JPH05112840A - プレス成形性に優れた焼付硬化性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板及びその製造方法 - Google Patents
プレス成形性に優れた焼付硬化性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板及びその製造方法Info
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- JPH05112840A JPH05112840A JP27141391A JP27141391A JPH05112840A JP H05112840 A JPH05112840 A JP H05112840A JP 27141391 A JP27141391 A JP 27141391A JP 27141391 A JP27141391 A JP 27141391A JP H05112840 A JPH05112840 A JP H05112840A
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Abstract
(57)【要約】
【構成】重量％で、Ｍｇを０．４〜１．５％、Ｓｉを
０．２４〜１．５％、Ｃｕを０．１２〜１．５％、Ｚｎ
を０．１〜１．０％、Ｔｉを０．００５〜０．１５％、
Ｆｅを０．２５％以下の範囲で含有し、かつＳｉ及びＭ
ｇがＳｉ≧０．６Ｍｇ（％）の関係を満たし、０．０８
〜０．３０％のＭｎ、０．０５〜０．２０％のＣｒ、
０．０５〜０．２０％のＺｒ、０．０４〜０．１０％の
Ｖ、及び０．０００２〜０．０５％のＢのうち１種又は
２種以上を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物から
なるプレス成形性に優れた焼付硬化性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ
系合金板。 【効果】歪及びストレッチャ−ストレインマ−クの発生
がなく、プレス成形性及び低温焼付による硬化性が優れ
た、自動車ボディ−シ−ト用として好適なＡｌ−Ｍｇ−
Ｓｉ系合金板及びその製造方法が提供される。
０．２４〜１．５％、Ｃｕを０．１２〜１．５％、Ｚｎ
を０．１〜１．０％、Ｔｉを０．００５〜０．１５％、
Ｆｅを０．２５％以下の範囲で含有し、かつＳｉ及びＭ
ｇがＳｉ≧０．６Ｍｇ（％）の関係を満たし、０．０８
〜０．３０％のＭｎ、０．０５〜０．２０％のＣｒ、
０．０５〜０．２０％のＺｒ、０．０４〜０．１０％の
Ｖ、及び０．０００２〜０．０５％のＢのうち１種又は
２種以上を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物から
なるプレス成形性に優れた焼付硬化性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ
系合金板。 【効果】歪及びストレッチャ−ストレインマ−クの発生
がなく、プレス成形性及び低温焼付による硬化性が優れ
た、自動車ボディ−シ−ト用として好適なＡｌ−Ｍｇ−
Ｓｉ系合金板及びその製造方法が提供される。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、プレス成形用アルミ
ニウム合金板及びその製造方法に関し、特に、自動車車
体等に適したプレス成形性に優れた焼付硬化性Ａｌ−Ｍ
ｇ−Ｓｉ系合金板及びその製造方法に関する。
ニウム合金板及びその製造方法に関し、特に、自動車車
体等に適したプレス成形性に優れた焼付硬化性Ａｌ−Ｍ
ｇ−Ｓｉ系合金板及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来より自動車ボディ−シ−ト等の成形
加工用板材として表面処理冷間圧延鋼板が多用されてい
るが、近年、自動車の燃費向上のための軽量化の要望が
高まっており、その要望を満たすべく自動車ボディ−シ
−ト等にアルミニウム合金板が使用され始めてきてい
る。
加工用板材として表面処理冷間圧延鋼板が多用されてい
るが、近年、自動車の燃費向上のための軽量化の要望が
高まっており、その要望を満たすべく自動車ボディ−シ
−ト等にアルミニウム合金板が使用され始めてきてい
る。
【０００３】自動車ボディ−シ−ト用アルミニウム合金
としては、５１８２に代表される非熱処理型のＡｌ−Ｍ
ｇ系合金と、熱処理型のＡｌ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系に分けられる。非熱処理型のＡｌ−Ｍｇ系合金とし
ては、ＣｕやＺｎを微量添加し、熱処理して用いること
を前提としたものが開発されている（特開昭５７−１２
０６４８、特開昭５３−１０３９１４等）。
としては、５１８２に代表される非熱処理型のＡｌ−Ｍ
ｇ系合金と、熱処理型のＡｌ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系に分けられる。非熱処理型のＡｌ−Ｍｇ系合金とし
ては、ＣｕやＺｎを微量添加し、熱処理して用いること
を前提としたものが開発されている（特開昭５７−１２
０６４８、特開昭５３−１０３９１４等）。
【０００４】しかし、これらは熱処理型のＡｌ合金より
やや成形性が優れてはいるものの、プレス成形時にスト
レッチャ−ストレインマ−クが発生しやすいという問題
があり、さらには塗装焼付工程により強度の上昇が得ら
れない。また、熱処理型であるＡｌ−Ｃｕ系の２０３
６、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の６００９、６０１０、６０１
１では成形性が劣り、特に、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系におい
ては、最終熱処理である急速加熱−短時間保持−急速冷
