JPH0931616A - 成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板とその製造方法 - Google Patents
成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板とその製造方法Info
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- JPH0931616A JPH0931616A JP18533495A JP18533495A JPH0931616A JP H0931616 A JPH0931616 A JP H0931616A JP 18533495 A JP18533495 A JP 18533495A JP 18533495 A JP18533495 A JP 18533495A JP H0931616 A JPH0931616 A JP H0931616A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、合金成分範囲と晶析出物の析出状
態を規制することにより、成形性に優れた高ＢＨ性を有
する６０００系Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板を提供するも
のである。 【解決手段】 Ｍｇ＋Ｓｉ≦２．４ｗｔ％でかつＭｇ：
０．３〜１．５ｗｔ％，Ｓｉ：０．４〜２．０ｗｔ％，
Ｃｕ：０．８ｗｔ％未満を含有した圧延板の結晶粒界上
に、最大径が０．５μｍ以下の晶析出物が、その結晶粒
界面に対して被覆率５％以下であり、かつ結晶粒内や結
晶粒界に、最大径が０．２μｍ以上の晶析出物が２０個
未満／１００μｍ2 であるように晶析出物の析出状態を
規制する。これにより成形性に優れた高ＢＨ性を有する
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板が得られる。
態を規制することにより、成形性に優れた高ＢＨ性を有
する６０００系Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板を提供するも
のである。 【解決手段】 Ｍｇ＋Ｓｉ≦２．４ｗｔ％でかつＭｇ：
０．３〜１．５ｗｔ％，Ｓｉ：０．４〜２．０ｗｔ％，
Ｃｕ：０．８ｗｔ％未満を含有した圧延板の結晶粒界上
に、最大径が０．５μｍ以下の晶析出物が、その結晶粒
界面に対して被覆率５％以下であり、かつ結晶粒内や結
晶粒界に、最大径が０．２μｍ以上の晶析出物が２０個
未満／１００μｍ2 であるように晶析出物の析出状態を
規制する。これにより成形性に優れた高ＢＨ性を有する
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板が得られる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車のボディシ
ートや部品、各種機械器具、家電部品等の素材として、
特に成形性が良好であり高ＢＨ性を有する成形加工用Ａ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板とその製造方法に関するもので
ある。
ートや部品、各種機械器具、家電部品等の素材として、
特に成形性が良好であり高ＢＨ性を有する成形加工用Ａ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板とその製造方法に関するもので
ある。
【０００２】
【従来の技術】高成形性および高強度を要求する用途、
例えば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、最近では製品の軽量
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。特に自動車のボディシート用には複
雑かつ強加工を伴うプレス加工を行って使用することが
多いことから、成形加工性に優れていることが要求され
る。そこで、従来はアルミ合金のなかでも高強度でかつ
高延性であるＪＩＳ５０００番系合金すなわちＡｌ−Ｍ
ｇ系合金が主として使用されている。ところが、Ａｌ−
Ｍｇ系合金はリューダースマークが発生しやすいために
板成形後にきれいな表面が得られない。そこで、リュー
ダースマークの発生のみられない合金板が要求される用
途にはＪＩＳ６０００番系合金、すなわちＡｌ−Ｍｇ−
Ｓｉ系合金を用いることが望ましい。
例えば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、最近では製品の軽量
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。特に自動車のボディシート用には複
雑かつ強加工を伴うプレス加工を行って使用することが
多いことから、成形加工性に優れていることが要求され
る。そこで、従来はアルミ合金のなかでも高強度でかつ
高延性であるＪＩＳ５０００番系合金すなわちＡｌ−Ｍ
ｇ系合金が主として使用されている。ところが、Ａｌ−
Ｍｇ系合金はリューダースマークが発生しやすいために
板成形後にきれいな表面が得られない。そこで、リュー
ダースマークの発生のみられない合金板が要求される用
