JPH07173585A - 表面処理特性にすぐれた成形用アルミニウム合金板材の製造方法 - Google Patents
表面処理特性にすぐれた成形用アルミニウム合金板材の製造方法Info
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- JPH07173585A JPH07173585A JP25969994A JP25969994A JPH07173585A JP H07173585 A JPH07173585 A JP H07173585A JP 25969994 A JP25969994 A JP 25969994A JP 25969994 A JP25969994 A JP 25969994A JP H07173585 A JPH07173585 A JP H07173585A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 成形性と塗装前の化成処理性に優れ、かつ、
焼付け塗装後の強度低下がないアルミニウム合金板材の
製造方法を提供すること。 【構成】 重量％で、 Ｍｇ ：４ 〜６ ％ Ｃｕ ：０．２ 〜１．２ ％ Ｍｇ＋５Ｃｕ：＜１０ ％ Ｔｉ ：０．０１〜０．０５％ Ｂｅ ：０．０００１〜０．０１００％ を含有し、残部はＡｌと不可避不純物とからなるアルミ
ニウム合金を、４００〜５５０℃で２〜４８時間の一段
または多段均質化処理を行った後、４４０℃以下の析出
温度域で熱間加工を行ない、その後、所定の板厚まで冷
間加工し、４８０〜５６０℃に急速加熱し、溶体化処理
焼入れを行った後、ローラー矯正またはスキンパス圧延
等の弱加工を行なうストレッチャーストレインマークの
発生の防止と、表面処理特性にすぐれた成形用アルミニ
ウム合金板材の製造方法。
焼付け塗装後の強度低下がないアルミニウム合金板材の
製造方法を提供すること。 【構成】 重量％で、 Ｍｇ ：４ 〜６ ％ Ｃｕ ：０．２ 〜１．２ ％ Ｍｇ＋５Ｃｕ：＜１０ ％ Ｔｉ ：０．０１〜０．０５％ Ｂｅ ：０．０００１〜０．０１００％ を含有し、残部はＡｌと不可避不純物とからなるアルミ
ニウム合金を、４００〜５５０℃で２〜４８時間の一段
または多段均質化処理を行った後、４４０℃以下の析出
温度域で熱間加工を行ない、その後、所定の板厚まで冷
間加工し、４８０〜５６０℃に急速加熱し、溶体化処理
焼入れを行った後、ローラー矯正またはスキンパス圧延
等の弱加工を行なうストレッチャーストレインマークの
発生の防止と、表面処理特性にすぐれた成形用アルミニ
ウム合金板材の製造方法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、表面処理特性（化成
処理性）に優れ、焼付け塗装後も強度低下のない成形用
アルミニウム合金板材の製造方法に関するものである。
処理性）に優れ、焼付け塗装後も強度低下のない成形用
アルミニウム合金板材の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車車体材料は、従来軟鋼板が多用さ
れているが、車体の軽量化のためにアルミニウム合金板
が使用されるようになった。このアルミニウム合金とし
ては、５１８２、Ｘ５０８５等の非熱処理型合金や、Ａ
Ｕ２Ｇ、２０３６、２００２、６００９、６０１０等の
熱処理型の合金が実用化されている。これらの合金の強
度は、従来の自動車用に使用されている冷延鋼板とほぼ
同程度であるが、プレス成形性については劣るという欠
点があり、これまでこの欠点を解消するため種々の提案
がなされている。さらに、最近では塗装下地処理を、鋼
と共存させ行うことも考えられており、燐酸亜鉛処理に
より表面に燐酸亜鉛結晶が生成しやすく、塗料の密着性
を向上させたアルミニウム合金（特公昭６２−５４８５
５）の提案もある。
れているが、車体の軽量化のためにアルミニウム合金板
