JPH09176806A - 焼付け硬化性に優れるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板材の製造方法 - Google Patents
焼付け硬化性に優れるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板材の製造方法Info
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- JPH09176806A JPH09176806A JP33905495A JP33905495A JPH09176806A JP H09176806 A JPH09176806 A JP H09176806A JP 33905495 A JP33905495 A JP 33905495A JP 33905495 A JP33905495 A JP 33905495A JP H09176806 A JPH09176806 A JP H09176806A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 自然時効時に析出するＧＰゾーンを抑制し、
塗装焼付け加熱時に速やかにβ’が析出する、成形性に
優れ、経時変化が小さく高い焼付け硬化性を有するアル
ミニウム合金板材を低コストで製造する。 【解決手段】 Ｓｉ ０．２〜３．０ｗｔ％、Ｍｇ
０．２〜３．０ｗｔ％を含み、Ｆｅ ０．０１〜０．５
ｗｔ％、Ｃｕ ０．０１〜１．５ｗｔ％，Ｍｎ０．０１
〜０．５ｗｔ％、Ｃｒ ０．０１〜０．５ｗｔ％、Ｚｒ
０．０１〜０．５ｗｔ％、Ｔｉ ０．００１〜０．５
ｗｔ％のうちより１種もしくは２種以上を含み、残部Ａ
ｌと不可避的不純物からなる合金に到達温度５００℃以
上溶融温度以下の溶体化処理を施し、到達温度から０．
１〜１℃／ｓｅｃの速度で到達温度より１０℃低い温度
以下まで１段目の冷却を行い、引き続き４９０℃以上か
ら２℃／ｓｅｃ以上の速度で２段目の冷却を行う肩付き
焼入れを行う焼付け硬化性に優れるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
アルミニウム合金板材の製造方法。
塗装焼付け加熱時に速やかにβ’が析出する、成形性に
優れ、経時変化が小さく高い焼付け硬化性を有するアル
ミニウム合金板材を低コストで製造する。 【解決手段】 Ｓｉ ０．２〜３．０ｗｔ％、Ｍｇ
０．２〜３．０ｗｔ％を含み、Ｆｅ ０．０１〜０．５
ｗｔ％、Ｃｕ ０．０１〜１．５ｗｔ％，Ｍｎ０．０１
〜０．５ｗｔ％、Ｃｒ ０．０１〜０．５ｗｔ％、Ｚｒ
０．０１〜０．５ｗｔ％、Ｔｉ ０．００１〜０．５
ｗｔ％のうちより１種もしくは２種以上を含み、残部Ａ
ｌと不可避的不純物からなる合金に到達温度５００℃以
上溶融温度以下の溶体化処理を施し、到達温度から０．
１〜１℃／ｓｅｃの速度で到達温度より１０℃低い温度
以下まで１段目の冷却を行い、引き続き４９０℃以上か
ら２℃／ｓｅｃ以上の速度で２段目の冷却を行う肩付き
焼入れを行う焼付け硬化性に優れるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
アルミニウム合金板材の製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は経時変化が小さく優
れた焼付け硬化性を有し、自動車外板、包装用板材等強
度が要求され、しかも塗装焼付けを施される様な部材に
適した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。
れた焼付け硬化性を有し、自動車外板、包装用板材等強
度が要求され、しかも塗装焼付けを施される様な部材に
適した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】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】従来、
自動車外板には冷延鋼板が主に用いられてきた。しかし
ながら、最近になり自動車車体の軽量化要求からアルミ
ニウム合金板を使用することが検討されている。自動車
外板用材料としては、プレス成形性に優れていること、
強度が高いこと、耐食性に優れることなどが求められて
いる。このような要求を満足する材料として５０５２、
