JPH0480979B2

JPH0480979B2 -

Info

Publication number: JPH0480979B2
Application number: JP60165290A
Authority: JP
Inventors: Toshio Komatsubara; Toshiki Muramatsu; Mamoru Matsuo
Original assignee: Sky Aluminium Co Ltd
Current assignee: Sky Aluminium Co Ltd
Priority date: 1985-07-26
Filing date: 1985-07-26
Publication date: 1992-12-21
Also published as: JPS6227544A

Description

【発明の詳細な説明】

産業上の利用分野この発明は自動車用のボデイシートやエアクリ
ーナ、オイルタンクなどの如く、高強度と優れた
成形加工性（特に曲げ性および張出性）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圧
延板およびその製造方法に関し、特に圧延後の熱
処理のままで成形加工の用途に供されしかも成形
加工時にリユー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圧延板およびその製
造方法に関するものであつて、基本的には、JIS
5000番系で知られるＡ−Mg系合金をベースと
したアルミニウム合金圧延板とその製造方法に関
するものである。従来の技術従来一般に自動車用ボデイ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、従来の冷延鋼板に変えてアルミニ
ウム合金圧延板を使用する要望が強まつている。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Ａ−Mg系の5052合金Ｏ
材や5182合金Ｏ材、あるいはＡ−Cu系の2036
合金T4処理材、さらにはＡ−Mg−Si系の6009
合金T4処理材、6010合金T4処理材等が適用され
ている。発明が解決すべき問題点前述の5052合金Ｏ材や5182合金Ｏ材は、自動車
用ボデイシート材等としては強度が不十分であ
り、また成形加工時にリユ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
T4処理材では成形性が劣り、さらに6009合金T4
処理材では強度が不十分であり、また6010合金
T4処理材では成形性が劣る問題がある。したがつて従来は、自動車用ボデイシートに適
した充分な強度を有すると同時に成形性が優れか
つ成形加工時にリユーダースマークの発生のない
アルミニウム合金圧延板は実質的に存在せず、そ
のため自動車用ボデイシート等について冷延鋼板
に代えて軽量なアルミニウム合金を使用すること
がためらわれていたのである。この発明は以上の事情に鑑みてなされたもの
で、5052合金Ｏ材や5182合金Ｏ材なみの優れた成
形性、特に優れた曲げ性と張出性を有すると同時
に、冷延鋼板なみの強度を有し、かつ成形加工時
におけるリユーダースマークの発生のない成形加
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、Ａ−Mg系をベースとした合金系
で実現することを目的とするものである。問題点を解決するための手段第１発明は、リユーダースマークの発生のな
い、強度および成形性に優れた成形加工用熱処理
型アルミニウム合金圧延板を提供するものであつ
て、Ａ−Mg系合金をベースとし、これに少量
のCuを積極的に添加して、従来のＡ−Mg系合
金では行なわれていなかつたT4処理、すなわち
溶体化処理−急冷−常温時効によつて析出硬化が
図られるようにし、併せてMn，Zrの１種または
２種を適量添加したものである。具体的には、第
１発明のアルミニウム合金圧延板は、Mg1.5〜
5.5％（重量％、以下同じ）、Cu0.18〜1.5％を含
有し、かつMn0.05〜0.6％およびZr0.05〜0.3％の
うちの１種または２種を含有し、さらに不純物と
してのFeおよびSiをFe0.05〜0.4％、Si0.05〜0.4
％の範囲内とし、残部がＡおよびその他の不可
避的不純物よりなることを特徴とするものであ
る。また第２発明は、リユーダースマークの発生の
ない、強度および成形性に優れた成形加工用熱処
理型アルミニウム合金圧延板を製造する方法を提
供するものであつて、具体的には、前記同様の成
分のアルミニウム合金鋳塊を、450〜560℃の温度
で均質化処理した後、所要の板厚まで圧延し、次
いで460〜560℃の範囲内の温度で溶体化処理を行
なつて1000℃／min以上の冷却速度で急速冷却す
ることを特徴とするものである。作用先ずこの発明における合金成分限定理由につい
て説明する。 Mg： Mgはこの発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つて、強度および成形
性とりわけ伸びと張出性を向上させるに寄与す
る。Mgが1.5％未満では強度および成形性が不十
分となつて自動車用ボデイシート等として不適当
となり、一方5.5％を超えれば伸びが低下すると
ともに圧延性が劣化するから、1.5％〜5.5％の範
囲内に限定した。 Cu： Cuはこの発明の特徴的な添加元素であつて、
溶体化処理−急冷によつて充分に溶体化させるこ
とにより、その後のＳ相（Ａ−Mg−Cu相）の
析出によつて強度および曲げ性を向上させるに寄
与し、かつリユーダースマークの発生を防止する
に有効な元素である。Cuが0.18％以下ではこれら
の効果が少なく、一方1.5％を越えれば強度は向
上するが成形性が劣化するから、0.18〜1.5％の
範囲内に限定した。なおCuはこの範囲内でも特
に0.5％を越え1.0％以下の範囲内とすることが望
ましい。 Mn，Zr：これらはいずれも再結晶粒を微細化させて組織
を均一化するに有効な元素であるが、それぞれ
0.05％未満ではその効果がなく、一方Mnが0.6％
を越えれば成形性が低下し、Zrが0.3％を越えれ
ば巨大金属間化合物が生じるから、Mnは0.05％