却が適切でないと歪が生じ、ストレッチャ−ストレイン
マ−クを招くこともある。
やや成形性が優れてはいるものの、プレス成形時にスト
レッチャ−ストレインマ−クが発生しやすいという問題
があり、さらには塗装焼付工程により強度の上昇が得ら
れない。また、熱処理型であるＡｌ−Ｃｕ系の２０３
６、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の６００９、６０１０、６０１
１では成形性が劣り、特に、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系におい
ては、最終熱処理である急速加熱−短時間保持−急速冷
却が適切でないと歪が生じ、ストレッチャ−ストレイン
マ−クを招くこともある。
【０００５】さらには欧米における２００℃での焼付け
に対して省エネルギの観点から進められた日本国内で主
流の１７０℃以下の温度で３０分間たらず保持する低温
短時間の焼付けでは強度が上昇せず、２０００系におい
ては逆に低下するという問題もあった。
に対して省エネルギの観点から進められた日本国内で主
流の１７０℃以下の温度で３０分間たらず保持する低温
短時間の焼付けでは強度が上昇せず、２０００系におい
ては逆に低下するという問題もあった。
【０００６】このようなストレッチャ−ストレインマ−
クの防止、及び歪除去対策として、レベリング、スキン
パス等により２〜３％の加工歪を与える方法があるが、
この場合には成形性を低下させてしまう。
クの防止、及び歪除去対策として、レベリング、スキン
パス等により２〜３％の加工歪を与える方法があるが、
この場合には成形性を低下させてしまう。
【０００７】このように、従来のアルミニウム合金で
は、自動車ボディシートに要求される特性、特にストレ
ッチャ−ストレインマ−クの防止、成形性及び焼付硬化
性が十分に満足されていないのが現状である。
は、自動車ボディシートに要求される特性、特にストレ
ッチャ−ストレインマ−クの防止、成形性及び焼付硬化
性が十分に満足されていないのが現状である。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】この発明はかかる事情
に鑑みてなされたものであって、自動車車体用等として
十分なプレス成形性を有し、低温かつ短時間の焼付にお
いても焼付硬化性が良好であり、歪及びストレッチャ−
ストレインマ−クが発生しないＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金
板及びその製造方法を提供することを目的とする。
に鑑みてなされたものであって、自動車車体用等として
十分なプレス成形性を有し、低温かつ短時間の焼付にお
いても焼付硬化性が良好であり、歪及びストレッチャ−
ストレインマ−クが発生しないＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金
板及びその製造方法を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段及び作用】本願発明者等
は、上記目的を達成するために種々検討を重ねた結果、
化学成分組成を適切に調整し、製造条件を適正化するこ
とにより、スキンパス等の弱加工なしで、歪及びストレ
ッチャ−ストレインマ−クの発生を防止し、熱処理後の
伸びが３０％以上で、かつ１７０℃で２０分間といった
低温・短時間の焼付処理（ベ−キング）においても焼付
後の降伏強度が焼付前よりも４kgf ／mm2 以上という硬
化が得られることを見出し、本発明を完成するに至っ
た。すなわち、本発明は、歪及びプレス成形時のストレ
チャ−ストレインマ−クの発生を防止しつつ、プレス成
形性の向上と塗装焼付後の耐デント性の向上を図るべ
く、材料特性としての破断伸び、及び低温・短時間焼付
後の降伏強度の両特性を改善したものである。
は、上記目的を達成するために種々検討を重ねた結果、
化学成分組成を適切に調整し、製造条件を適正化するこ
とにより、スキンパス等の弱加工なしで、歪及びストレ
ッチャ−ストレインマ−クの発生を防止し、熱処理後の
伸びが３０％以上で、かつ１７０℃で２０分間といった
低温・短時間の焼付処理（ベ−キング）においても焼付
後の降伏強度が焼付前よりも４kgf ／mm2 以上という硬
化が得られることを見出し、本発明を完成するに至っ
た。すなわち、本発明は、歪及びプレス成形時のストレ
チャ−ストレインマ−クの発生を防止しつつ、プレス成
形性の向上と塗装焼付後の耐デント性の向上を図るべ
く、材料特性としての破断伸び、及び低温・短時間焼付
後の降伏強度の両特性を改善したものである。
【００１０】すなわち、この発明に係るプレス成形性に
優れた焼付硬化性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板は、重量％
で、Ｍｇを０．４〜１．５％、Ｓｉを０．２４〜１．５
％、Ｃｕを０．１２〜１．５％、Ｚｎを０．１〜１．０
％、Ｔｉを０．００５〜０．１５％、Ｆｅを０．２５％
以下の範囲で含有し、かつＳｉ及びＭｇがＳｉ≧０．６
Ｍｇ（％）の関係を満たし、０．０８〜０．３０％のＭ
ｎ、０．０５〜０．２０％のＣｒ、０．０５〜０．２０
％のＺｒ、０．０４〜０．１０％のＶ、及び０．０００
２〜０．０５％のＢのうち１種又は２種以上を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物からなることを特徴とす
る。
優れた焼付硬化性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板は、重量％
で、Ｍｇを０．４〜１．５％、Ｓｉを０．２４〜１．５
％、Ｃｕを０．１２〜１．５％、Ｚｎを０．１〜１．０
％、Ｔｉを０．００５〜０．１５％、Ｆｅを０．２５％
以下の範囲で含有し、かつＳｉ及びＭｇがＳｉ≧０．６