５１８２のようなＡｌ−Ｍｇ系合金や６００９、６０６
１などのＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ（６０００）系合金が用いら
れていた。そのようなアルミニウム合金の中でも６００
０系の合金はプレス成形性が比較的良好であると同時
に、塗装焼付け加熱時に強度が上昇して高強度が得られ
るという特徴があり、自動車外板用材料として好適であ
る。しかしながら、従来の６０００系合金は溶体化処理
後室温に放置（自然時効）により、微細な析出物（通常
ＧＰゾーンと称される）が析出し、その焼付け加熱時に
強度向上に寄与するβ’と称されるＭｇ2 Ｓｉの中間相
が析出するのを阻害してしまうため、溶体化処理後長時
間経過してしまった材料では塗装焼付け加熱後の強度が
十分に得られなかった。さらにＧＰゾーン析出に伴って
強度が上昇し、成形性が著しく低下するという問題も同
時に生じていた。
自動車外板には冷延鋼板が主に用いられてきた。しかし
ながら、最近になり自動車車体の軽量化要求からアルミ
ニウム合金板を使用することが検討されている。自動車
外板用材料としては、プレス成形性に優れていること、
強度が高いこと、耐食性に優れることなどが求められて
いる。このような要求を満足する材料として５０５２、
５１８２のようなＡｌ−Ｍｇ系合金や６００９、６０６
１などのＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ（６０００）系合金が用いら
れていた。そのようなアルミニウム合金の中でも６００
０系の合金はプレス成形性が比較的良好であると同時
に、塗装焼付け加熱時に強度が上昇して高強度が得られ
るという特徴があり、自動車外板用材料として好適であ
る。しかしながら、従来の６０００系合金は溶体化処理
後室温に放置（自然時効）により、微細な析出物（通常
ＧＰゾーンと称される）が析出し、その焼付け加熱時に
強度向上に寄与するβ’と称されるＭｇ2 Ｓｉの中間相
が析出するのを阻害してしまうため、溶体化処理後長時
間経過してしまった材料では塗装焼付け加熱後の強度が
十分に得られなかった。さらにＧＰゾーン析出に伴って
強度が上昇し、成形性が著しく低下するという問題も同
時に生じていた。
【０００３】この問題を解決する方法として、特公平５
−７４６０号に示されているような溶体化処理後の予備
時効処理、また特開平４−２５９３５８号に示されてい
るような復元処理、またそれらを組み合わせた処理など
が提案されている。しかし、これらの処理により成形性
を損なうことなく塗装焼付け時の強度上昇を増加させる
ことが可能になるものの、工程が増えることにより製造
コストは高くなり、工業的な生産に向いているとはいえ
ない状況にあった。
−７４６０号に示されているような溶体化処理後の予備
時効処理、また特開平４−２５９３５８号に示されてい
るような復元処理、またそれらを組み合わせた処理など
が提案されている。しかし、これらの処理により成形性
を損なうことなく塗装焼付け時の強度上昇を増加させる
ことが可能になるものの、工程が増えることにより製造
コストは高くなり、工業的な生産に向いているとはいえ
ない状況にあった。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明はこれらを鑑み種
々検討の結果、自然時効時のＧＰゾーンの発生を抑制
し、塗装焼付け加熱時に速やかにβ’が析出する、成形
性に優れ、経時変化が小さく高い焼付け硬化性を有する
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板材を低コストで
製造する方法を開発したものである。すなわち本発明は
（１）Ｓｉ ０．２〜３．０ｗｔ％、Ｍｇ ０．２〜
３．０ｗｔ％を含み、Ｆｅ０．０１〜０．５ｗｔ％、Ｃ
ｕ ０．０１〜１．５ｗｔ％，Ｍｎ０．０１〜０．５ｗ
ｔ％、Ｃｒ ０．０１〜０．５ｗｔ％、Ｚｒ ０．０１
〜０．５ｗｔ％、Ｔｉ ０．００１〜０．５ｗｔ％のう
ちより１種もしくは２種以上を含み、残部Ａｌと不可避
的不純物からなる合金に到達温度５００℃以上溶融温度
以下の溶体化処理を施し、到達温度から０．１〜１℃／
ｓｅｃの速度で到達温度より１０℃低い温度以下まで１
段目の冷却を行い、引き続き４９０℃以上から２℃／ｓ
ｅｃ以上の速度で２段目の冷却を行う肩付き焼入れを特
