JPH07310153A - 強度と延性及びその安定性に優れたアルミニウム合金板の製造方法 - Google Patents
強度と延性及びその安定性に優れたアルミニウム合金板の製造方法Info
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- JPH07310153A JPH07310153A JP10115294A JP10115294A JPH07310153A JP H07310153 A JPH07310153 A JP H07310153A JP 10115294 A JP10115294 A JP 10115294A JP 10115294 A JP10115294 A JP 10115294A JP H07310153 A JPH07310153 A JP H07310153A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 自動車用のボディパネル、エアクリーナー、
オイルタンク等に使用される高Ｍｇアルミニウム合金板
の強度と延性及びその安定性を向上させたこと。 【構成】 Ｍｇ６〜１０ｗｔ％、残部が通常の不純物と
ＡｌからなるＡｌ合金、およびこれにＣｕ、Ｚｎ、Ｍｎ
を１．０ｗｔ％以下、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖを０．２ｗｔ％以
下の範囲で１種以上を添加したＡｌ合金、或いはこれに
さらにＢｅ、Ｔｉ、Ｂを添加したＡｌ合金鋳塊を均質化
処理後、熱間圧延し、冷間圧延または必要に応じて冷間
圧延の途中で中間焼鈍を施してから最終冷間圧延を施
し、連続焼鈍炉により４００〜５６０℃で５分以内の加
熱後、８０℃／分以上の平均冷却速度で冷却し、次いで
７０〜２５０℃で５秒〜２４時間の熱処理を施すこと。
オイルタンク等に使用される高Ｍｇアルミニウム合金板
の強度と延性及びその安定性を向上させたこと。 【構成】 Ｍｇ６〜１０ｗｔ％、残部が通常の不純物と
ＡｌからなるＡｌ合金、およびこれにＣｕ、Ｚｎ、Ｍｎ
を１．０ｗｔ％以下、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖを０．２ｗｔ％以
下の範囲で１種以上を添加したＡｌ合金、或いはこれに
さらにＢｅ、Ｔｉ、Ｂを添加したＡｌ合金鋳塊を均質化
処理後、熱間圧延し、冷間圧延または必要に応じて冷間
圧延の途中で中間焼鈍を施してから最終冷間圧延を施
し、連続焼鈍炉により４００〜５６０℃で５分以内の加
熱後、８０℃／分以上の平均冷却速度で冷却し、次いで
７０〜２５０℃で５秒〜２４時間の熱処理を施すこと。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は自動車用のボディパネ
ル、エアクリーナ、オイルタンクなどのように、強度と
成形性を要求される成形加工品に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る。
ル、エアクリーナ、オイルタンクなどのように、強度と
成形性を要求される成形加工品に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る。
【０００２】
【従来の技術】従来一般にボディパネルなどの自動車用
成形用板材としては冷延鋼板が多用されていたが、最近
では自動車の車体を軽量化してその燃費を改善するた
め、アルミニウム合金板を使用する要望が強まってい
る。このような用途に使用されるアルミニウム合金板と
してはＡｌ−Ｍｇ系の５０５２合金（Ａｌ−２．５ｗｔ
％Ｍｇ−０．２５ｗｔ％Ｃｒ合金）Ｏ材や５１８２合金
（Ａｌ−４．５ｗｔ％Ｍｇ−０．３５ｗｔ％Ｍｎ合金）
Ｏ材、あるいはＡｌ−Ｃｕ系の２０３６合金（Ａｌ−
２．６ｗｔ％Ｃｕ−０．２５ｗｔ％Ｍｎ−０．４５ｗｔ
％Ｍｇ）Ｔ４材などがある。この内、Ａｌ−Ｍｇ系の合
金は成形性と強度が共に優れるので、インナー部材など
にしばしば用いられている。
成形用板材としては冷延鋼板が多用されていたが、最近
では自動車の車体を軽量化してその燃費を改善するた
め、アルミニウム合金板を使用する要望が強まってい
る。このような用途に使用されるアルミニウム合金板と
してはＡｌ−Ｍｇ系の５０５２合金（Ａｌ−２．５ｗｔ
％Ｍｇ−０．２５ｗｔ％Ｃｒ合金）Ｏ材や５１８２合金