Ｍｇ（％）の関係を満たし、０．０８〜０．３０％のＭ
ｎ、０．０５〜０．２０％のＣｒ、０．０５〜０．２０
％のＺｒ、０．０４〜０．１０％のＶ、及び０．０００
２〜０．０５％のＢのうち１種又は２種以上を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物からなることを特徴とす
る。
【００１１】この発明に係るプレス成形性に優れた焼付
硬化性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法は、重量％
で、Ｍｇを０．４〜１．５％、Ｓｉを０．２４〜１．５
％、Ｃｕを０．１２〜１．５％、Ｚｎを０．１〜１．０
％、Ｔｉを０．００５〜０．１５％、Ｆｅを０．２５％
以下の範囲で含有し、かつＳｉ及びＭｇがＳｉ≧０．６
Ｍｇ（％）の関係を満たし、０．０８〜０．３０％のＭ
ｎ、０．０５〜０．２０％のＣｒ、０．０５〜０．２０
％のＺｒ、０．０４〜０．１０％のＶ、及び０．０００
２〜０．０５％のＢのうち１種又は２種以上を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合
金の鋳塊に対し、４５０〜５８０℃の範囲内の温度で１
段又は多段の均質化処理を施した後、この鋳塊を熱間圧
延及び冷間圧延することにより所望の板厚とし、次いで
４８０〜５８０℃の範囲内の温度まで３℃／秒以上の加
熱速度で加熱してその温度で０〜１２０秒間保持し、そ
の後１００℃まで３０℃／秒以上、１００℃から室温ま
で３℃／秒以下の冷却速度で冷却することを特徴とす
る。この場合に、熱間圧延と冷間圧延との間、又は冷間
圧延と冷間圧延との間、又はその両方で、３２０〜５８
０℃の範囲内の温度における中間焼鈍処理を１回又は２
回以上実施してもよい。
硬化性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法は、重量％
で、Ｍｇを０．４〜１．５％、Ｓｉを０．２４〜１．５
％、Ｃｕを０．１２〜１．５％、Ｚｎを０．１〜１．０
％、Ｔｉを０．００５〜０．１５％、Ｆｅを０．２５％
以下の範囲で含有し、かつＳｉ及びＭｇがＳｉ≧０．６
Ｍｇ（％）の関係を満たし、０．０８〜０．３０％のＭ
ｎ、０．０５〜０．２０％のＣｒ、０．０５〜０．２０
％のＺｒ、０．０４〜０．１０％のＶ、及び０．０００
２〜０．０５％のＢのうち１種又は２種以上を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合
金の鋳塊に対し、４５０〜５８０℃の範囲内の温度で１
段又は多段の均質化処理を施した後、この鋳塊を熱間圧
延及び冷間圧延することにより所望の板厚とし、次いで
４８０〜５８０℃の範囲内の温度まで３℃／秒以上の加
熱速度で加熱してその温度で０〜１２０秒間保持し、そ
の後１００℃まで３０℃／秒以上、１００℃から室温ま
で３℃／秒以下の冷却速度で冷却することを特徴とす
る。この場合に、熱間圧延と冷間圧延との間、又は冷間
圧延と冷間圧延との間、又はその両方で、３２０〜５８
０℃の範囲内の温度における中間焼鈍処理を１回又は２
回以上実施してもよい。
【００１２】このような組成、及び製造条件により、平
均結晶粒径を４０μｍ以下とすることができ、歪及びス
トレッチャ−ストレインマ−クが防止され、優れたプレ
ス成形性を得ることができる。また、１７０℃で２０分
間といった低温・短時間の焼付処理においても４kgf ／
mm2 以上という高い焼付硬化性が得られる。以下、この
発明について詳細に説明する。なお、以下の説明におい
て％表示は重量％を表わす。先ず、この発明に係るアル
ミニウム合金の成分組成の限定理由について説明する。
均結晶粒径を４０μｍ以下とすることができ、歪及びス
トレッチャ−ストレインマ−クが防止され、優れたプレ
ス成形性を得ることができる。また、１７０℃で２０分
間といった低温・短時間の焼付処理においても４kgf ／
mm2 以上という高い焼付硬化性が得られる。以下、この
発明について詳細に説明する。なお、以下の説明におい
て％表示は重量％を表わす。先ず、この発明に係るアル
ミニウム合金の成分組成の限定理由について説明する。
【００１３】Ｍｇ： Ｍｇは本発明に係る合金における
必須の基本成分であり、Ｓｉと共にＭｇ2 Ｓｉなる化合
物を形成し、強度の向上に寄与する。しかし、Ｍｇが
０．４％未満では十分な強度が得られず、逆に１．５％
を超えると伸びが低下する。従って、Ｍｇの含有量を
０．４〜１．５％の範囲に規定する。
必須の基本成分であり、Ｓｉと共にＭｇ2 Ｓｉなる化合
物を形成し、強度の向上に寄与する。しかし、Ｍｇが
０．４％未満では十分な強度が得られず、逆に１．５％
を超えると伸びが低下する。従って、Ｍｇの含有量を
０．４〜１．５％の範囲に規定する。
【００１４】Ｓｉ： ＳｉはＭｇと同様に、本発明に係
る合金における必須の基本成分であり、Ｍｇと共にＭｇ
2 Ｓｉなる化合物を形成し、強度の向上に寄与する。し
かし、Ｓｉが１．５％を超えると成形性に悪影響を及ぼ
す粗大な晶出物が生成されやすくなり、０．２４％未満
では強度が不十分である。従って、Ｓｉの含有量を０．
２４〜１．６％の範囲に規定する。また、Ｓｉ≧０．６
Ｍｇ（％）であればプレス性の向上に有効である。従っ
て、Ｓｉ≧０．６Ｍｇ（％）を満たす範囲にＳｉを規定
する。
る合金における必須の基本成分であり、Ｍｇと共にＭｇ
2 Ｓｉなる化合物を形成し、強度の向上に寄与する。し
かし、Ｓｉが１．５％を超えると成形性に悪影響を及ぼ
す粗大な晶出物が生成されやすくなり、０．２４％未満
では強度が不十分である。従って、Ｓｉの含有量を０．
２４〜１．６％の範囲に規定する。また、Ｓｉ≧０．６
Ｍｇ（％）であればプレス性の向上に有効である。従っ
て、Ｓｉ≧０．６Ｍｇ（％）を満たす範囲にＳｉを規定
する。
【００１５】Ｃｕ： Ｃｕは強度及び成形性を向上さ
せ、さらにベ−キングによる硬化に寄与する成分であ
