JPH062064A - 高強度高成形性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金とその製造方法 - Google Patents
高強度高成形性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金とその製造方法Info
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- JPH062064A JPH062064A JP22187792A JP22187792A JPH062064A JP H062064 A JPH062064 A JP H062064A JP 22187792 A JP22187792 A JP 22187792A JP 22187792 A JP22187792 A JP 22187792A JP H062064 A JPH062064 A JP H062064A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 高成形性Ａｌ合金５０５２と同等の成形性を
有しながら、熱処理型合金６０６１−Ｔ６相当の高強度
のＡｌ合金。 【構成】 重量％で、Ｍｇ：０．２〜０．８，Ｓｉ：
０．２〜１．０，Ｃｕ：０．１〜０．４％で、かつ、図
１に示す点（Ｓｉ％，Ｍｇ％）で、Ａ（０．２，０．
８），Ｂ（０．２，０．４），Ｃ（０．４，０．４），
Ｄ（０．４，０．２），Ｅ（１．０，０．２），Ｆ
（１．０，０．６），Ｇ（０．４，０．６），Ｈ（０．
４，０．８）を順次結んだ線の領域内の量で、更にＭ
ｎ：０．１〜０．８，Ｃｒ：０．１〜０．４，Ｚｒ：
０．０５〜０．２又はＴｉ：０．００５〜０．２％を含
有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなる高強度高成
形性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金。また、上記Ａｌ合金を圧
延し、厚さ調整後、１００℃／時以上で４７５〜５５０
℃にして後、１００℃／分以上で４５℃〜６５℃の温湯
に投入、更に温湯８０℃以上に１５分〜１２時間か、７
０℃以上に１５分〜１０時間保時して製する。
有しながら、熱処理型合金６０６１−Ｔ６相当の高強度
のＡｌ合金。 【構成】 重量％で、Ｍｇ：０．２〜０．８，Ｓｉ：
０．２〜１．０，Ｃｕ：０．１〜０．４％で、かつ、図
１に示す点（Ｓｉ％，Ｍｇ％）で、Ａ（０．２，０．
８），Ｂ（０．２，０．４），Ｃ（０．４，０．４），
Ｄ（０．４，０．２），Ｅ（１．０，０．２），Ｆ
（１．０，０．６），Ｇ（０．４，０．６），Ｈ（０．
４，０．８）を順次結んだ線の領域内の量で、更にＭ
ｎ：０．１〜０．８，Ｃｒ：０．１〜０．４，Ｚｒ：
０．０５〜０．２又はＴｉ：０．００５〜０．２％を含
有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなる高強度高成
形性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金。また、上記Ａｌ合金を圧
延し、厚さ調整後、１００℃／時以上で４７５〜５５０
℃にして後、１００℃／分以上で４５℃〜６５℃の温湯
に投入、更に温湯８０℃以上に１５分〜１２時間か、７
０℃以上に１５分〜１０時間保時して製する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は高強度高成形性Ａl−Ｍg
−Ｓi系合金とその製造方法に関する。
−Ｓi系合金とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】従来よ
り、成形加工用アルミニウム合金としては、中強度で加
工性及び耐食性に優れる５０５２や５０８３など、非熱
処理型のＡl−Ｍg系合金(５０００系)が使用されてき