途にはＪＩＳ６０００番系合金、すなわちＡｌ−Ｍｇ−
Ｓｉ系合金を用いることが望ましい。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】ところでＡｌ−Ｍｇ−
Ｓｉ系合金はＡｌ−Ｍｇ系合金にくらべて一般に延性が
低く成形性が劣っている。これは、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
合金が熱処理型合金で熱処理による時効硬化により強度
を確保する合金であることから、必然的に析出を伴う合
金元素として固溶しにくい成分を含んでおり、その結果
固溶しなかった晶析出物が延性を阻害するためと考えら
れている。さらに、これまではＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金
は強度確保のために塗装焼き付け後の強度いわゆるＢＨ
性を高める点に着目した開発が中心に行われており、そ
のための熱処理条件をはじめとする製造条件の検討が優
先されており（例えば、特開平４−２５９３５８号公
報，特開平６−２０４２５９号公報等）、成形性の面で
は不十分である。本発明は以上の事情を背景としてなさ
れたもので、高ＢＨ性を示しかつ良好な成形加工性を有
する成形加工用アルミニウム合金板とその製造方法を提
供することを目的とするものである。
Ｓｉ系合金はＡｌ−Ｍｇ系合金にくらべて一般に延性が
低く成形性が劣っている。これは、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
合金が熱処理型合金で熱処理による時効硬化により強度
を確保する合金であることから、必然的に析出を伴う合
金元素として固溶しにくい成分を含んでおり、その結果
固溶しなかった晶析出物が延性を阻害するためと考えら
れている。さらに、これまではＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金
は強度確保のために塗装焼き付け後の強度いわゆるＢＨ
性を高める点に着目した開発が中心に行われており、そ
のための熱処理条件をはじめとする製造条件の検討が優
先されており（例えば、特開平４−２５９３５８号公
報，特開平６−２０４２５９号公報等）、成形性の面で
は不十分である。本発明は以上の事情を背景としてなさ
れたもので、高ＢＨ性を示しかつ良好な成形加工性を有
する成形加工用アルミニウム合金板とその製造方法を提
供することを目的とするものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】そこで前述のような課題
を解決するべく、本発明者等が実験・検討を重ねた結
果、晶析出物のサイズや晶析出状態をコントロールする
ことにより高成形性を確保することができ、Ａｌ−Ｍｇ
−Ｓｉ系合金の成分組成を適切に選択すると同時に、板
製造プロセスにおいて、適切な熱処理を行うことによっ
て、前述の課題を解決し得る事を見出し、本発明に至っ
た。すなわち、本発明は重量％で、ＭｇとＳｉがＭｇ＋
Ｓｉ≦２．４％の範囲内で、 かつ Ｍｇ：０．３〜１．５％ Ｓｉ：０．４〜２．０％ Ｃｕ：０．８％未満を含有し、 さらに、Ｚｎ：０．０３〜１．５％ Ｍｎ：０．０３〜０．２％ Ｃｒ：０．０３〜０．２％ Ｚｒ：０．０３〜０．１５％ Ｖ ：０．０３〜０．１％ Ｆｅ：０．０３〜０．３％ Ｔｉ：０．００５〜０．１％ のうちの１種または２種以上を含有し、残部はＡｌ及び
不可避的不純物よりなる合金を素材とし、均質化処理、
熱間圧延、冷間圧延および溶体化処理してなる圧延板の
結晶粒界上に晶析出する最大径が０．５μｍ以下の晶析
出物が、その結晶粒界面に占める割合が５％以下であ
り、かつ粒内に０．２μｍ以上の最大径を有する晶析出
物が存在する場合、その個数が２０個未満／１００μｍ
2 とする事を特徴とする成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系合金板である。
を解決するべく、本発明者等が実験・検討を重ねた結
果、晶析出物のサイズや晶析出状態をコントロールする
ことにより高成形性を確保することができ、Ａｌ−Ｍｇ
−Ｓｉ系合金の成分組成を適切に選択すると同時に、板
製造プロセスにおいて、適切な熱処理を行うことによっ
て、前述の課題を解決し得る事を見出し、本発明に至っ
た。すなわち、本発明は重量％で、ＭｇとＳｉがＭｇ＋
Ｓｉ≦２．４％の範囲内で、 かつ Ｍｇ：０．３〜１．５％ Ｓｉ：０．４〜２．０％ Ｃｕ：０．８％未満を含有し、 さらに、Ｚｎ：０．０３〜１．５％ Ｍｎ：０．０３〜０．２％ Ｃｒ：０．０３〜０．２％ Ｚｒ：０．０３〜０．１５％ Ｖ ：０．０３〜０．１％ Ｆｅ：０．０３〜０．３％ Ｔｉ：０．００５〜０．１％ のうちの１種または２種以上を含有し、残部はＡｌ及び
不可避的不純物よりなる合金を素材とし、均質化処理、
熱間圧延、冷間圧延および溶体化処理してなる圧延板の
結晶粒界上に晶析出する最大径が０．５μｍ以下の晶析
出物が、その結晶粒界面に占める割合が５％以下であ
り、かつ粒内に０．２μｍ以上の最大径を有する晶析出
物が存在する場合、その個数が２０個未満／１００μｍ
2 とする事を特徴とする成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系合金板である。
