JPH05279821A - 高成形性アルミニウム合金板の製造方法 - Google Patents
高成形性アルミニウム合金板の製造方法Info
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- JPH05279821A JPH05279821A JP10541292A JP10541292A JPH05279821A JP H05279821 A JPH05279821 A JP H05279821A JP 10541292 A JP10541292 A JP 10541292A JP 10541292 A JP10541292 A JP 10541292A JP H05279821 A JPH05279821 A JP H05279821A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 自動車外板，耐圧容器，包装容器等の成形用
材に適した強度，延性を持ち，成形後の外観も優れた高
成形性アルミニウム合金板の製造方法を提供する。 【構成】 Ｍｇ 5.0〜 7.0wt％（以下単に％と略記）を
含み、必要に応じてＣｕを 0.1〜 0.5％添加し、不可避
的不純物のＦｅ，Ｓｉの量をそれぞれ 0.1％以下、その
他の不約物元素をいずれも0.05％以下とし、残部Ａｌか
らなるアルミニウム合金を、 480℃以上の温度で１時間
以上保持する均質化処理を行った後、 480℃以下の温度
で熱間圧延を開始し、得られた熱間圧延板を最終の板厚
の 1.5〜３倍の板厚まで冷間圧延し、焼鈍により完全に
再結晶させた後、最終板厚まで冷間圧延を行い、しかる
後 480〜 550℃の温度で60秒以下保持し、10℃/min以上
の速度で 100℃以下まで冷却する焼鈍処理を行う。
材に適した強度，延性を持ち，成形後の外観も優れた高
成形性アルミニウム合金板の製造方法を提供する。 【構成】 Ｍｇ 5.0〜 7.0wt％（以下単に％と略記）を
含み、必要に応じてＣｕを 0.1〜 0.5％添加し、不可避
的不純物のＦｅ，Ｓｉの量をそれぞれ 0.1％以下、その
他の不約物元素をいずれも0.05％以下とし、残部Ａｌか
らなるアルミニウム合金を、 480℃以上の温度で１時間
以上保持する均質化処理を行った後、 480℃以下の温度
で熱間圧延を開始し、得られた熱間圧延板を最終の板厚
の 1.5〜３倍の板厚まで冷間圧延し、焼鈍により完全に
再結晶させた後、最終板厚まで冷間圧延を行い、しかる
後 480〜 550℃の温度で60秒以下保持し、10℃/min以上
の速度で 100℃以下まで冷却する焼鈍処理を行う。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車ボデーシート，
耐圧容器，包装容器等の成形用材に適した優れた強度、
延性を持ち、成形後の外観も優れた高成形性アルミニウ
ム合金板の製造方法に関するものである。
耐圧容器，包装容器等の成形用材に適した優れた強度、
延性を持ち、成形後の外観も優れた高成形性アルミニウ
ム合金板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、自動車ボデーシート（外板）には
冷延鋼板が主に用いられていたが、最近になり自動車車
体の軽量化要求からアルミニウム合金板を使用すること
が検討され、一部で実用化されている。自動車外板用材
料としては、プレス成形性に優れていること、強度が高
いことなどが求められている。このような要求を満足す
る材料としてJIS 5052合金，JIS 5182合金などのＡｌ−
Ｍｇ系合金が多く用いられている。
冷延鋼板が主に用いられていたが、最近になり自動車車
体の軽量化要求からアルミニウム合金板を使用すること
が検討され、一部で実用化されている。自動車外板用材
料としては、プレス成形性に優れていること、強度が高
いことなどが求められている。このような要求を満足す
る材料としてJIS 5052合金，JIS 5182合金などのＡｌ−
Ｍｇ系合金が多く用いられている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】上記5000系合金は、ス
チールに比べると、延性が低く、成形時に割れ易い欠点
があった。延性を改善するためには、添加元素を減ら
し、高純度化してＦｅ，Ｓｉを減らすことが有効である
が、これによって結晶粒が粗大になりやすい。結晶粒が
