JPH10130769A - 高速成形用Ａｌ合金板とその製造方法及び高速成形方法 - Google Patents
高速成形用Ａｌ合金板とその製造方法及び高速成形方法Info
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- JPH10130769A JPH10130769A JP28683096A JP28683096A JPH10130769A JP H10130769 A JPH10130769 A JP H10130769A JP 28683096 A JP28683096 A JP 28683096A JP 28683096 A JP28683096 A JP 28683096A JP H10130769 A JPH10130769 A JP H10130769A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 高速成形に適したＡｌ合金板とその製造方法
及び高速成形方法を見出すこと。 【解決手段】 Mg:0.75 〜0.95%(mass%、以下同様) 、S
i:0.45 〜0.95% 、Cu:1.3〜1.7%を必須元素として含有
し、Mn:0.02 〜2.0%、Cr:0.02 〜0.5%、Zr:0.02 〜0.3
%、Ti:0.003〜0.2%の内1 種以上を含み、更にZn:0〜1.0
%を含み、不純物としてのFe:0.5% 以下で、残部が実質
的にAlからなるＡｌ合金板であり、その板の特性とし
て、歪速度5 ×10-2 s-1以上の引張試験において伸び30
% 以上で、且つ(引張強さ) 2 ／(0.2% 耐力) ≧480(MP
a)であることを特徴とする高速成形用Ａｌ合金板。
及び高速成形方法を見出すこと。 【解決手段】 Mg:0.75 〜0.95%(mass%、以下同様) 、S
i:0.45 〜0.95% 、Cu:1.3〜1.7%を必須元素として含有
し、Mn:0.02 〜2.0%、Cr:0.02 〜0.5%、Zr:0.02 〜0.3
%、Ti:0.003〜0.2%の内1 種以上を含み、更にZn:0〜1.0
%を含み、不純物としてのFe:0.5% 以下で、残部が実質
的にAlからなるＡｌ合金板であり、その板の特性とし
て、歪速度5 ×10-2 s-1以上の引張試験において伸び30
% 以上で、且つ(引張強さ) 2 ／(0.2% 耐力) ≧480(MP
a)であることを特徴とする高速成形用Ａｌ合金板。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高速成形用Ａｌ合
金板とその製造方法及び高速成形方法に関するものであ
り、さらに詳しくは自動車部品、家電製品等の高速曲げ
成形、高速プレス成形等の高速成形に好適なＡｌ合金板
とこの板の製造方法及びこの板の高速成形方法に関する
ものである。なお本明細書において、Ａｌ合金の添加元
素の含有量は、全てｍａｓｓ％を意味するものである
が、これを単に％と記している。
金板とその製造方法及び高速成形方法に関するものであ
り、さらに詳しくは自動車部品、家電製品等の高速曲げ
成形、高速プレス成形等の高速成形に好適なＡｌ合金板
とこの板の製造方法及びこの板の高速成形方法に関する
ものである。なお本明細書において、Ａｌ合金の添加元
素の含有量は、全てｍａｓｓ％を意味するものである
が、これを単に％と記している。
【０００２】
【従来の技術】自動車外板、家電用シャーシ等は、板材
を成形後に焼き付け塗装をおこなって製品にする場合が
多い。Al-Mg-Si(-Cu) 系合金は耐食性、成形性が比較的
よく、かつ焼き付け塗装のような加熱により時効硬化
（ベークハード、BH）することから、前述の製品群に使
用される場合がある。また成形が難しい形状の製品の場
合は、Al-Mg-Si(-Cu) 系合金よりも成形性の優れるAl-M
g 系合金が使用される場合が一般的だった。
を成形後に焼き付け塗装をおこなって製品にする場合が
多い。Al-Mg-Si(-Cu) 系合金は耐食性、成形性が比較的
よく、かつ焼き付け塗装のような加熱により時効硬化
（ベークハード、BH）することから、前述の製品群に使
用される場合がある。また成形が難しい形状の製品の場
合は、Al-Mg-Si(-Cu) 系合金よりも成形性の優れるAl-M
g 系合金が使用される場合が一般的だった。
【０００３】近年自動車、家電製品の軽量化、小型化が
さらに進む傾向にあり、それに伴い部品の軽量化、薄肉
化、形状の複雑化が進み、高強度かつ成形性に優れる材
料が自動車メーカーや家電メーカーから求められるよう
になってきた。そしてこのような要求に応えるため、合
金組成の規定や特殊な製造方法により特性を向上させる
技術が開示されている（例えば特開平5-112839、特開平
5-112840等）。しかしそれらの技術は、通常の引張試験
やエリクセン試験等で板の評価が行われており、これら
の評価は実際に工業的によく実施されるプレス成形方法
に比較して材料の歪速度が遅い試験であり、いわば間接
的な評価方法により合金組成や製造方法を規定してい
た。
さらに進む傾向にあり、それに伴い部品の軽量化、薄肉
化、形状の複雑化が進み、高強度かつ成形性に優れる材
料が自動車メーカーや家電メーカーから求められるよう
になってきた。そしてこのような要求に応えるため、合