（Ａｌ−４．５ｗｔ％Ｍｇ−０．３５ｗｔ％Ｍｎ合金）
Ｏ材、あるいはＡｌ−Ｃｕ系の２０３６合金（Ａｌ−
２．６ｗｔ％Ｃｕ−０．２５ｗｔ％Ｍｎ−０．４５ｗｔ
％Ｍｇ）Ｔ４材などがある。この内、Ａｌ−Ｍｇ系の合
金は成形性と強度が共に優れるので、インナー部材など
にしばしば用いられている。
【０００３】このＡｌ−Ｍｇ系合金板は通常、鋳造→均
質化処理→熱間圧延→冷間圧延→焼鈍という工程で製造
され、必要に応じて冷間圧延の途中に中間焼鈍を施すこ
ともある。なお、板の平坦性がとくに要求される場合
は、焼鈍の後にテンションレベラー、ローラーレベラ
ー、スキンバス圧延等の手段により整直矯正が施される
こともある。
質化処理→熱間圧延→冷間圧延→焼鈍という工程で製造
され、必要に応じて冷間圧延の途中に中間焼鈍を施すこ
ともある。なお、板の平坦性がとくに要求される場合
は、焼鈍の後にテンションレベラー、ローラーレベラ
ー、スキンバス圧延等の手段により整直矯正が施される
こともある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】上記従来のＡｌ−Ｍｇ
系合金は、アルミニウム合金としては成形性が優れてい
るが、冷延鋼板に対し延性（伸び）が劣っており、プレ
ス成形時に割れが発生しやすいという問題点がある。ま
た強度も冷延鋼板に較べると劣っているため薄肉化しに
くく、車体の軽量化効果が必ずしも十分には達成できな
いという問題点がある。
系合金は、アルミニウム合金としては成形性が優れてい
るが、冷延鋼板に対し延性（伸び）が劣っており、プレ
ス成形時に割れが発生しやすいという問題点がある。ま
た強度も冷延鋼板に較べると劣っているため薄肉化しに
くく、車体の軽量化効果が必ずしも十分には達成できな
いという問題点がある。
【０００５】さて、Ａｌ−Ｍｇ系合金においてはＭｇ含
有量が多いほど強度の伸びが向上することが知られてい
る。従って、強度と伸びを向上させるためＭｇ含有量を
従来（２．５〜５ｗｔ％）よりも多くしたアルミニウム
合金が検討されている。このような高Ｍｇ含有のＡｌ−
Ｍｇ系合金板は、板製造直後の成形性は良好であるが、
自動車部品メーカーにおいてプレス成形を行うまでに数
日以上時間があく場合（通常１週間ないし１ヶ月程度の
ことが多い）、成形性が劣化してしまうという問題点が
あることが判明した。この原因を詳しく調べたところ、
６ｗｔ％以上のＭｇを含有するＡｌ−Ｍｇ系合金板は、
板製造後の室温放置により伸びが次第に劣化（最大５
％）していくためであることが判明した。
有量が多いほど強度の伸びが向上することが知られてい
る。従って、強度と伸びを向上させるためＭｇ含有量を
従来（２．５〜５ｗｔ％）よりも多くしたアルミニウム
合金が検討されている。このような高Ｍｇ含有のＡｌ−
Ｍｇ系合金板は、板製造直後の成形性は良好であるが、
自動車部品メーカーにおいてプレス成形を行うまでに数
日以上時間があく場合（通常１週間ないし１ヶ月程度の
ことが多い）、成形性が劣化してしまうという問題点が
あることが判明した。この原因を詳しく調べたところ、
６ｗｔ％以上のＭｇを含有するＡｌ−Ｍｇ系合金板は、
板製造後の室温放置により伸びが次第に劣化（最大５
％）していくためであることが判明した。
【０００６】伸びの経時劣化は、Ｍｇ含有量が６ｗｔ％
以上で、かつ連続焼鈍炉で急速加熱冷却を施した場合に
特徴的に見られ、Ｍｇ含有量が多いほどその劣化率が大
きい。また伸びは連続焼鈍炉での加熱終了直後が最も大
きく、その後の室温放置により次第に低下し約３０日後
に極小となったのち、徐々に回復する傾向を示す。この
伸びの経時劣化の模様は現在詳しく検討中であるが、室
温放置中にＡｌ−Ｍｇ系の微細なクラスターまたはＧＰ
ゾーンが生成して、これに起因する自然時効硬化による
ものと推定している。連続焼鈍炉の急速冷却は、焼き入
れ過剰空孔の導入により、Ａｌ−Ｍｇ系の微細なクラス
ターまたはＧＰゾーンの生成を促進させているものと推
定される。また約３０日経過以後は上記ＧＰゾーンのサ
イズが大きくなり（いわゆる過時効状態となり）、伸び
が回復していくものと推定される。本発明は上記に鑑み
てなされたものであって、高Ｍｇ含有のＡｌ−Ｍｇ系合
金板の製造後の室温放置による伸びの低下を抑制し、プ
レス成形性の経時劣化を防止することを目的とするもの
である。
以上で、かつ連続焼鈍炉で急速加熱冷却を施した場合に