徴とする焼付け硬化性に優れるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アル
ミニウム合金板材の製造方法、及び（２）熱間圧延直後
または冷間圧延の中間において、到達温度４５０℃以上
溶融温度以下の予備溶体化処理を行い、その後の冷間圧
延後に前記溶体化処理および肩付き焼入れ処理を行うこ
とを特徴とする（１）項記載の方法を提供するものであ
る。
々検討の結果、自然時効時のＧＰゾーンの発生を抑制
し、塗装焼付け加熱時に速やかにβ’が析出する、成形
性に優れ、経時変化が小さく高い焼付け硬化性を有する
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板材を低コストで
製造する方法を開発したものである。すなわち本発明は
（１）Ｓｉ ０．２〜３．０ｗｔ％、Ｍｇ ０．２〜
３．０ｗｔ％を含み、Ｆｅ０．０１〜０．５ｗｔ％、Ｃ
ｕ ０．０１〜１．５ｗｔ％，Ｍｎ０．０１〜０．５ｗ
ｔ％、Ｃｒ ０．０１〜０．５ｗｔ％、Ｚｒ ０．０１
〜０．５ｗｔ％、Ｔｉ ０．００１〜０．５ｗｔ％のう
ちより１種もしくは２種以上を含み、残部Ａｌと不可避
的不純物からなる合金に到達温度５００℃以上溶融温度
以下の溶体化処理を施し、到達温度から０．１〜１℃／
ｓｅｃの速度で到達温度より１０℃低い温度以下まで１
段目の冷却を行い、引き続き４９０℃以上から２℃／ｓ
ｅｃ以上の速度で２段目の冷却を行う肩付き焼入れを特
徴とする焼付け硬化性に優れるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アル
ミニウム合金板材の製造方法、及び（２）熱間圧延直後
または冷間圧延の中間において、到達温度４５０℃以上
溶融温度以下の予備溶体化処理を行い、その後の冷間圧
延後に前記溶体化処理および肩付き焼入れ処理を行うこ
とを特徴とする（１）項記載の方法を提供するものであ
る。
【０００５】
【発明の実施の形態】本発明においてアルミニウム合金
の各成分は次のような作用を有する。Ｓｉは焼付け塗装
時にＭｇと共にβ’と称されるＭｇ2 Ｓｉの中間相を析
出させ強度を向上させる。その添加量を０．２〜３．０
ｗｔ％と限定したのは、０．２ｗｔ％未満ではその効果
が小さく、３．０ｗｔ％を越えると溶体化処理後の成形
性が低下するためである。
の各成分は次のような作用を有する。Ｓｉは焼付け塗装
時にＭｇと共にβ’と称されるＭｇ2 Ｓｉの中間相を析
出させ強度を向上させる。その添加量を０．２〜３．０
ｗｔ％と限定したのは、０．２ｗｔ％未満ではその効果
が小さく、３．０ｗｔ％を越えると溶体化処理後の成形
性が低下するためである。
【０００６】Ｍｇは溶体化処理後にはマトリックス中に
固溶しており、成形性の向上に寄与する。また、焼付け
塗装時にＳｉと共にβ’、Ｍｇ2 Ｓｉ等を析出させ強度
を向上させる。その添加量を０．２〜３．０ｗｔ％と限
定したのは、０．２ｗｔ％未満ではその効果が小さく、
３．０ｗｔ％を越えると溶体化処理後の成形性が低下す
るためである。
固溶しており、成形性の向上に寄与する。また、焼付け
塗装時にＳｉと共にβ’、Ｍｇ2 Ｓｉ等を析出させ強度
を向上させる。その添加量を０．２〜３．０ｗｔ％と限
定したのは、０．２ｗｔ％未満ではその効果が小さく、
３．０ｗｔ％を越えると溶体化処理後の成形性が低下す
るためである。
【０００７】以上のようにＳｉ、Ｍｇは焼付け塗装時に
β’、Ｍｇ2 Ｓｉ等として析出し、強度を向上させる。
この両元素の存在比が異なるとその焼付け硬化性も異な
り、Ｓｉ、Ｍｇの重量比がＳｉ＞０．６Ｍｇ（ｗｔ％）
とＭｇ2 Ｓｉ量に対し過剰Ｓｉであれば、より優れた焼
付け硬化性が得られる。なお、焼付け塗装時の時効挙動
をコントロールするためにＡｇ、Ｃｄなどを添加しても
本発明の効果を損なうことはない。
β’、Ｍｇ2 Ｓｉ等として析出し、強度を向上させる。
この両元素の存在比が異なるとその焼付け硬化性も異な
り、Ｓｉ、Ｍｇの重量比がＳｉ＞０．６Ｍｇ（ｗｔ％）
とＭｇ2 Ｓｉ量に対し過剰Ｓｉであれば、より優れた焼
付け硬化性が得られる。なお、焼付け塗装時の時効挙動
をコントロールするためにＡｇ、Ｃｄなどを添加しても
本発明の効果を損なうことはない。
【０００８】Ｃｕは焼付け塗装時にＧＰゾーン、θ’、
Ｓ相などを析出し強度を向上させる。その添加量を０．
