JPH06240424A - 成形性および焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板の製造方法 - Google Patents
成形性および焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板の製造方法Info
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Abstract
工用Al合金板として、成形性、焼付硬化性に優れ、か
つ室温での経時変化の少ない板の製造方法を提供する。 【構成】 Mg0.3〜1.5%、Si0.5〜2.5
%を必須とし、必要に応じてCu,Zn,Mn,Cr,
Zr,V,Fe,Tiを少量含有するAl合金鋳塊を均
質化処理、熱間圧延、冷間圧延した後、480℃以上で
溶体化処理して80℃/min 以上の冷却速度で50〜1
50℃に冷却し、その温度で0.5〜50時間保持処理
し(但し温度T(℃)と時間t(hr)との関係を100
≦T+2t≦200とする)、さらに80℃/min 以上
の昇温速度で180℃超280℃以下で170秒以下加
熱する最終熱処理を行なう。
Description
トや部品、各種機械器具、家電部品等の素材として、成
形加工および塗装焼付を施して使用されるアルミニウム
合金板の製造方法に関するものであり、特に成形性が良
好であるとともに、塗装焼付後の強度が高く、かつ室温
での経時変化が少ない成形加工用アルミニウム合金板の
製造方法に関するものである。
して冷延鋼板を使用することが多かったが、最近では車
体軽量化の観点から、アルミニウム合金圧延板を使用す
ることが進められている。自動車のボディシートはプレ
ス加工を施して使用するところから、成形加工性が優れ
ていること、また成形加工時におけるリューダースマー
クが発生しないことが要求され、また高強度を有するこ
とも必須であって、特に塗装焼付を施すことから、塗装
焼付後に高強度が得られることが要求される。
のアルミニウム合金としては、時効性を有するJIS
6000番系合金、すなわちAl−Mg−Si系合金が
主として使用されている。この時効性Al−Mg−Si
系合金では、塗装焼付前の成形加工時においては比較的
強度が低く、成形性が優れており、一方塗装焼付時の加
熱によって時効されて塗装焼付後の強度が高くなる利点
を有するほか、リューダースマークが発生しない等の利
点を有する。
待したAl−Mg−Si合金板の製造方法としては、鋳
塊を均質化熱処理した後、熱間圧延および冷間圧延を行
なって所定の板厚とし、かつ必要に応じて熱間圧延と冷
間圧延との間あるいは冷間圧延の中途において中間焼鈍
を行ない、冷間圧延後に溶体化処理を行なって焼入れる
のが通常である。しかしながらこのような従来の一般的
な製造方法では、最近の自動車用ボディシートに要求さ
れる特性を充分に満足させることは困難である。
ためにさらに薄肉化することが強く要求されており、そ
のため薄肉でも充分な強度が得られるように、一層の高
強度化が求められているが、この点で従来の一般的な製
造方法によって得られたAl−Mg−Si系合金板では
不充分であった。
び生産性の向上、さらには高温に曝されることが好まし
くない樹脂等の材料との併用などの点から、従来よりも
焼付温度を低温化し、また焼付時間も短時間化する傾向
が強まっている。そのため従来の一般的な製法により得
られたAl−Mg−Si系合金板では、塗装焼付時の硬
化(焼付硬化)が不足し、塗装焼付後に充分な高強度が
得難くなる問題が生じていた。
ついて、板の製造方法に検討を加えて、前述のような問
題を解決することが試みられており、その代表的な例と
して、特開平4−210456号公報で提案されている