特徴的に見られ、Ｍｇ含有量が多いほどその劣化率が大
きい。また伸びは連続焼鈍炉での加熱終了直後が最も大
きく、その後の室温放置により次第に低下し約３０日後
に極小となったのち、徐々に回復する傾向を示す。この
伸びの経時劣化の模様は現在詳しく検討中であるが、室
温放置中にＡｌ−Ｍｇ系の微細なクラスターまたはＧＰ
ゾーンが生成して、これに起因する自然時効硬化による
ものと推定している。連続焼鈍炉の急速冷却は、焼き入
れ過剰空孔の導入により、Ａｌ−Ｍｇ系の微細なクラス
ターまたはＧＰゾーンの生成を促進させているものと推
定される。また約３０日経過以後は上記ＧＰゾーンのサ
イズが大きくなり（いわゆる過時効状態となり）、伸び
が回復していくものと推定される。本発明は上記に鑑み
てなされたものであって、高Ｍｇ含有のＡｌ−Ｍｇ系合
金板の製造後の室温放置による伸びの低下を抑制し、プ
レス成形性の経時劣化を防止することを目的とするもの
である。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は、Ｍｇ６〜１０
ｗｔ％を含有し、残部が通常の不純物とＡｌからなるア
ルミニウム合金鋳塊を、均質化処理後、熱間圧延し、冷
間圧延、または必要に応じて冷間圧延の途中で中間焼鈍
を施してから最終冷間圧延を施し、連続焼鈍炉により４
００〜５６０℃で５分以内の加熱後、８０℃／分以上の
平均冷却速度で冷却し、次いで７０〜２５０℃で５秒〜
２４時間の熱処理を施すことを特徴とする強度と延性及
びその安定性に優れたアルミニウム合金板の製造方法を
請求項１とし、Ｍｇ６〜１０ｗｔ％を含有し、さらにＣ
ｕ１．０ｗｔ％以下、Ｚｎ１．０ｗｔ％以下、Ｍｎ１．
０ｗｔ％以下、Ｃｒ０．２ｗｔ％以下、Ｚｒ０．２ｗｔ
％以下、Ｖ０．２ｗｔ％以下のうち１種または２種以上
を含有し、残部が通常の不純物とＡｌからなるアルミニ
ウム合金鋳塊を、均質化処理後、熱間圧延し、冷間圧
延、または必要に応じて冷間圧延の途中で中間焼鈍を施
してから最終冷間圧延を施し、連続焼鈍炉により４００
〜５６０℃で５分以内の加熱後、８０℃／分以上の平均
冷却速度で冷却し、次いで７０〜２５０℃で５秒〜２４
時間の熱処理を施すことを特徴とする強度と延性及びそ
の安定性に優れたアルミニウム合金板の製造方法を請求
項２とし、Ｍｇ６〜１０ｗｔ％とＣｕ１．０ｗｔ％以
下、Ｚｎ１．０ｗｔ％以下、Ｍｎ１．０ｗｔ％以下、Ｃ
ｒ０．２ｗｔ％以下、Ｚｒ０．２ｗｔ％以下、Ｖ０．２
ｗｔ％以下を含有し、さらにＢｅ０．０００１〜０．０
１ｗｔ％、Ｔｉ０．００５〜０．１ｗｔ％、またはＴｉ
０．００５〜０．１ｗｔ％とＢ０．００００１〜０．０
０５ｗｔ％を含有し、残部が通常の不純物とＡｌからな
るアルミニウム合金鋳塊を、均質化処理後、熱間圧延
し、冷間圧延、または必要に応じて冷間圧延の途中で中
間焼鈍を施してから最終冷間圧延を施し、連続焼鈍炉に
より４００〜５６０℃で５分以内の加熱後、８０℃／分
以上の平均冷却速度で冷却し、次いで７０〜２５０℃で
５秒〜２４時間の熱処理を施すことを特徴とする強度と
延性及びその安定性に優れたアルミニウム合金板の製造
方法を請求項３とするものである。
ｗｔ％を含有し、残部が通常の不純物とＡｌからなるア
ルミニウム合金鋳塊を、均質化処理後、熱間圧延し、冷
間圧延、または必要に応じて冷間圧延の途中で中間焼鈍
を施してから最終冷間圧延を施し、連続焼鈍炉により４
００〜５６０℃で５分以内の加熱後、８０℃／分以上の
平均冷却速度で冷却し、次いで７０〜２５０℃で５秒〜
２４時間の熱処理を施すことを特徴とする強度と延性及
びその安定性に優れたアルミニウム合金板の製造方法を
請求項１とし、Ｍｇ６〜１０ｗｔ％を含有し、さらにＣ
ｕ１．０ｗｔ％以下、Ｚｎ１．０ｗｔ％以下、Ｍｎ１．
０ｗｔ％以下、Ｃｒ０．２ｗｔ％以下、Ｚｒ０．２ｗｔ
％以下、Ｖ０．２ｗｔ％以下のうち１種または２種以上
を含有し、残部が通常の不純物とＡｌからなるアルミニ
ウム合金鋳塊を、均質化処理後、熱間圧延し、冷間圧
延、または必要に応じて冷間圧延の途中で中間焼鈍を施
してから最終冷間圧延を施し、連続焼鈍炉により４００
〜５６０℃で５分以内の加熱後、８０℃／分以上の平均
冷却速度で冷却し、次いで７０〜２５０℃で５秒〜２４
時間の熱処理を施すことを特徴とする強度と延性及びそ
の安定性に優れたアルミニウム合金板の製造方法を請求
項２とし、Ｍｇ６〜１０ｗｔ％とＣｕ１．０ｗｔ％以