た。しかし、軽量化の要求はますます厳しくなってお
り、これら５０００系合金に代わる高強度で高成形性の
アルミニウム合金が強く求められている。
り、成形加工用アルミニウム合金としては、中強度で加
工性及び耐食性に優れる５０５２や５０８３など、非熱
処理型のＡl−Ｍg系合金(５０００系)が使用されてき
た。しかし、軽量化の要求はますます厳しくなってお
り、これら５０００系合金に代わる高強度で高成形性の
アルミニウム合金が強く求められている。
【０００３】高強度アルミニウム合金としては２０００
系、６０００系及び７０００系の熱処理型合金がある
が、成形性が劣ったり、熱処理が必要なため製造コスト
が高いなどの問題がある。
系、６０００系及び７０００系の熱処理型合金がある
が、成形性が劣ったり、熱処理が必要なため製造コスト
が高いなどの問題がある。
【０００４】また、５０００系合金は、自動車走行時な
どの高温雰囲気で使用される場合に強度が低下するこ
と、及びＭgを多量に含む材料では、応力腐食割れを防
止するために６６℃より高い温度での使用が規制される
こと、などが改善点として指摘されている。
どの高温雰囲気で使用される場合に強度が低下するこ
と、及びＭgを多量に含む材料では、応力腐食割れを防
止するために６６℃より高い温度での使用が規制される
こと、などが改善点として指摘されている。
【０００５】本発明は、これらの要求に応えるため、高
成形性アルミニウム合金５０５２と同等の成形性を有し
ながら、熱処理型合金６０６１−Ｔ６相当の高強度が得
られる新規なアルミニウム合金を提供し、またその製造
方法を提供することを目的とするものである。
成形性アルミニウム合金５０５２と同等の成形性を有し
ながら、熱処理型合金６０６１−Ｔ６相当の高強度が得
られる新規なアルミニウム合金を提供し、またその製造
方法を提供することを目的とするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】前記課題を解決するた
め、本発明者は、従来の非熱処理型Ａl合金と同様に短
時間の熱処理によって高強度の熱処理型Ａl合金と同等
の高強度が得られる成分調整並びに製造条件について鋭
意研究を重ねた結果、ここに本発明を完成したものであ
る。
め、本発明者は、従来の非熱処理型Ａl合金と同様に短
時間の熱処理によって高強度の熱処理型Ａl合金と同等
の高強度が得られる成分調整並びに製造条件について鋭
意研究を重ねた結果、ここに本発明を完成したものであ
る。
【０００７】すなわち、本発明は、必須成分として、Ｍ
g：０.２〜０.８％、Ｓi：０.２〜１.０％、Ｃu:０.１
〜０.４％で、かつ、図１に示すＡ点(Ｓi:０.２％、Ｍ
g:０.８％)、Ｂ点(Ｓi:０.２％、Ｍg:０.４％)、Ｃ点
(Ｓi:０.４％、Ｍg:０.４％)、Ｄ点(Ｓi:０.４％、Ｍg:
０.２％)、Ｅ点(Ｓi:１.０％、Ｍg:０.２％)、Ｆ点(Ｓ
i:１.０％、Ｍg:０.６％)、Ｇ点(Ｓi:０.４％、Ｍg:０.
６％)、Ｈ点(Ｓi:０.４％、Ｍg:０.８％)を順次結んだ
線の領域内の量でＭg及びＳiを含有し、更に、Ｍn：０.
１〜０.８％、Ｃr:０.1〜０.４％、Ｚr:０.０５〜０.２
％及びＴi:０.００５〜０.２％のうちの少なくとも１種
を含有し、残部がＡlと不可避的不純物からなることを
特徴とする高強度高成形性Ａl−Ｍg−Ｓi系合金を要旨
とするものである。
g：０.２〜０.８％、Ｓi：０.２〜１.０％、Ｃu:０.１
〜０.４％で、かつ、図１に示すＡ点(Ｓi:０.２％、Ｍ
g:０.８％)、Ｂ点(Ｓi:０.２％、Ｍg:０.４％)、Ｃ点
(Ｓi:０.４％、Ｍg:０.４％)、Ｄ点(Ｓi:０.４％、Ｍg:
０.２％)、Ｅ点(Ｓi:１.０％、Ｍg:０.２％)、Ｆ点(Ｓ
i:１.０％、Ｍg:０.６％)、Ｇ点(Ｓi:０.４％、Ｍg:０.
６％)、Ｈ点(Ｓi:０.４％、Ｍg:０.８％)を順次結んだ
線の領域内の量でＭg及びＳiを含有し、更に、Ｍn：０.