方法がある。この提案の方法は、溶体化処理後の焼入れ
のための冷却過程中途において保持を行ない、さらにそ
の後改めて比較的低温、比較的長時間の最終熱処理を行
なうものである。
456号の提案の方法によれば、従来の一般的なAl−
Mg−Si系合金板製造方法と比較すれば、素材の高強
度化および塗装焼付後の高強度化についてある程度有効
と考えられるが、満足できる程度には至っていないのが
実情である。
図るべく、時効硬化性を強めれば、板の製造後、長期間
放置してから成形加工、塗装焼付に供した場合、成形加
工前の放置期間中に自然時効(室温時効)が進行して板
が硬化し、成形性が悪化してしまう問題がある。前述の
提案の方法ではその点について充分な考慮がなされてい
ないのが実情である。
を140〜180℃×3〜10分としており、この場合
バッチ式の焼鈍を適用しようとすれば保持時間が短過
ぎ、一方連続方式の焼鈍を適用しようとすれば逆に保持
時間が長過ぎ、いずれの場合も生産しにくいという問題
もある。
たもので、良好な成形加工性を有すると同時に、焼付硬
化性が優れていて、塗装焼付時における強度上昇が高
く、しかも板製造後の室温での経時的な変化が少なく、
長期間放置した場合でも自然時効による硬化に起因する
成形性の低下が少ない成形加工用アルミニウム合金板の
製造方法を提供することを目的とするもてのある。
するべく本発明者等が実験・検討を重ねた結果、Al−
Mg−Si系合金についてその成分組成を適切に選択す
ると同時に、板製造プロセス中において、溶体化処理の
冷却過程で適切な保持を行なうとともに、その後比較的
高温、短時間の最終熱処理(最終焼鈍)を行なうことに
よって、前述の課題を解決し得ることを見出し、この発
明をなすに至った。
ニウム合金板の製造方法は、Mg0.3〜1.5%、S
i0.5〜2.5%を含有し、さらに必要に応じてCu
0.03〜1.2%、Zn0.03〜1.5%、Mn
0.03〜0.4%、Cr0.03〜0.4%、Zr
0.03〜0.4%、V0.03〜0.4%、Fe0.
03〜0.5%、Ti0.005〜0.2%のうちから
選ばれた1種また2種以上を含有し、残部がAlおよび
不可避的不純物よりなる合金を素材とし、鋳塊に均質化
処理を施した後、熱間圧延および冷間圧延を行なって所
要の板厚の圧延板とし、その圧延板に対し、480℃以
上の温度で溶体化処理を行なってから80℃/min 以上
の冷却速度で50〜150℃の範囲内の温度まで冷却
し、そのまま50〜150℃の範囲内の温度で0.5〜
50時間保持する保持処理を行ない、かつその保持処理
を、温度T(℃)、時間t(hr)が次式 100≦T+2t≦200 を満たす条件で行ない、その後80℃/min 以上の昇温
速度で180℃を越え280℃以下の範囲内の温度に0
〜170秒保持する最終熱処理を行なうことを特徴とす
るものである。
成限定理由について説明する。
の合金で基本となる合金元素であって、Siと共同して
強度向上に寄与する。Mg量が0.3%未満では塗装焼
付時に析出硬化によって強度向上に寄与するMg2 Si
の生成量が少なくなるため、充分な強度が得られず、一
方1.5%を越えれば成形性が低下するから、Mg量は
0.3〜1.5%の範囲内とした。
なる合金元素であって、Mgと共同して強度向上に寄与
する。またSiは、鋳造時に金属Siの晶出物として生
成され、その金属Si粒子の周囲が加工によって変形さ
れて、溶体化処理の際に再結晶核の生成サイトとなるた
め、結晶粒の微細化にも寄与する。Siが0.5%未満
では上記の効果が充分に得られず、一方2.5%を越え
れば粗大Siが生じて合金の靭性低下を招く。したがっ
てSiは0.5〜2.5%の範囲内とした。
i,Fe:これらは絶対的な必須元素ではないが、強度
向上や結晶粒微細化のために必要に応じて1種または2
