JPH0676637B2 - 耐糸錆性に優れた成形加工用アルミニウム合金 - Google Patents
耐糸錆性に優れた成形加工用アルミニウム合金Info
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- JPH0676637B2 JPH0676637B2 JP1310089A JP31008989A JPH0676637B2 JP H0676637 B2 JPH0676637 B2 JP H0676637B2 JP 1310089 A JP1310089 A JP 1310089A JP 31008989 A JP31008989 A JP 31008989A JP H0676637 B2 JPH0676637 B2 JP H0676637B2
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Description
【発明の詳細な説明】 産業上の利用分野 この発明は各種陸運車両の材料、例えば自動車用ボディ
シートの材料、あるいは各種電気部品、機械部品用材
料、例えばVTRのシャーシ等に使用される成形加工用ア
ルミニウム合金に関し、特に強度、成形加工性に優れる
と同時に、耐食性、特に耐糸錆性の優れた成形加工用ア
ルミニウム合金に関するものである。
シートの材料、あるいは各種電気部品、機械部品用材
料、例えばVTRのシャーシ等に使用される成形加工用ア
ルミニウム合金に関し、特に強度、成形加工性に優れる
と同時に、耐食性、特に耐糸錆性の優れた成形加工用ア
ルミニウム合金に関するものである。
従来の技術 最近では、主として軽量化を主眼として、自動車用ボデ
ィシートやその他各種自動車部品、あるいは各種電気機
械部品等においてアルミニウム合金が益々多用されるよ
うになっている。
ィシートやその他各種自動車部品、あるいは各種電気機
械部品等においてアルミニウム合金が益々多用されるよ
うになっている。
ところで従来、各種成形加工の用途に供されるアルミニ
ウム合金としては、Al−Mg系のJIS 5182合金0材や5052
合金0材、あるいはAl−Mg−Si系のAA6009合金T4処理
材、6010合金T4処理材などが最も広く使用されていた。
ウム合金としては、Al−Mg系のJIS 5182合金0材や5052
合金0材、あるいはAl−Mg−Si系のAA6009合金T4処理
材、6010合金T4処理材などが最も広く使用されていた。
発明が解決しようとする課題 前述のような成形加工に用いられる従来のアルミニウム
合金のうち、5182合金0材などのAl−Mg系合金は成形加
工後の表面にリューダースマークが生じ易いところか
ら、特に外観品質が優れていることが要求される自動車
のパネル類等には好ましくないとされている。
合金のうち、5182合金0材などのAl−Mg系合金は成形加
工後の表面にリューダースマークが生じ易いところか
ら、特に外観品質が優れていることが要求される自動車
のパネル類等には好ましくないとされている。
また一方、6009合金T4処理材などの従来のAl−Mg−Si系
合金は、鋼板と同程度の強度および成形加工性が得られ
てるいが、耐食性、なかでも塗装焼付後の糸錆性が亜鉛
メッキ鋼板と比較して若干劣っており、そのため苛酷な
腐食環境下で使用される可能性のある部品の材料として
は未だ不充分であった。例えば自動車の使用環境は様々
であって、冬期に凍結防止剤として路面に塩が散布され
る寒冷地、あるいは海岸地方などにおいては苛酷な腐食
環境下にあると言うことができ、このような使用環境が
予想される自動車の部品としては、従来のAl−Mg−Si系
合金は未だ耐食性、特に糸錆性の点で不満が残っていた
のが実情であった。
合金は、鋼板と同程度の強度および成形加工性が得られ
てるいが、耐食性、なかでも塗装焼付後の糸錆性が亜鉛
メッキ鋼板と比較して若干劣っており、そのため苛酷な
腐食環境下で使用される可能性のある部品の材料として
は未だ不充分であった。例えば自動車の使用環境は様々
であって、冬期に凍結防止剤として路面に塩が散布され
る寒冷地、あるいは海岸地方などにおいては苛酷な腐食
環境下にあると言うことができ、このような使用環境が
予想される自動車の部品としては、従来のAl−Mg−Si系
合金は未だ耐食性、特に糸錆性の点で不満が残っていた
のが実情であった。
この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、陸
運車両や電気機械部品等の用途に供される成形加工用の
アルミニウム合金として、強度、成形加工性に優れると
同時に、耐食性、特に糸錆性が優れたアルミニウム合金
を提供することを目的とするものである。
運車両や電気機械部品等の用途に供される成形加工用の
アルミニウム合金として、強度、成形加工性に優れると
同時に、耐食性、特に糸錆性が優れたアルミニウム合金
を提供することを目的とするものである。
課題を解決するための手段 前述の目的を達成するべく本発明者等は鋭意実験・検討
を重ねた結果、耐食性のうちでも特に耐糸錆性の向上に
は所定量のBeの添加が有効であって、強度、成形加工性
の良好なAl−Mg、Si系合金に所定量のBeを添加すること
により、耐糸錆性を従来のAl−Mg−Si系合金よりも飛躍
的に向上させ得ることを見出し、この発明をなすに至っ
た。
を重ねた結果、耐食性のうちでも特に耐糸錆性の向上に
は所定量のBeの添加が有効であって、強度、成形加工性
の良好なAl−Mg、Si系合金に所定量のBeを添加すること
により、耐糸錆性を従来のAl−Mg−Si系合金よりも飛躍
的に向上させ得ることを見出し、この発明をなすに至っ
た。
具体的には、請求項1の発明のアルミニウム合金は、Mg
0.1〜2.0%、Si0.5〜2.5%、Be0.0001〜0.01%を含有
し、残部がAlおよび不可避的不純物よりなることを特徴
とするものである。
0.1〜2.0%、Si0.5〜2.5%、Be0.0001〜0.01%を含有
し、残部がAlおよび不可避的不純物よりなることを特徴
とするものである。
また請求項2の発明のアルミニウム合金は、請求項1で
規定した成分のほか、さらにCu0.15〜1.5%、Zn0.1〜2.