【０００５】また、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製
造方法において、冷間圧延後の溶体化処理を５２０℃以
上で５分以下とし、溶体化処理後の冷却は５２０℃〜２
００℃の温度域で１℃／ｓｅｃ以上で冷却する事を特徴
とする製造方法である。あるいは、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系合金板の製造方法において、熱間圧延後に２５０℃
以上４５０℃未満で０．５時間以上４時間以下の保持を
施すことを特徴とする製造方法である。
造方法において、冷間圧延後の溶体化処理を５２０℃以
上で５分以下とし、溶体化処理後の冷却は５２０℃〜２
００℃の温度域で１℃／ｓｅｃ以上で冷却する事を特徴
とする製造方法である。あるいは、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系合金板の製造方法において、熱間圧延後に２５０℃
以上４５０℃未満で０．５時間以上４時間以下の保持を
施すことを特徴とする製造方法である。
【０００６】以下に本発明の合金組成や晶析出物の晶析
出状態、製造条件等の限定理由を具体的に説明する。Ｍ
ｇ：Ｍｇは本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％未満では塗装焼き付け時に析出硬
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が得られず、一方１．５％を越
えれば粒内・粒界に粗大晶析出物が多数析出して成形性
が低下することから、Ｍｇ量は０．３〜１．５％の範囲
内とした。塗装焼き付け硬化性と成形性のバランスから
は０．６％超〜１．３％が好ましい。
出状態、製造条件等の限定理由を具体的に説明する。Ｍ
ｇ：Ｍｇは本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％未満では塗装焼き付け時に析出硬
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が得られず、一方１．５％を越
えれば粒内・粒界に粗大晶析出物が多数析出して成形性
が低下することから、Ｍｇ量は０．３〜１．５％の範囲
内とした。塗装焼き付け硬化性と成形性のバランスから
は０．６％超〜１．３％が好ましい。
【０００７】Ｓｉ：Ｓｉも本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。しかし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相が析出し
て合金の延性低下を招く。従ってＳｉは０．４〜２．０
％の範囲内とした。さらに、Ｍｇ＋Ｓｉが２．４％を越
えると通常の溶体化処理条件ではＳｉを固溶させること
ができなくなることからＭｇ＋Ｓｉを２．４％以下とし
た。塗装焼き付け硬化性と成形性のバランスからは０．
５％超〜１．２％が好ましい。
る合金元素であって、Ｍｇと共同して強度向上に寄与す
る。しかし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相が析出し
て合金の延性低下を招く。従ってＳｉは０．４〜２．０
％の範囲内とした。さらに、Ｍｇ＋Ｓｉが２．４％を越
えると通常の溶体化処理条件ではＳｉを固溶させること
ができなくなることからＭｇ＋Ｓｉを２．４％以下とし
た。塗装焼き付け硬化性と成形性のバランスからは０．
５％超〜１．２％が好ましい。
【０００８】Ｃｕ：Ｃｕは時効硬化を促進し、合金の強
度を高める元素であるが、０．８％を越えれば耐蝕性が
低下するから、Ｃｕ添加量は０．８％未満とした。Ｚ
ｎ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ，Ｔｉ，Ｆｅ：これらの元素
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十分であり、一方
１．５％を越えれば成形性および耐蝕性が低下するか
ら、Ｚｎを添加する場合のＺｎ量は０．０３〜１．５％
の範囲内とした。
度を高める元素であるが、０．８％を越えれば耐蝕性が
低下するから、Ｃｕ添加量は０．８％未満とした。Ｚ
ｎ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ，Ｔｉ，Ｆｅ：これらの元素
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十分であり、一方
１．５％を越えれば成形性および耐蝕性が低下するか
ら、Ｚｎを添加する場合のＺｎ量は０．０３〜１．５％
の範囲内とした。
【０００９】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ない。一方Ｍｎ，Ｃｒは０．２
％を、Ｚｒは０．１５％を、Ｖは０．１％を越えれば、
上記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る。した
がって、Ｍｎは０．０３〜０．２％，Ｃｒは０．０３〜
０．２％，Ｚｒは０．０３〜０．１５％，Ｖは０．０３