が使用されるようになった。このアルミニウム合金とし
ては、５１８２、Ｘ５０８５等の非熱処理型合金や、Ａ
Ｕ２Ｇ、２０３６、２００２、６００９、６０１０等の
熱処理型の合金が実用化されている。これらの合金の強
度は、従来の自動車用に使用されている冷延鋼板とほぼ
同程度であるが、プレス成形性については劣るという欠
点があり、これまでこの欠点を解消するため種々の提案
がなされている。さらに、最近では塗装下地処理を、鋼
と共存させ行うことも考えられており、燐酸亜鉛処理に
より表面に燐酸亜鉛結晶が生成しやすく、塗料の密着性
を向上させたアルミニウム合金（特公昭６２−５４８５
５）の提案もある。
【０００３】しかし、これらは成形性が優れているとい
うものの、いずれもＺｎ、Ｃｕを含有させて時効硬化に
よって強度を高めたものであり、プレス成形加工前には
室温時効硬化によって出荷時よりも強度が高くなってお
り、成形性は相対的に悪くなっていることは否定でき
ず、割れが発生しやすいという問題があった。また、近
年、プレス成形の条件は、かなり苛酷なものとなってお
り、従来に増してプレス成形性の良好な板材が要求され
るようになった。また、焼付塗装するとき１７０℃で３
０分程度の焼付条件では復元を生じ、焼入状態の強度に
まで低下するという欠点がある。さらに、上述のごとく
最近では塗装下地処理を鋼と共存させて行うことも考え
られており、塗装下地処理時の化成被膜が形成され易い
ことが必要であり、化成被膜（クロム酸被膜、燐酸・ク
ロム酸被膜、燐酸亜鉛被膜など）の形成に対して、アル
ミニウム合金表面の酸化被膜の存在は有害であり、酸化
被膜の生成を制御した素材が求められている。
うものの、いずれもＺｎ、Ｃｕを含有させて時効硬化に
よって強度を高めたものであり、プレス成形加工前には
室温時効硬化によって出荷時よりも強度が高くなってお
り、成形性は相対的に悪くなっていることは否定でき
ず、割れが発生しやすいという問題があった。また、近
年、プレス成形の条件は、かなり苛酷なものとなってお
り、従来に増してプレス成形性の良好な板材が要求され
るようになった。また、焼付塗装するとき１７０℃で３
０分程度の焼付条件では復元を生じ、焼入状態の強度に
まで低下するという欠点がある。さらに、上述のごとく
最近では塗装下地処理を鋼と共存させて行うことも考え
られており、塗装下地処理時の化成被膜が形成され易い
ことが必要であり、化成被膜（クロム酸被膜、燐酸・ク
ロム酸被膜、燐酸亜鉛被膜など）の形成に対して、アル
ミニウム合金表面の酸化被膜の存在は有害であり、酸化
被膜の生成を制御した素材が求められている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、強度が高
く、成形性と塗装前の化成処理特性に優れ、かつ、焼付
塗装後の強度低下を防止したアルミニウム合金板材の製
造方法を提供しようとするものである。
く、成形性と塗装前の化成処理特性に優れ、かつ、焼付
塗装後の強度低下を防止したアルミニウム合金板材の製
造方法を提供しようとするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決するため
のこの発明の構成を要約すると、重量基準でＭｇ：４〜
６％、Ｃｕ：０．２〜１．２％、Ｍｇ＋５Ｃｕ：＜１０
％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ｂｅ：０．０００１
〜０．０１００％を含有し、残部はＡｌと不可避不純物
とからなる、表面処理特性にすぐれた成形用アルミニウ
ム合金、または、この合金の成分しとて更に、Ｍｎ、Ｃ
ｒ、Ｚｒ、Ｖのうち、いずれか１種以上を各０．０２〜
０．２０％含有するアルミニウム合金を４００〜５５０
℃で２〜４８時間の一段またはた多段の均質化処理を行
った後、４４０℃以下の析出温度域で熱間加工を行い、
その後、所定の板厚まで冷間加工し、４８０〜５６０℃
に急熱した後、ローラー矯正またはスキンパス圧延等の