0%のうちの1種または2種を含有するものである。
規定した成分のほか、さらにCu0.15〜1.5%、Zn0.1〜2.
0%のうちの1種または2種を含有するものである。
そしてまた請求項3の発明のアルミニウム合金は、請求
項1で規定した成分のほか、さらにMn0.05〜0.6%、Cr
0.05〜0.3%、Zr0.05〜0.3%のうちの1種または2種以
上を含有するものである。
項1で規定した成分のほか、さらにMn0.05〜0.6%、Cr
0.05〜0.3%、Zr0.05〜0.3%のうちの1種または2種以
上を含有するものである。
また請求項4の発明のアルミニウム合金は、請求項1で
規定した成分のほか、さらにCu0.15〜1.5%、Zn0.1〜2.
0%のうちの1種または2種と、Mn0.05〜0.6%、Cr0.05
〜0.3%、Zr0.05〜0.3%のうちの1種または2種以上を
含有するものである。
規定した成分のほか、さらにCu0.15〜1.5%、Zn0.1〜2.
0%のうちの1種または2種と、Mn0.05〜0.6%、Cr0.05
〜0.3%、Zr0.05〜0.3%のうちの1種または2種以上を
含有するものである。
さらに請求項5〜請求項8の発明のアルミニウム合金
は、請求項1〜請求項4で規定した各成分のほか、それ
ぞれTiを0.05〜1.0%含有するものである。
は、請求項1〜請求項4で規定した各成分のほか、それ
ぞれTiを0.05〜1.0%含有するものである。
作用 先ずこの発明のアルミニウム合金における成分組成の限
定理由について説明する。
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
る合金成分であり、Siと共存してMg2Siを生成して、析
出硬化により強度の向上に寄与する。Mgが0.1%未満で
は強度向上効果が不充分であり、一方2.0%を越えれば
伸び、成形性が低下する。したがってMgは0.1〜2.0%の
範囲内とした。
る合金成分であり、Siと共存してMg2Siを生成して、析
出硬化により強度の向上に寄与する。Mgが0.1%未満で
は強度向上効果が不充分であり、一方2.0%を越えれば
伸び、成形性が低下する。したがってMgは0.1〜2.0%の
範囲内とした。
Si: Siもこの発明の系のアルミニウム合金において基本とな
る合金成分である。添加されたSiの一部は金属Si粒子と
してAl合金マトリックス中に存在して、成形加工性、特
に伸びおよび曲げ性を向上させる。また他の一部のSiは
Mgと共存してMg2Siを生成し、析出硬化により強度の向
上に寄与する。ここで、Si添加量は、Mg2Si化学量論組
成よりSiが充分に過剰となって、金属Siを生成する状態
となることが強度向上のために重要であり、強度向上の
観点からは、 Si(%)>0.6×Mg(%)+0.4(%) を満たすことが望ましい。。なおSiの絶対量が0.5%未
満では、強度向上、成形加工性向上の効果が充分に得ら
れず、一方Si量が2.5%を越えれば伸びおよび成形性が
劣化するから、Si量は0.5〜2.5%の範囲内とした。
る合金成分である。添加されたSiの一部は金属Si粒子と
してAl合金マトリックス中に存在して、成形加工性、特
に伸びおよび曲げ性を向上させる。また他の一部のSiは
Mgと共存してMg2Siを生成し、析出硬化により強度の向
上に寄与する。ここで、Si添加量は、Mg2Si化学量論組
成よりSiが充分に過剰となって、金属Siを生成する状態
となることが強度向上のために重要であり、強度向上の
観点からは、 Si(%)>0.6×Mg(%)+0.4(%) を満たすことが望ましい。。なおSiの絶対量が0.5%未
満では、強度向上、成形加工性向上の効果が充分に得ら
れず、一方Si量が2.5%を越えれば伸びおよび成形性が
劣化するから、Si量は0.5〜2.5%の範囲内とした。
Be: Beは緻密な酸化皮膜を形成して、素材アルミニウム表面
でのAlやMgの酸化を防止し、ひいては糸錆性の著しい向
上に寄与する。すなわち、アルミニウム合金における塗
装焼付後の糸錆性は、素材表面の酸化層(Al酸化物、Mg
酸化物による酸化層)の厚さと密接な関係があり、素材
アルミニウム表面の酸化層が厚いほど、塗装時の前処理
として適用される化成処理の処理性が低下し、素材アル
ミニウム表面と塗膜との密着性が悪くなり、糸錆性が劣
化する。Beは、従来Al−Mg系合金において溶解・鋳造時
の溶湯の酸化防止のみを目的として添加される場合があ
ったが、本発明者等の研究の結果、Beは中間焼鈍時や溶
体化処理における板表面でのAlやMgの酸化を防止してそ
れらによる酸化層軽減に効果があり、したがってBe添加
により素材アルミニウム表面の酸化層の厚みを小さくし
て糸錆性を飛躍的に向上させ得ることを見出したのであ
る。なとBeの添加によって生成される酸化皮膜はその厚
みは薄いが緻密なものとなるから、Be添加によって糸錆
性のみならず、一般的な耐食性も向上する。ここで、Be
添加量が0.0001%未満では糸錆性向上の効果が充分に得
られず、一方Be添加量が0.01%を越えればその効果は飽
和し、コスト上昇を招くだけであるから、Be添加量は0.