０１〜１．５ｗｔ％と限定したのは、０．０１ｗｔ％未
満では強度向上が小さく、１．５ｗｔ％を越えると耐食
性が低下する、および焼き入れ感受性が高くなりすぎる
ためである。Ｆｅは通常Ａｌ中に不純物として含まれる
ものである。しかし、ＦｅはＳｉと化合物を作りやす
く、０．５ｗｔ％を越えて含まれると焼付け塗装時の強
度向上を阻害する。Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉはそれぞれ
結晶粒の微細化あるいはマトリックス強度を向上させる
ために添加される。それぞれ下限未満では効果が少な
く、上限を越えると溶体化処理後の成形性が低下する。
なお、鋳造組織の微細化材として通常添加されるＢなど
は０．１ｗｔ％以下の添加であれば、特に本発明の効果
を損なうことはない。本発明においては前記の組成のア
ルミニウム合金を鋳造、熱間圧延、冷間圧延の工程で加
工する。本発明においては到達温度が５００℃以上溶融
温度以下の溶体化処理を施す。
Ｓ相などを析出し強度を向上させる。その添加量を０．
０１〜１．５ｗｔ％と限定したのは、０．０１ｗｔ％未
満では強度向上が小さく、１．５ｗｔ％を越えると耐食
性が低下する、および焼き入れ感受性が高くなりすぎる
ためである。Ｆｅは通常Ａｌ中に不純物として含まれる
ものである。しかし、ＦｅはＳｉと化合物を作りやす
く、０．５ｗｔ％を越えて含まれると焼付け塗装時の強
度向上を阻害する。Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉはそれぞれ
結晶粒の微細化あるいはマトリックス強度を向上させる
ために添加される。それぞれ下限未満では効果が少な
く、上限を越えると溶体化処理後の成形性が低下する。
なお、鋳造組織の微細化材として通常添加されるＢなど
は０．１ｗｔ％以下の添加であれば、特に本発明の効果
を損なうことはない。本発明においては前記の組成のア
ルミニウム合金を鋳造、熱間圧延、冷間圧延の工程で加
工する。本発明においては到達温度が５００℃以上溶融
温度以下の溶体化処理を施す。
【０００９】溶体化処理は、Ｓｉ、Ｍｇ等の添加元素を
一旦マトリックス中に固溶させ、この後の焼付け塗装加
熱時に微細なβ’、Ｍｇ2 Ｓｉ等の化合物を析出させ、
強度を向上させることとなる。溶体化処理温度を５００
℃以上としたのは、５００℃未満では添加元素を十分に
固溶させることができず、焼付け塗装加熱時の強度向上
が小さくなるためである。次に本発明においては溶体化
処理後の冷却過程を冷却速度の遅い第１段階と冷却速度
の速い第２段階に分けた肩付き冷却とする。
一旦マトリックス中に固溶させ、この後の焼付け塗装加
熱時に微細なβ’、Ｍｇ2 Ｓｉ等の化合物を析出させ、
強度を向上させることとなる。溶体化処理温度を５００
℃以上としたのは、５００℃未満では添加元素を十分に
固溶させることができず、焼付け塗装加熱時の強度向上
が小さくなるためである。次に本発明においては溶体化
処理後の冷却過程を冷却速度の遅い第１段階と冷却速度
の速い第２段階に分けた肩付き冷却とする。
【００１０】１段目の冷却温度を溶体化処理の到達温度
より１０℃低い温度以下とするのは、１０℃低い温度以
下に冷却しないと、空孔濃度の減少が十分でなく、ＧＰ
ゾーンの析出を十分に抑制できないからである。また１
段目の冷却速度を０．１〜１℃／ｓｅｃとしたのは、
０．１℃／ｓｅｃ以下では冷却中に空孔だけでなく固溶
元素の拡散も生じてしまうからであり、１℃／ｓｅｃ以
上では空孔の拡散自体が生じにくいためである。１段目
の冷却処理により到達温度より１０℃低い温度以下とす
るが、この温度での保持時間は零である。次に本発明に
おいて２段目の冷却開始温度を４９０℃以上としたの
は、４９０℃以下の温度からの冷却では、Ｓｉ、Ｍｇ等
の添加元素の固溶量の低下により塗装焼付けにより強度
上昇が小さくなってしまうからである。冷却速度を２℃
／ｓｅｃ以上としたのは、添加元素の拡散を極力生じさ
せないことが第１の目的であるが、２℃／ｓｅｃ未満の
冷却の冷却速度では冷却中に粗大な化合物が析出してく
るため、成形性の低下も招いてしまう。この２段目の冷
却により２℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で通常２００℃以
下、好ましくは１００℃以下にまで冷却する。