粗大になると、成形時に肌荒れが発生し、外観を損な
う。そこでＣｕ，Ｚｒ等を添加して結晶粒を微細化して
いるが、これらの元素の添加によって、延性が低下し、
高純度化のメリットが充分生かせない。
チールに比べると、延性が低く、成形時に割れ易い欠点
があった。延性を改善するためには、添加元素を減ら
し、高純度化してＦｅ，Ｓｉを減らすことが有効である
が、これによって結晶粒が粗大になりやすい。結晶粒が
粗大になると、成形時に肌荒れが発生し、外観を損な
う。そこでＣｕ，Ｚｒ等を添加して結晶粒を微細化して
いるが、これらの元素の添加によって、延性が低下し、
高純度化のメリットが充分生かせない。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明はこれに鑑み種々
検討の結果、高延性でかつ結晶粒が微細な高成形性アル
ミニウム合金板の製造方法を開発したものである。
検討の結果、高延性でかつ結晶粒が微細な高成形性アル
ミニウム合金板の製造方法を開発したものである。
【０００５】即ち本発明の一つは、Ｍｇ 5.0〜 7.0wt％
（以下wt％を％と略記）を含み、不可避的不純物のＦ
ｅ，Ｓｉの量をそれぞれ 0.1％以下、その他の不純物を
いずれも0.05％以下とし、残部Ａｌからなるアルミニウ
ム合金を、 480℃以上の温度で１時間以上保持する均質
化処理を行った後、 480℃以下の温度で熱間圧延を開始
し、得られた熱間圧延板を最終の板厚の 1.5〜３倍の板
厚まで冷間圧延し、焼鈍により完全に再結晶させた後、
最終板厚まで冷間圧延を行い、しかる後 480〜550℃の
温度で60秒以下保持し、10℃/min以上の速度で 100℃以
下まで冷却する焼鈍処理を行うことを特徴とするもので
ある。
（以下wt％を％と略記）を含み、不可避的不純物のＦ
ｅ，Ｓｉの量をそれぞれ 0.1％以下、その他の不純物を
いずれも0.05％以下とし、残部Ａｌからなるアルミニウ
ム合金を、 480℃以上の温度で１時間以上保持する均質
化処理を行った後、 480℃以下の温度で熱間圧延を開始
し、得られた熱間圧延板を最終の板厚の 1.5〜３倍の板
厚まで冷間圧延し、焼鈍により完全に再結晶させた後、
最終板厚まで冷間圧延を行い、しかる後 480〜550℃の
温度で60秒以下保持し、10℃/min以上の速度で 100℃以
下まで冷却する焼鈍処理を行うことを特徴とするもので
ある。
【０００６】また本発明の他の一つは、Ｍｇ 5.0〜 7.0
％，Ｃｕ 0.1〜 0.5％を含み、不可避的不純物のＦｅ，
Ｓｉ量をそれぞれ 0.1％以下、その他の不純物元素をい
ずれも0.05％以下とし、残部Ａｌからなるアルミニウム
合金を、 480℃以上の温度で１時間以上保持する均質化
処理を行った後、 480℃以下の温度で熱間圧延を開始
し、得られた熱間圧延板を最終板厚の 1.5〜３倍の板厚
まで冷間圧延し、焼鈍により完全に再結晶させた後、最
終板厚まで冷間圧延を行い、しかる後 480〜 550℃の温
度で60秒以下保持し、10℃/min以上の速度で 100℃以下
まで冷却する焼鈍処理を行うことを特徴とするものであ
る。
％，Ｃｕ 0.1〜 0.5％を含み、不可避的不純物のＦｅ，
Ｓｉ量をそれぞれ 0.1％以下、その他の不純物元素をい
ずれも0.05％以下とし、残部Ａｌからなるアルミニウム
合金を、 480℃以上の温度で１時間以上保持する均質化
処理を行った後、 480℃以下の温度で熱間圧延を開始
し、得られた熱間圧延板を最終板厚の 1.5〜３倍の板厚
まで冷間圧延し、焼鈍により完全に再結晶させた後、最
終板厚まで冷間圧延を行い、しかる後 480〜 550℃の温
度で60秒以下保持し、10℃/min以上の速度で 100℃以下
まで冷却する焼鈍処理を行うことを特徴とするものであ
る。
【０００７】
【作用】本発明において、合金組成を上記の如く限定し
たのは、以下の理由によるものである。Ｍｇは大部分マ
トリックス中に固溶しており、強度を増大させると共
に、加工硬化性を増すことによって延性を増大させ、成
形性の向上に寄与する。しかしてその添加量を 5.0〜
7.0％と限定したのは、 5.0％未満ではその効果が小さ
く、7.0％を越えると耐応力腐食割れ性を悪化させると
共に、熱間加工性を悪化させ、製造が困難となるためで
ある。
たのは、以下の理由によるものである。Ｍｇは大部分マ
トリックス中に固溶しており、強度を増大させると共