0001〜0.01%の範囲内とした。
でのAlやMgの酸化を防止し、ひいては糸錆性の著しい向
上に寄与する。すなわち、アルミニウム合金における塗
装焼付後の糸錆性は、素材表面の酸化層(Al酸化物、Mg
酸化物による酸化層)の厚さと密接な関係があり、素材
アルミニウム表面の酸化層が厚いほど、塗装時の前処理
として適用される化成処理の処理性が低下し、素材アル
ミニウム表面と塗膜との密着性が悪くなり、糸錆性が劣
化する。Beは、従来Al−Mg系合金において溶解・鋳造時
の溶湯の酸化防止のみを目的として添加される場合があ
ったが、本発明者等の研究の結果、Beは中間焼鈍時や溶
体化処理における板表面でのAlやMgの酸化を防止してそ
れらによる酸化層軽減に効果があり、したがってBe添加
により素材アルミニウム表面の酸化層の厚みを小さくし
て糸錆性を飛躍的に向上させ得ることを見出したのであ
る。なとBeの添加によって生成される酸化皮膜はその厚
みは薄いが緻密なものとなるから、Be添加によって糸錆
性のみならず、一般的な耐食性も向上する。ここで、Be
添加量が0.0001%未満では糸錆性向上の効果が充分に得
られず、一方Be添加量が0.01%を越えればその効果は飽
和し、コスト上昇を招くだけであるから、Be添加量は0.
0001〜0.01%の範囲内とした。
Ti: Tiの添加は、耐食性、特に耐孔食性の向上に有効である
から、請求項5〜請求項8の発明においてTiを添加する
こととした。Tiは従来から鋳塊組織の結晶粒微細化剤と
してBとともに添加されることがあったが、本発明者等
の研究の結果、Tiの添加効果は鋳塊結晶粒微細化のみな
らず、耐食性の向上にも有効であることを見出した。Al
に対して包晶合金生成元素であるTiは圧延板表面と平行
にTi濃縮層を形成し、この圧延板表面に対して平行なTi
濃縮層が板厚方向への腐食の進行を防止し、耐食性、特
に耐孔食性を著しく向上させ得ることが確認された。こ
こで、Ti添加量が0.05%未満では耐食性向上の効果が充
分に得られず、一方1.0%を越えれば粗大な金属間化合
物を形成して、圧延性、成形性を劣化させるから、Tiの
添加量は0.005〜1.0%の範囲内とした。
から、請求項5〜請求項8の発明においてTiを添加する
こととした。Tiは従来から鋳塊組織の結晶粒微細化剤と
してBとともに添加されることがあったが、本発明者等
の研究の結果、Tiの添加効果は鋳塊結晶粒微細化のみな
らず、耐食性の向上にも有効であることを見出した。Al
に対して包晶合金生成元素であるTiは圧延板表面と平行
にTi濃縮層を形成し、この圧延板表面に対して平行なTi
濃縮層が板厚方向への腐食の進行を防止し、耐食性、特
に耐孔食性を著しく向上させ得ることが確認された。こ
こで、Ti添加量が0.05%未満では耐食性向上の効果が充
分に得られず、一方1.0%を越えれば粗大な金属間化合
物を形成して、圧延性、成形性を劣化させるから、Tiの
添加量は0.005〜1.0%の範囲内とした。
なお耐食性向上のためには、従来結晶粒微細化剤として
Tiとともに添加されていたBは、むしろ有害である。す
なわちTiとともにBを添加してTiがTiB2として完全に固
定されれば、耐食性向上の効果が失われてしまう。した
がってBは全く添加しないか、または結晶粒微細化のた
めに添加するとしても50ppm以下の極微量とすることが
望ましい。
Tiとともに添加されていたBは、むしろ有害である。す
なわちTiとともにBを添加してTiがTiB2として完全に固
定されれば、耐食性向上の効果が失われてしまう。した
がってBは全く添加しないか、または結晶粒微細化のた
めに添加するとしても50ppm以下の極微量とすることが
望ましい。
上述のようにBeの添加は耐食性のうちでも特に耐糸錆性
の向上に寄与し、一方Tiの添加は耐食性のうちでも耐孔
食性の向上に寄与する。したがって耐食性のうちでも特
に耐糸錆性向上を目的とするこの発明では、各請求項1
〜8の発明を通じてBeの添加を必須としているが、糸錆
性と耐孔食性の両者を改善するためには、請求項5〜8
において規定したようにTi,Beの両者を同時に添加する
ことが好ましい。
の向上に寄与し、一方Tiの添加は耐食性のうちでも耐孔
食性の向上に寄与する。したがって耐食性のうちでも特
に耐糸錆性向上を目的とするこの発明では、各請求項1
〜8の発明を通じてBeの添加を必須としているが、糸錆
性と耐孔食性の両者を改善するためには、請求項5〜8