金組成の規定や特殊な製造方法により特性を向上させる
技術が開示されている（例えば特開平5-112839、特開平
5-112840等）。しかしそれらの技術は、通常の引張試験
やエリクセン試験等で板の評価が行われており、これら
の評価は実際に工業的によく実施されるプレス成形方法
に比較して材料の歪速度が遅い試験であり、いわば間接
的な評価方法により合金組成や製造方法を規定してい
た。
【０００４】実際に歪速度を比較してみると、引張試験
(JIS Z 2241)における引張強さ測定時の歪増加率は80%/
min 以下であり、これから歪速度は1.3 ×10-2 s-1以下
となる。またエリクセン試験(JIS Z 2247)におけるパン
チ速度は5-20mm/minと規定され、これよりエリクセン値
が約10mmで、破断部の伸びが約30% だとすれば、その領
域での歪速度は1.0 ×10-2 s-1以下となる。実際のプレ
ス成形時における歪速度は、プレス機の駆動方式によっ
ても異なるが、油圧駆動方式よりも初期設備投資のコス
トおよび生産性の面で優れる機械駆動式（クランクプレ
ス等）の場合は、平均パンチストローク速度が100mm/s
以上で成形高さは100mm から500mm 程度というような条
件で実施され、パンチ肩部等の破断危険部での歪速度は
5 ×10-2 s-1以上になると考えられる。したがって当
然、材料によっては歪速度の遅い領域では成形性が優れ
るものの、実際のプレス成形に近い歪速度の高い領域に
おいては成形性が劣る場合がある。この歪速度が成形性
に及ぼす影響は従来成形用合金として多用されてきたAl
-Mg 系合金ではそれほど大きくなく、成形性を予測する
上で低歪速度の試験により評価を行うことが問題となる
ことはなかった。
(JIS Z 2241)における引張強さ測定時の歪増加率は80%/
min 以下であり、これから歪速度は1.3 ×10-2 s-1以下
となる。またエリクセン試験(JIS Z 2247)におけるパン
チ速度は5-20mm/minと規定され、これよりエリクセン値
が約10mmで、破断部の伸びが約30% だとすれば、その領
域での歪速度は1.0 ×10-2 s-1以下となる。実際のプレ
ス成形時における歪速度は、プレス機の駆動方式によっ
ても異なるが、油圧駆動方式よりも初期設備投資のコス
トおよび生産性の面で優れる機械駆動式（クランクプレ
ス等）の場合は、平均パンチストローク速度が100mm/s
以上で成形高さは100mm から500mm 程度というような条
件で実施され、パンチ肩部等の破断危険部での歪速度は
5 ×10-2 s-1以上になると考えられる。したがって当
然、材料によっては歪速度の遅い領域では成形性が優れ
るものの、実際のプレス成形に近い歪速度の高い領域に
おいては成形性が劣る場合がある。この歪速度が成形性
に及ぼす影響は従来成形用合金として多用されてきたAl
-Mg 系合金ではそれほど大きくなく、成形性を予測する
上で低歪速度の試験により評価を行うことが問題となる
ことはなかった。
【０００５】最近になり、Al-Mg-Si(-Cu) 系合金の成形
性が、高歪速度領域で低下するという問題が認識される
に至り、これを回避するために合金組成を規定する技術
が開示されている（特開平8-188842）。しかし、この技
術は単に合金組成を変化させて高速張出性の評価を行い
合金組成を規定したもので、自動車ボディーシート等の
成形時に重要となる高速絞り性については検討されてい
ない。
性が、高歪速度領域で低下するという問題が認識される
に至り、これを回避するために合金組成を規定する技術
が開示されている（特開平8-188842）。しかし、この技
術は単に合金組成を変化させて高速張出性の評価を行い
合金組成を規定したもので、自動車ボディーシート等の
成形時に重要となる高速絞り性については検討されてい
ない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】上述のように、Al-Mg
系合金より高い強度と成形性を両立させる可能性のある
Al-Mg-Si(-Cu) 系合金においては、高歪速度領域での成
形性が低歪速度領域に比べて低下する傾向を示すことが
あるため、従来の引張試験やエリクセン試験で成形性を
評価して合金開発を行っても、コストおよび生産性の面
で優れるクランクプレス等での成形が困難であるという
問題点がある。このような背景から成形性を従来の低歪
速度引張試験やエリクセン試験のような間接的方法で評
価するのではなく、高速成形時の材料の変形挙動を理解
した上で、機構的に裏付けられた方法で評価することに
より、元来Al-Mg 系合金より強度面で優れるAl-Mg-Si(-
Cu) 系合金の実際のプレス成形性を向上させる技術が求
められている。本発明の課題は、高速成形に適したＡｌ
合金板とその製造方法を見出すことであり、またＡｌ合
金板の高速成形方法を見出すことである。
系合金より高い強度と成形性を両立させる可能性のある
Al-Mg-Si(-Cu) 系合金においては、高歪速度領域での成
形性が低歪速度領域に比べて低下する傾向を示すことが
あるため、従来の引張試験やエリクセン試験で成形性を
評価して合金開発を行っても、コストおよび生産性の面
で優れるクランクプレス等での成形が困難であるという
問題点がある。このような背景から成形性を従来の低歪