より１０℃低い温度以下とするのは、１０℃低い温度以
下に冷却しないと、空孔濃度の減少が十分でなく、ＧＰ
ゾーンの析出を十分に抑制できないからである。また１
段目の冷却速度を０．１〜１℃／ｓｅｃとしたのは、
０．１℃／ｓｅｃ以下では冷却中に空孔だけでなく固溶
元素の拡散も生じてしまうからであり、１℃／ｓｅｃ以
上では空孔の拡散自体が生じにくいためである。１段目
の冷却処理により到達温度より１０℃低い温度以下とす
るが、この温度での保持時間は零である。次に本発明に
おいて２段目の冷却開始温度を４９０℃以上としたの
は、４９０℃以下の温度からの冷却では、Ｓｉ、Ｍｇ等
の添加元素の固溶量の低下により塗装焼付けにより強度
上昇が小さくなってしまうからである。冷却速度を２℃
／ｓｅｃ以上としたのは、添加元素の拡散を極力生じさ
せないことが第１の目的であるが、２℃／ｓｅｃ未満の
冷却の冷却速度では冷却中に粗大な化合物が析出してく
るため、成形性の低下も招いてしまう。この２段目の冷
却により２℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で通常２００℃以
下、好ましくは１００℃以下にまで冷却する。
【００１１】本発明は次の知見に基づくものである。す
なわち、通常の溶体化・焼入れ処理によると、塗装焼付
け時に析出するＳｉ、Ｍｇ等の添加元素が室温での平衡
濃度に比べて過剰に固溶するとともに、溶体化処理温度
で存在する多量の空孔も完全にではないが室温まで保持
され、室温での平衡空孔濃度に比べて過剰に存在するこ
とになる。この室温で存在する過飽和空孔はＳｉ、Ｍｇ
等の添加元素の拡散を促進するため、室温放置時のＧＰ
ゾーンの析出を助長し、その後の成形性や焼付け硬化性
を悪化させる。ここで空孔の拡散速度とＳｉ、Ｍｇ等の
元素の拡散速度の差に着目して検討を行った結果、通常
の焼入れ速度より遅い１段目の冷却とその後の焼入れを
組み合わせた肩付き冷却を行うことにより、Ｓｉ、Ｍｇ
等の添加元素の固溶量を顕著に減少させることなく、空
孔濃度のみ減少させることが実現できた。
なわち、通常の溶体化・焼入れ処理によると、塗装焼付
け時に析出するＳｉ、Ｍｇ等の添加元素が室温での平衡
濃度に比べて過剰に固溶するとともに、溶体化処理温度
で存在する多量の空孔も完全にではないが室温まで保持
され、室温での平衡空孔濃度に比べて過剰に存在するこ
とになる。この室温で存在する過飽和空孔はＳｉ、Ｍｇ
等の添加元素の拡散を促進するため、室温放置時のＧＰ
ゾーンの析出を助長し、その後の成形性や焼付け硬化性
を悪化させる。ここで空孔の拡散速度とＳｉ、Ｍｇ等の
元素の拡散速度の差に着目して検討を行った結果、通常
の焼入れ速度より遅い１段目の冷却とその後の焼入れを
組み合わせた肩付き冷却を行うことにより、Ｓｉ、Ｍｇ
等の添加元素の固溶量を顕著に減少させることなく、空
孔濃度のみ減少させることが実現できた。
【００１２】このようにＳｉ、Ｍｇ等の添加元素の過飽
和固溶量を減少させずに焼入れ過剰空孔濃度を減少させ
ることにより、焼付け硬化性を犠牲にすることなく室温
放置時のＧＰゾーンの析出を抑制できる。またこの方法
は通常の連続焼鈍炉を用いて実施可能であるため、特に
製造コストを上昇させるものではない。本発明ではＳ
ｉ、Ｍｇ等の元素の拡散速度の差に着目して、肩付き冷
却によりＳｉ、Ｍｇ等の添加元素の固溶量を顕著に減少
させることなく、空孔濃度のみ減少させることを実現し
ている。しかし、１段目の冷却時にＳｉ、Ｍｇ等の添加
元素の固溶量はわずかながら減少する可能性がある。そ
こで、熱間圧延直後または冷間圧延の中間において、到
達温度４５０℃以上の予備溶体化処理を行い、その後の
冷間圧延後に前記溶体化処理および肩付き焼入れ処理を
行うと、さらに焼付け硬化性を向上させることができ
る。この予備溶体化処理により、熱間圧延工程までに析
出した比較的粗大なＭｇ2 Ｓｉ等の主溶質系化合物をあ
る程度母相に固溶させることが可能となり、最終溶体化
処理時のＳｉ、Ｍｇ等の固溶量を結果的に増加させるこ
とが可能となる。予備溶体化処理の到達温度が４５０℃
以下では主溶質系化合物の固溶が十分に生じないため効
果がない。この方法によれば肩付き冷却の１段目の冷却
時に多少Ｓｉ、Ｍｇ等の添加元素の固溶量が減少すると
しても、冷却前の固溶量が大きいために従来法に比較し
て同等またはそれ以上の過飽和固溶状態を実現できる。