る。しかし、その含有量が０．１２％未満ではその効果
が十分に得られず、逆に１．５％を超えると成形性及び
耐食性を劣化させる。従って、Ｃｕ含有量を０．１２〜
１．５％の範囲に規定する。
せ、さらにベ−キングによる硬化に寄与する成分であ
る。しかし、その含有量が０．１２％未満ではその効果
が十分に得られず、逆に１．５％を超えると成形性及び
耐食性を劣化させる。従って、Ｃｕ含有量を０．１２〜
１．５％の範囲に規定する。
【００１６】Ｚｎ： Ｚｎは強度の向上に寄与する元素
であるが、その含有量が０．１％以下ではその効果が得
られず。１．０％を超えると延性及びプレス成形性を劣
化させる。従って、Ｚｎの含有量を０．１〜１．０％以
下に規定する。
であるが、その含有量が０．１％以下ではその効果が得
られず。１．０％を超えると延性及びプレス成形性を劣
化させる。従って、Ｚｎの含有量を０．１〜１．０％以
下に規定する。
【００１７】Ｔｉ： Ｔｉは微量添加により鋳塊の結晶
粒を微細化して加工性等を改善する効果を有する。しか
しながら、これらを過剰に添加すると粗大な晶出物を生
成し、成形性を劣化させる。従って、Ｔｉの含有量を
０．００５〜０．１５％の範囲に規定する。
粒を微細化して加工性等を改善する効果を有する。しか
しながら、これらを過剰に添加すると粗大な晶出物を生
成し、成形性を劣化させる。従って、Ｔｉの含有量を
０．００５〜０．１５％の範囲に規定する。
【００１８】Ｆｅ: Ｆｅ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、含有量が
０．２５％を超えるとＡｌとの共存により成形性に悪影
響を及ぼす粗大な晶出物が生成されやすく、また、Ｓｉ
と結び付いて析出硬化として有用なＳｉの量を低下させ
る。従って、Ｆｅの含有量を０．２５％以下に規定す
る。
アルミニウム合金に含有されるものであり、含有量が
０．２５％を超えるとＡｌとの共存により成形性に悪影
響を及ぼす粗大な晶出物が生成されやすく、また、Ｓｉ
と結び付いて析出硬化として有用なＳｉの量を低下させ
る。従って、Ｆｅの含有量を０．２５％以下に規定す
る。
【００１９】本発明においては、以上の必須元素の他
に、選択成分としてＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ及びＢのうち
１種または２種以上を添加する。これらの元素は、鋳塊
粒のみならず再結晶粒を微細化し、組織を安定させると
ともに、プレス成形時の肌荒れの原因となる溶体化処理
後の結晶粒粗大化を抑制し、成形性を向上させる。しか
し、これらの元素を過剰に添加すると粗大な晶出物を生
成し、成形性を低下させ、さらにストレッチャ−ストレ
インマ−クを発生させる。他方、含有量が少なすぎると
平均結晶粒径が４０μｍ以上の粗粒となり成形性が低下
する。従って、Ｍｎを０．０８〜０．３０％、Ｃｒを
０．０５〜０．２０％、Ｚｒを０．０５〜０．２０％、
Ｖを０．０４〜０．１０％、Ｂを０．０００２〜０．０
５％の範囲に規定する。
に、選択成分としてＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ及びＢのうち
１種または２種以上を添加する。これらの元素は、鋳塊
粒のみならず再結晶粒を微細化し、組織を安定させると
ともに、プレス成形時の肌荒れの原因となる溶体化処理
後の結晶粒粗大化を抑制し、成形性を向上させる。しか
し、これらの元素を過剰に添加すると粗大な晶出物を生
成し、成形性を低下させ、さらにストレッチャ−ストレ
インマ−クを発生させる。他方、含有量が少なすぎると
平均結晶粒径が４０μｍ以上の粗粒となり成形性が低下
する。従って、Ｍｎを０．０８〜０．３０％、Ｃｒを
０．０５〜０．２０％、Ｚｒを０．０５〜０．２０％、
Ｖを０．０４〜０．１０％、Ｂを０．０００２〜０．０
５％の範囲に規定する。
【００２０】上記元素の他、通常のアルミニウム合金と
同様、不可避的不純物が含有されるが、その量は本発明
の効果が損なわれない範囲であれば許容される。例え
ば、Ｂｅ、Ｎａ，Ｋ等は、それぞれ０．００１％以下程
度なら含有していても、特性上の支障はない。次に、こ
の発明の合金の製造条件について説明する。
同様、不可避的不純物が含有されるが、その量は本発明
の効果が損なわれない範囲であれば許容される。例え
ば、Ｂｅ、Ｎａ，Ｋ等は、それぞれ０．００１％以下程
度なら含有していても、特性上の支障はない。次に、こ
の発明の合金の製造条件について説明する。
【００２１】上記範囲に成分・組成が規定されたアルミ
ニウム合金を常法により溶解・鋳造し、その鋳塊に対し
て４５０〜５８０℃の範囲内の温度で１段又は多段の均
質化熱処理を施す。このような均質化処理を施すことに
より、鋳造時に晶出した共晶化合物の拡散固溶を促進
し、局部的ミクロ偏析を軽減する。また、この処理によ
り、最終製品の結晶粒の異常粒成長を抑制し、均一化を
図るうえで重要な役割を果たすＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖの
化合物を微細に析出させることができる。しかし、この
処理の温度が４５０℃未満の場合には上述したような効
果が不十分であり、一方５８０℃を超えると共晶融解が
生じる。従って、均質化処理の温度を４５０〜５８０℃
の範囲とした。なお、この温度範囲内での保持時間が１
時間未満では上述の効果が十分に得られず、７２時間を
超える長時間の加熱はその効果が飽和してしまうため、
この均質化処理の保持時間は１〜７２時間が望ましい。
ニウム合金を常法により溶解・鋳造し、その鋳塊に対し
て４５０〜５８０℃の範囲内の温度で１段又は多段の均
質化熱処理を施す。このような均質化処理を施すことに
より、鋳造時に晶出した共晶化合物の拡散固溶を促進
し、局部的ミクロ偏析を軽減する。また、この処理によ
り、最終製品の結晶粒の異常粒成長を抑制し、均一化を