速度引張試験やエリクセン試験のような間接的方法で評
価するのではなく、高速成形時の材料の変形挙動を理解
した上で、機構的に裏付けられた方法で評価することに
より、元来Al-Mg 系合金より強度面で優れるAl-Mg-Si(-
Cu) 系合金の実際のプレス成形性を向上させる技術が求
められている。本発明の課題は、高速成形に適したＡｌ
合金板とその製造方法を見出すことであり、またＡｌ合
金板の高速成形方法を見出すことである。
【０００７】
【課題を解決するために手段】本発明は、前記の課題に
ついて種々検討の結果、強度に優れ、かつクランクプレ
ス等を用いて実施する高速プレス成形性に優れるAl-Mg-
Si-Cu 系合金板とその製造方法及び高速成形方法を開発
したものである。
ついて種々検討の結果、強度に優れ、かつクランクプレ
ス等を用いて実施する高速プレス成形性に優れるAl-Mg-
Si-Cu 系合金板とその製造方法及び高速成形方法を開発
したものである。
【０００８】即ち、前記の課題を解決するための請求項
１の発明は、Mg:0.75 〜0.95% 、Si:0.45 〜0.95% 、C
u:1.3〜1.7%を必須元素として含有し、Mn:0.02 〜2.0
%、Cr:0.02 〜0.5%、Zr:0.02 〜0.3%、Ti:0.003〜0.2%
の内1 種以上を含み、更にZn:0〜1.0%を含み、不純物と
してのFe:0.5% 以下で、残部が実質的にAlからなるＡｌ
合金板であり、その板の特性として、歪速度5 ×10-2 s
-1以上の引張試験において伸び30% 以上で、且つ( 引張
強さ)2/(0.2%耐力) ≧480(MPa)であることを特徴とする
高速成形用Ａｌ合金板である。
１の発明は、Mg:0.75 〜0.95% 、Si:0.45 〜0.95% 、C
u:1.3〜1.7%を必須元素として含有し、Mn:0.02 〜2.0
%、Cr:0.02 〜0.5%、Zr:0.02 〜0.3%、Ti:0.003〜0.2%
の内1 種以上を含み、更にZn:0〜1.0%を含み、不純物と
してのFe:0.5% 以下で、残部が実質的にAlからなるＡｌ
合金板であり、その板の特性として、歪速度5 ×10-2 s
-1以上の引張試験において伸び30% 以上で、且つ( 引張
強さ)2/(0.2%耐力) ≧480(MPa)であることを特徴とする
高速成形用Ａｌ合金板である。
【０００９】また、請求項２の発明は、請求項１に記載
の合金組成のＡｌ合金板について、500 ℃以上溶融温度
以下の範囲で溶体化処理を行った後、100 ℃/min以上の
冷却速度で175 ℃以下の温度に急冷し、更に常温まで冷
却した後２週間以上の室温時効を行うことにより、板の
特性として、歪速度5 ×10-2 s-1以上の引張試験におい
て伸び30% 以上で、且つ( 引張強さ)2/(0.2%耐力) ≧48
0(MPa)とすることを特徴とする高速成形用Ａｌ合金板の
製造方法であり、
の合金組成のＡｌ合金板について、500 ℃以上溶融温度
以下の範囲で溶体化処理を行った後、100 ℃/min以上の
冷却速度で175 ℃以下の温度に急冷し、更に常温まで冷
却した後２週間以上の室温時効を行うことにより、板の
特性として、歪速度5 ×10-2 s-1以上の引張試験におい
て伸び30% 以上で、且つ( 引張強さ)2/(0.2%耐力) ≧48
0(MPa)とすることを特徴とする高速成形用Ａｌ合金板の
製造方法であり、
【００１０】請求項３の発明は、請求項１に記載の合金
組成のＡｌ合金板について、500 ℃以上溶融温度以下の
範囲で溶体化処理を行った後、100 ℃/min以上の冷却速
度で40〜175 ℃の温度範囲に急冷し、前記温度範囲でコ
イル状に巻き取った後に室温まで冷却するか若しくは40
〜175 ℃の温度範囲に36時間以内保持を行った後室温ま
で冷却し、それらの処理終了後２週間以上の室温時効を
行うことにより、板の特性として、歪速度5 ×10-2 s-1
以上の引張試験において伸び30% 以上で、且つ( 引張強
さ)2/(0.2%耐力) ≧480(MPa)とすることを特徴とする高
速成形用Ａｌ合金板の製造方法であり、
組成のＡｌ合金板について、500 ℃以上溶融温度以下の
範囲で溶体化処理を行った後、100 ℃/min以上の冷却速
度で40〜175 ℃の温度範囲に急冷し、前記温度範囲でコ
イル状に巻き取った後に室温まで冷却するか若しくは40
〜175 ℃の温度範囲に36時間以内保持を行った後室温ま
で冷却し、それらの処理終了後２週間以上の室温時効を
行うことにより、板の特性として、歪速度5 ×10-2 s-1
以上の引張試験において伸び30% 以上で、且つ( 引張強
さ)2/(0.2%耐力) ≧480(MPa)とすることを特徴とする高
速成形用Ａｌ合金板の製造方法であり、
【００１１】請求項４の発明は、請求項１に記載の合金
組成のＡｌ合金板について、500 ℃以上溶融温度以下の
範囲で溶体化処理を行った後、100 ℃/min以上の冷却速
度で175 ℃以下の温度まで急冷し、その後180 〜320 ℃
に再加熱して0 〜25分の保持を行った後室温まで冷却
し、その後２週間以上の室温時効を行うことにより、板
の特性として、歪速度5 ×10-2 s-1以上の引張試験にお
いて伸び30% 以上で、且つ( 引張強さ)2/(0.2%耐力) ≧