弱加工を行うストレッチャーストレインマークを発生し
ない、表面処理特性にすぐれた成形用アルミニウム合金
板材の製造方法である。
のこの発明の構成を要約すると、重量基準でＭｇ：４〜
６％、Ｃｕ：０．２〜１．２％、Ｍｇ＋５Ｃｕ：＜１０
％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ｂｅ：０．０００１
〜０．０１００％を含有し、残部はＡｌと不可避不純物
とからなる、表面処理特性にすぐれた成形用アルミニウ
ム合金、または、この合金の成分しとて更に、Ｍｎ、Ｃ
ｒ、Ｚｒ、Ｖのうち、いずれか１種以上を各０．０２〜
０．２０％含有するアルミニウム合金を４００〜５５０
℃で２〜４８時間の一段またはた多段の均質化処理を行
った後、４４０℃以下の析出温度域で熱間加工を行い、
その後、所定の板厚まで冷間加工し、４８０〜５６０℃
に急熱した後、ローラー矯正またはスキンパス圧延等の
弱加工を行うストレッチャーストレインマークを発生し
ない、表面処理特性にすぐれた成形用アルミニウム合金
板材の製造方法である。
【０００６】つぎにこれらの合金成分を限定した理由に
ついて述べる。 Ｍｇ：Ｍｇは主として強度と延性を高めるために不可欠
な元素であり、４〜６％の範囲とする。４％未満では強
度が低く、６％を越えると熱間加工中に割れが発生し易
くなる。 Ｃｕ；Ｃｕは時効硬化性により、強度を増加させ、特に
塗装焼付け後の強度を向上させる元素であり、０．２〜
１．２％の範囲とする。０．２％未満ではその効果が少
なく、１．２％を越えると強度は著しく高くなるが、熱
間加工性および成形性に問題が生じ、また、素材の耐食
性を低下させる原因となる。 Ｍｇ＋５Ｃｕ；Ｍｇ＋５Ｃｕが１０％以上となると、熱
間加工割れが発生しやすくなる。 Ｔｉ；Ｔｉは鋳塊の結晶粒の微細化に効果があり、０．
０１〜０．０５％とする。０．０１％未満ではその効果
が少なく、０．０５％を越えると巨大な晶出物を生ずる
ので好ましくない。
ついて述べる。 Ｍｇ：Ｍｇは主として強度と延性を高めるために不可欠
な元素であり、４〜６％の範囲とする。４％未満では強
度が低く、６％を越えると熱間加工中に割れが発生し易
くなる。 Ｃｕ；Ｃｕは時効硬化性により、強度を増加させ、特に
塗装焼付け後の強度を向上させる元素であり、０．２〜
１．２％の範囲とする。０．２％未満ではその効果が少
なく、１．２％を越えると強度は著しく高くなるが、熱
間加工性および成形性に問題が生じ、また、素材の耐食
性を低下させる原因となる。 Ｍｇ＋５Ｃｕ；Ｍｇ＋５Ｃｕが１０％以上となると、熱
間加工割れが発生しやすくなる。 Ｔｉ；Ｔｉは鋳塊の結晶粒の微細化に効果があり、０．
０１〜０．０５％とする。０．０１％未満ではその効果
が少なく、０．０５％を越えると巨大な晶出物を生ずる
ので好ましくない。
【０００７】Ｂｅ；Ｂｅは溶解鋳造時の溶湯の酸化防止
に効果があり、特に、Ｍｇ含有量が高くなるほど必要不
可欠である。また、Ｂｅの酸化物の標準生成自由エネル
ギーは、ＡｌやＭｇよりも小さいため、最終圧延板を高
温で熱処理する場合、表面の酸化被膜の生成を抑制する
効果があり、塗膜の密着性を向上させる。０．０００１
％未満ではその効果が少なく、０．０１００％を越える
とその毒性が問題になる。 Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ；Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖは必要に
より含有させるもので、再結晶粒の微細化と強度向上に
有効であり、０．０２〜０．２％の範囲とする。しか
し、いずれも０．０２％未満ではこれらの効果がなく、
０．２％を越えると再結晶が微細化しすぎてストレッチ
ャーストレインマークが発生し易くなる。また、巨大な
金属間化合物を生じる欠点がある。
に効果があり、特に、Ｍｇ含有量が高くなるほど必要不