図るうえで重要な役割を果たすＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖの
化合物を微細に析出させることができる。しかし、この
処理の温度が４５０℃未満の場合には上述したような効
果が不十分であり、一方５８０℃を超えると共晶融解が
生じる。従って、均質化処理の温度を４５０〜５８０℃
の範囲とした。なお、この温度範囲内での保持時間が１
時間未満では上述の効果が十分に得られず、７２時間を
超える長時間の加熱はその効果が飽和してしまうため、
この均質化処理の保持時間は１〜７２時間が望ましい。
【００２２】次いで、このような均質化処理が施された
鋳塊に対し、常法に従って所定の板厚を得るために熱間
圧延及び冷間圧延を行う。また、歪矯正又は表面粗度調
整のため５％以下のスキンパス圧延を実施してもよい。
鋳塊に対し、常法に従って所定の板厚を得るために熱間
圧延及び冷間圧延を行う。また、歪矯正又は表面粗度調
整のため５％以下のスキンパス圧延を実施してもよい。
【００２３】圧延終了後、このような圧延板材に対し、
４８０〜５８０℃の範囲内の温度に３℃／秒以上の加熱
速度で加熱して、その温度に達して後即座に、又は１２
０秒間以下の期間保持した後、１００℃まで３０℃／秒
以上の冷却速度で急速冷却するといった条件の熱処理を
施す。この処理により平均結晶粒径が４０μｍ以下とな
り、５組織が均一化し、さらに加工歪が除去され、結果
としてプレス成形性を向上させることができる。また、
この熱処理は、焼付硬化に対する寄与が大きいＭｇ2 Ｓ
ｉ等の金属間化合物の溶体化を図り、なおかつ、ストレ
ッチャ−ストレインマ−クの発生を防止するものであ
る。この場合に、加熱温度が４８０℃未満では、上述の
ような効果を十分に得ることができない。また、加熱温
度が５８０℃を超えたり、保持時間が長すぎたりした場
合には、平均結晶粒径が４０μｍを超えて粗粒となり、
成形性が低下し、さらに結晶粒の一部が異常粒成長を起
こしやすい。また、冷却速度に関しては、１００℃まで
の冷却速度が３０℃／秒未満では、ストレッチャ−スト
レインマ−クが発生する可能性があり、また、冷却中に
上述の化合物が粗大に析出し、プレス成形性及び焼付硬
化性の点で望ましくない。従って、上述のように条件が
規定される。
４８０〜５８０℃の範囲内の温度に３℃／秒以上の加熱
速度で加熱して、その温度に達して後即座に、又は１２
０秒間以下の期間保持した後、１００℃まで３０℃／秒
以上の冷却速度で急速冷却するといった条件の熱処理を
施す。この処理により平均結晶粒径が４０μｍ以下とな
り、５組織が均一化し、さらに加工歪が除去され、結果
としてプレス成形性を向上させることができる。また、
この熱処理は、焼付硬化に対する寄与が大きいＭｇ2 Ｓ
ｉ等の金属間化合物の溶体化を図り、なおかつ、ストレ
ッチャ−ストレインマ−クの発生を防止するものであ
る。この場合に、加熱温度が４８０℃未満では、上述の
ような効果を十分に得ることができない。また、加熱温
度が５８０℃を超えたり、保持時間が長すぎたりした場
合には、平均結晶粒径が４０μｍを超えて粗粒となり、
成形性が低下し、さらに結晶粒の一部が異常粒成長を起
こしやすい。また、冷却速度に関しては、１００℃まで
の冷却速度が３０℃／秒未満では、ストレッチャ−スト
レインマ−クが発生する可能性があり、また、冷却中に
上述の化合物が粗大に析出し、プレス成形性及び焼付硬
化性の点で望ましくない。従って、上述のように条件が
規定される。
【００２４】さらに、１００℃から室温までの冷却速度
を３℃／秒以下とする。これにより、１００℃までの急
速冷却の際に発生した熱応力による歪を除去し、スキン
パス等の歪除去プロセスを省略することができる。この
際に３℃／秒を超える冷却速度では歪が十分に除去され
ずに残留してしまうため、このような効果を得ることが
できない。
を３℃／秒以下とする。これにより、１００℃までの急
速冷却の際に発生した熱応力による歪を除去し、スキン
パス等の歪除去プロセスを省略することができる。この
際に３℃／秒を超える冷却速度では歪が十分に除去され
ずに残留してしまうため、このような効果を得ることが
できない。
【００２５】このような工程に加えて、上述の熱間圧延
と冷間圧延との間、又は冷間圧延と冷間圧延との間、又
はその両方で、１回又は２回以上の中間焼鈍を施すこと
が望ましい。この中間焼鈍を施すことにより、冷間圧延
において強圧下する際のエッジ割れを防止することがで
き、また、再結晶核として機能するＭｇ2 Ｓｉ化合物が
析出して組織が均一化し、結果として成形性を向上させ
ることができる。しかし、この際の温度が３２０℃未満
ではその効果が十分ではなく、また５８０℃を超えると
共晶融解が生じる。従って、中間焼鈍は３２０〜５８０
℃の範囲で行う。なお、この中間焼鈍は必須のプロセス
ではなく、省プロセスの観点からはこの中間焼鈍を省略
しても構わない。
と冷間圧延との間、又は冷間圧延と冷間圧延との間、又
はその両方で、１回又は２回以上の中間焼鈍を施すこと
が望ましい。この中間焼鈍を施すことにより、冷間圧延
において強圧下する際のエッジ割れを防止することがで
き、また、再結晶核として機能するＭｇ2 Ｓｉ化合物が
析出して組織が均一化し、結果として成形性を向上させ
ることができる。しかし、この際の温度が３２０℃未満
ではその効果が十分ではなく、また５８０℃を超えると
共晶融解が生じる。従って、中間焼鈍は３２０〜５８０
℃の範囲で行う。なお、この中間焼鈍は必須のプロセス
ではなく、省プロセスの観点からはこの中間焼鈍を省略
しても構わない。
【００２６】このようにして得られたアルミニウム合金
板は、平均粒径が４０μｍ以下となり、歪及びプレス成
形時のストレッチャ−ストレインマ−クの発生が防止さ
れ、焼付硬化性及びプレス成形性に優れ、破断伸びが３
０％以上となり、また低温焼付による硬化性にも優れて
いる。従って、このようなアルミニウム合金板は自動車