に、加工硬化性を増すことによって延性を増大させ、成
形性の向上に寄与する。しかしてその添加量を 5.0〜
7.0％と限定したのは、 5.0％未満ではその効果が小さ
く、7.0％を越えると耐応力腐食割れ性を悪化させると
共に、熱間加工性を悪化させ、製造が困難となるためで
ある。
【０００８】Ｃｕは焼付け塗装時にＧＰゾーン，θ´，
Ｓ相などを析出し、強度を向上させるので、塗装後の強
度を確保したい場合に添加する。しかしてその添加量を
0.1〜 0.5％と限定したのは、 0.1％未満では強度向上
が小さく、 0.5％を越えると耐食性が低下するためであ
る。
Ｓ相などを析出し、強度を向上させるので、塗装後の強
度を確保したい場合に添加する。しかしてその添加量を
0.1〜 0.5％と限定したのは、 0.1％未満では強度向上
が小さく、 0.5％を越えると耐食性が低下するためであ
る。
【０００９】Ｆｅ，Ｓｉは通常Ａｌの不純物として含ま
れるものである。しかしＦｅとＳｉは化合物を作りやす
く、その化合物が成形時のクラックの起点となるため、
延性を低下させる。そのため両者のいずれかが 0.1％を
越えると延性が低下する。したがってその含有量を両者
とも 0.1％以下と限定した。
れるものである。しかしＦｅとＳｉは化合物を作りやす
く、その化合物が成形時のクラックの起点となるため、
延性を低下させる。そのため両者のいずれかが 0.1％を
越えると延性が低下する。したがってその含有量を両者
とも 0.1％以下と限定した。
【００１０】またＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｎｉ等その
他の元素はそれぞれ結晶粒の微細化あるいはマトリック
ス強度を向上させる効果があるが、延性を低下させるた
め、いずれも0.05％以下に限定した。
他の元素はそれぞれ結晶粒の微細化あるいはマトリック
ス強度を向上させる効果があるが、延性を低下させるた
め、いずれも0.05％以下に限定した。
【００１１】次に製造工程について説明する。溶体化処
理は、Ｍｇ，Ｆｅ，Ｓｉ等の鋳造時に形成された化合物
をマトリックス中に固溶させ、減少させるため充分高温
で長時間実施する必要がある。保持温度が 480℃未満で
は、操業上の実用的な時間内で充分化合物を固溶できな
い。また保持温度が 480℃以上でも、保持時間が１時間
未満では、やはり充分化合物を固溶できない。そこで均
質化処理条件を 480℃以上及び１時間以上と限定した。
理は、Ｍｇ，Ｆｅ，Ｓｉ等の鋳造時に形成された化合物
をマトリックス中に固溶させ、減少させるため充分高温
で長時間実施する必要がある。保持温度が 480℃未満で
は、操業上の実用的な時間内で充分化合物を固溶できな
い。また保持温度が 480℃以上でも、保持時間が１時間
未満では、やはり充分化合物を固溶できない。そこで均
質化処理条件を 480℃以上及び１時間以上と限定した。
【００１２】熱間圧延の開始温度を 480℃以下としたの
は、熱間脆性による割れを防ぐためで、 480℃を越える
と、熱間圧延時のエッジ割れが発生し、製造歩留りを著
しく阻害する。
は、熱間脆性による割れを防ぐためで、 480℃を越える
と、熱間圧延時のエッジ割れが発生し、製造歩留りを著
しく阻害する。
【００１３】熱間圧延板を最終板厚の 1.5〜３倍の板厚
まで冷間圧延して焼鈍する。これは最終板厚での焼鈍の
際の再結晶駆動力を適切にするためである。近年の連続
焼鈍による急速加熱では、焼鈍初期の回復が少ない高Ｍ
ｇ系合金では、とくに再結晶駆動力が大きく、焼鈍前の
冷間圧延での圧下率が高いと再結晶駆動力が過大とな
り、一度再結晶したあと、更に著しい粒成長を起こす。
逆に焼鈍前の冷間圧延での圧下率が低くすぎると、再結
晶の駆動力が不足し、一部の再結晶核のみが成長するた
め、単位体積あたりの再結晶粒の数が減り、やはり結晶
粒が粗大化する。焼鈍位置が最終板厚の 1.5〜３倍の板
厚の範囲からはずれると、上記の現象により、結晶粒が
粗大化する。尚この中間焼鈍は再結晶を完了すればよ
く、昇温速度等特に条件を設定する必要はない。
まで冷間圧延して焼鈍する。これは最終板厚での焼鈍の
際の再結晶駆動力を適切にするためである。近年の連続
焼鈍による急速加熱では、焼鈍初期の回復が少ない高Ｍ
ｇ系合金では、とくに再結晶駆動力が大きく、焼鈍前の
冷間圧延での圧下率が高いと再結晶駆動力が過大とな
り、一度再結晶したあと、更に著しい粒成長を起こす。