において規定したようにTi,Beの両者を同時に添加する
ことが好ましい。
Cu,Zn: Cu,Znはいずれも強度向上に寄与する元素であり、請求
項2、請求項4、請求項6および請求項8の各発明の合
金においていずれか一方または双方が添加される。なお
これらのうちZnは耐食性向上にも効果があり、マトリッ
クスの電位を下げることによって孔食を防止するのに寄
与する。Cuが0.15%未満、Znが0.1%未満では上記の効
果が不充分であり、一方Cuが1.5%を越えれば成形性お
よび耐食性が劣化し、またZnが2.0%を越えれば耐食性
が劣化するとともに、室温での経時変化により成形性を
低下させる。したがってCuは0.15〜1.5%、Znは0.1〜2.
0%の範囲内とした。
項2、請求項4、請求項6および請求項8の各発明の合
金においていずれか一方または双方が添加される。なお
これらのうちZnは耐食性向上にも効果があり、マトリッ
クスの電位を下げることによって孔食を防止するのに寄
与する。Cuが0.15%未満、Znが0.1%未満では上記の効
果が不充分であり、一方Cuが1.5%を越えれば成形性お
よび耐食性が劣化し、またZnが2.0%を越えれば耐食性
が劣化するとともに、室温での経時変化により成形性を
低下させる。したがってCuは0.15〜1.5%、Znは0.1〜2.
0%の範囲内とした。
Mn,Cr,Zr: これらの元素はいずれも結晶粒を微細化し、成形加工時
のフローラインの発生を低減するに寄与する元素であっ
て、請求項3、請求項4、請求項7および請求項8の各
発明の合金において1種または2種以上が添加される。
Mnが0.05%未満、Crが0.05%未満、Zrが0.05%未満では
上述の効果が充分に得られず、一方Mnが0.6%、Crが0.3
%、Zrが0.3%を越えれば粗大な金属間化合物が生成さ
れて成形性が劣化する。したがってMnは0.05〜0.6%、C
rは0.05〜0.3%、Zrは0.05〜0.3%の範囲内とした。
のフローラインの発生を低減するに寄与する元素であっ
て、請求項3、請求項4、請求項7および請求項8の各
発明の合金において1種または2種以上が添加される。
Mnが0.05%未満、Crが0.05%未満、Zrが0.05%未満では
上述の効果が充分に得られず、一方Mnが0.6%、Crが0.3
%、Zrが0.3%を越えれば粗大な金属間化合物が生成さ
れて成形性が劣化する。したがってMnは0.05〜0.6%、C
rは0.05〜0.3%、Zrは0.05〜0.3%の範囲内とした。
以上の各成分の残部は、各請求項の合金ともにAlおよび
不可避的不純物とすれば良い。なお不可避的不純物とし
ては通常はFeが含有されるが、不純物としてのFeは0.5
%程度以下であれば特に支障はない。
不可避的不純物とすれば良い。なお不可避的不純物とし
ては通常はFeが含有されるが、不純物としてのFeは0.5
%程度以下であれば特に支障はない。
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。
いて説明する。
この発明のアルミニウム合金からなる圧延板を製造する
方法としては、次のような方法を適用することが望まし
い。すなわち、前述のような成分組成の合金をDC鋳造法
(半連続鋳造法)によって鋳造し、得られた鋳塊に対し
て450〜570℃の範囲内の温度で均質化処理を施した後、
熱間圧延および1回または2回以上の冷間圧延を施して
から溶体化処理を施すにあたり、その溶体化処理前の最
終冷間圧延を20%以上の圧延率で行ない、しかも溶体化
処理を、350〜580℃の範囲内の温度で最大120分以下の
条件で行ない、続いて急速冷却する方法である。なお場
合によっては、前述のDC鋳造法に代えて連続鋳造圧延法
(薄板連続鋳造法)を適用することも可能である。
方法としては、次のような方法を適用することが望まし
い。すなわち、前述のような成分組成の合金をDC鋳造法
(半連続鋳造法)によって鋳造し、得られた鋳塊に対し
て450〜570℃の範囲内の温度で均質化処理を施した後、
熱間圧延および1回または2回以上の冷間圧延を施して
から溶体化処理を施すにあたり、その溶体化処理前の最
終冷間圧延を20%以上の圧延率で行ない、しかも溶体化
処理を、350〜580℃の範囲内の温度で最大120分以下の
条件で行ない、続いて急速冷却する方法である。なお場
合によっては、前述のDC鋳造法に代えて連続鋳造圧延法
(薄板連続鋳造法)を適用することも可能である。