１〜０.８％、Ｃr:０.1〜０.４％、Ｚr:０.０５〜０.２
％及びＴi:０.００５〜０.２％のうちの少なくとも１種
を含有し、残部がＡlと不可避的不純物からなることを
特徴とする高強度高成形性Ａl−Ｍg−Ｓi系合金を要旨
とするものである。
【０００８】また、その製造方法は、上記化学成分を有
するＡl合金について、熱間圧延或いは冷間圧延を行
い、所定の製品厚さまで調整した後、１００℃／hr以上
の加熱速度で４７５〜５５０℃に加熱し、その後、１０
０℃／min以上の冷却速度で４５℃以上６５℃以下の温
湯中に投入し、更に８０℃以上の温湯中に再投入して１
５分以上１２時間以下保持するか或いは７０℃以上の温
湯中に投入して１５分以上１０時間以下保持し、必要に
応じて、更に１０％以上の冷間加工を行った後、１５０
〜２５０℃にて５分以上１０時間以下の短時間加熱を行
うことを特徴としている。
するＡl合金について、熱間圧延或いは冷間圧延を行
い、所定の製品厚さまで調整した後、１００℃／hr以上
の加熱速度で４７５〜５５０℃に加熱し、その後、１０
０℃／min以上の冷却速度で４５℃以上６５℃以下の温
湯中に投入し、更に８０℃以上の温湯中に再投入して１
５分以上１２時間以下保持するか或いは７０℃以上の温
湯中に投入して１５分以上１０時間以下保持し、必要に
応じて、更に１０％以上の冷間加工を行った後、１５０
〜２５０℃にて５分以上１０時間以下の短時間加熱を行
うことを特徴としている。
【０００９】以下に本発明を更に詳細に説明する。
【００１０】従来の非熱処理型アルミニウム合金の加工
工程は一般に以下の通りである。 ・素材(軟質材)→成形加工→(製品によって焼付け塗
装)。
工程は一般に以下の通りである。 ・素材(軟質材)→成形加工→(製品によって焼付け塗
装)。
【００１１】一方、従来の熱処理型アルミニウム合金
は、溶体化水焼入れ後に室温に放置すると、時効硬化が
数日で進行し成形加工性が著しく劣る。このため、一般
には成形加工性の良い軟質材の状態で加工される。した
がって、加工工程は以下のように極めて長くなり、製造
コストが高くなる。しかも製品機能を重視する限られた
製品のみに採用されるのが現状である。 ・素材(軟質材)→成形加工→溶体化→水焼入れ→歪み矯
正→Ｔ６時効。
は、溶体化水焼入れ後に室温に放置すると、時効硬化が
数日で進行し成形加工性が著しく劣る。このため、一般
には成形加工性の良い軟質材の状態で加工される。した
がって、加工工程は以下のように極めて長くなり、製造
コストが高くなる。しかも製品機能を重視する限られた
製品のみに採用されるのが現状である。 ・素材(軟質材)→成形加工→溶体化→水焼入れ→歪み矯
正→Ｔ６時効。
【００１２】これに対し、本発明に係るＡl合金は、主
成分のＭg、Ｓiの比率及び含有量を厳しく管理し、且つ
熱処理を組み合わせることにより遅効性を持たせたもの
である。このため、得られる素材は高成形性を備えてお
り、更にこの高成形性と共に高強度のＡl合金を得る場
合には、５０５２や５０８３などの非熱処理型合金を使
用する場合と同じ工程で、高強度な熱処理型合金の強度
が得られるものである。このときに適用される加工工程
は以下の通りである。 ・素材(軟質材)→成形加工(１０％以上)→短時間加熱
(１５０〜２５０℃×５分以上１０時間以下)。
成分のＭg、Ｓiの比率及び含有量を厳しく管理し、且つ
熱処理を組み合わせることにより遅効性を持たせたもの
である。このため、得られる素材は高成形性を備えてお
り、更にこの高成形性と共に高強度のＡl合金を得る場
合には、５０５２や５０８３などの非熱処理型合金を使
用する場合と同じ工程で、高強度な熱処理型合金の強度
が得られるものである。このときに適用される加工工程
は以下の通りである。 ・素材(軟質材)→成形加工(１０％以上)→短時間加熱
(１５０〜２５０℃×５分以上１０時間以下)。
【００１３】まず、本発明におけるＡl−Ｍg−Ｓi系ア
ルミニウム合金の化学成分の限定理由を説明する。
ルミニウム合金の化学成分の限定理由を説明する。
【００１４】Ｍg：溶体化・焼入れ及びＴ６時効によっ
て、Ｍg2Ｓiの化合物を析出させ高強度を得る場合、Ｍg
2Ｓiのサイズと密度によって強度が決定される。本発明