種以上添加される。これらのうち、Cuは強度向上に有
効な元素であるが、Cu量が0.03%未満ではその効
果が充分に得られず、一方1.2%を越えれば耐食性が
低下するから、Cuを添加する場合のCu量は0.03
〜1.2%の範囲内とした。またZnは合金の時効性の
向上を通じて強度向上に寄与する元素であり、その含有
量が0.03%未満では上記の効果が不充分であり、一
方1.5%を越えれば成形性および耐食性が低下するか
ら、Znを添加する場合のZn量は0.03〜1.5%
の範囲内とした。さらにMn,Cr,Zr,Vはいずれ
も強度向上と結晶粒の微細化および組織の安定化に効果
がある元素であり、いずれも含有量が0.03%未満で
は上記の効果が充分に得られず、一方それぞれ0.4%
を越えれば、上記の効果が飽和するばかりでなく、巨大
金属間化合物が生成されて成形性に悪影響を及ぼすおそ
れがあり、したがってMn,Cr,Zr,Vはいずれも
0.03〜0.4%の範囲内とした。またTiも強度向
上と鋳塊組織の微細化に有効な元素であり、その含有量
が0.005%未満では充分な効果が得られず、一方
0.2%を越えればTi添加の効果が飽和するばかりで
なく、巨大晶出物が生じるおそれがあるから、Tiは
0.005〜0.2%の範囲内とした。そしてまたFe
も強度向上と結晶粒微細化に有効な元素であり、その含
有量が0.03%未満では充分な効果が得られず、一方
0.5%を越えれば成形性が低下するおそれがあり、し
たがってFeは0.03〜0.5%の範囲内とした。な
お0.03%未満のFeは、通常のアルミ地金を用いれ
ば不可避的に含有される。なおこれらのCu,Zn,M
n,Cr,Zr,V,Ti,Feの範囲は、積極的な添
加元素としてこれらの元素を含む場合について示したも
のであり、いずれもその下限値よりも少ない量を不純物
として含有していることは特に支障ない。
よび不可避的不純物とすれば良い。但し、一般にMgを
含有する系の合金においては溶湯の酸化防止のために微
量のBeを添加することがあり、この発明の合金の場合
も0.0001〜0.01%程度のBeの添加は許容さ
れる。また一般に結晶粒微細化のために前述のTiと同
時にBを添加することもあり、この発明の場合もTiと
ともに500ppm 以下のBを添加することは許容され
る。
について説明する。
品板厚の圧延板とするまでの工程は、従来の一般的なJ
IS 6000番系のAl−Mg−Si系合金と同様で
あれば良い。すなわち、DC鋳造法等によって鋳造した
後、常法に従って均質化処理(均熱処理)を施し、さら
に熱間圧延および冷間圧延を行なって所要の板厚とすれ
ば良く、また熱間圧延と冷間圧延との間、あるいは冷間
圧延の中途において必要に応じて中間焼鈍を行なっても
良い。
スに固溶させ、これにより焼付硬化性を付与して塗装焼
付後の強度向上を図るために必要な工程であり、また再
結晶により結晶粒を微細化、安定化させて良好な成形性
を得るための工程でもある。溶体化処理温度が480℃
未満ではMg2 Siの固溶量が少なく、充分な焼付硬化
性が得られない。溶体化処理温度の上限は特に規定しな
いが、共晶融解の発生のおそれや再結晶粒粗大化等を考
慮して、通常は580℃以下とすることが望ましい。ま
た溶体化処理の時間も特に限定しないが、通常は120
分以内とする。
却速度で50〜150℃の範囲内の温度まで冷却(焼入
れ)し、そのままその範囲内の温度で0.5〜50時間
保持する保持処理を行なう。ここで、溶体化処理後の冷
却速度が80℃/min 未満では、冷却中にMg2 Siが
多量に析出してしまい、成形性が低下すると同時に、焼
付硬化性が低下して塗装焼付時の充分な強度向上が望め
なくなる。ここで、溶体化処理後の冷却に引続いての5