下、Ｚｎ１．０ｗｔ％以下、Ｍｎ１．０ｗｔ％以下、Ｃ
ｒ０．２ｗｔ％以下、Ｚｒ０．２ｗｔ％以下、Ｖ０．２
ｗｔ％以下を含有し、さらにＢｅ０．０００１〜０．０
１ｗｔ％、Ｔｉ０．００５〜０．１ｗｔ％、またはＴｉ
０．００５〜０．１ｗｔ％とＢ０．００００１〜０．０
０５ｗｔ％を含有し、残部が通常の不純物とＡｌからな
るアルミニウム合金鋳塊を、均質化処理後、熱間圧延
し、冷間圧延、または必要に応じて冷間圧延の途中で中
間焼鈍を施してから最終冷間圧延を施し、連続焼鈍炉に
より４００〜５６０℃で５分以内の加熱後、８０℃／分
以上の平均冷却速度で冷却し、次いで７０〜２５０℃で
５秒〜２４時間の熱処理を施すことを特徴とする強度と
延性及びその安定性に優れたアルミニウム合金板の製造
方法を請求項３とするものである。
【０００８】
【作用】まず、本発明の対象とする合金成分の限定理由
について説明する。
について説明する。
【０００９】Ｍｇは強度と成形性を向上させるため添加
する。しかしてＭｇが６ｗｔ％未満では効果が不十分で
あり、一方１０ｗｔ％を越えると圧延性が急激に低下
し、製造が困難となる。
する。しかしてＭｇが６ｗｔ％未満では効果が不十分で
あり、一方１０ｗｔ％を越えると圧延性が急激に低下
し、製造が困難となる。
【００１０】本発明の請求項２においては、上記の組成
にＣｕ１．０ｗｔ％以下、Ｚｎ１．０ｗｔ％以下、Ｍｎ
１．０ｗｔ％以下を添加する。これらの添加元素は強度
をさらに向上させる効果を有する。添加量が１．０％を
越えると熱間圧延性が低下し、製造が困難となる。
にＣｕ１．０ｗｔ％以下、Ｚｎ１．０ｗｔ％以下、Ｍｎ
１．０ｗｔ％以下を添加する。これらの添加元素は強度
をさらに向上させる効果を有する。添加量が１．０％を
越えると熱間圧延性が低下し、製造が困難となる。
【００１１】また、Ｃｒ０．２ｗｔ％以下、Ｚｒ０．２
ｗｔ％以下、Ｖ０．２ｗｔ％以下を添加する。これらの
添加元素は結晶粒を均一微細化し熱間圧延性を向上させ
る効果を有する。添加量が０．２ｗｔ％を越えると、伸
びが低下する。
ｗｔ％以下、Ｖ０．２ｗｔ％以下を添加する。これらの
添加元素は結晶粒を均一微細化し熱間圧延性を向上させ
る効果を有する。添加量が０．２ｗｔ％を越えると、伸
びが低下する。
【００１２】本発明の請求項３においては、これらの他
にＢｅを０．０００１〜０．０１％添加する。Ｂｅは溶
解製造時の鋳造割れ防止と、均質化処理中の鋳塊の酸化
によるＭｇの滅失を防ぐためで、０．０００１ｗｔ％未
満ではその効果が不十分であり、０．０１ｗｔ％を越え
ると毒性が問題となる。
にＢｅを０．０００１〜０．０１％添加する。Ｂｅは溶
解製造時の鋳造割れ防止と、均質化処理中の鋳塊の酸化
によるＭｇの滅失を防ぐためで、０．０００１ｗｔ％未
満ではその効果が不十分であり、０．０１ｗｔ％を越え
ると毒性が問題となる。
【００１３】さらにＴｉ０．００５〜０．１ｗｔ％また
はＴｉ０．００５〜０．１ｗｔ％とＢ０．００００１〜
０．０５ｗｔ％を添加する。Ｔｉ、またはＴｉとＢは、
鋳塊組織を均一微細化する効果があるため、熱間圧延性
を改善し、かつ最終焼鈍後の強度と成形性のばらつきを
低減する効果を有する。しかしてＴｉが０．００５ｗｔ
％未満ではその効果が少なく、０．１ｗｔ％を越えると
粗大な金属間化合物を形成し伸びが低下する。他方Ｂは
Ｔｉと共存して鋳塊組織微細化効果をさらに高めるの
で、０．００００１〜０．０５ｗｔ％添加するのが望ま
しい。しかしてＢが０．００００１ｗｔ％未満ではその
効果が少なく、０．０５ｗｔ％を越えると粗大なＴｉＢ
2 粒子を形成し伸びが低下する。
はＴｉ０．００５〜０．１ｗｔ％とＢ０．００００１〜
０．０５ｗｔ％を添加する。Ｔｉ、またはＴｉとＢは、
鋳塊組織を均一微細化する効果があるため、熱間圧延性
を改善し、かつ最終焼鈍後の強度と成形性のばらつきを
低減する効果を有する。しかしてＴｉが０．００５ｗｔ
％未満ではその効果が少なく、０．１ｗｔ％を越えると
粗大な金属間化合物を形成し伸びが低下する。他方Ｂは
Ｔｉと共存して鋳塊組織微細化効果をさらに高めるの
で、０．００００１〜０．０５ｗｔ％添加するのが望ま
しい。しかしてＢが０．００００１ｗｔ％未満ではその
効果が少なく、０．０５ｗｔ％を越えると粗大なＴｉＢ
2 粒子を形成し伸びが低下する。
【００１４】本合金の主要な不純物としてはＦｅとＳｉ
があるが、それぞれ０．２ｗｔ％以下であることが望ま
