JPH0849052A - 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 自動車のボディシート等に使用される成形加
工用Ａｌ合金板として、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Ａｌ合金板の製造方法
を提供する。 【構成】 Ｍｇ０．３〜１．５％、Ｓｉ０．４〜２．０
％を含有し、かつＺｎ０．０３〜１．５％、Ｍｎ０．０
３〜０．４％、Ｃｒ０．０３〜０．４％、Ｚｒ０．０３
〜０．４％、Ｖ０．０３〜０．４％、Ｆｅ０．０３〜
０．５％、Ｔｉ０．００５〜０．２％のうちの１種また
は２種以上を含有し、さらにＣｕが０．１％未満に規制
され、残部実質的にＡｌよりなる合金の鋳塊を均質化処
理、熱間圧延、冷間圧延した後、４８０℃以上で溶体化
処理を施して、１００℃／ｍｉｎ以上で５０〜８０℃の
温度域に冷却し、その温度域で５秒以上でかつ合金の耐
力が１００Ｎ／ｍｍ² 以下になるような範囲内の時間保
持し、続いて８５〜１５０℃にて０．５〜５０時間安定
化処理を施す。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、自動車ボディシート
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。

【０００２】

【従来の技術】自動車のボディシートには、従来は主と
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。

【０００３】従来このような自動車用ボディシート向け
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。

【０００４】ところで塗装焼付時における時効硬化を期
待したＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系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。

【０００５】すなわち、最近ではコストの一層の低減の
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。

【０００６】また塗装焼付については、省エネルギおよ
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。また従来のＡｌ−Ｍｇ−
Ｓｉ系合金板では、塗装焼付後に高強度を得るために焼
付硬化性を高めようとすれば、板製造後に室温に放置し
た場合に自然時効により硬化が生じやすくなり、そのた
め成形性が阻害され勝ちであるという問題もある。

【０００７】この発明は以上の事情を背景としてなされ
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のである。

【０００８】

【課題を解決するための手段】前述のような課題を解決
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、溶体化処理後に適切な
熱処理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。

【０００９】具体的には、この発明のアルミニウム合金
板の製造方法は、Ｍｇ０．３〜１．５％、Ｓｉ０．４〜
２．０％を含有し、かつ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種または２種以上を含有し、さらにＣｕが
０．１％未満に規制され、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、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１００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で５
０〜８０℃の温度域まで冷却して、この温度域内で５秒
以上の保持を行ない、かつその保持時間の上限を、合金
の耐力（σ_0.2 ）が１００Ｎ／ｍｍ² 以下になるように
規制し、続いて８５〜１５０℃の範囲内の温度に加熱し
て、この温度範囲で０．５〜５０時間保持する安定化処
理を行なうことを特徴とするものである。

【００１０】

【作用】先ずこの発明の製造方法で用いる合金の成分組
成限定理由について説明する。

【００１１】Ｍｇ：Ｍｇはこの発明で対象としている系
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、充分な強度向上が得られ
ず、一方１．５％を越えれば成形性が低下するから、Ｍ
ｇ量は０．３〜１．５％の範囲内とした。

【００１２】Ｓｉ：Ｓｉもこの発明の系の合金で基本と
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、再結晶組織の微細化にも寄与する。Ｓｉが０．４％
未満では上記の効果が充分に得られず、一方２．０％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０．４〜２．０％の範囲内とした。

【００１３】Ｃｕ：Ｃｕはこの発明の系の合金で必須な
元素ではないが、０．１％以上になると合金の耐糸錆性
が劣化するため、Ｃｕの含有量は０．１％未満に規制す
る。

【００１４】Ｚｎ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ，Ｔｉ，Ｆ
ｅ：これらは強度向上や結晶粒微細化のために１種また
は２種以上添加される。これらのうち、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％を越えれば成形性が低下するから、Ｚ
ｎ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０．０
３〜０．４％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Ｆ
ｅは０．０３〜０．５％の範囲内とした。なおこれらの
Ｚｎ，Ｍｎ，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。特
に、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のが通常である。

【００１５】以上の各元素のほかは、基本的にはＡｌお
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。

【００１６】次にこの発明の方法における製造プロセス
について説明する。

【００１７】溶体化処理前までの工程すなわち所要の製
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、常法により均質化処理を施し、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。