和固溶量を減少させずに焼入れ過剰空孔濃度を減少させ
ることにより、焼付け硬化性を犠牲にすることなく室温
放置時のＧＰゾーンの析出を抑制できる。またこの方法
は通常の連続焼鈍炉を用いて実施可能であるため、特に
製造コストを上昇させるものではない。本発明ではＳ
ｉ、Ｍｇ等の元素の拡散速度の差に着目して、肩付き冷
却によりＳｉ、Ｍｇ等の添加元素の固溶量を顕著に減少
させることなく、空孔濃度のみ減少させることを実現し
ている。しかし、１段目の冷却時にＳｉ、Ｍｇ等の添加
元素の固溶量はわずかながら減少する可能性がある。そ
こで、熱間圧延直後または冷間圧延の中間において、到
達温度４５０℃以上の予備溶体化処理を行い、その後の
冷間圧延後に前記溶体化処理および肩付き焼入れ処理を
行うと、さらに焼付け硬化性を向上させることができ
る。この予備溶体化処理により、熱間圧延工程までに析
出した比較的粗大なＭｇ2 Ｓｉ等の主溶質系化合物をあ
る程度母相に固溶させることが可能となり、最終溶体化
処理時のＳｉ、Ｍｇ等の固溶量を結果的に増加させるこ
とが可能となる。予備溶体化処理の到達温度が４５０℃
以下では主溶質系化合物の固溶が十分に生じないため効
果がない。この方法によれば肩付き冷却の１段目の冷却
時に多少Ｓｉ、Ｍｇ等の添加元素の固溶量が減少すると
しても、冷却前の固溶量が大きいために従来法に比較し
て同等またはそれ以上の過飽和固溶状態を実現できる。
【００１３】またこの予備溶体化処理の保持時間につい
ては特に制限はないが、経済性を考慮すると連続焼鈍炉
を用いて保持無しまたは短時間の保持とするのが好まし
い。予備溶体化処理は熱間圧延直後または冷間圧延の途
中で実施するため板の全長が短く、連続焼鈍炉を使用す
る場合には最終溶体化処理に比べると短時間の通板で処
理が完了する。したがって最終溶体化処理後の予備時効
処理、復元処理、またそれらを組み合わせた処理などに
比較すると、予備溶体化処理と溶体化・肩付き焼入れを
組み合わせた本発明製造方法の方がより低コストで実施
可能である。
ては特に制限はないが、経済性を考慮すると連続焼鈍炉
を用いて保持無しまたは短時間の保持とするのが好まし
い。予備溶体化処理は熱間圧延直後または冷間圧延の途
中で実施するため板の全長が短く、連続焼鈍炉を使用す
る場合には最終溶体化処理に比べると短時間の通板で処
理が完了する。したがって最終溶体化処理後の予備時効
処理、復元処理、またそれらを組み合わせた処理などに
比較すると、予備溶体化処理と溶体化・肩付き焼入れを
組み合わせた本発明製造方法の方がより低コストで実施
可能である。
【００１４】本発明により、経時変化の小さい焼付け硬
化性に優れるアルミニウム合金板材を低コストで製造す
ることが可能となるが製造コストよりも材料性能を重視
するような場合には、これに溶体化処理後の予備時効処
理（高温焼入れ処理を含む）、再加熱処理を組み合わせ
ることにより、さらにＧＰゾーンの析出を抑制させても
良い。
化性に優れるアルミニウム合金板材を低コストで製造す
ることが可能となるが製造コストよりも材料性能を重視
するような場合には、これに溶体化処理後の予備時効処
理（高温焼入れ処理を含む）、再加熱処理を組み合わせ
ることにより、さらにＧＰゾーンの析出を抑制させても
良い。
【００１５】
【実施例】次に本発明を実施例に基づきさらに詳細に説
明する。 実施例 表１に示す組成のＡｌ合金を常法により溶解、ＤＣ鋳造
により鋳塊を得た。この鋳塊に均質化処理を施した後、
熱間圧延、冷間圧延により厚さ１ｍｍの板材とした。一
部の合金については冷間圧延の途中で到達温度５５０℃
で保持無しの予備溶体化処理を施した後、冷間圧延によ
り厚さ１ｍｍの板材とした。この板材に表２に示す条件
の溶体化・焼入れ処理をおこなった。なお、第１段目の
冷却処理後の保持時間は零とし、また第２段目の冷却処
理により板材を室温にまで冷却した。このように製造さ
れた板材について、処理完了後１、５、２０、６０日間
室温放置後に、引張特性および成形性の評価をおこなっ
た。また、塗装焼付け処理をシミュレートした１７５℃
×６０分の加熱を施した後にも引張特性を調べた。結果
を表３〜表６に示す。予備溶体化処理を施した例には合
金、製造Ｎｏ．の後に＃を記した。
明する。 実施例 表１に示す組成のＡｌ合金を常法により溶解、ＤＣ鋳造
により鋳塊を得た。この鋳塊に均質化処理を施した後、