しい。これらの含有量がそれぞれ０．２ｗｔ％を越えた
場合、ＦｅとＳｉは粗大な金属間化合物を形成するため
伸びを低下させる。また熱間圧延性も低下する。なお、
その他の不純物は合計０．３ｗｔ％以下ならば、本発明
の顕著な効果を奏する上で特に問題はない。
があるが、それぞれ０．２ｗｔ％以下であることが望ま
しい。これらの含有量がそれぞれ０．２ｗｔ％を越えた
場合、ＦｅとＳｉは粗大な金属間化合物を形成するため
伸びを低下させる。また熱間圧延性も低下する。なお、
その他の不純物は合計０．３ｗｔ％以下ならば、本発明
の顕著な効果を奏する上で特に問題はない。
【００１５】次に本発明の製造条件について説明する。
まず、上述のような成分組成のアルミニウム合金鋳塊に
対し、均質化処理を施す。均質化処理は溶質原子の分布
の均一化をはかり、強度と伸びを向上し、焼鈍後の組織
を均一化するために施す。その条件としては通常の条件
でよく、特に限定するものではないが、４５０〜５５０
℃で２４時間以下であることが望ましい。温度が４５０
℃未満では効果が不十分であり、５４０℃を越えるかま
たは時間が２４時間を越えると酸化によるＭｇの滅失が
著しくなり、また熱間圧延割れも発生しやすくなる。
まず、上述のような成分組成のアルミニウム合金鋳塊に
対し、均質化処理を施す。均質化処理は溶質原子の分布
の均一化をはかり、強度と伸びを向上し、焼鈍後の組織
を均一化するために施す。その条件としては通常の条件
でよく、特に限定するものではないが、４５０〜５５０
℃で２４時間以下であることが望ましい。温度が４５０
℃未満では効果が不十分であり、５４０℃を越えるかま
たは時間が２４時間を越えると酸化によるＭｇの滅失が
著しくなり、また熱間圧延割れも発生しやすくなる。
【００１６】次に、このような均質化処理を施したアル
ミニウム合金鋳塊を熱間圧延する。この条件も特に限定
しないが、熱間圧延において少なくとも最初の３バスの
圧下率を低くする（望ましくは３％以下）ことが熱間圧
延割れを防ぐために望ましい。また均質化処理後の鋳塊
の結晶粒径は１０００μｍ以下とし、熱間圧延開始温度
は３２０〜４７０℃とすることがやはり熱延割れを防ぐ
ために望ましい。
ミニウム合金鋳塊を熱間圧延する。この条件も特に限定
しないが、熱間圧延において少なくとも最初の３バスの
圧下率を低くする（望ましくは３％以下）ことが熱間圧
延割れを防ぐために望ましい。また均質化処理後の鋳塊
の結晶粒径は１０００μｍ以下とし、熱間圧延開始温度
は３２０〜４７０℃とすることがやはり熱延割れを防ぐ
ために望ましい。
【００１７】熱間圧延後に所定の板厚まで冷間圧延を施
す。冷間圧延の途中に必要に応じ中間焼鈍を施してもよ
く、結晶粒径の調整や強度・伸びの異方性の低減に有効
な場合がある。この中間焼鈍は常法に従い２３０〜４５
０℃で１〜２４時間程度、或いは連続焼鈍炉を使用する
場合は４００〜５６０℃で５分以内施せば良い。
す。冷間圧延の途中に必要に応じ中間焼鈍を施してもよ
く、結晶粒径の調整や強度・伸びの異方性の低減に有効
な場合がある。この中間焼鈍は常法に従い２３０〜４５
０℃で１〜２４時間程度、或いは連続焼鈍炉を使用する
場合は４００〜５６０℃で５分以内施せば良い。
【００１８】最終冷間圧延後、連続焼鈍炉（ＣＡＬな
ど）により４００〜５６０℃で５分以内の高温短時間加
熱により完全再結晶組織とした後、８０℃／分以上の平
均冷却速度で冷却する。加熱温度が４００℃未満では再
結晶が不完全で伸びが低く、５６０℃を越えるとバーニ
ングや溶融を起こす。加熱時間が５分を越えるとバーニ
ングや溶融を起こすのみならず、連続焼鈍炉の場合生産
性が極端に低下し非現実的である。この高温短時間加熱
後の再結晶粒径は５〜１２０μｍの範囲であることが成
形性の点で好ましい。加熱後の平均冷却速度が８０℃／
分未満だと冷却中にＭｇが析出し、Ｍｇの固溶量が減る
ため伸びが低下する。なお、焼鈍を定置式のバッチ炉で
行うと強度と伸びの異方性が大きく、伸びも低く成形性
が劣り不適当である。
ど）により４００〜５６０℃で５分以内の高温短時間加
熱により完全再結晶組織とした後、８０℃／分以上の平
均冷却速度で冷却する。加熱温度が４００℃未満では再
結晶が不完全で伸びが低く、５６０℃を越えるとバーニ
ングや溶融を起こす。加熱時間が５分を越えるとバーニ
ングや溶融を起こすのみならず、連続焼鈍炉の場合生産