可欠である。また、Ｂｅの酸化物の標準生成自由エネル
ギーは、ＡｌやＭｇよりも小さいため、最終圧延板を高
温で熱処理する場合、表面の酸化被膜の生成を抑制する
効果があり、塗膜の密着性を向上させる。０．０００１
％未満ではその効果が少なく、０．０１００％を越える
とその毒性が問題になる。 Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ；Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖは必要に
より含有させるもので、再結晶粒の微細化と強度向上に
有効であり、０．０２〜０．２％の範囲とする。しか
し、いずれも０．０２％未満ではこれらの効果がなく、
０．２％を越えると再結晶が微細化しすぎてストレッチ
ャーストレインマークが発生し易くなる。また、巨大な
金属間化合物を生じる欠点がある。
【０００８】つぎにこれらの製造条件を限定した理由に
ついて述べる。 （１）鋳塊の均質化処理；鋳塊の均質化処理は、鋳造時
に偏析しやすいＭｇ、Ｃｕを均質にする効果と、再結晶
微細化のためＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ等の遷移元素を十分
に析出させる効果がある。このために、４００〜５５０
℃で２〜４８時間加熱保持する。これらの効果を十分発
揮させるためには、多段の熱処理を行うこともある。加
熱温度が、４００℃未満では鋳塊の均質化の効果が少な
く、５５０℃を越えると鋳塊の表面がが酸化され易く、
また、偏析相の一部が共晶融解する可能性がある。ま
た、２時間未満では鋳塊の均質化の効果が少なく、４８
時間を越えると均質化の効果が飽和し、工業上意味がな
い。
ついて述べる。 （１）鋳塊の均質化処理；鋳塊の均質化処理は、鋳造時
に偏析しやすいＭｇ、Ｃｕを均質にする効果と、再結晶
微細化のためＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ等の遷移元素を十分
に析出させる効果がある。このために、４００〜５５０
℃で２〜４８時間加熱保持する。これらの効果を十分発
揮させるためには、多段の熱処理を行うこともある。加
熱温度が、４００℃未満では鋳塊の均質化の効果が少な
く、５５０℃を越えると鋳塊の表面がが酸化され易く、
また、偏析相の一部が共晶融解する可能性がある。ま
た、２時間未満では鋳塊の均質化の効果が少なく、４８
時間を越えると均質化の効果が飽和し、工業上意味がな
い。
【０００９】（２）圧延温度；前記均質化処理後、４４
０℃以下まで冷却し、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物Ｓ相の
析出する温度範囲で熱間加工を開始する。これは、熱間
加工中に動的回復や動的再結晶が生じ、亜結晶粒が形成
されたり、再結晶粒が微細化する。４４０℃を越えた温
度で圧延すると再結晶粒が粗大化し、熱間加工性が低下
し、粒界割れが生じ易くなる。このため熱間加工温度を
４４０℃以下とする必要がある。２００℃以下となると
加工硬化が激しく、変形抵抗が高くなり、熱間圧延は困
難となる。 （３）最終溶体化処理；最終溶体化処理は、工業的には
連続焼鈍加熱炉を用いて溶体化焼入処理をする。この場
合、一般に高温短時間であることが多い。このため４８
０〜５６０℃の温度にまで加熱して短時間熱処理して焼
入する。加熱温度が、４８０℃未満では再結晶しにく
く、５６０℃を越えると共晶融解を生じ易いため、好ま
しくない。
０℃以下まで冷却し、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物Ｓ相の
析出する温度範囲で熱間加工を開始する。これは、熱間
加工中に動的回復や動的再結晶が生じ、亜結晶粒が形成
されたり、再結晶粒が微細化する。４４０℃を越えた温
度で圧延すると再結晶粒が粗大化し、熱間加工性が低下