DC鋳造によって得られたアルミニウム合金鋳塊に対して
は450℃〜570℃の範囲内の温度で均質化処理を施す。こ
のような均質化処理を行なうことによって、成形加工性
を向上させるとともに再結晶粒の安定化を図ることがで
きる。均質化処理の温度が450℃未満では上述の効果が
得られず、一方570℃を越えれば共晶融解が生じるおそ
れがある。なお均質化処理の時間は1〜48時間が望まし
い。1時間未満では上述の効果が充分に得られず、一方
48時間を越える長時間の処理は経済的でない。
は450℃〜570℃の範囲内の温度で均質化処理を施す。こ
のような均質化処理を行なうことによって、成形加工性
を向上させるとともに再結晶粒の安定化を図ることがで
きる。均質化処理の温度が450℃未満では上述の効果が
得られず、一方570℃を越えれば共晶融解が生じるおそ
れがある。なお均質化処理の時間は1〜48時間が望まし
い。1時間未満では上述の効果が充分に得られず、一方
48時間を越える長時間の処理は経済的でない。
均質化処理後には、常法に従って熱間圧延を施し、さら
に1回または2回以上の冷間圧延を行なって所要の板厚
とし、その後溶体化処理を施す。なお必要に応じて熱間
圧延と冷間圧延との間、もしくは冷間圧延と冷間圧延と
の間に中間焼鈍を行なっても良い。
に1回または2回以上の冷間圧延を行なって所要の板厚
とし、その後溶体化処理を施す。なお必要に応じて熱間
圧延と冷間圧延との間、もしくは冷間圧延と冷間圧延と
の間に中間焼鈍を行なっても良い。
ここで、溶体化処理前の冷間圧延(すなわち2回以上冷
間圧延を行なう場合は最終の冷間圧延)における圧延率
は再結晶粒の安定化および成形性の向上のために重要で
ある。すなわち、溶体化処理前の冷間圧延率が20%未満
では溶体化処理での再結晶が不安定となり、溶体化処理
後の結晶粒が粗大化し、成形性が低下する。したがって
溶体化処理前の冷間圧延率は20%以上とする必要があ
る。
間圧延を行なう場合は最終の冷間圧延)における圧延率
は再結晶粒の安定化および成形性の向上のために重要で
ある。すなわち、溶体化処理前の冷間圧延率が20%未満
では溶体化処理での再結晶が不安定となり、溶体化処理
後の結晶粒が粗大化し、成形性が低下する。したがって
溶体化処理前の冷間圧延率は20%以上とする必要があ
る。
また必要に応じて熱間圧延と冷間圧延との間、または2
回以上冷間圧延を行なう場合に冷間圧延の間で行なわれ
る中間焼鈍の条件は特に重要ではないが、中間焼鈍をバ
ッチ焼鈍で行なう場合は、250〜450℃の範囲内の温度で
0.5〜24時間保持するのが一般的であり、また連続焼鈍
法で中間焼鈍を行なう場合は、350〜580℃の範囲内の温
度で保持なしまたは5分以下の保持の条件が一般的であ
る。ここでバッチ焼鈍の場合、温度が250℃未満では圧
延性が改善されず、一方450℃を越えれば再結晶粒が粗
大化するとともに、表面酸化層の厚さが増大して糸錆性
が低下するおそれがあり、また保持時間が0.5時間未満
では中間焼鈍の効果が不充分であり、一方24時間を越え
ればコスト増大を招くとともに、表面酸化層の厚さが増
大して糸錆性が低下するおそれがある。また連続焼鈍の
場合、温度が350℃未満では圧延性が改善されず、一方5
80℃を越えれば共晶融解のおそれがあり、また保持時間
が5分を越えれば再結晶粒が粗大化するとともに、表面
酸化層の厚さが増大して糸錆性が低下するおそれがあ
る。
回以上冷間圧延を行なう場合に冷間圧延の間で行なわれ
る中間焼鈍の条件は特に重要ではないが、中間焼鈍をバ
ッチ焼鈍で行なう場合は、250〜450℃の範囲内の温度で
0.5〜24時間保持するのが一般的であり、また連続焼鈍
法で中間焼鈍を行なう場合は、350〜580℃の範囲内の温
度で保持なしまたは5分以下の保持の条件が一般的であ
る。ここでバッチ焼鈍の場合、温度が250℃未満では圧
延性が改善されず、一方450℃を越えれば再結晶粒が粗
大化するとともに、表面酸化層の厚さが増大して糸錆性
が低下するおそれがあり、また保持時間が0.5時間未満
では中間焼鈍の効果が不充分であり、一方24時間を越え
ればコスト増大を招くとともに、表面酸化層の厚さが増
大して糸錆性が低下するおそれがある。また連続焼鈍の
場合、温度が350℃未満では圧延性が改善されず、一方5
80℃を越えれば共晶融解のおそれがあり、また保持時間
が5分を越えれば再結晶粒が粗大化するとともに、表面
酸化層の厚さが増大して糸錆性が低下するおそれがあ
る。
