上に有効である。しかし、いずれも0.02％未
満でこれらの効果がなく、Mnは0.18％その他
の成分は0.2％を越えると再結晶が微細化しす
ぎてストレツチヤ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い
Mg、Cu、Znを均質にする効果と、再結晶微細
化のためMn、Cr、Zr、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、400℃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
時間以下では鋳塊の均質化の効果が少なく、48
時間以上では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
で溶体化しにくく、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、450℃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
溶体化処理の保持時間を長くすることが好まし
い。 (3) 圧延温度；前記溶体化処理後、440℃以下まで冷却し、
Ｓ相の析出する温度範囲で熱間加工を開始す
る。440℃を越えた温度で圧延すると再結晶し
易く、圧延速度が速くなると粒界析出をともな
い熱間割れの原因となり易い。このため熱間加
工温度を440℃以下とする必要がある。200℃以
下となると変形抵抗が高くなるので好ましくな
い。 (4) 最終調質；最終調質は、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〜
550℃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、480℃未満では再結晶
しにくく、550℃を越えると共晶融解を生じ易
いため、好ましくない。 (5) 冷間弱加工；焼入れ後は、ストレツチヤーストレインマー
クを防止するために、ローラーレベリングかス
キンパス圧延を弱加工を行う。［実施例］以下、実施例によつて本発明を説明する。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、Zrを添
加したNo.５、８、９、10、11、21は、さらに550
℃で24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１mm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、フアン冷却した。その後１％のスキンパ
ン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
なつた時点の表面状態（肌荒れ、ストレツチヤー
ストレインマークの有無）を調べた。また、３ケ
月間室温で放置した後の室温時効硬化性、および
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。室温時効硬化性と塗装焼付け硬化性
とは、スキンパス圧延した後の耐力値を基準にそ
の増減を＋、−で示し、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。評価として、熱間加工が可能で、引張試験した
途中で伸びが３％となつた時点の表面の肌荒れ
や、ストレツチヤーストレインマークの発生がな
く、スキンパス後３ケ月後の耐力変化が0.5Kg／
mm²以下であり、スキンパス後170℃30分間の加熱
後の耐力の増加が1.0Kg／mm²以上であるものを、
本発明とした。

【表】

【表】＊本発明の範囲外であることを示す。
＊＊不純物であることを示す。
No.14は、Znが高く、スキンパス後３ケ月後の
耐力の変化が1.6Kg／mm²と高くなつている。 No.15は、3Cu、Znが添加されていないので、引
張試験した途中の伸びが３％となつた時点の表面
に結晶粒粗大化による肌荒れが発生し、表面状況
が悪い。 No.16は、CuおよびMg＋5Cuが高く、No.17は、
MgおよびMg＋5Cuが高く、No.18は、Mg、Cuお
よびMg＋5Cuが高く、いずれも熱間圧延割れが
発生し、試験を中断した。 No.19はMnが高く、No.20はCrが高く、いずれも
引張試験した途中の伸びが３％となつた時点の表
面に、ストレツチヤーストレインマークによる肌
荒れが発生し、表面状況が悪い。 No.21はZrが高く、No.22はＶが高く、いずれも
均質処理により晶出物が粗大化して圧延が不可能
となり、試験を中断した。 No.23は、Cuが低く、スキンパン後170℃で30分
間の加熱で耐力の増加が少ない。 No.24は、Mg＋5Cuが10.5％と高く、圧延割れ
を生じる。 No.25は、Tiが添加されていないので、鋳造組
成が緻密化されず圧延割れを生じる。 No.26は、TiおよびBeが添加されないので、鋳
塊の鋳肌が悪く、かつ、鋳造組織が緻密化されず
圧延割れが生じる。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つた結果を第２表に示し
た。

【表】 No.31からNo.38までは、本発明の範囲であり、熱
間加工が可能で、引張試験をして途中の伸びが３
％となつた時点の表面に肌荒れや、ストレツチヤ
ーストレインマークの発生がなく、スキンパス後
３ケ月の耐力の変化が0.5Kg／mm²以下であり、ス
キンパス後170℃30分間加熱後の耐力の増加が1.0
Kg／mm²以上であり、評価範囲内である。 No.39は、均質化処理温度が低く、耳割れ発生の
ため試験を中断した。 No.40は、均質化処理温度が高く、均質化処理後
共晶融解がみられた。 No.41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低く、ストレツ
チヤーストレインマークが発生した。 No.43は、最終溶体化処理温度が高く、一部共晶
融解がみられた。 No.44は、最終溶体化処理後の弱加工を行わなか
つたため、ストレツチヤ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Znを微量含有させ、さらに低温圧延
を行うことにより、成形性に優れ、室温時効効果
を抑制し、かつ、焼付け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。

Claims

【特許請求の範囲】１重量％で、 Mg：４〜６％ Cu：0.2〜1.2％ Mg＋5Cu：≦10％ Zn：0.04〜0.48％ 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
ことを特徴とする室温時効硬化性を抑制した高強
度成形用アルミニウム合金。２重量％で、 Mg：４〜６％ Cu：0.2〜1.2％ Mg＋5Cu：≦10％ Zn：0.04〜0.48％ Ti：0.01〜0.05％ Be：0.0001〜0.0100％を含有し、さらに Mn：0.02〜0.18％ 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を特徴とする室温時
効硬化性を抑制した高強度成形用アルミニウム合
金。３重量％で、 Mg：４〜６％ Cu：0.2〜1.2％ Mg＋5Cu：≦10％ Zn：0.04〜0.48％ 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
アルミニウム合金を、400〜550℃で２〜48時間の
一段または多段の均質化処理を行つた後、熱間加
工前に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、480〜550℃に
急速加熱し、最終溶体化処理を行ない、急冷した
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ツチヤースト
レインマークの発生の防止と、室温時効硬化性を
抑制した高強度成形用アルミニウム合金の製造方
法。４重量％で、 Mg：４〜６％ Cu：0.2〜1.2％ Mg＋5Cu：≦10％ Zn：0.04〜0.48％ Ti：0.01〜0.05％ Be：0.0001〜0.0100％を含有し、さらに Mn：0.02〜0.18％ 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の均質
化処理を行つた後、熱間加工前に溶体化処理を行
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、480〜550℃に急速加熱し、最終溶体化
処理を行ない、急冷した後、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
するストレツチヤーストレインマークの発生の防
止と、室温時効硬化性を抑制した高強度成形用ア
ルミニウム合金の製造方法。