し、粒界割れが生じ易くなる。このため熱間加工温度を
４４０℃以下とする必要がある。２００℃以下となると
加工硬化が激しく、変形抵抗が高くなり、熱間圧延は困
難となる。 （３）最終溶体化処理；最終溶体化処理は、工業的には
連続焼鈍加熱炉を用いて溶体化焼入処理をする。この場
合、一般に高温短時間であることが多い。このため４８
０〜５６０℃の温度にまで加熱して短時間熱処理して焼
入する。加熱温度が、４８０℃未満では再結晶しにく
く、５６０℃を越えると共晶融解を生じ易いため、好ま
しくない。
【００１０】（４）冷間弱加工；焼入れ後は、ストレッ
チャーストレインマークを防止するために、ローラーレ
ベリングかスキンパス圧延（スキンパス量２％以下が好
ましい）の弱加工を行い、歪を与え、固溶しているＭｇ
を転位に固着してその発生を防止する。
チャーストレインマークを防止するために、ローラーレ
ベリングかスキンパス圧延（スキンパス量２％以下が好
ましい）の弱加工を行い、歪を与え、固溶しているＭｇ
を転位に固着してその発生を防止する。
【００１１】
【実施例】以下、実施例によって本発明を具体的に説明
する。 実施例１ 下記第１表に示す成分の合金を通常の溶製法で造塊し
た。均質化処理は４２０℃で２時間保持と５００℃８時
間保持した。なお、Ｚｒを添加した１３，１６，〜１９
および２９は、さらに５５０℃で２４時間の均質化処理
を追加した。４２０℃まで空冷した後、熱間加工を開始
した。その後冷間圧延工程を経て厚さ１ｍｍの板とし
た。最終溶体化処理は、ソルトバス中で５４０℃で３０
秒間保持後、ファン冷却した。その後１％のスキンパス
を付加して引張試験を行い、０．２％耐力の測定と、圧
延方向に引張試験した途中の伸びが３％となった時点の
表面状態（肌荒れ、ストレッチャーストレインマークの
有無）を調べた。また、塗装焼付けに相当する１７０℃
で３０分間の加熱をした時の時効硬化性を、引張試験の
０．２％耐力の変化で調べた。これらの結果を第１表に
示す。熱間圧延で割れが発生したものは、その後の試験
を中断した。評価基準として、熱間加工が可能で、引張
試験した途中の伸びが３％となった時点の表面に肌荒れ
や、ストレッチャーストレインマークの発生がなく、ス
キンパス後１７０℃３０分間の加熱後の耐力の増加が、
スキンパス後から１．０ｋｇ／ｍｍ2以上増加したもの
を合格とした。
する。 実施例１ 下記第１表に示す成分の合金を通常の溶製法で造塊し
た。均質化処理は４２０℃で２時間保持と５００℃８時
間保持した。なお、Ｚｒを添加した１３，１６，〜１９
および２９は、さらに５５０℃で２４時間の均質化処理
を追加した。４２０℃まで空冷した後、熱間加工を開始
した。その後冷間圧延工程を経て厚さ１ｍｍの板とし
た。最終溶体化処理は、ソルトバス中で５４０℃で３０
秒間保持後、ファン冷却した。その後１％のスキンパス
を付加して引張試験を行い、０．２％耐力の測定と、圧
延方向に引張試験した途中の伸びが３％となった時点の
表面状態（肌荒れ、ストレッチャーストレインマークの
有無）を調べた。また、塗装焼付けに相当する１７０℃
で３０分間の加熱をした時の時効硬化性を、引張試験の
０．２％耐力の変化で調べた。これらの結果を第１表に
示す。熱間圧延で割れが発生したものは、その後の試験
を中断した。評価基準として、熱間加工が可能で、引張
試験した途中の伸びが３％となった時点の表面に肌荒れ
や、ストレッチャーストレインマークの発生がなく、ス
キンパス後１７０℃３０分間の加熱後の耐力の増加が、
スキンパス後から１．０ｋｇ／ｍｍ2以上増加したもの
を合格とした。
【００１２】また、表面処理特性は化成処理（りん酸亜
鉛処理）したときの図１に示すごとく粒子が細かく緻密
なものを◎、図３に示すようにむらのあるものを×、写
真１と写真３との中間、すなわち図２に示すようなもの
を○とした。本発明の特許請求の範囲の成分範囲にある
Ｎo.１〜１９は、これらの評価基準に合格している。し