冷間圧延後の溶体化処理は再結晶化を行なって、結晶粒
を微細、安定化させ、良好な成形性を得るとともに、M
g,Si,Cu,Zn等の溶質原子をマトリックス中に固溶した後
の室温時効あるいは人工時効で所定の強度を得るために
必要な工程である。この溶体化処理前の冷間圧延率と溶
体化処理の条件とが成形性に対して極めて重要であり、
また溶体化処理条件は糸錆性にも影響を与える。
を微細、安定化させ、良好な成形性を得るとともに、M
g,Si,Cu,Zn等の溶質原子をマトリックス中に固溶した後
の室温時効あるいは人工時効で所定の強度を得るために
必要な工程である。この溶体化処理前の冷間圧延率と溶
体化処理の条件とが成形性に対して極めて重要であり、
また溶体化処理条件は糸錆性にも影響を与える。
溶体化処理の温度が350℃未満では再結晶が充分に行な
われず、成形性が低下してしまい、また溶質原子の固溶
が不充分で必要な強度が得られない。一方580℃を越え
れば共晶融解発生のおそれがあり、また再結晶粒が粗大
化して肌荒れが発生し、外観不良を招くとともに成形性
も低下し、さらには表面酸化層の厚さが増大して糸錆性
が低下するおそれがある。なおここで再結晶粒粗大化防
止の目安としては、再結晶粒径が150μm以下となる程
度を目安にすれば良い。さらに溶体化処理の時間が120
分を越えれば、表面酸化層の厚さが増大して糸錆性が低
下するおそれがある。したがって溶体化処理の条件は35
0〜580℃の範囲内の温度で120分以下とした。なおこの
溶体化処理としては、バッチ式、連続式のいずれの熱処
理炉を適用しても良い。
われず、成形性が低下してしまい、また溶質原子の固溶
が不充分で必要な強度が得られない。一方580℃を越え
れば共晶融解発生のおそれがあり、また再結晶粒が粗大
化して肌荒れが発生し、外観不良を招くとともに成形性
も低下し、さらには表面酸化層の厚さが増大して糸錆性
が低下するおそれがある。なおここで再結晶粒粗大化防
止の目安としては、再結晶粒径が150μm以下となる程
度を目安にすれば良い。さらに溶体化処理の時間が120
分を越えれば、表面酸化層の厚さが増大して糸錆性が低
下するおそれがある。したがって溶体化処理の条件は35
0〜580℃の範囲内の温度で120分以下とした。なおこの
溶体化処理としては、バッチ式、連続式のいずれの熱処
理炉を適用しても良い。
溶体化処理後は急速冷却するが、この冷却速度は強制空
冷以上の冷却速度であれば充分である。具体的には、5
℃/sec以上の冷却速度が適当である。
冷以上の冷却速度であれば充分である。具体的には、5
℃/sec以上の冷却速度が適当である。
なお溶体化処理後に強制空冷あるいは水焼入を行なえば
板に反りが発生しやすい。これを除去するために、冷却
後に歪強制加工としてスキンパス、レベリング、ストレ
ッチ等の軽い冷間加工を行なっても良い。但しこれらの
軽い冷間加工を行なえば、成形加工性が若干低下する。
そこで成形加工性を回復させるために、上述の軽い冷間
加工の後に歪除去焼鈍を行なうことが望ましい。この歪
除去焼鈍の条件は、第1図に示すような加熱速度、冷却
速度で、第2図に示すような温度、時間とすることが適
当である。
板に反りが発生しやすい。これを除去するために、冷却
後に歪強制加工としてスキンパス、レベリング、ストレ
ッチ等の軽い冷間加工を行なっても良い。但しこれらの
軽い冷間加工を行なえば、成形加工性が若干低下する。
そこで成形加工性を回復させるために、上述の軽い冷間
加工の後に歪除去焼鈍を行なうことが望ましい。この歪
除去焼鈍の条件は、第1図に示すような加熱速度、冷却
速度で、第2図に示すような温度、時間とすることが適
当である。
以上のようにして得られたアルミニウム合金圧延板は、
成形加工性に優れると同時に強度も高く、しかも優れた
耐食性、特に優れた糸錆性を有する。
成形加工性に優れると同時に強度も高く、しかも優れた
耐食性、特に優れた糸錆性を有する。
実施例 第1表の合金番号1〜11に示す成分組成の合金をDC鋳造
法により断面寸法500mm×1200mmのスラブに鋳造し、そ
の鋳塊に対し500℃×6時間の均質化処理を施した後、
板厚4mmまで熱間圧延し、さらに板厚1mmまで冷間圧延し
た。その後、各冷延板について、第2表の条件符号A〜
Eに示す種々の条件の溶体化処理を施した。
法により断面寸法500mm×1200mmのスラブに鋳造し、そ
の鋳塊に対し500℃×6時間の均質化処理を施した後、
板厚4mmまで熱間圧延し、さらに板厚1mmまで冷間圧延し