〜0.6％の範囲内に、またZrは0.05〜0.3％の範囲
内に限定した。 Fe，Si：これらは不可避的不純物として通常アルミニウ
ム合金に含有されるものであり、この発明におい
ても特に重要な元素ではないが、それぞれ0.4％
を越えれば晶出物量が増して成形性を劣化させ、
一方0.05％未満まで高純度化することは経済的で
はないから、それぞれ0.05〜0.04％の範囲内とし
た。上記各元素のほか、鋳塊結晶粒微細化のため
に、Ti、またはTiおよびＢを添加してもよい。
但し初晶TiA₃粒子の晶出を防止するためには
Tiは0.15％以下とすることが望ましく、また
TiB₂粒子の生成を防止するためにはＢは500ppm
以下とすることが望ましい。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。先ず前述のような成分組成のアルミニウム合金
の鋳塊に対して、450〜560℃の範囲内の温度で１
〜48時間の均質化処理を行なう。このような均質
化処理を行なうことにより、成形加工性を向上さ
せるとともに、再結晶粒を微細化することができ
る。その温度が450℃未満では上述の効果が得ら
れず、一方560℃を越えれば共晶融解が生じるあ
それがあり、またその処理時間が１時間未満では
十分な効果が得られず、一方48時間を超える長時
間の処理は経済的ではなく、したがつて均質化処
理の温度、時間を前述のように定めた。均質化処理後、常法に従つて熱間圧延を施し、
さらに必要に応じて冷間圧延を行なつて所要の板
厚とする。その後最終熱処理として、460〜560℃の範囲内
の温度で溶体化処理し、1000℃／min.以上の冷
却速度で急冷する。この処理は強度への寄与の大
きいＡ−Mg−Cu相（Ｓ相）の溶体化を図つて
強度、伸びを向上させることを主目的としたもの
である。溶体化処理温度が460℃未満では溶体化処理の
効果が不十分であつて、十分な強度および伸びが
得られず、一方560℃を越える高温では共晶融解
のおそれがあり、したがつて溶体化処理温度は
460℃〜560℃の範囲内とした。なお、この発明の
合金組成の場合、Ｓ相の析出は少量であるから、
溶体化処理温度での保持時間は特に問題とならな
いが、経済性の観点からは５分以下とすることが
望ましい。溶体化処理後の冷却は、Ｓ相その他の
第２相の析出を抑えるために1000℃／min.以上
の冷却速度とする必要がある。このような冷却速
度を得るための冷却方法としては、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、強制空冷を適用することが望ましい。なお上述のような溶体化処理−急冷は最終熱処
理であり、しかもその後は歪矯正程度を除いて実
質的に冷間加工を行なわずに所要の強度を得るか
ら、この発明の方法における調質はJIS調質記号
T4に相当する。ここで、従来のＡ−Mg系合金
（JIS 5000番系合金）は、非熱処理型合金として
知られているものであり、従来はＡ−Mg系合
金についてT4処理を行なうことは全く考えられ
ていなかつた。これに対しこの発明では、Ａ−
Mg系をベースとして、析出硬化に寄与するCuを
少量積極添加して、T4処理合金とした点に大き
な特徴がある。溶体化処理して冷却した後には歪矯正を行なう
のが通常であるが、この歪矯正のためのレベリン
グストレツチは、製品板における伸びの低下を防
ぐために３％以下とすることが望ましい。以上のような条件、方法によつて得られたアル
ミニウム合金圧延板は、5052合金Ｏ材や5182合金
Ｏ材なみの優れた成形性、特に優れた曲げ性と張
出性とを有するとともに、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ユーダースマ
ークの発生も防止される。実施例［実施例１］第１表に示すような成分組成の合金を連続鋳造
し、530℃で10時間の均質化処理を施し、続いて
板厚４mmまで熱間圧延し、さらに板厚１mmまで冷
間圧延した。次いで最終熱処理として、第２表に
示すような種々の条件での処理を施した。最終熱
処理後２週間常温時効した後の機械的特性、成形
性を調べた結果を第３表に示す。なお第３表中に
おいて曲げ（mm）は180°曲げ最小半径を示し、ま
たLDRは限界絞り比を示す。なおまた第２表に
おいて、熱処理記号Ａ，Ｂにおける強制空冷は冷
却速度1800℃／mm程度でこの発明の冷却速度範囲
内、また熱処理記号Ｅ，Ｆにおける水焼入れは冷
却速度1000℃／sec以上で本発明範囲内である。第３表から明らかなように、この発明の成分範
囲内の合金１，２について、この発明のプロセス
条件範囲内の溶体化処理−急冷を行なつて調質を
T4とした場合には、5182合金（合金番号３）の
Ｏ材（熱処理記号Ｃ）と同等の張出性、曲げ性を
示し、かつ強度が向上されており、しかもリユー
ダースマークの発生がないことが明らかである。
このことから、この発明によれば自動車用ボデイ
ーシート、エアークリーナー、あるいはオイルタ
ンクなど、強成形加工を受けしかも高強度が要求
される部材に好適なＡ合金圧延板が得られるこ
とが判る。［実施例２］第１表に示す合金について実施例１と同様に処
理した後、加工ベーキングによる耐力低下を調べ
るため、種々の加工度（０％，５％，10％）で加
工を行なつ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℃×1hrのベーキング
を施した後の耐力を調べた。その結果を第４表に
示す。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Ａ−
Mg系の5182合金（合金番号３）よりも格段に少
なく、したがつて成形加工後塗装焼付を行なう自
動車用ボデイシート材に最適であることが判る。発明の効果以上の説明で明らかなように、この発明によれ
ば、優れた成形性、特に優れた曲げ性と張出性を
有し、かつ自動車用ボデイシート等に適した充分
な強度を有し、しかも成形加工時にリユーダース
マークの発生のないＡ合金圧延板を得ることが
でき、したがつて自動車用ボデイシートやその他
の自動車部品等に対するＡ合金の用途を拡大し
て、自動車車体の軽量化を一層推進することが可
能となるなど、顕著な効果をもたらすことができ
る。