逆に焼鈍前の冷間圧延での圧下率が低くすぎると、再結
晶の駆動力が不足し、一部の再結晶核のみが成長するた
め、単位体積あたりの再結晶粒の数が減り、やはり結晶
粒が粗大化する。焼鈍位置が最終板厚の 1.5〜３倍の板
厚の範囲からはずれると、上記の現象により、結晶粒が
粗大化する。尚この中間焼鈍は再結晶を完了すればよ
く、昇温速度等特に条件を設定する必要はない。
【００１４】最終板厚での焼鈍において、保持温度を 4
80〜 550℃としたのは、充分な添加元素の再固溶を図
り、且つ結晶粒の大きさを適切にするためであり、 480
℃以下では充分な添加元素の固溶は得られず、強度と延
性を低下させ、 550℃を超えると結晶粒が粗大化する。
また保持時間を60秒以下としたのは、60秒を超えると結
晶粒が粗大化するためである。また10℃/min以上の冷却
速度で 100℃以下まで冷却するのは固溶元素の析出を防
ぐためであり、この条件からはずれると、析出により固
溶元素量が減り、強度、延性を低下する。
80〜 550℃としたのは、充分な添加元素の再固溶を図
り、且つ結晶粒の大きさを適切にするためであり、 480
℃以下では充分な添加元素の固溶は得られず、強度と延
性を低下させ、 550℃を超えると結晶粒が粗大化する。
また保持時間を60秒以下としたのは、60秒を超えると結
晶粒が粗大化するためである。また10℃/min以上の冷却
速度で 100℃以下まで冷却するのは固溶元素の析出を防
ぐためであり、この条件からはずれると、析出により固
溶元素量が減り、強度、延性を低下する。
【００１５】
【実施例】以下本発明を実施例について詳細に説明す
る。表１に示す組成のアルミニウム合金を常法により溶
解、鋳造した後、表２に示す製造条件により、均質化処
理，熱間圧延，冷間圧延，中間焼鈍，冷間圧延，最終焼
鈍を行って、厚さ１mmの板材とした。
る。表１に示す組成のアルミニウム合金を常法により溶
解、鋳造した後、表２に示す製造条件により、均質化処
理，熱間圧延，冷間圧延，中間焼鈍，冷間圧延，最終焼
鈍を行って、厚さ１mmの板材とした。
【００１６】この板材について、引張試験，エリクセン
張出試験，密着曲げ試験を行うと共に、板材の再結晶粒
度を測定した。これ等の結果を表３に示す。なお上記密
着曲げ試験では曲げ部の割れ発生と肌荒れの状況を調べ
た。
張出試験，密着曲げ試験を行うと共に、板材の再結晶粒
度を測定した。これ等の結果を表３に示す。なお上記密
着曲げ試験では曲げ部の割れ発生と肌荒れの状況を調べ
た。
【００１７】
【表１】
【００１８】
【表２】
【００１９】
【表３】
【００２０】表３から明らかなように、本発明製造法に
よる板材は、何れも強度、延性（伸び，エリクセン値）
に優れ、曲げ部の肌荒れのない高成形性アルミニウム合
金板が得られることが判る。これに対し本発明製造法の
条件から外れる比較製造法による板材は強度、延性（伸
び，エリクセン値）、曲げ部の肌荒れの何れか一つ以上
が劣っている。
よる板材は、何れも強度、延性（伸び，エリクセン値）
に優れ、曲げ部の肌荒れのない高成形性アルミニウム合
金板が得られることが判る。これに対し本発明製造法の
条件から外れる比較製造法による板材は強度、延性（伸
び，エリクセン値）、曲げ部の肌荒れの何れか一つ以上
が劣っている。
【００２１】
【発明の効果】このように本発明によれば、高い強度，
延性を持ち、肌荒れのない高成形性アルミニウム合金を
製造できるもので、工業上顕著な効果を奏するものであ
る。
延性を持ち、肌荒れのない高成形性アルミニウム合金を
製造できるもので、工業上顕著な効果を奏するものであ
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 林 稔 東京都千代田区丸の内２丁目６番１号 古 河アルミニウム工業株式会社内 (72)発明者 東海林 了 東京都千代田区丸の内２丁目６番１号 古 河アルミニウム工業株式会社内 (72)発明者 坪田 孝弘 東京都千代田区丸の内２丁目６番１号 古 河アルミニウム工業株式会社内
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｍｇ 5.0〜 7.0wt％を含み、不可避的不
純物のＦｅ，Ｓｉの量をそれぞれ 0.1wt％以下、その他
の不純物元素をいずれも0.05wt％以下とし、残部Ａｌか
らなるアルミニウム合金を、 480℃以上の温度で１時間