た。その後、各冷延板について、第2表の条件符号A〜
Eに示す種々の条件の溶体化処理を施した。
溶体化処理後の各板の機械的性質、成形性、耐食性を調
べた結果を第3表に記す。
べた結果を第3表に記す。
なおここで機械的性質および成形性は、いずれも溶体化
処理後に2週間の室温時効を行なってから測定した。ま
た成形性試験のうち、エリクセン試験はJIS−B法によ
って行ない、張出し性試験はφ100mmの球頭ポンチを用
い、塩ビフィルムを貼った状態で行なった。また第3表
中におけるLDRは限界絞り比を、また曲げ性(mm)は最
小曲げ半径を示す。さらに耐食性のうち、糸錆性の試験
は、焼付塗装を行なった後にカッターナイフでスクラッ
チを入れ、ASTM法に準拠して腐食試験を行ない、スクラ
ッチ部に発生した糸錆の長さをルーペにて測定した。ま
たピット深さは、裸材で塩水噴霧試験を1000時間行な
い、サンプルに生じたピットを光学顕微鏡で測定した。
処理後に2週間の室温時効を行なってから測定した。ま
た成形性試験のうち、エリクセン試験はJIS−B法によ
って行ない、張出し性試験はφ100mmの球頭ポンチを用
い、塩ビフィルムを貼った状態で行なった。また第3表
中におけるLDRは限界絞り比を、また曲げ性(mm)は最
小曲げ半径を示す。さらに耐食性のうち、糸錆性の試験
は、焼付塗装を行なった後にカッターナイフでスクラッ
チを入れ、ASTM法に準拠して腐食試験を行ない、スクラ
ッチ部に発生した糸錆の長さをルーペにて測定した。ま
たピット深さは、裸材で塩水噴霧試験を1000時間行な
い、サンプルに生じたピットを光学顕微鏡で測定した。
第3表に示すように、この発明の成分組成範囲内の合金
について適切なプロセスを適用した本発明例のアルミニ
ウム合金板においては、強度は従来のAl−Mg−Si系合金
と同等の高強度を示し、成形性は従来のAl−Mg−Si系合
金よりもさらに優れ、そして特に耐食性については、従
来のAl−Mg−Si系合金よりも格段に優れていることが明
らかである。
について適切なプロセスを適用した本発明例のアルミニ
ウム合金板においては、強度は従来のAl−Mg−Si系合金
と同等の高強度を示し、成形性は従来のAl−Mg−Si系合
金よりもさらに優れ、そして特に耐食性については、従
来のAl−Mg−Si系合金よりも格段に優れていることが明
らかである。
発明の効果 以上の説明で明らかなように、この発明の成形加工用ア
ルミニウム合金は、強度および成形加工性が従来のAl−
Mg−Si系合金と同等かまたはそれ以上に優れる同時に、
耐食性、特に耐糸錆性が優れていて、焼付塗装後の耐食
性が従来のAl−Mg−Si系合金よりも格段に優れ、したが
って苛酷な腐食環境下で使用されることが予想される自
動車のボディシートなどの陸運車両部品あるいは各種電
気機械部品等に最適である。
ルミニウム合金は、強度および成形加工性が従来のAl−
Mg−Si系合金と同等かまたはそれ以上に優れる同時に、
耐食性、特に耐糸錆性が優れていて、焼付塗装後の耐食
性が従来のAl−Mg−Si系合金よりも格段に優れ、したが
って苛酷な腐食環境下で使用されることが予想される自
動車のボディシートなどの陸運車両部品あるいは各種電
気機械部品等に最適である。
第1図は歪除去焼鈍における加熱速度、冷却速度と温度
との関係を示す線図、第2図は同じく歪除去焼鈍におけ
る保持時間と温度との関係を示す線図である。
との関係を示す線図、第2図は同じく歪除去焼鈍におけ
る保持時間と温度との関係を示す線図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭54−13407(JP,A) 特開 昭60−155655(JP,A) 軽金属協会アルミニウムハンドブック編 集委員会編「アルミニウムハンドブック (第3版)」(昭和60年4月20日、同協会 発行)第13頁、第7頁 軽金属協会編「アルミニウムハンドブッ ク」(昭和38年5月30日、(株)朝倉書店 発行)第488頁
Claims (8)
- 【請求項1】Mg0.1〜2.0%(wt%、以下同じ)、Si0.5
〜2.5%、Be0.0001〜0.01%を含有し、残部がAlおよび
不可避的不純物よりなることを特徴とする耐糸錆性に優
れた成形加工用アルミニウム合金。 - 【請求項2】Mg0.1〜2.0%、Si0.5〜2.5%、Be0.0001〜
0.01%を含有するとともに、Cu0.15〜1.5%、Zn0.1〜2.