【表】

Claims

【特許請求の範囲】１ Mg1.5〜5.5％（重量％、以下同じ）、Cu0.18
〜1.5％を含有し、かつMn0.05〜0.6％および
Zr0.05〜0.3％のうちの１種または２種を含有し、
さらに不純物としてのFeおよびSiをFe0.05〜0.4
％、Si0.05〜0.4％の範囲内とし、残部がＡおよ
びその他の不可避的不純物よりなることを特徴と
するリユーダースマークの発生のない成形加工用
熱処理型T4処理アルミニウム合金圧延板。２ Mg1.5〜5.5％（重量％、以下同じ）、Cu0.18
〜1.5％を含有し、かつMn0.05〜0.6％および
Zr0.05〜0.3％のうちの１種または２種を含有し、
さらに不純物としてのFeおよびSiをFe0.05〜0.4
％、Si0.05〜0.4％の範囲内とし、残部がＡおよ
びその他の不可避的不純物よりなるアルミニウム
合金鋳塊を、450〜560℃の温度で均質化処理した
後、所要の板厚まで圧延し、次いで460〜560℃の
範囲内の温度で溶体化処理を行なつて1000℃／
min以上の冷却速度で急速冷却することを特徴と
するリユーダースマークの発生のない成形加工用
熱処理型T4処理アルミニウム合金圧延板の製造
方法。