〜０．１％の範囲内とした。
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ない。一方Ｍｎ，Ｃｒは０．２
％を、Ｚｒは０．１５％を、Ｖは０．１％を越えれば、
上記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る。した
がって、Ｍｎは０．０３〜０．２％，Ｃｒは０．０３〜
０．２％，Ｚｒは０．０３〜０．１５％，Ｖは０．０３
〜０．１％の範囲内とした。
【００１０】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０．１％を越えれば、Ｔ
ｉ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量は０．００５〜０．１％
の範囲内とした。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０．３％を越えれば成形性が低下
するおそれがあり、したがってＦｅ量は０．０３〜０．
３％の範囲内とした。なお、これらのＣｕ，Ｚｎ，Ｍ
ｎ，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。
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０．１％を越えれば、Ｔ
ｉ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量は０．００５〜０．１％
の範囲内とした。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０．３％を越えれば成形性が低下
するおそれがあり、したがってＦｅ量は０．０３〜０．
３％の範囲内とした。なお、これらのＣｕ，Ｚｎ，Ｍ
ｎ，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。
【００１１】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、本発明合金の場合も
０．０００１〜０．０５％程度のＢｅの添加は許容され
る。また、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、本発明の場合もＴｉとともに５
００ｐｐｍ以下のＢを添加することは許容される。
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、本発明合金の場合も
０．０００１〜０．０５％程度のＢｅの添加は許容され
る。また、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、本発明の場合もＴｉとともに５
００ｐｐｍ以下のＢを添加することは許容される。
【００１２】つぎに、本発明における合金板に晶析出す
る晶析出物のサイズ、晶析出状態について説明する。成
形性、特に曲げ性や張出性に影響を及ぼす晶析出物はそ
の大きさと晶析出している場所およびその時の分布状態
に依存する。すなわち、晶析出物が結晶粒界上にある場
合には、その最大径が０．５μｍ以上でかつ結晶粒界を
占める割合が５％を越える状態であれば破断先端が容易
にその晶析出物をつなぐように伝播し粒界破断が起きや
すくなり、曲げ性が低下する。また、晶析出物が結晶粒
内にもある場合には、その最大径が０．２μｍ以上の晶
析出物が１００μｍ2 内に２０個以上検出できる状態で
は破断の起点が多くなり、成形性が低下する。したがっ
て、冷延板の晶析出物の晶析出状態を前述のように規定
する。なお晶析出物の晶析出状態を観察する方法として
は、透過型電子顕微鏡を用いて５０００倍程度の倍率で
任意の場所を５視野ほど撮影し、その写真から晶析出物
のサイズや個数を測定することができる。
る晶析出物のサイズ、晶析出状態について説明する。成
形性、特に曲げ性や張出性に影響を及ぼす晶析出物はそ
の大きさと晶析出している場所およびその時の分布状態
に依存する。すなわち、晶析出物が結晶粒界上にある場
合には、その最大径が０．５μｍ以上でかつ結晶粒界を
占める割合が５％を越える状態であれば破断先端が容易
にその晶析出物をつなぐように伝播し粒界破断が起きや
すくなり、曲げ性が低下する。また、晶析出物が結晶粒
内にもある場合には、その最大径が０．２μｍ以上の晶
析出物が１００μｍ2 内に２０個以上検出できる状態で
は破断の起点が多くなり、成形性が低下する。したがっ
て、冷延板の晶析出物の晶析出状態を前述のように規定
する。なお晶析出物の晶析出状態を観察する方法として
は、透過型電子顕微鏡を用いて５０００倍程度の倍率で
任意の場所を５視野ほど撮影し、その写真から晶析出物
のサイズや個数を測定することができる。
【００１３】さらに、前述の晶析出状態を確保するため
の製造条件について説明する。熱延板を製造するまでの
工程は、従来の一般的なＪＩＳ６０００番系のＡｌ−Ｍ
ｇ−Ｓｉ系合金と同様でよい。すなわちＤＣ鋳造または
連続鋳造などの方法により鋳造し、均質化処理を施し必
要に応じて表面研削を行い引き続き熱間圧延等により、
冷延原板を製造する。次に冷延後に施す溶体化処理を５
２０℃以上の温度で行うことは十分な過飽和固溶体を得