性が極端に低下し非現実的である。この高温短時間加熱
後の再結晶粒径は５〜１２０μｍの範囲であることが成
形性の点で好ましい。加熱後の平均冷却速度が８０℃／
分未満だと冷却中にＭｇが析出し、Ｍｇの固溶量が減る
ため伸びが低下する。なお、焼鈍を定置式のバッチ炉で
行うと強度と伸びの異方性が大きく、伸びも低く成形性
が劣り不適当である。
【００１９】最後に７０〜２５０℃で５秒〜２４時間の
伸びの安定化のための加熱を行う。この加熱を施すこと
により焼き入れ過剰空孔を速やかに消滅させ、続く室温
放置中のＧＰゾーンの生成を抑制し、伸びの経時劣化を
防ぐことが可能である。加熱温度が７０℃未満では効果
が不十分であり２５０℃を越えるとＭｇが析出し伸びが
低下する。加熱時間が５秒未満では効果が不十分であり
２４時間を越えるとやはりＭｇが析出し伸びが低下する
うえ不経済である。この伸びの安定化のための加熱は上
記範囲ならば定置式のバッチ炉が連続焼鈍炉のいずれに
より施しても良い。
伸びの安定化のための加熱を行う。この加熱を施すこと
により焼き入れ過剰空孔を速やかに消滅させ、続く室温
放置中のＧＰゾーンの生成を抑制し、伸びの経時劣化を
防ぐことが可能である。加熱温度が７０℃未満では効果
が不十分であり２５０℃を越えるとＭｇが析出し伸びが
低下する。加熱時間が５秒未満では効果が不十分であり
２４時間を越えるとやはりＭｇが析出し伸びが低下する
うえ不経済である。この伸びの安定化のための加熱は上
記範囲ならば定置式のバッチ炉が連続焼鈍炉のいずれに
より施しても良い。
【００２０】このような伸びの安定化のための加熱をお
こなう前、または後に、必要に応じてテンションレベラ
ー、ローラーレベラー、スキンバス圧延等の手段により
整直矯正を施してもよい。またやはり必要に応じて酸や
アルカリで表面を洗浄してもよい。
こなう前、または後に、必要に応じてテンションレベラ
ー、ローラーレベラー、スキンバス圧延等の手段により
整直矯正を施してもよい。またやはり必要に応じて酸や
アルカリで表面を洗浄してもよい。
【００２１】
【実施例】以下に本発明の一実施例について説明する。 （実施例１）表１に示すＮo.１〜Ｎo.１２の組成のアル
ミニウム合金を常法に従いＤＣ鋳造により、厚さ４００
ｍｍ、幅１６５０ｍｍ、長さ４５００ｍｍに鋳造した。
この鋳塊を４９０℃で３時間の均質化処理後、開始温度
４００℃、最初の３回の圧延パスの低下率を２％、４パ
ス目以降最終パス（２８パス）の圧下率を３〜４５％の
範囲で順次増加させ、板厚５ｍｍまで熱間圧延した。次
いで板厚１ｍｍまで冷間圧延したのち連続焼鈍炉により
４８０℃で２０秒間加熱後、平均冷却速度５００℃／分
で室温まで冷却した。次に１３０℃で２時間の伸び安定
化のための加熱を施したのち、室温で最大１２８日まで
放置した時の伸びと強度の経時変化を引張試験により調
べた。その結果を表２と表３に示す。なお表中の０日と
は、安定化処理直後の値である。
ミニウム合金を常法に従いＤＣ鋳造により、厚さ４００
ｍｍ、幅１６５０ｍｍ、長さ４５００ｍｍに鋳造した。
この鋳塊を４９０℃で３時間の均質化処理後、開始温度
４００℃、最初の３回の圧延パスの低下率を２％、４パ
ス目以降最終パス（２８パス）の圧下率を３〜４５％の
範囲で順次増加させ、板厚５ｍｍまで熱間圧延した。次
いで板厚１ｍｍまで冷間圧延したのち連続焼鈍炉により
４８０℃で２０秒間加熱後、平均冷却速度５００℃／分
で室温まで冷却した。次に１３０℃で２時間の伸び安定
化のための加熱を施したのち、室温で最大１２８日まで
放置した時の伸びと強度の経時変化を引張試験により調
べた。その結果を表２と表３に示す。なお表中の０日と
は、安定化処理直後の値である。
【００２２】
【表１】
【００２３】
【表２】
【００２４】
【表３】
【００２５】表２と表３より明らかなように、本発明に
係るＮo.１〜Ｎo.６は強度も伸びも大きく、その経時変
化も殆どないことが判る。これに対しＭｇ量の低いＮo.
７は強度も伸びも小さく、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｍｎ量の
多いＮo.８〜Ｎo.１０は熱間圧延で割れが発生して製造
不能であった。またＣｒ、Ｚｒ、Ｖ量の多いＮo.１１，
Ｎo.１２は伸びが小さい。
係るＮo.１〜Ｎo.６は強度も伸びも大きく、その経時変
化も殆どないことが判る。これに対しＭｇ量の低いＮo.