480(MPa)とすることを特徴とする高速成形用Ａｌ合金板
の製造方法である。
組成のＡｌ合金板について、500 ℃以上溶融温度以下の
範囲で溶体化処理を行った後、100 ℃/min以上の冷却速
度で175 ℃以下の温度まで急冷し、その後180 〜320 ℃
に再加熱して0 〜25分の保持を行った後室温まで冷却
し、その後２週間以上の室温時効を行うことにより、板
の特性として、歪速度5 ×10-2 s-1以上の引張試験にお
いて伸び30% 以上で、且つ( 引張強さ)2/(0.2%耐力) ≧
480(MPa)とすることを特徴とする高速成形用Ａｌ合金板
の製造方法である。
【００１２】更に請求項５の発明は、請求項１に記載の
高速成形用Ａｌ合金板を用いて、平均パンチストローク
速度が100mm/s 以上の高速成形を行うことを特徴とする
Ａｌ合金板の高速成形方法である。
高速成形用Ａｌ合金板を用いて、平均パンチストローク
速度が100mm/s 以上の高速成形を行うことを特徴とする
Ａｌ合金板の高速成形方法である。
【００１３】
【発明の実施の形態】前記各請求項の発明のうち、請求
項１の発明は高速成形に適し且つ焼付塗装での硬化性
（ベークハード、BH）に優れた高速成形用のＡｌ合金板
に関するものであり、また請求項２〜４の発明は前記板
の製造方法に関するものであり、更に請８項５の発明は
前記板の高速成形方法に関するものである。以下、前記
各発明について、詳細に説明する。
項１の発明は高速成形に適し且つ焼付塗装での硬化性
（ベークハード、BH）に優れた高速成形用のＡｌ合金板
に関するものであり、また請求項２〜４の発明は前記板
の製造方法に関するものであり、更に請８項５の発明は
前記板の高速成形方法に関するものである。以下、前記
各発明について、詳細に説明する。
【００１４】（１）請求項１の発明について まず、本発明に係わる板の合金組成を前記のごとく限定
した理由について説明する。MgとSiは、共にMg2Si を析
出させ、高速成形性の向上に寄与する。また、Cuは、強
度、延性、高速成形性の向上に寄与する。その添加量を
それぞれ0.75〜0.95% 、0.45〜0.95% 、1.3 〜1.7%と限
定したのは、後述の板の高速引張試験において、 伸び≧30% 、( 引張強さ)2/(0.2%耐力) ≧480(MPa)、 という条件を満たすためである。
した理由について説明する。MgとSiは、共にMg2Si を析
出させ、高速成形性の向上に寄与する。また、Cuは、強
度、延性、高速成形性の向上に寄与する。その添加量を
それぞれ0.75〜0.95% 、0.45〜0.95% 、1.3 〜1.7%と限
定したのは、後述の板の高速引張試験において、 伸び≧30% 、( 引張強さ)2/(0.2%耐力) ≧480(MPa)、 という条件を満たすためである。
【００１５】Znは、Cuと同様に強度の向上を目的として
必要に応じて添加する。その添加量を0 〜1.0%と限定し
たのは、上限を越えると溶体化処理後の高速成形性を低
下させ、さらに焼き入れ感受性が高くなるためである。
なお、ここで0%とは、添加しない場合を意味する。Mn、
Cr、Zr、Tiは、それぞれ結晶粒の微細化若しくはマトリ
クスの強度を向上させるために、1 種以上添加する。そ
れぞれの範囲の添加量に限定を加えたのは、その下限未
満では効果が小さく、上限を越えると溶体化処理後の高
速成形性を低下させ、さらにSiとの化合物を形成しやす
く、時効硬化性を低下させるためである。Feは、Ａｌ地
金に不純物として一般に含有され、Al-Fe 系またはAl-F
e-Si系等の晶出物を形成し、0.5%を超えると延性および
高速成形性が低下するためその含有量は0.5%以下とする
ことが望ましい。なお、鋳造組織の微細化剤として通常
添加されるB などは、0.1%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。
必要に応じて添加する。その添加量を0 〜1.0%と限定し
たのは、上限を越えると溶体化処理後の高速成形性を低
下させ、さらに焼き入れ感受性が高くなるためである。
なお、ここで0%とは、添加しない場合を意味する。Mn、
Cr、Zr、Tiは、それぞれ結晶粒の微細化若しくはマトリ
クスの強度を向上させるために、1 種以上添加する。そ
れぞれの範囲の添加量に限定を加えたのは、その下限未
満では効果が小さく、上限を越えると溶体化処理後の高
速成形性を低下させ、さらにSiとの化合物を形成しやす
く、時効硬化性を低下させるためである。Feは、Ａｌ地
金に不純物として一般に含有され、Al-Fe 系またはAl-F
e-Si系等の晶出物を形成し、0.5%を超えると延性および
高速成形性が低下するためその含有量は0.5%以下とする
ことが望ましい。なお、鋳造組織の微細化剤として通常
添加されるB などは、0.1%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。
【００１６】本発明のＡｌ合金組成は前記のとおりであ
るが、本発明の板はその特性として、歪速度5 ×10-2 s
-1以上の引張試験において伸び30% 以上で、且つ( 引張
強さ)2/(0.2%耐力) ≧480(MPa)であることを特徴とす
る。伸びが、30% 未満の場合には、延性が不十分である
ため高速成形時の張出性が劣る。一方( 引張強さ)2/(0.