【００１８】上述のようにして所要の製品板厚とした
後、４８０℃以上の温度で溶体化処理を行なう。この溶
体化処理は、Ｍｇ₂ Ｓｉ等をマトリックスに固溶させ、
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。

【００１９】溶体化処理後には、１００℃／ｍｉｎ以上
の冷却速度で、５０〜８０℃の温度域まで冷却（焼入
れ）する。ここで、溶体化処理後の冷却速度が１００℃
／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。

【００２０】前述のようにして４８０℃以上の温度での
溶体化処理の後、１００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で５
０〜８０℃の温度域内で冷却（焼入）し、その５０〜８
０℃の温度域内で時間Ｔだけ保持する。この保持時間Ｔ
は下限を５秒とし、上限（Ｔ_max ）は合金の耐力が１０
０Ｎ／ｍｍ² 以下になるように調整する。そしてこのよ
うに５０〜８０℃の温度域での５秒〜Ｔ_max の保持の
後、改めて８５〜１５０℃の範囲内の温度に加熱して、
この温度範囲内で０．５〜５０時間保持する安定化処理
を行なう。

【００２１】上述のように溶体化処理後に５０〜８０℃
まで冷却して５秒〜Ｔ_max の保持を行なう理由は次の通
りである。すなわち、溶体化処理後、特に１００℃／ｍ
ｉｎ以上の冷却速度で５０℃未満の室温に冷却した場合
には、室温クラスターが生成される。この室温クラスタ
ーは強度に寄与するＧ．Ｐ．ゾーンに移行しにくいた
め、塗装焼付硬化性に不利となる。一方、溶体化処理後
に８０℃を越える温度まで冷却してそのまま保持した場
合には、高温クラスターあるいはＧ．Ｐ．ゾーンが生成
され、塗装焼付硬化性に対しては有利となるが、安定化
処理後の室温時効による経時変化が大きく、成形性に悪
影響を与える。したがって成形性と塗装焼付硬化性との
バランスの観点から、溶体化処理後には５０〜８０℃の
温度域内に焼入する必要がある。すなわち、溶体化処理
後には、５０〜８０℃の温度域内に冷却することによっ
て、成形性と塗装焼付硬化性との両者を満たすことがで
きるのである。

【００２２】溶体化処理後に５０〜８０℃の温度域内に
冷却した後のその温度域での保持時間Ｔが５秒以下で
は、上述の効果、特に室温時効の抑制の効果が得られな
い。一方、５０〜８０℃の温度域内での保持時間Ｔが長
時間にわたれば、室温クラスターに近い構造と性質を有
するクラスターあるいはＧ．Ｐ．ゾーンが多量に生成さ
れて、その後の塗装焼付硬化性が低下してしまう。この
ように長時間保持した場合の保持時間Ｔの影響は、合金
成分や溶体化温度などによって変わるから、保持時間Ｔ
の上限は一律に定めることはできないが、合金の耐力を
指標として定めることができる。すなわち、５０〜８０
℃での保持時間が長くなってその温度域での時効によっ
てクラスターあるいはＧ．Ｐ．ゾーンが多量に生成され
れば合金の耐力も高くなるから、その保持時の耐力を指
標として保持時間Ｔの上限Ｔ_max を定めることができ、
本発明者等の実験によれば、耐力が１００Ｎ／ｍｍ² 以
下の範囲内となるように保持時間Ｔの上限Ｔ_max を規制
することが有効であることが判明した。なおこの耐力
は、溶体化処理後、１００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で
５０〜８０℃の温度域に冷却し、その温度域で保持した
状態での耐力を意味する。したがって実際の操業にあた
っては、この耐力が１００Ｎ／ｍｍ² 以下となるような
保持時間Ｔの上限Ｔ_max の具体値を、合金成分や溶体化
処理温度などの実際の具体的条件に応じて予備実験を行
なうことにより求めておけば良い。