ボディ−シ−ト用として好適である。
板は、平均粒径が４０μｍ以下となり、歪及びプレス成
形時のストレッチャ−ストレインマ−クの発生が防止さ
れ、焼付硬化性及びプレス成形性に優れ、破断伸びが３
０％以上となり、また低温焼付による硬化性にも優れて
いる。従って、このようなアルミニウム合金板は自動車
ボディ−シ−ト用として好適である。
【００２７】
【実施例】以下、この発明の実施例について説明する。 （実施例１）
【００２８】表１、表２に示すような成分・組成を有す
る合金を溶解−連続鋳造し、得られた鋳塊を面削した
後、５２０℃で８時間の均質化処理を実施し、次いで鋳
片を４６０℃に加熱し、板厚４mmまで熱間圧延を行い、
室温に冷却した後、圧延率７５％の冷間圧延を行って厚
さ１mmの板材とした。なお、熱間圧延の仕上り温度は２
８０℃であった。この厚さ１mmの板材を５５０℃まで１
０℃／秒の速度で加熱し、６０秒保持後、１００℃まで
４０℃／秒の速度で強制空冷を行い、１００℃から室温
まで０．１℃／秒の冷却速度で冷却した。
る合金を溶解−連続鋳造し、得られた鋳塊を面削した
後、５２０℃で８時間の均質化処理を実施し、次いで鋳
片を４６０℃に加熱し、板厚４mmまで熱間圧延を行い、
室温に冷却した後、圧延率７５％の冷間圧延を行って厚
さ１mmの板材とした。なお、熱間圧延の仕上り温度は２
８０℃であった。この厚さ１mmの板材を５５０℃まで１
０℃／秒の速度で加熱し、６０秒保持後、１００℃まで
４０℃／秒の速度で強制空冷を行い、１００℃から室温
まで０．１℃／秒の冷却速度で冷却した。
【００２９】このようにして製造した板材を室温で３０
日間放置後、所定形状に切出し、引張試験（ＪＩＳ５
号，引張方向：圧延方向）及びコニカルカップ試験（Ｊ
ＩＳＺ２２４９：試験工具１７型）を実施した。なお、
コニカルカップ試験はプレス成形のシミュレ−トとして
行い、張出しと深絞りとの複合成形性をＣＣＶ（mm）に
より評価した（ＣＣＶが小さいほど成形性に優れてい
る）。また、結晶粒形状はＧａ処理によりミクロ組織を
現出し、サンプル数５０として切断法により求めた。さ
らに、プレス成形後の焼付塗装をシミュレ−トするため
に、１７０℃で３０分間の熱処理（焼付に対応）を行
い、その後もう一度上述した熱処理後の試験と同一条件
で引張試験を行った。
日間放置後、所定形状に切出し、引張試験（ＪＩＳ５
号，引張方向：圧延方向）及びコニカルカップ試験（Ｊ
ＩＳＺ２２４９：試験工具１７型）を実施した。なお、
コニカルカップ試験はプレス成形のシミュレ−トとして
行い、張出しと深絞りとの複合成形性をＣＣＶ（mm）に
より評価した（ＣＣＶが小さいほど成形性に優れてい
る）。また、結晶粒形状はＧａ処理によりミクロ組織を
現出し、サンプル数５０として切断法により求めた。さ
らに、プレス成形後の焼付塗装をシミュレ−トするため
に、１７０℃で３０分間の熱処理（焼付に対応）を行
い、その後もう一度上述した熱処理後の試験と同一条件
で引張試験を行った。
【００３０】これらの試験結果を表３、４に示す。さら
にストレッチャ−ストレインマ−クの有無も併記した。
なお、「焼付硬化」の欄は、焼付シミュレ−ト後の降伏
強度から、最終熱処理後の降伏強度を引いた値を示して
いる。また、コニカルカップ試験後の表面性状も併記し
た。
にストレッチャ−ストレインマ−クの有無も併記した。
なお、「焼付硬化」の欄は、焼付シミュレ−ト後の降伏
強度から、最終熱処理後の降伏強度を引いた値を示して
いる。また、コニカルカップ試験後の表面性状も併記し
た。
【００３１】なお、表１の合金番号１〜１６は本発明の
組成範囲内の実施例であり、表２の合金番号１７〜３４
はその範囲から外れる比較例である。合金番号３２〜３
４は従来からボディ−シ−ト用に用いられている合金で
あり、夫々、２０３６、５１８２、６０１０に相当する
ものである。
組成範囲内の実施例であり、表２の合金番号１７〜３４
はその範囲から外れる比較例である。合金番号３２〜３
４は従来からボディ−シ−ト用に用いられている合金で
あり、夫々、２０３６、５１８２、６０１０に相当する
ものである。
【００３２】表３から明らかなように、実施例である合
金番号１〜１６は、いずれも降伏伸び及びストレッチャ
−ストレインマ−クの発生がなく、伸びが３０％以上、
平均粒径が４０μｍ以下で、ＣＣＶも良好で優れた成形
性が得られることが確認された。また、焼付硬化も降伏
強度で４kgf ／mm2 以上と高い値を有し、高い焼付効果
性を有することが確認された。
金番号１〜１６は、いずれも降伏伸び及びストレッチャ
−ストレインマ−クの発生がなく、伸びが３０％以上、
平均粒径が４０μｍ以下で、ＣＣＶも良好で優れた成形
性が得られることが確認された。また、焼付硬化も降伏
強度で４kgf ／mm2 以上と高い値を有し、高い焼付効果
性を有することが確認された。
【００３３】これに対して、表２に示す比較例の合金番
号１７〜３３は、表４から明らかなように、ストレッチ
ャ−ストレインマ−クが発生したり、成形性又は焼付硬
化性のいずれかが不十分であった。例えば焼付硬化に寄
与する成分であるＭｇ、Ｓｉ、Ｃｕのいずれかの含有量
が低い合金番号１７，１８，２０は、焼付硬化性が低
く、２kgf ／mm2 程度であった。逆に、Ｓｉ，Ｃｕの含
有量が多い合金番号１９，２１は成形性が低かった。ま
た、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ，Ｔｉ−Ｂ，Ｆｅの量が本発
明の範囲よりも多い合金番号２４，２５，２６，２７，
２８，２９は伸びが低く、ストレッチャ−ストレインマ
−クも発生した。Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ，Ｔｉ−Ｂ，Ｆ
ｅの量がいずれも低い合金番号３１は平均結晶粒径が４
０μｍ以上で伸びが低く、ＣＣＶも低かった。合金番号
２２はＴｉ−Ｂの量が本発明の範囲よりも少ないもので