では、Ｍgを０.２〜０.８％に管理することによって、
焼入れ後室温に放置しても時効が進行しない遅効性を持
ち、且つ成形加工後の短時間加熱により高強度を得るこ
とができる。しかし、Ｍgが０.２％より少なくては最終
的に得られる強度が低く、また０.８％より多くては遅
効性を持たせることができない。よって、Ｍg量は０.２
〜０.８％の範囲とする。
て、Ｍg2Ｓiの化合物を析出させ高強度を得る場合、Ｍg
2Ｓiのサイズと密度によって強度が決定される。本発明
では、Ｍgを０.２〜０.８％に管理することによって、
焼入れ後室温に放置しても時効が進行しない遅効性を持
ち、且つ成形加工後の短時間加熱により高強度を得るこ
とができる。しかし、Ｍgが０.２％より少なくては最終
的に得られる強度が低く、また０.８％より多くては遅
効性を持たせることができない。よって、Ｍg量は０.２
〜０.８％の範囲とする。
【００１５】Ｓi：ＳiはＭgと同じ理由で同様な効果を
持つ重要な元素であるが、０.２％より少なくては最終
的に得られる強度が低く、また１.０％より多くては遅
効性を持たせることができない。よって、Ｓi量は０.２
〜１.０％の範囲とする。
持つ重要な元素であるが、０.２％より少なくては最終
的に得られる強度が低く、また１.０％より多くては遅
効性を持たせることができない。よって、Ｓi量は０.２
〜１.０％の範囲とする。
【００１６】但し、Ｍg及びＳiの含有量は、上記範囲内
であって、かつ、図１に示すＡ点(Ｓi:０.２％、Ｍg:
０.８％)、Ｂ点(Ｓi:０.２％、Ｍg:０.４％)、Ｃ点(Ｓ
i:０.４％、Ｍg:０.４％)、Ｄ点(Ｓi:０.４％、Ｍg:０.
２％)、Ｅ点(Ｓi:１.０％、Ｍg:０.２％)、Ｆ点(Ｓi:
１.０％、Ｍg:０.６％)、Ｇ点(Ｓi:０.４％、Ｍg:０.６
％)、Ｈ点(Ｓi:０.４％、Ｍg:０.８％)を順次結んだ線
の領域内の量に管理する必要がある。
であって、かつ、図１に示すＡ点(Ｓi:０.２％、Ｍg:
０.８％)、Ｂ点(Ｓi:０.２％、Ｍg:０.４％)、Ｃ点(Ｓ
i:０.４％、Ｍg:０.４％)、Ｄ点(Ｓi:０.４％、Ｍg:０.
２％)、Ｅ点(Ｓi:１.０％、Ｍg:０.２％)、Ｆ点(Ｓi:
１.０％、Ｍg:０.６％)、Ｇ点(Ｓi:０.４％、Ｍg:０.６
％)、Ｈ点(Ｓi:０.４％、Ｍg:０.８％)を順次結んだ線
の領域内の量に管理する必要がある。
【００１７】すなわち、この範囲内の含有量であれば、
焼入れ後室温に放置しても時効が進行しない遅効性を持
ち、且つ成形加工後の短時間加熱により高強度が得られ
る。なお、Ｍg：０.２〜０.４％及びＳi：０.２〜０.４
％の範囲(図１のＩ領域)では最終的に得られる強度が低
いため好ましくなく、また、Ｍg：０.６〜０.８％及び
Ｓi：０.４〜１.０％の範囲(図１のＪ領域)では遅効性
を持たせることができないため好ましくない。
焼入れ後室温に放置しても時効が進行しない遅効性を持
ち、且つ成形加工後の短時間加熱により高強度が得られ
る。なお、Ｍg：０.２〜０.４％及びＳi：０.２〜０.４
％の範囲(図１のＩ領域)では最終的に得られる強度が低
いため好ましくなく、また、Ｍg：０.６〜０.８％及び
Ｓi：０.４〜１.０％の範囲(図１のＪ領域)では遅効性
を持たせることができないため好ましくない。
【００１８】Ｃu：ＣuはＭg2Ｓiの化合物を形成するに
当たり析出の核として働き、強度向上に寄与する効果が
ある。しかし、０.１％より少ないと強度向上に効果が
なく、また０.４％より多くては遅効性を持たせること
ができない。よって、Ｃu量は０.１〜０.４％の範囲と
する。
当たり析出の核として働き、強度向上に寄与する効果が
ある。しかし、０.１％より少ないと強度向上に効果が
なく、また０.４％より多くては遅効性を持たせること
ができない。よって、Ｃu量は０.１〜０.４％の範囲と
する。
【００１９】本発明では、上記の元素を必須成分とする
が、以下に説明するように、更にＭn、Ｃr、Ｚr及びＴi
の少なくとも１種を適量にて添加する。
が、以下に説明するように、更にＭn、Ｃr、Ｚr及びＴi
の少なくとも１種を適量にて添加する。
【００２０】Ｍn：Ｍnは組織の安定化に寄与する元素で
あるが、０.１％未満ではその効果が少なく、一方、０.