以上保持する均質化処理を行った後、 480℃以下の温度
で熱間圧延を開始し、得られた熱間圧延板を最終の板厚
の 1.5〜３倍の板厚まで冷間圧延し、焼鈍により完全に
再結晶させた後、最終板厚まで冷間圧延を行い、しかる
後 480〜 550℃の温度で60秒以下保持し、10℃/min以上
の速度で 100℃以下まで冷却する焼鈍処理を行うことを
特徴とする高成形性アルミニウム合金板の製造方法。 - 【請求項２】 Ｍｇ 5.0〜 7.0wt％，Ｃｕ 0.1〜 0.5wt
％を含み、不可避的不純物のＦｅ，Ｓｉの量をそれぞれ
0.1wt％以下、その他の不純物元素をいずれも0.05wt％
以下とし、残部Ａｌからなるアルミニウム合金を、 480
℃以上の温度で１時間以上保持する均質化処理を行った
後、 480℃以下の温度で熱間圧延を開始し、得られた熱
間圧延板を最終の板厚の 1.5〜３倍の板厚まで冷間圧延
し、焼鈍により完全に再結晶させた後、最終板厚まで冷
間圧延を行い、しかる後 480〜550℃の温度で60秒以下
保持し、10℃/min以上の速度で 100℃以下まで冷却する
焼鈍処理を行うことを特徴とする高成形性アルミニウム
合金板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10541292A JPH05279821A (ja) | 1992-03-31 | 1992-03-31 | 高成形性アルミニウム合金板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10541292A JPH05279821A (ja) | 1992-03-31 | 1992-03-31 | 高成形性アルミニウム合金板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05279821A true JPH05279821A (ja) | 1993-10-26 |
Family
ID=14406900
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10541292A Pending JPH05279821A (ja) | 1992-03-31 | 1992-03-31 | 高成形性アルミニウム合金板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05279821A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0681034A1 (en) * | 1994-05-06 | 1995-11-08 | The Furukawa Electric Co., Ltd. | A method of manufacturing an aluminum alloy sheet for body panel and the alloy sheet manufactured thereby |
| WO2015027037A1 (en) * | 2013-08-21 | 2015-02-26 | Taheri Mitra Lenore | Annealing process |
-
1992
- 1992-03-31 JP JP10541292A patent/JPH05279821A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0681034A1 (en) * | 1994-05-06 | 1995-11-08 | The Furukawa Electric Co., Ltd. | A method of manufacturing an aluminum alloy sheet for body panel and the alloy sheet manufactured thereby |
| WO2015027037A1 (en) * | 2013-08-21 | 2015-02-26 | Taheri Mitra Lenore | Annealing process |
| US20190185979A1 (en) * | 2013-08-21 | 2019-06-20 | Drexel University | Annealing Process |
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