７は強度も伸びも小さく、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｍｎ量の
多いＮo.８〜Ｎo.１０は熱間圧延で割れが発生して製造
不能であった。またＣｒ、Ｚｒ、Ｖ量の多いＮo.１１，
Ｎo.１２は伸びが小さい。
【００２６】（実施例２）実施例１のＮo.２で得られた
熱間圧延板（板厚５ｍｍ）について、表４に示す条件で
冷間圧延、焼鈍、安定化熱処理を施し、板厚１ｍｍのア
ルミニウム合金板とした。このようにして得られたアル
ミニウム合金板を室温で最大１２８日まで放置した時の
伸びと強度の経時変化を引張試験により調べた。その結
果を表５と表６に示す。なお表中の０日は、安定化処理
直後の値である。
熱間圧延板（板厚５ｍｍ）について、表４に示す条件で
冷間圧延、焼鈍、安定化熱処理を施し、板厚１ｍｍのア
ルミニウム合金板とした。このようにして得られたアル
ミニウム合金板を室温で最大１２８日まで放置した時の
伸びと強度の経時変化を引張試験により調べた。その結
果を表５と表６に示す。なお表中の０日は、安定化処理
直後の値である。
【００２７】
【表４】
【００２８】
【表５】
【００２９】
【表６】
【００３０】表５と表６より明らかなように本発明に係
るＮo.１３〜Ｎo.１８は伸びと強度が大きく、その経時
変化が殆ど無い。これに対し、焼鈍温度の低いＮo.１９
は伸びが低く、焼鈍温度の高すぎるＮo.２０は板が溶融
して以後の製造が不可能であった。また安定化熱処理を
しないＮo.２１と、安定化熱処理の温度が低いＮo.２２
は、伸びの経時変化が大きく、３２日目では４〜５％の
伸びの低下が生じた。安定化熱処理の温度の高いＮo.２
３は伸びが低く、連続焼鈍炉で高温の安定化熱処理を施
したＮo.２４は伸びの経時変化が大きい。焼鈍後の冷却
速度の遅いＮo.２５は伸びが低い。
るＮo.１３〜Ｎo.１８は伸びと強度が大きく、その経時
変化が殆ど無い。これに対し、焼鈍温度の低いＮo.１９
は伸びが低く、焼鈍温度の高すぎるＮo.２０は板が溶融
して以後の製造が不可能であった。また安定化熱処理を
しないＮo.２１と、安定化熱処理の温度が低いＮo.２２
は、伸びの経時変化が大きく、３２日目では４〜５％の
伸びの低下が生じた。安定化熱処理の温度の高いＮo.２
３は伸びが低く、連続焼鈍炉で高温の安定化熱処理を施
したＮo.２４は伸びの経時変化が大きい。焼鈍後の冷却
速度の遅いＮo.２５は伸びが低い。
【００３１】
【発明の効果】このように本発明によれば、強度と伸び
及びその安定性に優れた成形用アルミニウム合金板が得
られ、工業上顕著な効果を奏するものである。
及びその安定性に優れた成形用アルミニウム合金板が得
られ、工業上顕著な効果を奏するものである。
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｍｇ６〜１０ｗｔ％を含有し、残部が通
常の不純物とＡｌからなるアルミニウム合金鋳塊を、均
質化処理後、熱間圧延し、冷間圧延、または必要に応じ
て冷間圧延の途中で中間焼鈍を施してから最終冷間圧延
を施し、連続焼鈍炉により４００〜５６０℃で５分以内
の加熱後、８０℃／分以上の平均冷却速度で冷却し、次
いで７０〜２５０℃で５秒〜２４時間の熱処理を施すこ
とを特徴とする強度と延性及びその安定性に優れたアル
ミニウム合金板の製造方法。 - 【請求項２】 Ｍｇ６〜１０ｗｔ％を含有し、さらにＣ
ｕ１．０ｗｔ％以下、Ｚｎ１．０ｗｔ％以下、Ｍｎ１．
０ｗｔ％以下、Ｃｒ０．２ｗｔ％以下、Ｚｒ０．２ｗｔ
％以下、Ｖ０．２ｗｔ％以下のうち１種または２種以上
を含有し、残部が通常の不純物とＡｌからなるアルミニ
ウム合金鋳塊を、均質化処理後、熱間圧延し、冷間圧
延、または必要に応じて冷間圧延の途中で中間焼鈍を施
してから最終冷間圧延を施し、連続焼鈍炉により４００
〜５６０℃で５分以内の加熱後、８０℃／分以上の平均
冷却速度で冷却し、次いで７０〜２５０℃で５秒〜２４
時間の熱処理を施すことを特徴とする強度と延性及びそ
の安定性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。 - 【請求項３】 Ｍｇ６〜１０ｗｔ％とＣｕ１．０ｗｔ％
以下、Ｚｎ１．０ｗｔ％以下、Ｍｎ１．０ｗｔ％以下、
Ｃｒ０．２ｗｔ％以下、Ｚｒ０．２ｗｔ％以下、Ｖ０．
２ｗｔ％以下を含有し、さらにＢｅ０．０００１〜０．
０１ｗｔ％、Ｔｉ０．００５〜０．１ｗｔ％、またはＴ
ｉ０．００５〜０．１ｗｔ％とＢ０．００００１〜０．
００５ｗｔ％を含有し、残部が通常の不純物とＡｌから
なるアルミニウム合金鋳塊を、均質化処理後、熱間圧延
し、冷間圧延、または必要に応じて冷間圧延の途中で中
間焼鈍を施してから最終冷間圧延を施し、連続焼鈍炉に
より４００〜５６０℃で５分以内の加熱後、８０℃／分
以上の平均冷却速度で冷却し、次いで７０〜２５０℃で
５秒〜２４時間の熱処理を施すことを特徴とする強度と
延性及びその安定性に優れたアルミニウム合金板の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10115294A JPH07310153A (ja) | 1994-05-16 | 1994-05-16 | 強度と延性及びその安定性に優れた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 |
|---|---|---|---|
| JP10115294A JPH07310153A (ja) | 1994-05-16 | 1994-05-16 | 強度と延性及びその安定性に優れたアルミニウム合金板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07310153A true JPH07310153A (ja) | 1995-11-28 |
Family
ID=14293086