かし、Ｎo.２０は、Ｃｕが添加されていないので、引張
試験した途中の伸びが３％となった時点の表面に肌荒れ
が発生し、表面状況が悪い。Ｎo.２１は、ＣｕおよびＭ
ｇ＋５Ｃｕが高いため、Ｎo.２２は、ＭｇおよびＭｇ＋
５Ｃｕが高いため、Ｎo.２３は、Ｍｇが低く、Ｃｕおよ
びＭｇ＋５Ｃｕが高いため、いずれも熱間圧延割れが発
生し、試験を中断した。Ｎo.２４は、Ｔｉが添加されて
いないので鋳塊に割れが発生し、試験を中断した。
鉛処理）したときの図１に示すごとく粒子が細かく緻密
なものを◎、図３に示すようにむらのあるものを×、写
真１と写真３との中間、すなわち図２に示すようなもの
を○とした。本発明の特許請求の範囲の成分範囲にある
Ｎo.１〜１９は、これらの評価基準に合格している。し
かし、Ｎo.２０は、Ｃｕが添加されていないので、引張
試験した途中の伸びが３％となった時点の表面に肌荒れ
が発生し、表面状況が悪い。Ｎo.２１は、ＣｕおよびＭ
ｇ＋５Ｃｕが高いため、Ｎo.２２は、ＭｇおよびＭｇ＋
５Ｃｕが高いため、Ｎo.２３は、Ｍｇが低く、Ｃｕおよ
びＭｇ＋５Ｃｕが高いため、いずれも熱間圧延割れが発
生し、試験を中断した。Ｎo.２４は、Ｔｉが添加されて
いないので鋳塊に割れが発生し、試験を中断した。
【００１３】Ｎo.２５は、Ｂｅが添加されていないの
で、Ｎo.２６は、Ｍｎが高く、Ｎo.２７はＣｒが高く、
いずれも引張試験した途中の伸びが３％となった時点の
表面に肌荒れが発生し、表面状況が悪い。Ｎo.２８は、
Ｚｒが高く、Ｎo.２９は、Ｖが高く、いずれも均質化処
理により晶出物が粗大化して圧延が不可能とり、試験を
中断した。Ｎo.３０は、Ｃｕが低く、１７０℃で３０分
間加熱後の強度が１．０ｋｇ／ｍｍ2未満の増加であっ
た。Ｎo.３１は、Ｍｇ＋５Ｃｕが１０．５％と高く、熱
間加工割れを発生した。Ｎo.３２は、ＴｉおよびＢｅが
添加されないので、鋳塊の結晶粒が大きく、かつ、鋳肌
も悪いため、熱間加工が困難であった。
で、Ｎo.２６は、Ｍｎが高く、Ｎo.２７はＣｒが高く、
いずれも引張試験した途中の伸びが３％となった時点の
表面に肌荒れが発生し、表面状況が悪い。Ｎo.２８は、
Ｚｒが高く、Ｎo.２９は、Ｖが高く、いずれも均質化処
理により晶出物が粗大化して圧延が不可能とり、試験を
中断した。Ｎo.３０は、Ｃｕが低く、１７０℃で３０分
間加熱後の強度が１．０ｋｇ／ｍｍ2未満の増加であっ
た。Ｎo.３１は、Ｍｇ＋５Ｃｕが１０．５％と高く、熱
間加工割れを発生した。Ｎo.３２は、ＴｉおよびＢｅが
添加されないので、鋳塊の結晶粒が大きく、かつ、鋳肌
も悪いため、熱間加工が困難であった。
【００１４】実施例２ 第１表に示す材料の一部を用い、均質化処理、熱間圧
延、冷間圧延、最終溶体化処理および弱加工の条件を種
々変えた製造を行い、実施例１と同様な試験を行った結
果を第２表に示した。
延、冷間圧延、最終溶体化処理および弱加工の条件を種
々変えた製造を行い、実施例１と同様な試験を行った結
果を第２表に示した。
【００１５】
【表１】
【００１６】
【表２】
【００１７】
【表３】
【００１８】
【表４】
【００１９】
【表５】
【００２０】
【表６】
【００２１】Ｎo.３３からＮo.３７までは、本発明の実
施例であり、熱間加工が可能で、引張試験をして途中の
伸びが３％となった時点の表面に肌荒れや、ストレッチ
ャーストレインマークの発生がなく、スキンパス後１７
０℃、３０分間の加熱後の耐力が１．０ｋｇ／ｍｍ2以
上であり、評価範囲内である。Ｎo.３８は、均質化処理
温度が低く、耳割れ発生のため試験を中断した。Ｎo.３
９は、均質化処理温度が高く、均質化処理後共晶融解が
みられた。Ｎo.４０は、均質化処理時間が短く、耳割れ
発生のため試験を中断した。Ｎo.４１は、最終溶体化処
理温度が低く、ストレッチャーストレインマークが発生
した。
施例であり、熱間加工が可能で、引張試験をして途中の