あるが、伸びの値が不十分であった。また、合金番号２
３はＺｎの量が本発明の範囲よりも多いものであるが、
伸びが低く、また焼付硬化性も低かった。さらに従来の
合金番号３２〜３４についても焼付硬化性及び成形性の
両方とも劣っていることが確認された。
号１７〜３３は、表４から明らかなように、ストレッチ
ャ−ストレインマ−クが発生したり、成形性又は焼付硬
化性のいずれかが不十分であった。例えば焼付硬化に寄
与する成分であるＭｇ、Ｓｉ、Ｃｕのいずれかの含有量
が低い合金番号１７，１８，２０は、焼付硬化性が低
く、２kgf ／mm2 程度であった。逆に、Ｓｉ，Ｃｕの含
有量が多い合金番号１９，２１は成形性が低かった。ま
た、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ，Ｔｉ−Ｂ，Ｆｅの量が本発
明の範囲よりも多い合金番号２４，２５，２６，２７，
２８，２９は伸びが低く、ストレッチャ−ストレインマ
−クも発生した。Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ，Ｔｉ−Ｂ，Ｆ
ｅの量がいずれも低い合金番号３１は平均結晶粒径が４
０μｍ以上で伸びが低く、ＣＣＶも低かった。合金番号
２２はＴｉ−Ｂの量が本発明の範囲よりも少ないもので
あるが、伸びの値が不十分であった。また、合金番号２
３はＺｎの量が本発明の範囲よりも多いものであるが、
伸びが低く、また焼付硬化性も低かった。さらに従来の
合金番号３２〜３４についても焼付硬化性及び成形性の
両方とも劣っていることが確認された。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】
【表３】
【００３７】
【表４】 （実施例２）
【００３８】次に、表１に示した合金のうち、合金番号
２の組成を有する鋳塊を使用し、表５に示す製造条件で
合金板材を製造した。なお、表５に特に記載されていな
い処理については実施例１の条件を採用した（圧延条件
等）。なお、表５中記号Ａ〜Ｅは本発明に係る製造方法
の範囲内の実施例であり、記号Ｆ〜Ｍはその範囲から外
れる比較例である。このようにして製造した板材につい
て実施例１と同様の評価試験を行った。その結果を表６
に示す。
２の組成を有する鋳塊を使用し、表５に示す製造条件で
合金板材を製造した。なお、表５に特に記載されていな
い処理については実施例１の条件を採用した（圧延条件
等）。なお、表５中記号Ａ〜Ｅは本発明に係る製造方法
の範囲内の実施例であり、記号Ｆ〜Ｍはその範囲から外
れる比較例である。このようにして製造した板材につい
て実施例１と同様の評価試験を行った。その結果を表６
に示す。
【００３９】表６から明らかなように、本発明の条件を
満足しない比較例は、降伏伸び及びストレッチャ−スト
レインマ−クが発生し、伸び及び成形性、あるいは焼付
硬化性が不十分であることが確認された。
満足しない比較例は、降伏伸び及びストレッチャ−スト
レインマ−クが発生し、伸び及び成形性、あるいは焼付
硬化性が不十分であることが確認された。
【００４０】例えば、比較例のＦ，Ｇ，Ｊのように均質
化処理条件又は中間焼鈍処理条件が本発明の範囲から外
れると、成形性、焼付硬化性に劣り、比較例Ｉ，Ｌのよ
うに溶体化焼入条件の冷却速度が小さいと、降伏伸び及
びストレッチャ−ストレインマ−クが発生し、焼付硬化
性も劣ることが確認された。また比較例Ｋのように溶体
化焼入の加熱保持温度が低いと、降伏伸び及びストレッ
チャ−ストレインマ−クが発生し、伸びも低いため成形
性に劣る。また十分な焼付硬化性も得られない。溶体化
焼入加熱保持温度が高い比較例Ｈは、共晶融解等を生
じ、強度及び伸びが低下し、成形性も劣っている。さら
に、１００℃から室温までの冷却速度が低い比較例Ｍ
は、歪が除去されず、伸び及び成形性が劣っていること
が確認された。
化処理条件又は中間焼鈍処理条件が本発明の範囲から外
れると、成形性、焼付硬化性に劣り、比較例Ｉ，Ｌのよ
うに溶体化焼入条件の冷却速度が小さいと、降伏伸び及
びストレッチャ−ストレインマ−クが発生し、焼付硬化
性も劣ることが確認された。また比較例Ｋのように溶体
化焼入の加熱保持温度が低いと、降伏伸び及びストレッ
チャ−ストレインマ−クが発生し、伸びも低いため成形
性に劣る。また十分な焼付硬化性も得られない。溶体化
焼入加熱保持温度が高い比較例Ｈは、共晶融解等を生
じ、強度及び伸びが低下し、成形性も劣っている。さら
に、１００℃から室温までの冷却速度が低い比較例Ｍ
は、歪が除去されず、伸び及び成形性が劣っていること
が確認された。
【００４１】図１に、最終熱処理時の冷却速度と降伏伸
びとの関係を示す。この図に示すように、冷却速度が３
０℃／秒付近から降伏伸びが発生し、冷却速度が小さく
なるに従ってその値が増加することがわかる。すなわ
ち、冷却速度が本発明の範囲外の場合（合金番号Ｉ，
Ｌ）に、降伏伸びが発生することが明確である。
びとの関係を示す。この図に示すように、冷却速度が３
０℃／秒付近から降伏伸びが発生し、冷却速度が小さく
なるに従ってその値が増加することがわかる。すなわ
ち、冷却速度が本発明の範囲外の場合（合金番号Ｉ，
Ｌ）に、降伏伸びが発生することが明確である。
【００４２】
【表５】
【００４３】
【表６】
【００４４】
【発明の効果】この発明によれば、歪及びストレッチャ
−ストレインマ−クの発生がなく、プレス成形性に優
れ、低温かつ短時間の焼付においても焼付硬化性が良好
であり、プレス成形性と塗装焼付後の耐デント性が要求
される自動車ボディ−シ−ト用等として好適なＡｌ−Ｍ
ｇ−Ｓｉ系合金板及びその製造方法が提供される。
−ストレインマ−クの発生がなく、プレス成形性に優
れ、低温かつ短時間の焼付においても焼付硬化性が良好
であり、プレス成形性と塗装焼付後の耐デント性が要求
される自動車ボディ−シ−ト用等として好適なＡｌ−Ｍ