熱間圧延、冷間圧延により厚さ１ｍｍの板材とした。一
部の合金については冷間圧延の途中で到達温度５５０℃
で保持無しの予備溶体化処理を施した後、冷間圧延によ
り厚さ１ｍｍの板材とした。この板材に表２に示す条件
の溶体化・焼入れ処理をおこなった。なお、第１段目の
冷却処理後の保持時間は零とし、また第２段目の冷却処
理により板材を室温にまで冷却した。このように製造さ
れた板材について、処理完了後１、５、２０、６０日間
室温放置後に、引張特性および成形性の評価をおこなっ
た。また、塗装焼付け処理をシミュレートした１７５℃
×６０分の加熱を施した後にも引張特性を調べた。結果
を表３〜表６に示す。予備溶体化処理を施した例には合
金、製造Ｎｏ．の後に＃を記した。
【００１６】引張特性についてはＪＩＳ５号引張試験片
により、引張強さ、耐力、伸びを測定した。成形性につ
いてはＪＩＳ Ｚ ２２４７にしたがいエリクセン値を
求めた。表３〜表６より明らかなように、本発明例の実
験Ｎｏ．１〜８では、本発明製造法を外れるまたは本発
明で規定した組成を外れる合金に本発明製造法を適用し
た比較の実験Ｎｏ．９〜２０に比べて焼付け塗装による
耐力上昇が大きく、成形性に優れ、さらにこれらの特性
の室温放置による安定性に優れていることがわかる。ま
た、本発明例の実験Ｎｏ．６と７とを比べると、予備溶
体化処理によって塗装焼付け加熱による耐力上昇が１０
ＭＰａ程度高くなることが明らかである。比較の実験Ｎ
ｏ．９〜１３は従来の連続焼鈍炉を用いた溶体化・焼入
れ処理と同等の処理を施した例であるが、本発明例に比
べて室温放置による経時変化、すなわち自然時効による
耐力の上昇および焼付け塗装処理時の耐力上昇が小さく
なる傾向が顕著である。比較の実験Ｎｏ．１６〜１８は
本発明で規定した範囲外の条件で溶体化・肩付き焼入れ
処理を実施した例、また比較の実験Ｎｏ．１４、１５お
よび１９、２０は本発明で規定した組成を外れる合金で
あるが、焼付け塗装処理時の耐力上昇および成形性が溶
体化・焼入れ処理直後でも劣っている。
により、引張強さ、耐力、伸びを測定した。成形性につ
いてはＪＩＳ Ｚ ２２４７にしたがいエリクセン値を
求めた。表３〜表６より明らかなように、本発明例の実
験Ｎｏ．１〜８では、本発明製造法を外れるまたは本発
明で規定した組成を外れる合金に本発明製造法を適用し
た比較の実験Ｎｏ．９〜２０に比べて焼付け塗装による
耐力上昇が大きく、成形性に優れ、さらにこれらの特性
の室温放置による安定性に優れていることがわかる。ま
た、本発明例の実験Ｎｏ．６と７とを比べると、予備溶
体化処理によって塗装焼付け加熱による耐力上昇が１０
ＭＰａ程度高くなることが明らかである。比較の実験Ｎ
ｏ．９〜１３は従来の連続焼鈍炉を用いた溶体化・焼入
れ処理と同等の処理を施した例であるが、本発明例に比
べて室温放置による経時変化、すなわち自然時効による
耐力の上昇および焼付け塗装処理時の耐力上昇が小さく
なる傾向が顕著である。比較の実験Ｎｏ．１６〜１８は
本発明で規定した範囲外の条件で溶体化・肩付き焼入れ
処理を実施した例、また比較の実験Ｎｏ．１４、１５お
よび１９、２０は本発明で規定した組成を外れる合金で
あるが、焼付け塗装処理時の耐力上昇および成形性が溶
体化・焼入れ処理直後でも劣っている。
【００１７】
【表１】
【００１８】
【表２】
【００１９】
【表３】
【００２０】
【表４】
【００２１】
【表５】
【００２２】
【表６】
【００２３】
【発明の効果】このように本発明製造法により、自然時
効時に析出するＧＰゾーンを抑制し、塗装焼付け加熱時
に速やかにβ’が析出する、成形性に優れ、経時変化が
小さく高い焼付け硬化性を有するアルミニウム合金板材
を低コストで製造することができる。
効時に析出するＧＰゾーンを抑制し、塗装焼付け加熱時
に速やかにβ’が析出する、成形性に優れ、経時変化が
小さく高い焼付け硬化性を有するアルミニウム合金板材
を低コストで製造することができる。
フロントページの続き (72)発明者 戸次 洋一郎 東京都千代田区丸の内２丁目６番１号 古 河電気工業株式会社内 (72)発明者 松本 義裕 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者 橋口 耕一 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｓｉ ０．２〜３．０ｗｔ％、Ｍｇ