８％を超えると粗大金属間化合物が生成し、成形性が低
下する。よって、Ｍn量は０.１〜０.８％の範囲とす
る。
あるが、０.１％未満ではその効果が少なく、一方、０.
８％を超えると粗大金属間化合物が生成し、成形性が低
下する。よって、Ｍn量は０.１〜０.８％の範囲とす
る。
【００２１】Ｃr：ＣrはＭnと同様に組織の安定化に寄
与する元素であるが、０.１％未満ではその効果が少な
く、一方、０.４％を超えると粗大金属間化合物が生成
し、成形性が低下する。よって、Ｃr量は０.１〜０.４
％の範囲とする。
与する元素であるが、０.１％未満ではその効果が少な
く、一方、０.４％を超えると粗大金属間化合物が生成
し、成形性が低下する。よって、Ｃr量は０.１〜０.４
％の範囲とする。
【００２２】Ｚr：Ｚrも同様に組織の安定化に寄与する
元素であるが、０.０５％未満ではその効果が少なく、
一方、０.２％を超えると粗大金属間化合物が生成し、
成形性が低下する。よって、Ｚr量は０.０５〜０.２％
の範囲とする。
元素であるが、０.０５％未満ではその効果が少なく、
一方、０.２％を超えると粗大金属間化合物が生成し、
成形性が低下する。よって、Ｚr量は０.０５〜０.２％
の範囲とする。
【００２３】Ｔi：Ｔiは鋳造組織を微細にし、鋳造性、
溶接性の向上に寄与する元素であるが、０.００５％未
満ではその効果が十分でなく、一方、０.２％を超える
と粗大金属間化合物が生成し、成形性が低下する。よっ
て、Ｔi量は０.００５〜０.２％の範囲とする。
溶接性の向上に寄与する元素であるが、０.００５％未
満ではその効果が十分でなく、一方、０.２％を超える
と粗大金属間化合物が生成し、成形性が低下する。よっ
て、Ｔi量は０.００５〜０.２％の範囲とする。
【００２４】次に本発明における熱処理条件について説
明する。なお、上記の化学成分の厳格な管理によって本
発明の目的は達成されるが、以下の熱処理を行うことに
よって更にその性能が向上するものである。
明する。なお、上記の化学成分の厳格な管理によって本
発明の目的は達成されるが、以下の熱処理を行うことに
よって更にその性能が向上するものである。
【００２５】まず、上記Ａl合金は、常法によって熱間
加工或いは冷間加工を行い、所定の製品厚さまで調整す
るが、その後、所定の条件で溶体化処理を施す。
加工或いは冷間加工を行い、所定の製品厚さまで調整す
るが、その後、所定の条件で溶体化処理を施す。
【００２６】溶体化処理：温度が４７５℃より低くては
溶体化が充分に起こらず、最終的に得られる強度か低
く、また５５０℃より高くては材料が部分的に溶融して
しまうので、溶体化温度は４７５〜５５０℃の範囲とす
る。また、この時の加熱速度が１００℃／hrより遅いと
組織が粗大化して製品の成形加工性が劣化し、冷却速度
が１００℃／minより遅ければ焼入れが充分にできず、
製品の強度が低くなる。よって、加熱速度及び冷却速度
を１００℃／hr以上とする。
溶体化が充分に起こらず、最終的に得られる強度か低
く、また５５０℃より高くては材料が部分的に溶融して
しまうので、溶体化温度は４７５〜５５０℃の範囲とす
る。また、この時の加熱速度が１００℃／hrより遅いと
組織が粗大化して製品の成形加工性が劣化し、冷却速度
が１００℃／minより遅ければ焼入れが充分にできず、
製品の強度が低くなる。よって、加熱速度及び冷却速度
を１００℃／hr以上とする。
【００２７】更に、冷却時に投入する第１次の温湯の温
度が４５〜６５℃の範囲でないと、第２次の温湯の温度
が８０℃より低い時及び保持時間が１５分未満の場合、
材料の遅効性が得られない。また第２次の温湯中での保
持時間が１２時間を超えても効果は飽和する。なお、一
段の焼入れを行う場合、温湯が７０℃より低い場合又は
保持時間が１５分未満の場合には、材料の遅効性が得ら
れず、また保持時間が１０時間を超えても効果は飽和す
る。