伸びが３％となった時点の表面に肌荒れや、ストレッチ
ャーストレインマークの発生がなく、スキンパス後１７
０℃、３０分間の加熱後の耐力が１．０ｋｇ／ｍｍ2以
上であり、評価範囲内である。Ｎo.３８は、均質化処理
温度が低く、耳割れ発生のため試験を中断した。Ｎo.３
９は、均質化処理温度が高く、均質化処理後共晶融解が
みられた。Ｎo.４０は、均質化処理時間が短く、耳割れ
発生のため試験を中断した。Ｎo.４１は、最終溶体化処
理温度が低く、ストレッチャーストレインマークが発生
した。
【００２２】Ｎo.４２は、最終溶体化処理温度が高く、
一部共晶融解がみられた。Ｎo.４３は、最終溶体化処理
後の弱加工を行なわなかったため、ストレッチャースト
レインマークが発生した。Ｎo.３，１５，１７，１９の
いずれの合金も４６０℃の熱間圧延開始では二枚板を生
じて表面処理評価用の試料が作製できなかった。
一部共晶融解がみられた。Ｎo.４３は、最終溶体化処理
後の弱加工を行なわなかったため、ストレッチャースト
レインマークが発生した。Ｎo.３，１５，１７，１９の
いずれの合金も４６０℃の熱間圧延開始では二枚板を生
じて表面処理評価用の試料が作製できなかった。
【００２３】
【発明の効果】以上説明したように、この発明は、Ａｌ
−Ｍｇ−Ｃｕ系合金にＢｅを微量含有させ、さらに４４
０℃以下の低温圧延を行うことにより、成形性と塗装前
の化成処理性に優れ、かつ、焼付け塗装後の強度低下を
防止したアルミニウム合金板材を提供することができ
る。
−Ｍｇ−Ｃｕ系合金にＢｅを微量含有させ、さらに４４
０℃以下の低温圧延を行うことにより、成形性と塗装前
の化成処理性に優れ、かつ、焼付け塗装後の強度低下を
防止したアルミニウム合金板材を提供することができ
る。
【図１】化成処理した試料表面の粒子構造が◎となった
ものの顕微鏡写真、
ものの顕微鏡写真、
【図２】同じく、化成処理した試料表面の粒子構造が○
となったものの顕微鏡写真、
となったものの顕微鏡写真、
【図３】同じく化成処理した試料表面の粒子構造が×と
なったものの顕微鏡写真。
なったものの顕微鏡写真。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 伊藤 秀男 愛知県名古屋市港区千年三丁目１番12号 住友軽金属工業株式会社技術研究所内 (72)発明者 清谷 明弘 愛知県名古屋市港区千年三丁目１番12号 住友軽金属工業株式会社技術研究所内 (72)発明者 高橋 博 愛知県名古屋市港区千年三丁目１番12号 住友軽金属工業株式会社名古屋製造所内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｍｇ ：４ 〜６ ％ Ｃｕ ：０．２ 〜１．２ ％ Ｍｇ＋５Ｃｕ：＜１０ ％ Ｔｉ ：０．０１〜０．０５％ Ｂｅ ：０．０００１〜０．０１００％ を含有し、残部はＡｌと不可避不純物とからなるアルミ
ニウム合金を、４００〜５５０℃で２〜４８時間の一段
または多段均質化処理を行った後、４４０℃以下の析出
温度域で熱間加工を行ない、その後、所定の板厚まで冷
間加工し、４８０〜５６０℃に急速加熱し、溶体化処理
焼入れを行った後、ローラー矯正またはスキンパス圧延
等の弱加工を行なうことを特徴とするストレッチャース
トレインマークの発生の防止と、表面処理特性にすぐれ
た成形用アルミニウム合金板材の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｍｇ ：４ 〜６ ％ Ｃｕ ：０．２ 〜１．２ ％ Ｍｇ＋５Ｃｕ：＜１０ ％ Ｔｉ ：０．０１〜０．０５％ Ｂｅ ：０．０００１〜０．０１００％ を含有し、さらに Ｍｎ ：０．０２〜０．２０％ Ｃｒ ：０．０２〜０．２０％ Ｚｒ ：０．０２〜０．２０％ Ｖ ：０．０２〜０．２０％ のうち、少なくとも１種を含有し、残部はＡｌと不可避
不純物とからなるアルミニウム合金を、４００〜５５０
℃で２〜４８時間の一段または多段均質化処理を行った