るために必要であり、溶体化処理温度が５２０℃未満で
は十分な溶体化が行われず、溶体化処理後の冷延板には
粒界に０．５μｍ以上の析出物がその結晶粒界を占める
割合が５％を越えるようになったり、粒内に最大径が
０．２μｍ以上の析出物が１００μｍ2 内に２０個以上
検出されるような状態となり好ましくない。
の製造条件について説明する。熱延板を製造するまでの
工程は、従来の一般的なＪＩＳ６０００番系のＡｌ−Ｍ
ｇ−Ｓｉ系合金と同様でよい。すなわちＤＣ鋳造または
連続鋳造などの方法により鋳造し、均質化処理を施し必
要に応じて表面研削を行い引き続き熱間圧延等により、
冷延原板を製造する。次に冷延後に施す溶体化処理を５
２０℃以上の温度で行うことは十分な過飽和固溶体を得
るために必要であり、溶体化処理温度が５２０℃未満で
は十分な溶体化が行われず、溶体化処理後の冷延板には
粒界に０．５μｍ以上の析出物がその結晶粒界を占める
割合が５％を越えるようになったり、粒内に最大径が
０．２μｍ以上の析出物が１００μｍ2 内に２０個以上
検出されるような状態となり好ましくない。
【００１４】さらにこの様な溶体化処理は連続焼鈍炉で
行うことが一般的であり、処理時間が５分を越えること
は通板速度を遅くすることを意味し、生産性を著しく低
下させる。したがって、溶体化処理時間は５分以下とす
る。また、溶体化処理後の５２０〜２００℃間での冷却
速度は、冷却途中での析出を抑制するために１℃／ｓｅ
ｃ以上であることが必要である。冷却速度が１℃／ｓｅ
ｃ以下と遅いと、冷却過程において析出物が粒界や粒内
に析出・成長しやすくなる。すなわち粒界に０．５μｍ
以上の析出物がその結晶粒界を占める割合が５％を越え
るようになったり、粒内に最大径が０．２μｍ以上の析
出物が析出し、１００μｍ2 内に２０個以上検出される
ような状態となり好ましくない。したがって、粒界粒内
を問わず析出物の析出状態を制御するためには５２０〜
２００℃間の冷却速度を規定する。
行うことが一般的であり、処理時間が５分を越えること
は通板速度を遅くすることを意味し、生産性を著しく低
下させる。したがって、溶体化処理時間は５分以下とす
る。また、溶体化処理後の５２０〜２００℃間での冷却
速度は、冷却途中での析出を抑制するために１℃／ｓｅ
ｃ以上であることが必要である。冷却速度が１℃／ｓｅ
ｃ以下と遅いと、冷却過程において析出物が粒界や粒内
に析出・成長しやすくなる。すなわち粒界に０．５μｍ
以上の析出物がその結晶粒界を占める割合が５％を越え
るようになったり、粒内に最大径が０．２μｍ以上の析
出物が析出し、１００μｍ2 内に２０個以上検出される
ような状態となり好ましくない。したがって、粒界粒内
を問わず析出物の析出状態を制御するためには５２０〜
２００℃間の冷却速度を規定する。
【００１５】また、冷延前あるいは冷延途中において中
間焼鈍を施すことも析出物の析出状態を制御する方法と
して有効である。この時の熱処理条件として２５０℃以
上４５０℃以下の温度で焼鈍してもその焼鈍時間が０．
５時間未満では粒界に析出する微細な析出物の数が増
え、析出物の粒界に占める割合が高くなる。一方４時間
を越えると、粗大な析出物が多数形成され、溶体化処理
時に再固溶させることができなくなり十分な過飽和固溶
体が得られなくなり、その結果焼き付け硬化性などの性
質を低下させる。したがって、結晶粒界上に析出する析
出物を制御するために熱延後、前記熱処理を施すことに
より、冷延後の溶体化処理条件を緩和させることも可能
となる。溶体化処理後は室温時効を抑制し高ＢＨ性を得
るために、速やかに１００℃程度の高温で数時間の安定
化処理を施すことが有効である。
間焼鈍を施すことも析出物の析出状態を制御する方法と
して有効である。この時の熱処理条件として２５０℃以
上４５０℃以下の温度で焼鈍してもその焼鈍時間が０．
５時間未満では粒界に析出する微細な析出物の数が増
え、析出物の粒界に占める割合が高くなる。一方４時間
を越えると、粗大な析出物が多数形成され、溶体化処理
時に再固溶させることができなくなり十分な過飽和固溶
体が得られなくなり、その結果焼き付け硬化性などの性
質を低下させる。したがって、結晶粒界上に析出する析
出物を制御するために熱延後、前記熱処理を施すことに
より、冷延後の溶体化処理条件を緩和させることも可能
となる。溶体化処理後は室温時効を抑制し高ＢＨ性を得
るために、速やかに１００℃程度の高温で数時間の安定
化処理を施すことが有効である。
【００１６】
【実施例】次に実施例に基づいて、本発明を具体的に説
明する。 実施例１ 表１に示すアルミニウム合金（Ａｌ〜Ａ１２，Ｂ１〜Ｂ
１２）を、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℃×５ｈｒの均質化処理を施
したのち熱間圧延を行って、厚さ５ｍｍの熱延板とし
た。次いで５２０℃×１ｍｉｎの中間焼鈍を施した後厚
さ１ｍｍの冷延板を製造し、５４０℃×１０ｓｅｃの溶
体化処理を施した。この時の５２０〜２００℃間の冷却
速度は１５℃／ｓｅｃとした。さらに、溶体化処理後速
やかに１００℃３時間の安定化処理を施した。以上の製
造条件によって製造した冷延板の晶析出物の晶析出状態
は、透過型電子顕微鏡を用いて、約５０００倍の写真を
任意の場所で５視野撮影し、その範囲で観察される晶析