度が４５〜６５℃の範囲でないと、第２次の温湯の温度
が８０℃より低い時及び保持時間が１５分未満の場合、
材料の遅効性が得られない。また第２次の温湯中での保
持時間が１２時間を超えても効果は飽和する。なお、一
段の焼入れを行う場合、温湯が７０℃より低い場合又は
保持時間が１５分未満の場合には、材料の遅効性が得ら
れず、また保持時間が１０時間を超えても効果は飽和す
る。
【００２８】このようにして得られる素材は、５０５２
や５０５３などの非熱処理型Ａl合金と同等以上の高成
形性が得られる。また所要の強度も得られる。
や５０５３などの非熱処理型Ａl合金と同等以上の高成
形性が得られる。また所要の強度も得られる。
【００２９】本発明においては、必要な場合、次の加工
処理を施すことによって、一層高い強度が得られる。す
なわち、更にプレス加工、絞り加工、ロール成形、スピ
ニング加工などの成形加工を行う場合、加工率が１０％
以上で、その後焼付け塗装などの短時間加熱を１５０〜
２５０℃にて５分以上１０時間以下で行えば、６０６１
−Ｔ６材並みの非常に高い強度が得られる。図２は化学
成分並びに製造条件(冷間加工率を除く)が本発明範囲内
のものについて冷間加工率を変えた場合に得られる強度
の関係を調べたものであり、冷間加工率１０％以上で短
時間加熱によって高強度が得られることがわかる。
処理を施すことによって、一層高い強度が得られる。す
なわち、更にプレス加工、絞り加工、ロール成形、スピ
ニング加工などの成形加工を行う場合、加工率が１０％
以上で、その後焼付け塗装などの短時間加熱を１５０〜
２５０℃にて５分以上１０時間以下で行えば、６０６１
−Ｔ６材並みの非常に高い強度が得られる。図２は化学
成分並びに製造条件(冷間加工率を除く)が本発明範囲内
のものについて冷間加工率を変えた場合に得られる強度
の関係を調べたものであり、冷間加工率１０％以上で短
時間加熱によって高強度が得られることがわかる。
【００３０】しかし、加工率が１０％未満でも高強度は
得られるが、１０％以上の冷間加工を行った場合の効果
は大きい。なお、短時間加熱温度が１５０℃未満では強
度向上が小さく、２５０℃を超えると過時効となり強度
が低下する。また加熱時間が５分未満では充分な強度が
得られず、１０時間を超えて加熱しても効果が飽和し経
済的でない。
得られるが、１０％以上の冷間加工を行った場合の効果
は大きい。なお、短時間加熱温度が１５０℃未満では強
度向上が小さく、２５０℃を超えると過時効となり強度
が低下する。また加熱時間が５分未満では充分な強度が
得られず、１０時間を超えて加熱しても効果が飽和し経
済的でない。
【００３１】次に本発明の実施例を示す。
【００３２】
【実施例１】供試材として表１に示す化学成分のＡl合
金を用い、この５０mm厚の鋳塊について熱間圧延後、冷
間圧延を行い、４mm厚の材料を製造した。次いで、この
板材を用いて表２に示す条件の熱処理を施して素材を得
た。
金を用い、この５０mm厚の鋳塊について熱間圧延後、冷
間圧延を行い、４mm厚の材料を製造した。次いで、この
板材を用いて表２に示す条件の熱処理を施して素材を得
た。
【表１】
【表２】 なお、Ｎo.９(５０５２合金)については、板材を３４０
℃×２hr加熱してＯ材(軟質材)とした。得られた素材の
性能を表３
℃×２hr加熱してＯ材(軟質材)とした。得られた素材の
性能を表３
【表３】 に示す。また、更に素材に対する冷間加工(加工率３０
％)→１６０℃×１５分の焼付け塗装実施後の製品性能
並びに高温加熱使用後の強度も表３に併記する。
％)→１６０℃×１５分の焼付け塗装実施後の製品性能
並びに高温加熱使用後の強度も表３に併記する。
【００３３】表３より、本発明例は、素材では５０５２
並みの低い強度を有すると共に、高い伸びとエリクセン
値を持ち、５０５２並みの成形加工性を示していること
がわかる。また、素材に対する冷間加工後の焼付け塗装