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10115294A Pending JPH07310153A (ja) | 1994-05-16 | 1994-05-16 | 強度と延性及びその安定性に優れたアルミニウム合金板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07310153A (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1997038146A1 (en) * | 1996-04-04 | 1997-10-16 | Hoogovens Aluminium Walzprodukte Gmbh | Aluminium-magnesium alloy plate or extrusion |
| JP2006249480A (ja) * | 2005-03-09 | 2006-09-21 | Kobe Steel Ltd | 成形用アルミニウム合金板 |
| JP2007077486A (ja) * | 2005-09-16 | 2007-03-29 | Kobe Steel Ltd | 成形用アルミニウム合金板 |
| JP2010285635A (ja) * | 2009-06-09 | 2010-12-24 | Kobe Steel Ltd | 伸びフランジ性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 |
| JP2012140709A (ja) * | 2012-02-15 | 2012-07-26 | Kobe Steel Ltd | 成形用アルミニウム合金板 |
| CN105861892A (zh) * | 2016-06-09 | 2016-08-17 | 北京工业大学 | 一种Al-Mg-Mn-Er-Zr合金轧制及稳定化退火工艺 |
| JP2018204100A (ja) * | 2017-04-15 | 2018-12-27 | ザ・ボーイング・カンパニーＴｈｅ Ｂｏｅｉｎｇ Ｃｏｍｐａｎｙ | マグネシウムと、クロム、マンガン及びジルコニウムのうちの少なくとも１つとを添加したアルミニウム合金、並びにその製造方法 |
| JP2019011505A (ja) * | 2017-04-15 | 2019-01-24 | ザ・ボーイング・カンパニーＴｈｅ Ｂｏｅｉｎｇ Ｃｏｍｐａｎｙ | マグネシウムと、カルシウムと、クロム、マンガン及びジルコニウムのうちの少なくとも１つとを添加したアルミニウム合金、並びにその製造方法 |
| CN111742072A (zh) * | 2017-12-28 | 2020-10-02 | 费曼合金有限公司 | 含铝合金用于增材制造的用途 |
-
1994
- 1994-05-16 JP JP10115294A patent/JPH07310153A/ja active Pending
Cited By (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1997038146A1 (en) * | 1996-04-04 | 1997-10-16 | Hoogovens Aluminium Walzprodukte Gmbh | Aluminium-magnesium alloy plate or extrusion |
| US6238495B1 (en) * | 1996-04-04 | 2001-05-29 | Corus Aluminium Walzprodukte Gmbh | Aluminium-magnesium alloy plate or extrusion |
| AU735772B2 (en) * | 1996-04-04 | 2001-07-12 | Corus Aluminium Walzprodukte Gmbh | Aluminium-magnesium alloy plate or extrusion |
| US6342113B2 (en) | 1996-04-04 | 2002-01-29 | Corus Aluminium Walzprodukte Gmbh | Aluminum-magnesium alloy plate or extrusion |
| JP4541934B2 (ja) * | 2005-03-09 | 2010-09-08 | 株式会社神戸製鋼所 | 成形用アルミニウム合金板の製造方法 |
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| JP2007077486A (ja) * | 2005-09-16 | 2007-03-29 | Kobe Steel Ltd | 成形用アルミニウム合金板 |
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| JP2018204100A (ja) * | 2017-04-15 | 2018-12-27 | ザ・ボーイング・カンパニーＴｈｅ Ｂｏｅｉｎｇ Ｃｏｍｐａｎｙ | マグネシウムと、クロム、マンガン及びジルコニウムのうちの少なくとも１つとを添加したアルミニウム合金、並びにその製造方法 |
| JP2019011505A (ja) * | 2017-04-15 | 2019-01-24 | ザ・ボーイング・カンパニーＴｈｅ Ｂｏｅｉｎｇ Ｃｏｍｐａｎｙ | マグネシウムと、カルシウムと、クロム、マンガン及びジルコニウムのうちの少なくとも１つとを添加したアルミニウム合金、並びにその製造方法 |
| CN111742072A (zh) * | 2017-12-28 | 2020-10-02 | 费曼合金有限公司 | 含铝合金用于增材制造的用途 |
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