0〜150℃の温度域での保持処理は、その後の最終熱
処理とともに、板製造後の室温での自然時効による経時
変化を少なくすると同時に焼付硬化性を高めるために必
要な工程である。すなわち、このような50〜150℃
の温度域での保持処理によって、焼入れ空孔を少なくす
ることができ、しかも室温で生成されるクラスターある
いはG.P.ゾーンより構造的に安定なクラスター、
G.P.ゾーンが生成されるため、室温での経時変化が
少なくなると同時に焼付硬化性が向上する。保持温度が
50℃未満では、焼付硬化性が充分に向上せず、一方保
持温度が150℃を越える高温では、板製造後の室温で
の経時変化(自然時効による硬化)の進行が速くなり、
板製造後に長期間放置した場合に成形性が低下するとと
もに焼付硬化性が低下する。また保持時間が0.5時間
未満でも、板製造後の経時変化が速くなり、長期間放置
された場合に成形性と焼付硬化性が低下する。一方保持
時間が50時間を越えれば、成形加工前の強度が高くな
って成形性が低下し、また生産性も阻害される。
度T(℃)と時間t(hr)との関係が、 100≦T+2t≦200 の関係を満たす必要がある。この関係式は、概念的に言
えば、保持温度が50〜150℃の範囲内であっても、
低温側では長時間保持する必要があり、高温側では短時
間保持する必要があることを意味する。このような関係
式を満たさない場合には、Mg2 Siの析出量を一定の
範囲内に制御することが難しく、そのため成形性が不安
定となる。
ての保持処理の後、改めて高温短時間の最終熱処理を行
なう。この最終熱処理は、前述の50〜150℃×0.
5〜50時間の長時間保持による保持処理によって生成
されたクラスターあるいはG.P.ゾーンのうちの不安
定なものを再固溶させると同時に、残存するものはさら
にその安定性を向上させ、これによって、その後の室温
での経時変化(自然時効による硬化)を防止し、良好な
成形加工性を確保すると同時に、優れた焼付硬化性を確
保して、塗装焼付後の確実な強度向上を図るために必要
な工程であり、その条件としては、180℃を越え28
0℃以下の範囲内の温度で0〜170秒保持する必要が
ある。この最終熱処理の温度が180℃以下では、焼付
硬化性を向上させる効果が充分に得られず、一方280
℃を越えれば、材料の室温での経時変化が速くなって、
板製造後に長時間放置した場合に良好な成形性、焼付硬
化性が得られなくなる。またこの最終熱処理における1
80℃超280℃以下の範囲内での保持時間が170秒
を越えれば、材料の強度が高くなり過ぎて、成形性が低
下してしまう。
金の成分組成を適切に調整するとともに、製造プロセス
中において特に480℃以上の温度での溶体化処理後の
冷却(焼入れ)に引続いて50〜150℃の範囲内の温
度での0.5〜50時間の保持処理を、温度と時間とが
特定の関係を満たすように定めて施し、さらにその後1
80℃を越え280℃以上の比較的高温で170秒以下
の短時間の最終熱処理を施すことにより、板製造後の室
温での経時変化、すなわち室温での自然時効の進行を阻
止することが可能となり、その結果、板製造後に長期間
放置されてから成形加工、塗装焼付を施す場合でも、良
好な成形性、優れた焼付硬化性を充分に確保することが
可能となったのである。
6の合金、および本発明成分範囲外のB1〜B3の合金
について、それぞれ常法に従ってDC鋳造法により鋳造
し、得られた鋳塊に540℃×10hrの均質化処理を施
してから、常法に従って熱間圧延および冷間圧延を行な
って厚さ1mmの圧延板とした。次いで各圧延板に対し、
表2中に示すような条件で溶体化処理、冷却、保持処
理、最終熱処理を行なった。
び60日目の各板について、それぞれ175℃×30分
の加熱の塗装焼付処理を施し、かつその焼付前後の機械