によって更に高い強度が得られ、高温加熱使用後の強度
も高いことが明らかである。
並みの低い強度を有すると共に、高い伸びとエリクセン
値を持ち、５０５２並みの成形加工性を示していること
がわかる。また、素材に対する冷間加工後の焼付け塗装
によって更に高い強度が得られ、高温加熱使用後の強度
も高いことが明らかである。
【００３４】
【実施例２】供試材として表１に示す化学成分のＡl合
金を用い、この５０mm厚の鋳塊について熱間圧延後、冷
間圧延を行い、４mm厚の材料を製造した。次いで、この
板材を用いて表４
金を用い、この５０mm厚の鋳塊について熱間圧延後、冷
間圧延を行い、４mm厚の材料を製造した。次いで、この
板材を用いて表４
【表４】 に示す条件の熱処理を施して素材を製造し、次いで表５
【表５】 に示す条件で加工及び短時間熱処理を施して製品を製造
した。得られた素材の性能並びに製品性能及び高温使用
後の強度を表６に示す。
した。得られた素材の性能並びに製品性能及び高温使用
後の強度を表６に示す。
【表６】
【００３５】表６において本発明例が示すように、化学
成分を調整すると共に溶体化処理を施して得られる素材
は特に高成形性を有するが、更に所定の冷間加工及び短
時間熱処理を施すことによって、更に高強度を付与でき
ることがわかる。また特に高温での使用によっても高い
強度を維持できることを示している。
成分を調整すると共に溶体化処理を施して得られる素材
は特に高成形性を有するが、更に所定の冷間加工及び短
時間熱処理を施すことによって、更に高強度を付与でき
ることがわかる。また特に高温での使用によっても高い
強度を維持できることを示している。
【００３６】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
高成形性アルミニウム合金５０５２と同等の成形性を有
しながら、熱処理型合金６０６１−Ｔ６相当の高強度を
有する高強度高成形性アルミニウム合金を提供すること
ができ、特に高温での使用によって強度低下がない。ま
た、非熱処理型アルミニウム合金と同様の工程で製造で
きるので経済的であり、用途の拡大に寄与する効果は大
きい。
高成形性アルミニウム合金５０５２と同等の成形性を有
しながら、熱処理型合金６０６１−Ｔ６相当の高強度を
有する高強度高成形性アルミニウム合金を提供すること
ができ、特に高温での使用によって強度低下がない。ま
た、非熱処理型アルミニウム合金と同様の工程で製造で
きるので経済的であり、用途の拡大に寄与する効果は大
きい。
【図１】Ａl−Ｍg−Ｓi系合金におけるＭg量とＳi量の
関係を示す図で、Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｈの各
点を順次結んだ領域内(斜線部)が本発明範囲内である。
関係を示す図で、Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｈの各
点を順次結んだ領域内(斜線部)が本発明範囲内である。
【図２】素材を冷間加工後に短時間加熱したときの機械
的性質と冷間加工率の関係を示す図である。
的性質と冷間加工率の関係を示す図である。
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で(以下、同じ)、必須成分とし
て、Ｍg：０.２〜０.８％、Ｓi：０.２〜１.０％、Ｃu:
０.１〜０.４％で、かつ、図１に示すＡ点(Ｓi:０.２
％、Ｍg:０.８％)、Ｂ点(Ｓi:０.２％、Ｍg:０.４％)、
Ｃ点(Ｓi:０.４％、Ｍg:０.４％)、Ｄ点(Ｓi:０.４％、
Ｍg:０.２％)、Ｅ点(Ｓi:１.０％、Ｍg:０.２％)、Ｆ点
(Ｓi:１.０％、Ｍg:０.６％)、Ｇ点(Ｓi:０.４％、Ｍg:
０.６％)、Ｈ点(Ｓi:０.４％、Ｍg:０.８％)を順次結ん
だ線の領域内の量でＭg及びＳiを含有し、更にＭn：０.