出物のサイズ・数を測定し、結晶粒界との関係を把握し
て評価した。
明する。 実施例１ 表１に示すアルミニウム合金（Ａｌ〜Ａ１２，Ｂ１〜Ｂ
１２）を、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℃×５ｈｒの均質化処理を施
したのち熱間圧延を行って、厚さ５ｍｍの熱延板とし
た。次いで５２０℃×１ｍｉｎの中間焼鈍を施した後厚
さ１ｍｍの冷延板を製造し、５４０℃×１０ｓｅｃの溶
体化処理を施した。この時の５２０〜２００℃間の冷却
速度は１５℃／ｓｅｃとした。さらに、溶体化処理後速
やかに１００℃３時間の安定化処理を施した。以上の製
造条件によって製造した冷延板の晶析出物の晶析出状態
は、透過型電子顕微鏡を用いて、約５０００倍の写真を
任意の場所で５視野撮影し、その範囲で観察される晶析
出物のサイズ・数を測定し、結晶粒界との関係を把握し
て評価した。
【００１７】
【表１】
【００１８】機械的性質のうち引張試験は、これらの合
金板からＪＩＳ５号片を切りだし、耐力測定までは１ｍ
ｍ／ｍｉｎ，耐力測定以降は１０ｍｍ／ｍｉｎの引っ張
り速度で行った。また、ＢＨ性は引張試験片に１８０℃
２０ｍｉｎの熱処理を施し、同じく耐力を測定して評価
した。プレス成形性評価には曲げ成形および張出成形を
行った。まず曲げ試験はＪＩＳ３号試験片を切りだし、
０．５ｔの内側半径で１８０°曲げを行いその外側部分
の外観観察を行って評価した。張出成形性は、１００φ
の球頭張出工具を用い長さ２００ｍｍ×幅１２５〜１４
０ｍｍの試験片に対して潤滑油を塗油した後に成形速度
１０ｍｍ／ｍｉｎ、ＢＨＦ１０トンで成形して破断成形
高さ（ＬＤＨ0 ）を求め評価した。
金板からＪＩＳ５号片を切りだし、耐力測定までは１ｍ
ｍ／ｍｉｎ，耐力測定以降は１０ｍｍ／ｍｉｎの引っ張
り速度で行った。また、ＢＨ性は引張試験片に１８０℃
２０ｍｉｎの熱処理を施し、同じく耐力を測定して評価
した。プレス成形性評価には曲げ成形および張出成形を
行った。まず曲げ試験はＪＩＳ３号試験片を切りだし、
０．５ｔの内側半径で１８０°曲げを行いその外側部分
の外観観察を行って評価した。張出成形性は、１００φ
の球頭張出工具を用い長さ２００ｍｍ×幅１２５〜１４
０ｍｍの試験片に対して潤滑油を塗油した後に成形速度
１０ｍｍ／ｍｉｎ、ＢＨＦ１０トンで成形して破断成形
高さ（ＬＤＨ0 ）を求め評価した。
【００１９】晶析出物の状態および機械的性質、成形性
を測定した結果を表２に示す。その結果、本発明で示し
たＡ１〜１２の合金成分の場合は析出物が規定した範囲
内の析出状態で、粒界を占める割合が少なくその結果伸
びおよび曲げ性に優れ、破断限界高さの高い高成形性を
有しかつ高ＢＨ性を示す合金が得られた。一方比較例で
示した合金のうち、Ｂ１とＢ３は本発明で規定した範囲
で基本成分を含んでいないため十分な機械的性質が得ら
れない。さらに比較例で示した他の合金も成分が本発明
で規定した範囲を外れており、製造条件を本発明で規定
した範囲内で製造したにもかかわらず晶析出物の分布が
本発明が規定する範囲を外れ、その結果機械的性質およ
び成形性が本発明より著しく劣っている。
を測定した結果を表２に示す。その結果、本発明で示し
たＡ１〜１２の合金成分の場合は析出物が規定した範囲
内の析出状態で、粒界を占める割合が少なくその結果伸
びおよび曲げ性に優れ、破断限界高さの高い高成形性を
有しかつ高ＢＨ性を示す合金が得られた。一方比較例で
示した合金のうち、Ｂ１とＢ３は本発明で規定した範囲
で基本成分を含んでいないため十分な機械的性質が得ら
れない。さらに比較例で示した他の合金も成分が本発明
で規定した範囲を外れており、製造条件を本発明で規定
した範囲内で製造したにもかかわらず晶析出物の分布が
本発明が規定する範囲を外れ、その結果機械的性質およ
び成形性が本発明より著しく劣っている。
【００２０】
【表２】
【００２１】実施例２ 実施例１，２と同様に製造したＡ２の、本発明で規定し
た成分範囲内の合金熱延板を用いて表３に示す中間焼鈍
条件を施して厚さ１ｍｍの冷延板を製造した。これらの
冷延板を同じく表３に示す種々の溶体化処理を施して実
施例１と同様に晶析出物の晶析出状態を観察し、機械的
性質およびプレス成形性を評価し、表４に示した。表４
に示すとおり本発明では溶体化処理条件を本発明範囲内
で示す条件で行うことにより、晶析出物が粒界を占める
割合が小さく、その結果伸びおよび曲げ性に優れ、破断
限界高さの高い高成形性を有しかつ高ＢＨ性を示す合金
板が得られた。一方比較例のうち製造Ｎｏ．３０の場合
は溶体化処理温度が本発明で規定した温度より低く、微
細な晶析出物が粒内・粒界に多数観察され伸びおよび成
形性が低下している。また、比較例のうち製造Ｎｏ．３
１の場合は溶体化処理後の冷却速度が本発明で規定した
条件より遅く、冷却中に新たに析出物が析出したと考え
られ、その結果微細な晶析出物が粒内・粒界に多数観察
され、伸びおよび成形性が低下している。
た成分範囲内の合金熱延板を用いて表３に示す中間焼鈍
条件を施して厚さ１ｍｍの冷延板を製造した。これらの
冷延板を同じく表３に示す種々の溶体化処理を施して実
施例１と同様に晶析出物の晶析出状態を観察し、機械的
性質およびプレス成形性を評価し、表４に示した。表４