【００２３】上述のような５０〜８０℃の温度域での保
持の後には、室温まで冷却することなく、改めて８５〜
１５０℃の範囲内の温度に加熱して安定化処理を行な
う。この安定化処理は、最終的にクラスターあるいは
Ｇ．Ｐ．ゾーンの安定性を向上させ、板製造後の経時変
化を抑制して、充分な焼付硬化性を確保するとともに良
好な成形加工性を得るために必要な工程であり、この安
定化処理は、８５〜１５０℃の範囲内の温度に０．５〜
５０時間保持の条件とする必要がある。安定化処理の温
度が８５℃未満では上記の効果が充分に得られず、一方
１５０℃を越えれば高温時効によって素材強度が高くな
り、成形性が低下してしまう。また安定化処理における
８５〜１５０℃の範囲内の温度での保持時間が０．５時
間未満では、その後の室温での経時変化が速くなって成
形性と焼付硬化性が悪くなり、一方５０時間を越えれ
ば、時効によって素材強度が高くなり、成形性が低下し
てしまうとともに、生産性も阻害される。

【００２４】以上のようにこの発明の製造方法では、合
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、４８０℃以上の温度での溶体化処理、およ
び５０〜８０℃の温度域への冷却（焼入れ）とその温度
域での適切な保持の後に改めて８５〜１５０℃の条件で
安定化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。

【００２５】

【実施例】表１に示す本発明成分組成範囲内の合金記号
Ａ１〜Ａ３の合金、および本発明成分組成範囲外の合金
記号Ｂ１〜Ｂ２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５３０℃×５
ｈの均質化処理を施してから、熱間圧延を開始し、続い
て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、５２０℃×１０ｓｅｃの溶体化処理
を行なってから、１００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で種
々の温度まで焼入れして、その焼入温度で保持し、さら
に８５〜１５０℃で安定化処理を行なった。詳細な条件
を表２中に示す。

【００２６】以上のように安定化処理を行なって得られ
た板を、さらに室温に１日もしくは４０日放置した各板
について、それぞれ１８０℃×３０分の加熱の塗装焼付
処理を施し、かつその焼付前の機械的特性および成形性
と、焼付後の機械的特性を調べた。その結果を表３に示
す。

【００２７】

【表１】

【００２８】

【表２】

【００２９】

【表３】

【００３０】製造番号１〜３は、いずれも合金の成分組
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およびエリクセン値が
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
４０日室温に放置した場合においても、伸びおよびエリ
クセン値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。

【００３１】これに対し製造番号４〜７は、合金の成分
組成はこの発明で規定す範囲内であるが、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
して製造番号４（合金記号Ａ１）は、溶体化処理後室温
（３０℃）まで冷却したものであるが、この場合には同
じ合金（合金記号Ａ１）を用いた本発明例（製造番号
１）と比較して、焼付硬化性が劣った。また製造番号５
（合金記号Ａ２）は、溶体化処理−冷却後５５℃での保
持時間が長過ぎたため、保持時の合金の耐力が１００Ｎ
／ｍｍ² を越え、この場合には同じ合金（合金記号Ａ
２）を用いた本発明例（製造番号２）と比較して焼付硬
化性が劣った。また製造番号６（合金記号Ａ３）は、焼
入温度が高過ぎたため、本発明例（製造番号３）と比較
して、製造後の室温時効による経時変化が大きく、４０
日後は充分な焼付硬化性が得られなかった。さらに製造
番号７（合金記号Ａ２）は、安定化処理の温度が高過ぎ
てかつその安定化処理の保持時間が短か過ぎたものであ
るが、この場合は本発明例（製造番号２）と比較して室
温時効による経時変化が大きく、充分な焼付硬化性が得
られなかった。

【００３２】一方製造番号８，９はいずれも成分組成が
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。

【００３３】

【発明の効果】この発明の成形加工用アルミニウム合金
板の製造方法によれば、成形性が優れるとともに、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
焼付硬化性の変化も少ない、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
合金の製造に最適である。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｍｇ０．３〜１．５％（重量％、以下同
   じ）、Ｓｉ０．４〜２．０％を含有し、かつＺｎ０．０
   ３〜１．５％、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種または２種以上を含有
   し、さらにＣｕが０．１％未満に規制され、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、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１００℃／ｍｉｎ以上
   の冷却速度で５０〜８０℃の温度域まで冷却して、この
   温度域内で５秒以上の保持を行ない、かつその保持時間
   の上限を、合金の耐力（σ_0.2 ）が１００Ｎ／ｍｍ² 以
   下になるように規制し、続いて８５〜１５０℃の範囲内
   の温度に加熱して、この温度範囲で０．５〜５０時間保
   持する安定化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
   成形加工用アルミニウム合金板の製造方法。