的特性を調べた。その結果を表3に示す。
成がこの発明で規定する範囲内でかつ製造条件もこの発
明で規定する条件を満たしたものであるが、これらの場
合は、いずれも塗装焼付前の伸びが充分に高くて成形性
が優れ、かつ焼付硬化性が高くて塗装焼付時に大きな強
度上昇が生じており、特に板製造後60日室温に放置し
た場合においても、伸びの低下が少なくて成形性が低下
せず、かつ充分な焼付硬化性を示した。
組成はこの発明で規定する範囲内であるが、製造条件が
この発明で規定する条件を満たさなかったものである。
そして特に製造番号7(合金記号A2)は、最終熱処理
の温度がこの発明で規定する下限温度より低く、かつ最
終熱処理の時間がこの発明で規定する時間より長かった
ものであるが、この場合には同じ合金(A2)を用いた
本発明例(製造番号2)と比較して、焼付前の耐力が高
く、伸びが低いため、成形性が劣っていた。また製造番
号8(合金記号A3)は、溶体化処理−冷却後の保持処
理における保持時間が短過ぎたものであるが、この場合
には同じ合金(A3)を用いた本発明例(製造番号3)
と比較して、板製造後の室温での経時変化が速く、これ
に伴なって焼付後の強度も低下した。さらに製造番号9
(合金記号A4)は、溶体化処理−冷却後の保持処理に
おける保持時間が長過ぎ、かつ保持温度T(℃)と保持
時間t(hr)の値がこの発明で規定する範囲を越えたも
のであり、この場合には同じ合金(A4)を用いた本発
明例(製造番号4)と比較して、焼付前の耐力が高過ぎ
て、伸びが低く、成形性が劣っていた。
成がこの発明で規定する範囲を外れた合金について、こ
の発明で規定する範囲内の条件のプロセスを適用したも
のであるが、この場合にはいずれも素材強度が低いばか
りでなく、焼付硬化性も低く、塗装焼付後の強度も充分
に得られなかった。
板の製造方法によれば、成形性が優れるとともに素材強
度が高いばかりでなく、焼付硬化性が優れていて、塗装
焼付後の強度が著しく高く、しかも室温での経時変化が
少なくて、板製造後に室温で長期間放置した場合にも成
形性の低下が少ないとともに焼付硬化性の低下も少な
い、安定な成形加工用アルミニウム合金板を得ることが
でき、したがって自動車用ボディシート、家電部品、各
種機械器具部品、そのほか成形加工および塗装焼付を施
して用いる用途のアルミニウム合金板の製造に最適であ
る。
Claims (1)
- 【請求項1】 Mg0.3〜1.5%(重量%、以下同
じ)、Si0.5〜2.5%を含有し、さらに必要に応
じてCu0.03〜1.2%、Zn0.03〜1.5
%、Mn0.03〜0.4%、Cr0.03〜0.4
%、Zr0.03〜0.4%、V0.03〜0.4%、
Fe0.03〜0.5%、Ti0.005〜0.2%の
うちから選ばれた1種また2種以上を含有し、残部がA
lおよび不可避的不純物よりなる合金を素材とし、鋳塊
に均質化処理を施した後、熱間圧延および冷間圧延を行
なって所要の板厚の圧延板とし、その圧延板に対し、4
80℃以上の温度で溶体化処理を行なってから80℃/
min 以上の冷却速度で50〜150℃の範囲内の温度ま
で冷却し、そのまま50〜150℃の範囲内の温度で
0.5〜50時間保持する保持処理を行ない、かつその
保持処理を、温度T(℃)、時間t(hr)が次式 100≦T+2t≦200 を満たす条件で行ない、その後80℃/min 以上の昇温
速度で180℃を越え280℃以下の範囲内の温度に0
〜170秒保持する最終熱処理を行なうことを特徴とす
る、室温での経時変化が少なくかつ成形性および焼付硬
化性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。
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