に示すとおり本発明では溶体化処理条件を本発明範囲内
で示す条件で行うことにより、晶析出物が粒界を占める
割合が小さく、その結果伸びおよび曲げ性に優れ、破断
限界高さの高い高成形性を有しかつ高ＢＨ性を示す合金
板が得られた。一方比較例のうち製造Ｎｏ．３０の場合
は溶体化処理温度が本発明で規定した温度より低く、微
細な晶析出物が粒内・粒界に多数観察され伸びおよび成
形性が低下している。また、比較例のうち製造Ｎｏ．３
１の場合は溶体化処理後の冷却速度が本発明で規定した
条件より遅く、冷却中に新たに析出物が析出したと考え
られ、その結果微細な晶析出物が粒内・粒界に多数観察
され、伸びおよび成形性が低下している。
【００２２】
【表３】
【００２３】
【表４】
【００２４】実施例３ 実施例１と同様に製造したＡ２の、本発明で規定した成
分範囲内の合金熱延板を用いて表５に示す中間焼鈍条件
を施して厚さ１ｍｍの冷延板を製造した。これらの冷延
板を同じく表５に示す通り５００℃×１０ｓｅｃの溶体
化処理を施して実施例１と同様に晶析出物の晶析出状態
を観察し、機械的性質およびプレス成形性を評価し、表
６に示した。表６に示すとおり本発明では中間焼鈍条件
を本発明範囲内で示す条件で行うことにより、晶析出物
が粒界を占める割合が小さく、その結果伸びおよび曲げ
性に優れ、破断限界高さの高い高成形性を有しかつ高Ｂ
Ｈ性を示す合金板が得られた。一方比較例のうち製造Ｎ
ｏ．３７，３８は中間焼鈍温度が低く時間も短かいため
析出物が中間焼鈍中に十分粗大化しなかったことによ
り、溶体化処理後に微細な析出物が多数析出した結果伸
びおよび成形性が低下したと考えられる。製造Ｎｏ．３
９，４０は中間焼鈍時間が長いため、析出物が粗大化
し、微細な粒内析出物も析出したため伸びおよび成形性
が低下したと考えられる。また、製造Ｎｏ．４１の比較
例では中間焼鈍温度が高すぎたために晶析出物の大部分
が中間焼鈍時に再固溶し、その結果溶体化処理条件は析
出を促進させる条件となったと考えられ、溶体化処理後
には微細な析出物が多数析出し、伸びおよび成形性が低
下した。
分範囲内の合金熱延板を用いて表５に示す中間焼鈍条件
を施して厚さ１ｍｍの冷延板を製造した。これらの冷延
板を同じく表５に示す通り５００℃×１０ｓｅｃの溶体
化処理を施して実施例１と同様に晶析出物の晶析出状態
を観察し、機械的性質およびプレス成形性を評価し、表
６に示した。表６に示すとおり本発明では中間焼鈍条件
を本発明範囲内で示す条件で行うことにより、晶析出物
が粒界を占める割合が小さく、その結果伸びおよび曲げ
性に優れ、破断限界高さの高い高成形性を有しかつ高Ｂ
Ｈ性を示す合金板が得られた。一方比較例のうち製造Ｎ
ｏ．３７，３８は中間焼鈍温度が低く時間も短かいため
析出物が中間焼鈍中に十分粗大化しなかったことによ
り、溶体化処理後に微細な析出物が多数析出した結果伸
びおよび成形性が低下したと考えられる。製造Ｎｏ．３
９，４０は中間焼鈍時間が長いため、析出物が粗大化
し、微細な粒内析出物も析出したため伸びおよび成形性
が低下したと考えられる。また、製造Ｎｏ．４１の比較
例では中間焼鈍温度が高すぎたために晶析出物の大部分
が中間焼鈍時に再固溶し、その結果溶体化処理条件は析
出を促進させる条件となったと考えられ、溶体化処理後
には微細な析出物が多数析出し、伸びおよび成形性が低
下した。
【００２５】
【表５】
【００２６】
【表６】
【００２７】
【発明の効果】以上の説明で明らかなように、本発明に
よれば成形性に優れた高ＢＨ性を有する成形加工用アル
ミニウム合金板を得ることができる。
よれば成形性に優れた高ＢＨ性を有する成形加工用アル
ミニウム合金板を得ることができる。
フロントページの続き (72)発明者 佐賀 誠 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内 (72)発明者 松尾 守 東京都中央区日本橋室町４丁目３番18号 スカイアルミニウム株式会社内 (72)発明者 朱 岩 東京都中央区日本橋室町４丁目３番18号 スカイアルミニウム株式会社内
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％でＭｇとＳｉがＭｇ＋Ｓｉ≦２．
４％の範囲内で、 かつ Ｍｇ：０．３〜１．５％ Ｓｉ：０．４〜２．０％ Ｃｕ：０．８％未満を含有し、 さらに、Ｚｎ：０．０３〜１．５％ Ｍｎ：０．０３〜０．２％ Ｃｒ：０．０３〜０．２％ Ｚｒ：０．０３〜０．１５％ Ｖ ：０．０３〜０．１％ Ｆｅ：０．０３〜０．３％ Ｔｉ：０．００５〜０．１％ のうちの１種または２種以上を含有し、残部はＡｌ及び
不可避的不純物よりなる合金を素材とし、均質化処理、
熱間圧延、冷間圧延および溶体化処理してなる圧延板の
結晶粒界上の０．５μｍ以下の晶析出物が、その結晶粒
界面に占める割合として５％以下であり、かつ粒内に
０．２μｍ以上の最大径を有する晶析出物が存在する場
合、その個数が２０個未満／１００μｍ2 とする事を特
徴とする成形性に優れた高ＢＨ性を有するＡｌ−Ｍｇ−
Ｓｉ系合金板。 - 【請求項２】 請求項１記載のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金
板を製造する方法において、冷間圧延後の溶体化処理を
５２０℃以上で５分以下とし、溶体化処理後の冷却を５