0%のうちの1種または2種を含有し、残部がAlおよび
不可避的不純物よりなることを特徴とする耐糸錆性に優
れた成形加工用アルミニウム合金。 - 【請求項3】Mg0.1〜2.0%、Si0.5〜2.5%、Be0.0001〜
0.01%を含有するとともに、Mn0.05〜0.6%、Cr0.05〜
0.3%、Zr0.05〜0.3%のうちの1種または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ことを特
徴とする耐糸錆性に優れた成形加工用アルミニウム合
金。 - 【請求項4】Mg0.1〜2.0%、Si0.5〜2.5%、Be0.0001〜
0.01%を含有するとともに、Cu0.15〜1.5%、Zn0.1〜2.
0%のうちの1種または2種と、Mn0.05〜0.6%、Cr0.05
〜0.3%、Zr0.05〜0.3%のうちの1種または2種以上と
を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物よりなること
を特徴とする耐糸錆性に優れた成形加工用アルミニウム
合金。 - 【請求項5】Mg0.1〜2.0%、Si0.5〜2.5%、Be0.0001〜
0.01%、Ti0.05〜1.0%を含有し、残部がAlおよび不可
避的不純物よりなることを特徴とする耐糸錆性に優れた
成形加工用アルミニウム合金。 - 【請求項6】Mg0.1〜2.0%、Si0.5〜2.5%、Be0.0001〜
0.01%、Ti0.05〜1.0%を含有するとともに、Cu0.15〜
1.5%、Zn0.1〜2.0%のうちの1種または2種を含有
し、残部がAlおよび不可避的不純物よりなることを特徴
とする耐糸錆性に優れた成形加工用アルミニウム合金。 - 【請求項7】Mg0.1〜2.0%、Si0.5〜2.5%、Be0.0001〜
0.01%、Ti0.05〜1.0%を含有するとともに、Mn0.05〜
0.6%、Cr0.05〜0.3%、Zr0.05〜0.3%のうちの1種ま
たは2種以上を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物
よりなることを特徴とする耐糸錆性に優れた成形加工用
アルミニウム合金。 - 【請求項8】Mg0.1〜2.0%、Si0.5〜2.5%、Be0.0001〜
0.01%、Ti0.05〜1.0%を含有するとともに、Cu0.15〜
1.5%、Zn0.1〜2.0%のうちの1種または2種と、Mn0.0
5〜0.6%、Cr0.05〜0.3%、Zr0.05〜0.3%のうちの1種
または2種以上とを含有し、残部がAlおよび不可避的不
純物よりなることを特徴とする耐糸錆性に優れた成形加
工用アルミニウム合金。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1310089A JPH0676637B2 (ja) | 1989-11-29 | 1989-11-29 | 耐糸錆性に優れた成形加工用アルミニウム合金 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1310089A JPH0676637B2 (ja) | 1989-11-29 | 1989-11-29 | 耐糸錆性に優れた成形加工用アルミニウム合金 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH03170635A JPH03170635A (ja) | 1991-07-24 |
JPH0676637B2 true JPH0676637B2 (ja) | 1994-09-28 |
Family
ID=18001049
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1310089A Expired - Fee Related JPH0676637B2 (ja) | 1989-11-29 | 1989-11-29 | 耐糸錆性に優れた成形加工用アルミニウム合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0676637B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH05112840A (ja) * | 1991-10-18 | 1993-05-07 | Nkk Corp | 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 |
JP2823797B2 (ja) * | 1994-02-16 | 1998-11-11 | 住友軽金属工業株式会社 | 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 |
JP3454638B2 (ja) * | 1996-05-28 | 2003-10-06 | 株式会社神戸製鋼所 | バルジ成形用アルミニウム合金押出材及びその製造方法 |
Family Cites Families (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5413407A (en) * | 1977-07-01 | 1979-01-31 | Kobe Steel Ltd | High toughness aluminum alloy for casting and heat treatment method therefor |
JPS60155655A (ja) * | 1984-01-26 | 1985-08-15 | Furukawa Electric Co Ltd:The | 高力アルミニウム合金導体の製造方法 |
-
1989
- 1989-11-29 JP JP1310089A patent/JPH0676637B2/ja not_active Expired - Fee Related
Non-Patent Citations (2)
Title |
---|
軽金属協会アルミニウムハンドブック編集委員会編「アルミニウムハンドブック(第3版)」(昭和60年4月20日、同協会発行)第13頁、第7頁 |
軽金属協会編「アルミニウムハンドブック」(昭和38年5月30日、(株)朝倉書店発行)第488頁 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH03170635A (ja) | 1991-07-24 |
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