後、４４０℃以下の析出温度域で熱間加工を行ない、そ
の後、所定の板厚まで冷間加工し、４８０〜５６０℃に
急速加熱し、溶体化処理焼入れを行った後、ローラー矯
正またはスキンパス圧延等の弱加工を行なうことを特徴
とするストレッチャーストレインマークの発生の防止
と、表面処理特性にすぐれた成形用アルミニウム合金板
材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25969994A JPH07173585A (ja) | 1994-09-30 | 1994-09-30 | 表面処理特性にすぐれた成形用アルミニウム合金板材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25969994A JPH07173585A (ja) | 1994-09-30 | 1994-09-30 | 表面処理特性にすぐれた成形用アルミニウム合金板材の製造方法 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP20802888A Division JPH0257655A (ja) | 1988-08-24 | 1988-08-24 | 表面処理特性にすぐれた成形用アルミニウム合金板材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07173585A true JPH07173585A (ja) | 1995-07-11 |
Family
ID=17337705
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25969994A Pending JPH07173585A (ja) | 1994-09-30 | 1994-09-30 | 表面処理特性にすぐれた成形用アルミニウム合金板材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07173585A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7846277B2 (en) | 2003-04-08 | 2010-12-07 | Hydro Aluminium Deutschland Gmbh | Planar, rolled semi-finished product of aluminum alloys |
| CN110331351A (zh) * | 2019-08-21 | 2019-10-15 | 中南大学 | 一种Al-Cu-Li系铝锂合金板材的制备方法 |
| CN115216673A (zh) * | 2022-07-27 | 2022-10-21 | 昆山晶微新材料研究院有限公司 | 一种高强耐蚀5系合金及其制备方法 |
-
1994
- 1994-09-30 JP JP25969994A patent/JPH07173585A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7846277B2 (en) | 2003-04-08 | 2010-12-07 | Hydro Aluminium Deutschland Gmbh | Planar, rolled semi-finished product of aluminum alloys |
| CN110331351A (zh) * | 2019-08-21 | 2019-10-15 | 中南大学 | 一种Al-Cu-Li系铝锂合金板材的制备方法 |
| CN115216673A (zh) * | 2022-07-27 | 2022-10-21 | 昆山晶微新材料研究院有限公司 | 一种高强耐蚀5系合金及其制备方法 |
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