2%耐力) ＜480(MPa)の場合には、フランジ部の流入抵抗
が相対的に高い、またはパンチによる材料の引き込みに
耐えるだけの強度が不足するため、高速成形時の絞り性
が劣る。
るが、本発明の板はその特性として、歪速度5 ×10-2 s
-1以上の引張試験において伸び30% 以上で、且つ( 引張
強さ)2/(0.2%耐力) ≧480(MPa)であることを特徴とす
る。伸びが、30% 未満の場合には、延性が不十分である
ため高速成形時の張出性が劣る。一方( 引張強さ)2/(0.
2%耐力) ＜480(MPa)の場合には、フランジ部の流入抵抗
が相対的に高い、またはパンチによる材料の引き込みに
耐えるだけの強度が不足するため、高速成形時の絞り性
が劣る。
【００１７】なお、高速成形用Ａｌ合金板の高速成形と
は、プレス成形等においてパンチストローク速度が100m
m/s 以上（歪速度5 ×10-2 s-1以上）のような高速成形
を意味する。以上のような構成を具備するＡｌ合金板
は、高速成形において優れた張出成形性と絞り成形性を
有するとともに、焼付塗装での硬化性（ベークハード、
BH）についても優れている。
は、プレス成形等においてパンチストローク速度が100m
m/s 以上（歪速度5 ×10-2 s-1以上）のような高速成形
を意味する。以上のような構成を具備するＡｌ合金板
は、高速成形において優れた張出成形性と絞り成形性を
有するとともに、焼付塗装での硬化性（ベークハード、
BH）についても優れている。
【００１８】（２）請求項２〜４の発明について 次に、請求項２の発明について説明する。本発明は、前
記請求項１の高速成形用Ａｌ合金板の製造方法に関する
ものであり、従来の半連続鋳造、均質化処理、熱間圧
延、冷間圧延の工程で板材とするか、または直接鋳造圧
延法により板材を直接製造する。各工程前後で均質化熱
処理や焼鈍処理を適宜実施してもよい。本発明において
は、前記のように製造したＡｌ合金板について、到達温
度が500 ℃以上溶融温度以下の温度範囲で溶体化処理を
行った後、100 ℃/min以上の冷却速度で175 ℃以下の温
度に急冷し、更に常温まで冷却した後２週間以上の室温
時効を行うことを特徴とするものである。
記請求項１の高速成形用Ａｌ合金板の製造方法に関する
ものであり、従来の半連続鋳造、均質化処理、熱間圧
延、冷間圧延の工程で板材とするか、または直接鋳造圧
延法により板材を直接製造する。各工程前後で均質化熱
処理や焼鈍処理を適宜実施してもよい。本発明において
は、前記のように製造したＡｌ合金板について、到達温
度が500 ℃以上溶融温度以下の温度範囲で溶体化処理を
行った後、100 ℃/min以上の冷却速度で175 ℃以下の温
度に急冷し、更に常温まで冷却した後２週間以上の室温
時効を行うことを特徴とするものである。
【００１９】溶体化処理は、Si、Mg、Cu等の添加元素を
一旦マトリクス中に固溶させ、この後の焼付塗装加熱時
に微細な強化相を析出させ、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
塗装時の強度向上が小さくなるためである。また冷却速
度を100 ℃/min以上としたのは冷却中の粗大な化合物の
析出を抑制して高速成形性の低下を防ぐことが第１の目
的であるが、100 ℃/min未満では添加元素の固溶量が減
少することにより、その後の焼付塗装工程での強度上昇
が十分ではなく、本系合金の特徴を十分に生かすことが
できなくなる。
一旦マトリクス中に固溶させ、この後の焼付塗装加熱時
に微細な強化相を析出させ、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
塗装時の強度向上が小さくなるためである。また冷却速
度を100 ℃/min以上としたのは冷却中の粗大な化合物の
析出を抑制して高速成形性の低下を防ぐことが第１の目
的であるが、100 ℃/min未満では添加元素の固溶量が減
少することにより、その後の焼付塗装工程での強度上昇
が十分ではなく、本系合金の特徴を十分に生かすことが
できなくなる。
【００２０】上記の処理後、室温下で２週間以上放置す
ることにより自然時効が進行し、耐力および引張強さが
上昇する。室温時効による耐力および引張強さの増加量
は、合金組成によっても異なるが、それぞれ20% 程度で
あると見積もられ、その結果として高速成形性の指標と
なる( 引張強さ)2/(0.2%耐力) の値は、20% 程度増加す
ることになる。この室温時効を２週間以上としたのは、
２週間以内では引張強さの上昇が十分でなく、高速成形
性の指標となる( 引張強さ)2/(0.2%耐力) の値の増加も
不十分であるためである。
ることにより自然時効が進行し、耐力および引張強さが
上昇する。室温時効による耐力および引張強さの増加量
は、合金組成によっても異なるが、それぞれ20% 程度で
あると見積もられ、その結果として高速成形性の指標と
なる( 引張強さ)2/(0.2%耐力) の値は、20% 程度増加す
ることになる。この室温時効を２週間以上としたのは、
２週間以内では引張強さの上昇が十分でなく、高速成形
性の指標となる( 引張強さ)2/(0.2%耐力) の値の増加も
不十分であるためである。
【００２１】次に、請求項３および４の発明について説
明する。これらの発明も上記の請求項１の高速成形用Ａ
ｌ合金板の製造方法であり、請求項２と同様の溶体化処
理→急冷の後、請求項３の発明は40〜175 ℃の温度範囲
でコイル状に巻き取った後に室温まで冷却するか若しく