ｇ−Ｓｉ系合金板及びその製造方法が提供される。
【図１】最終熱処理時の冷却速度と降伏伸びとの関係を
示す図。
示す図。
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％で、Ｍｇを０．４〜１．５％、Ｓ
ｉを０．２４〜１．５％、Ｃｕを０．１２〜１．５％、
Ｚｎを０．１〜１．０％、Ｔｉを０．００５〜０．１５
％、Ｆｅを０．２５％以下の範囲で含有し、かつＳｉ及
びＭｇがＳｉ≧０．６Ｍｇ（％）の関係を満たし、０．
０８〜０．３０％のＭｎ、０．０５〜０．２０％のＣ
ｒ、０．０５〜０．２０％のＺｒ、０．０４〜０．１０
％のＶ、及び０．０００２〜０．０５％のＢのうち１種
又は２種以上を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物
からなることを特徴とするプレス成形性に優れた焼付硬
化性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板。 - 【請求項２】 前記合金板の平均結晶粒径は４０μｍ以
下であることを特徴とする請求項１に記載のプレス成形
性に優れた焼付硬化性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板。 - 【請求項３】 重量％で、Ｍｇを０．４〜１．５％、Ｓ
ｉを０．２４〜１．５％、Ｃｕを０．１２〜１．５％、
Ｚｎを０．１〜１．０％、Ｔｉを０．００５〜０．１５
％、Ｆｅを０．２５％以下の範囲で含有し、かつＳｉ及
びＭｇがＳｉ≧０．６Ｍｇ（％）の関係を満たし、０．
０８〜０．３０％のＭｎ、０．０５〜０．２０％のＣ
ｒ、０．０５〜０．２０％のＺｒ、０．０４〜０．１０
％のＶ、及び０．０００２〜０．０５％のＢのうち１種
又は２種以上を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物
からなるアルミニウム合金の鋳塊に対し、４５０〜５８
０℃の範囲内の温度で１段又は多段の均質化処理を施し
た後、この鋳塊を熱間圧延及び冷間圧延することにより
所望の板厚とし、次いで４８０〜５８０℃の範囲内の温
度まで３℃／秒以上の加熱速度で加熱してその温度で０
〜１２０秒間保持し、その後１００℃まで３０℃／秒以
上、１００℃から室温まで３℃／秒以下の冷却速度で冷
却することを特徴とするプレス成形性に優れた焼付硬化
性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法。 - 【請求項４】 熱間圧延と冷間圧延との間、又は冷間圧
延と冷間圧延との間、又はその両方で、３２０〜５８０
℃の範囲内の温度における中間焼鈍処理を１回又は２回
以上実施することを特徴とする請求項３に記載のプレス
成形性に優れた焼付硬化性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の
製造方法。 - 【請求項５】 前記合金板の平均結晶粒径は４０μｍ以
下であることを特徴とする請求項３又は４に記載のプレ
ス成形性に優れた焼付硬化性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27141391A JPH05112840A (ja) | 1991-10-18 | 1991-10-18 | プレス成形性に優れた焼付硬化性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27141391A JPH05112840A (ja) | 1991-10-18 | 1991-10-18 | プレス成形性に優れた焼付硬化性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05112840A true JPH05112840A (ja) | 1993-05-07 |
Family
ID=17499700
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27141391A Pending JPH05112840A (ja) | 1991-10-18 | 1991-10-18 | プレス成形性に優れた焼付硬化性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05112840A (ja) |
Cited By (10)
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|---|---|---|---|---|
| WO1995022634A1 (fr) * | 1994-02-16 | 1995-08-24 | Sumitomo Light Metal Industries, Ltd. | Procede de production d'une plaque d'alliage d'aluminium destinee au moulage |
| JPH09316583A (ja) * | 1996-05-28 | 1997-12-09 | Kobe Steel Ltd | バルジ成形性が優れたアルミニウム合金材及びその製造方法 |
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| WO2000052216A1 (de) * | 1999-03-03 | 2000-09-08 | Alusuisse Technology & Management Ag | STRUKTURBAUTEIL AUS EINER ALUMINIUMLEGIERUNG VOM TYP AlMgSi |
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1991
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