１〜０.８％、Ｃr:０.1〜０.４％、Ｚr:０.０５〜０.２
％及びＴi:０.００５〜０.２％のうちの少なくとも１種
を含有し、残部がＡlと不可避的不純物からなることを
特徴とする高強度高成形性Ａl−Ｍg−Ｓi系合金。 - 【請求項２】 請求項１に記載の化学成分を有するＡl
合金について、熱間圧延或いは冷間圧延を行い、所定の
製品厚さまで調整した後、１００℃／hr以上の加熱速度
で４７５〜５５０℃に加熱し、その後、１００℃／min
以上の冷却速度で４５℃以上６５℃以下の温湯中に投入
し、更に８０℃以上の温湯中に再投入して１５分以上１
２時間以下保持するか或いは７０℃以上の温湯中に投入
して１５分以上１０時間以下保持することを特徴とする
高強度高成形性Ａl−Ｍg−Ｓi系合金の製造方法。 - 【請求項３】 請求項２で得られた合金について、更に
１０％以上の冷間加工を行った後、１５０〜２５０℃に
て５分以上１０時間以下の短時間加熱を行うことを特徴
とする高強度高成形性Ａl−Ｍg−Ｓi系合金の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22187792A JPH062064A (ja) | 1992-06-15 | 1992-06-15 | 高強度高成形性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22187792A JPH062064A (ja) | 1992-06-15 | 1992-06-15 | 高強度高成形性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金とその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH062064A true JPH062064A (ja) | 1994-01-11 |
Family
ID=16773586
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22187792A Pending JPH062064A (ja) | 1992-06-15 | 1992-06-15 | 高強度高成形性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH062064A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0912772A1 (en) * | 1996-07-04 | 1999-05-06 | Comalco Aluminium Limited | 6xxx series aluminium alloy |
| US6461454B2 (en) | 2000-04-20 | 2002-10-08 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Aluminum alloy plate for automobile and manufacturing method thereof |
| JP2022512995A (ja) * | 2019-05-08 | 2022-02-07 | 常熟希那基汽▲車▼▲零▼件有限公司 | 合金材料の一種及びその生産プロセス |
-
1992
- 1992-06-15 JP JP22187792A patent/JPH062064A/ja active Pending
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0912772A1 (en) * | 1996-07-04 | 1999-05-06 | Comalco Aluminium Limited | 6xxx series aluminium alloy |
| EP0912772A4 (en) * | 1996-07-04 | 1999-09-29 | Comalco Alu | 6XXX SERIES ALUMINUM ALLOY |
| JP2000514138A (ja) * | 1996-07-04 | 2000-10-24 | コマルコ アルミニウム リミテッド | ６ｘｘｘ系アルミニウム合金 |
| EP1840234A1 (en) | 1996-07-04 | 2007-10-03 | Comalco Aluminium Limited | 6XXX series aluminium alloy |
| US6461454B2 (en) | 2000-04-20 | 2002-10-08 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Aluminum alloy plate for automobile and manufacturing method thereof |
| JP2022512995A (ja) * | 2019-05-08 | 2022-02-07 | 常熟希那基汽▲車▼▲零▼件有限公司 | 合金材料の一種及びその生産プロセス |
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