は40〜175 ℃の温度範囲に36時間以内保持を行った後室
温まで冷却し、それらの処理終了後２週間以上の室温時
効を行うものであり、請求項４の発明は180 〜320 ℃に
再加熱して0 〜25分保持を行った後室温まで冷却し、そ
の後２週間以上の室温時効を行うものである。
明する。これらの発明も上記の請求項１の高速成形用Ａ
ｌ合金板の製造方法であり、請求項２と同様の溶体化処
理→急冷の後、請求項３の発明は40〜175 ℃の温度範囲
でコイル状に巻き取った後に室温まで冷却するか若しく
は40〜175 ℃の温度範囲に36時間以内保持を行った後室
温まで冷却し、それらの処理終了後２週間以上の室温時
効を行うものであり、請求項４の発明は180 〜320 ℃に
再加熱して0 〜25分保持を行った後室温まで冷却し、そ
の後２週間以上の室温時効を行うものである。
【００２２】溶体化処理→急冷の後、40〜175 ℃の温度
範囲でコイル状に巻き取った後に室温まで冷却するか若
しくは40〜175 ℃の温度範囲に36時間以内保持を行った
後室温まで冷却する（請求項３）、また180 〜320 ℃に
再加熱して0 〜25分保持を行った後室温まで冷却する
（請求項４）のは、これらの処理を施すことにより、塗
装焼付け加熱後の強度上昇を増加させるためである。こ
れらの処理の後は、いずれの発明も請求項２と同様に室
温で２週間以上放置することにより、高速成形性が向上
する。なお、請求項４に記載の製造方法においては、溶
体化処理→急冷から180 〜320 ℃での再加熱処理実施ま
での室温放置時間については、特に制限する必要はな
く、数カ月以上放置した後に再加熱処理を行ってもその
効果が損なわれることはない。
範囲でコイル状に巻き取った後に室温まで冷却するか若
しくは40〜175 ℃の温度範囲に36時間以内保持を行った
後室温まで冷却する（請求項３）、また180 〜320 ℃に
再加熱して0 〜25分保持を行った後室温まで冷却する
（請求項４）のは、これらの処理を施すことにより、塗
装焼付け加熱後の強度上昇を増加させるためである。こ
れらの処理の後は、いずれの発明も請求項２と同様に室
温で２週間以上放置することにより、高速成形性が向上
する。なお、請求項４に記載の製造方法においては、溶
体化処理→急冷から180 〜320 ℃での再加熱処理実施ま
での室温放置時間については、特に制限する必要はな
く、数カ月以上放置した後に再加熱処理を行ってもその
効果が損なわれることはない。
【００２３】（３）請求項５の発明について 次に、請求項５の発明について説明する。本発明は、前
記請求項１の高速成形用Ａｌ合金板の高速成形方法に関
するものであり、この高速成形用Ａｌ合金板を用いて、
平均パンチストローク速度が100mm/s 以上の高速成形を
行うことを特徴とするものである。本発明の目的は、低
コストかつ生産性の高いプレス方法で成形可能な高成形
性合金板を提供することにある。既述のように平均パン
チストローク速度が100mm/s 以上の高速成形を行う場合
には、コストおよび生産性の点で優れる機械駆動式のプ
レス機を使用することができる。材料の部位により成形
時の歪速度は大きく異なるが、成形高さが100mm から50
0mm 程度というような条件で実施される場合には、歪速
度が最も大きくなるパンチ肩部等の破断危険部位での歪
速度は、5 ×10-2 s-1以上になると考えられ、請求項１
に記載のＡｌ合金板を使用することが非常に有効とな
る。ただし、一般的にAl-Mg-Si(-Cu) 系合金板では、歪
速度が高くなるにしたがい成形性は劣化する傾向にある
ので、請求項１に記載の合金板は、5 ×10-2 s-1未満の
低歪速度領域の成形でも、十分に高い成形性を示す。
記請求項１の高速成形用Ａｌ合金板の高速成形方法に関
するものであり、この高速成形用Ａｌ合金板を用いて、
平均パンチストローク速度が100mm/s 以上の高速成形を
行うことを特徴とするものである。本発明の目的は、低
コストかつ生産性の高いプレス方法で成形可能な高成形
性合金板を提供することにある。既述のように平均パン
チストローク速度が100mm/s 以上の高速成形を行う場合
には、コストおよび生産性の点で優れる機械駆動式のプ
レス機を使用することができる。材料の部位により成形
時の歪速度は大きく異なるが、成形高さが100mm から50
0mm 程度というような条件で実施される場合には、歪速
度が最も大きくなるパンチ肩部等の破断危険部位での歪
速度は、5 ×10-2 s-1以上になると考えられ、請求項１
に記載のＡｌ合金板を使用することが非常に有効とな
る。ただし、一般的にAl-Mg-Si(-Cu) 系合金板では、歪
速度が高くなるにしたがい成形性は劣化する傾向にある
ので、請求項１に記載の合金板は、5 ×10-2 s-1未満の
低歪速度領域の成形でも、十分に高い成形性を示す。
【００２４】
【実施例】次に、本発明の実施例（本発明例）を、比較
例とともに、さらに詳細に説明する。表１に示す組成の
Al-Mg-Si-Cu 系合金鋳塊に、常法により均質化処理、熱
間圧延、冷間圧延等を施し、厚さ1mm の板を製造した。
その製造条件の詳細を表２に示す。
例とともに、さらに詳細に説明する。表１に示す組成の
Al-Mg-Si-Cu 系合金鋳塊に、常法により均質化処理、熱
間圧延、冷間圧延等を施し、厚さ1mm の板を製造した。
その製造条件の詳細を表２に示す。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】このように製造された板材について、引張