２０℃〜２００℃の温度域で１℃／ｓｅｃ以上で冷却す
る事を特徴とする成形性に優れた高ＢＨ性を有するＡｌ
−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法。 - 【請求項３】 請求項１記載のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金
板の製造方法において、熱間圧延後に２５０℃以上４５
０℃未満で０．５時間以上４時間以下の保持を施す事を
特徴とする成形性に優れた高ＢＨ性を有するＡｌ−Ｍｇ
−Ｓｉ系合金板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18533495A JPH0931616A (ja) | 1995-07-21 | 1995-07-21 | 成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18533495A JPH0931616A (ja) | 1995-07-21 | 1995-07-21 | 成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板とその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0931616A true JPH0931616A (ja) | 1997-02-04 |
Family
ID=16168996
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18533495A Pending JPH0931616A (ja) | 1995-07-21 | 1995-07-21 | 成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0931616A (ja) |
Cited By (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000144294A (ja) * | 1998-11-12 | 2000-05-26 | Kobe Steel Ltd | プレス成形性およびヘム加工性に優れたアルミニウム合金板 |
| WO2000052216A1 (de) * | 1999-03-03 | 2000-09-08 | Alusuisse Technology & Management Ag | STRUKTURBAUTEIL AUS EINER ALUMINIUMLEGIERUNG VOM TYP AlMgSi |
| US6521046B2 (en) * | 2000-02-04 | 2003-02-18 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Chamber material made of Al alloy and heater block |
| FR2841567A1 (fr) * | 2002-07-01 | 2004-01-02 | Corus Aluminium Nv | PRODUIT EN ALLIAGE AlMgSi LAMINE POUVANT ETRE TRAITE THERMIQUEMENT |
| FR2841568A1 (fr) * | 2002-07-01 | 2004-01-02 | Corus Aluminium Nv | TOLE D'ALLIAGE AlMgSi |
| JP2005525462A (ja) * | 2002-02-05 | 2005-08-25 | ペシネイ レナリュ | 車体の外被用のＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ合金板 |
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| WO2020247178A1 (en) | 2019-06-06 | 2020-12-10 | Arconic Technologies Llc | Aluminum alloys having silicon, magnesium, copper and zinc |
| EP3341502B1 (en) | 2015-12-18 | 2021-03-17 | Novelis Inc. | Method for the production of high strength 6xxx series aluminium alloys |
| US11920229B2 (en) | 2015-12-18 | 2024-03-05 | Novelis Inc. | High strength 6XXX aluminum alloys and methods of making the same |
-
1995
- 1995-07-21 JP JP18533495A patent/JPH0931616A/ja active Pending
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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