０．２〜３．０ｗｔ％を含み、Ｆｅ ０．０１〜０．５
ｗｔ％、Ｃｕ ０．０１〜１．５ｗｔ％，Ｍｎ０．０１
〜０．５ｗｔ％、Ｃｒ ０．０１〜０．５ｗｔ％、Ｚｒ
０．０１〜０．５ｗｔ％、Ｔｉ ０．００１〜０．５
ｗｔ％のうちより１種もしくは２種以上を含み、残部Ａ
ｌと不可避的不純物からなる合金に到達温度５００℃以
上溶融温度以下の溶体化処理を施し、到達温度から０．
１〜１℃／ｓｅｃの速度で到達温度より１０℃低い温度
以下まで１段目の冷却を行い、引き続き４９０℃以上か
ら２℃／ｓｅｃ以上の速度で２段目の冷却を行う肩付き
焼入れを特徴とする焼付け硬化性に優れるＡｌ−Ｍｇ−
Ｓｉ系アルミニウム合金板材の製造方法。 - 【請求項２】 熱間圧延直後または冷間圧延の中間にお
いて、到達温度４５０℃以上溶融温度以下の予備溶体化
処理を行い、その後の冷間圧延後に前記溶体化処理およ
び肩付き焼入れ処理を行うことを特徴とする請求項１記
載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33905495A JPH09176806A (ja) | 1995-12-26 | 1995-12-26 | 焼付け硬化性に優れるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系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 |
|---|---|---|---|
| JP33905495A JPH09176806A (ja) | 1995-12-26 | 1995-12-26 | 焼付け硬化性に優れるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09176806A true JPH09176806A (ja) | 1997-07-08 |
Family
ID=18323827
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33905495A Pending JPH09176806A (ja) | 1995-12-26 | 1995-12-26 | 焼付け硬化性に優れるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09176806A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH1133646A (ja) * | 1997-07-10 | 1999-02-09 | Kobe Steel Ltd | メカニカルクリンチによるアルミニウム合金接合体及びその製造方法 |
| WO2007114521A1 (ja) | 2006-03-30 | 2007-10-11 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | 塗装焼付け硬化性に優れた６０００系アルミニウム押出材及びその製造方法 |
| CN106917016A (zh) * | 2017-03-06 | 2017-07-04 | 桂林航天工业学院 | 车体轻量化用铝合金板材及其制备方法 |
-
1995
- 1995-12-26 JP JP33905495A patent/JPH09176806A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH1133646A (ja) * | 1997-07-10 | 1999-02-09 | Kobe Steel Ltd | メカニカルクリンチによるアルミニウム合金接合体及びその製造方法 |
| WO2007114521A1 (ja) | 2006-03-30 | 2007-10-11 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | 塗装焼付け硬化性に優れた６０００系アルミニウム押出材及びその製造方法 |
| CN106917016A (zh) * | 2017-03-06 | 2017-07-04 | 桂林航天工业学院 | 车体轻量化用铝合金板材及其制备方法 |
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