試験、高速張出試験、高速深絞り試験を行った。その結
果を表３に示す。引張試験は、２種類の引張速度で試験
を実施した。どちらの試験も平行部長さ16mmの板状試験
片を用いて、それぞれ引張速度10mm/min（初期歪速度：
1.04×10-2 s-1）および100mm/min （初期歪速度：1.04
×10-1 s-1）で実施し、引張強さ、耐力、伸びを測定し
た。また、表２の条件で製造後に塗装焼付処理をシミュ
レートした170 ℃、60分の加熱を施した後に通常引張速
度の引張試験を行い、ベークハード（BH）性の評価も行
った。高速張出試験はパンチ径φ50mm、ブランク径φ12
0mm で、高速深絞り試験はパンチ径φ40mm、ブランク径
φ84mmで、洗浄油を塗布した条件で、パンチ速度200mm/
s で行い、それぞれ破断高さ(mm)を求めた。
試験、高速張出試験、高速深絞り試験を行った。その結
果を表３に示す。引張試験は、２種類の引張速度で試験
を実施した。どちらの試験も平行部長さ16mmの板状試験
片を用いて、それぞれ引張速度10mm/min（初期歪速度：
1.04×10-2 s-1）および100mm/min （初期歪速度：1.04
×10-1 s-1）で実施し、引張強さ、耐力、伸びを測定し
た。また、表２の条件で製造後に塗装焼付処理をシミュ
レートした170 ℃、60分の加熱を施した後に通常引張速
度の引張試験を行い、ベークハード（BH）性の評価も行
った。高速張出試験はパンチ径φ50mm、ブランク径φ12
0mm で、高速深絞り試験はパンチ径φ40mm、ブランク径
φ84mmで、洗浄油を塗布した条件で、パンチ速度200mm/
s で行い、それぞれ破断高さ(mm)を求めた。
【００２８】
【表３】 表３より明らかなように、本発明のＡｌ合金板の製造方
法(A〜D)では、高速引張特性が優れており、それに伴い
高速成形性（張出成形、絞り成形）が優れており、また
ベークハード（ＢＨ）性も問題ないことがわかる。これ
に対して、本発明で規定した組成をはずれるか又は本発
明の製造条件を外れる比較例(E-J) は、たとえ通常引張
特性が優れるものでも高速引張特性が劣っており、それ
に伴い高速成形性も低い値を示していることがわかる。
法(A〜D)では、高速引張特性が優れており、それに伴い
高速成形性（張出成形、絞り成形）が優れており、また
ベークハード（ＢＨ）性も問題ないことがわかる。これ
に対して、本発明で規定した組成をはずれるか又は本発
明の製造条件を外れる比較例(E-J) は、たとえ通常引張
特性が優れるものでも高速引張特性が劣っており、それ
に伴い高速成形性も低い値を示していることがわかる。
【００２９】
【発明の効果】このように本発明に係わる高速成形用Ａ
ｌ合金板とその製造方法及び高速成形方法によれば、高
強度・高ＢＨ性を有しかつ高速プレス成形性に優れるAl
-Mg-Si-Cu 系合金板を提供するものであり、またその板
の製造方法及び高速成形技術を提供するものであり、工
業上顕著な効果を奏するものである。
ｌ合金板とその製造方法及び高速成形方法によれば、高
強度・高ＢＨ性を有しかつ高速プレス成形性に優れるAl
-Mg-Si-Cu 系合金板を提供するものであり、またその板
の製造方法及び高速成形技術を提供するものであり、工
業上顕著な効果を奏するものである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９１ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９１Ｃ ６９２ ６９２Ａ ６９４ ６９４Ｂ (72)発明者 林 稔 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 (5)
- 【請求項１】 Mg:0.75 〜0.95%(mass%、以下同様) 、S
i:0.45 〜0.95% 、Cu:1.3〜1.7%を必須元素として含有
し、Mn:0.02 〜2.0%、Cr:0.02 〜0.5%、Zr:0.02 〜0.3
%、Ti:0.003〜0.2%の内1 種以上を含み、更にZn:0〜1.0
%を含み、不純物としてのFe:0.5% 以下で、残部が実質
的にAlからなるＡｌ合金板であり、その板の特性とし
て、歪速度5 ×10-2 s-1以上の引張試験において伸び30
% 以上で、且つ( 引張強さ)2/(0.2%耐力) ≧480(MPa)で
あることを特徴とする高速成形用Ａｌ合金板。 - 【請求項２】 請求項１に記載の合金組成のＡｌ合金板
について、500 ℃以上溶融温度以下の範囲で溶体化処理
を行った後、100 ℃/min以上の冷却速度で175 ℃以下の
温度に急冷し、更に常温まで冷却した後２週間以上の室
温時効を行うことにより、板の特性として、歪速度5 ×
10-2 s-1以上の引張試験において伸び30% 以上で、且つ
( 引張強さ)2/(0.2%耐力) ≧480(MPa)とすることを特徴
とする高速成形用Ａｌ合金板の製造方法。 - 【請求項３】 請求項１に記載の合金組成のＡｌ合金板
について、500 ℃以上溶融温度以下の範囲で溶体化処理
を行った後、100 ℃/min以上の冷却速度で40〜175 ℃の
温度範囲に急冷し、前記温度範囲でコイル状に巻き取っ
た後に室温まで冷却するか若しくは40〜175 ℃の温度範
囲に36時間以内保持を行った後室温まで冷却し、それら
の処理終了後２週間以上の室温時効を行うことにより、
板の特性として、歪速度5 ×10-2 s-1以上の引張試験に
おいて伸び30% 以上で、且つ(引張強さ)2/(0.2%耐力)
≧480(MPa)とすることを特徴とする高速成形用Ａｌ合金
板の製造方法。 - 【請求項４】 請求項１に記載の合金組成のＡｌ合金板
について、500 ℃以上溶融温度以下の範囲で溶体化処理
を行った後、100 ℃/min以上の冷却速度で175 ℃以下の
温度まで急冷し、その後180 〜320 ℃に再加熱して0 〜
25分の保持を行った後室温まで冷却し、その後２週間以
上の室温時効を行うことにより、板の特性として、歪速
度5 ×10-2 s-1以上の引張試験において伸び30% 以上
で、且つ( 引張強さ)2/(0.2%耐力) ≧480(MPa)とするこ
とを特徴とする高速成形用Ａｌ合金板の製造方法。 - 【請求項５】 請求項１に記載の高速成形用Ａｌ合金板
を用いて、平均パンチストローク速度が100mm/s 以上の
高速成形を行うことを特徴とするＡｌ合金板の高速成形
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28683096A JP3234511B2 (ja) | 1996-10-29 | 1996-10-29 | 高速成形用Ａｌ合金板の製造方法及びＡｌ合金板の高速成形方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28683096A JP3234511B2 (ja) | 1996-10-29 | 1996-10-29 | 高速成形用Ａｌ合金板の製造方法及びＡｌ合金板の高速成形方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10130769A true JPH10130769A (ja) | 1998-05-19 |
| JP3234511B2 JP3234511B2 (ja) | 2001-12-04 |
Family
ID=17709596
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP28683096A Expired - Fee Related JP3234511B2 (ja) | 1996-10-29 | 1996-10-29 | 高速成形用Ａｌ合金板の製造方法及びＡｌ合金板の高速成形方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3234511B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005298922A (ja) * | 2004-04-13 | 2005-10-27 | Furukawa Sky Kk | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
| WO2012160720A1 (ja) * | 2011-05-20 | 2012-11-29 | 住友軽金属工業株式会社 | 曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材およびその製造方法 |
| CN109988953A (zh) * | 2017-12-29 | 2019-07-09 | 中车戚墅堰机车车辆工艺研究所有限公司 | 高强高韧Al-Cu系铸造铝合金及其制备方法和铁路机车零部件 |
| CN112378755A (zh) * | 2020-11-02 | 2021-02-19 | 广东宏锦新材料科技有限公司 | 一种快速判断6系铝合金时效强化能力的方法 |
-
1996
- 1996-10-29 JP JP28683096A patent/JP3234511B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005298922A (ja) * | 2004-04-13 | 2005-10-27 | Furukawa Sky Kk | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
| WO2012160720A1 (ja) * | 2011-05-20 | 2012-11-29 | 住友軽金属工業株式会社 | 曲げ加工性に優れたアルミニウム合金材およびその製造方法 |
| US9834833B2 (en) | 2011-05-20 | 2017-12-05 | Uacj Corporation | Aluminum alloy material exhibiting excellent bendability and method for producing the same |
| CN109988953A (zh) * | 2017-12-29 | 2019-07-09 | 中车戚墅堰机车车辆工艺研究所有限公司 | 高强高韧Al-Cu系铸造铝合金及其制备方法和铁路机车零部件 |
| CN112378755A (zh) * | 2020-11-02 | 2021-02-19 | 广东宏锦新材料科技有限公司 | 一种快速判断6系铝合金时效强化能力的方法 |
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|---|---|
| JP3234511B2 (ja) | 2001-12-04 |
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