JPS58171547A - 曲げ加工性に優れた成形加工用アルミニウム合金材料およびその製造法 - Google Patents
曲げ加工性に優れた成形加工用アルミニウム合金材料およびその製造法Info
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- JPS58171547A JPS58171547A JP5437582A JP5437582A JPS58171547A JP S58171547 A JPS58171547 A JP S58171547A JP 5437582 A JP5437582 A JP 5437582A JP 5437582 A JP5437582 A JP 5437582A JP S58171547 A JPS58171547 A JP S58171547A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、曲げ加工性に優れた成形加工用アルミニウム
合金材料およびその製造法に関するものであり、特に優
れた強度、伸び、成形性を具備するとともに、曲げ加工
性が著しく向上された自動車車体加工用として好適なア
ルミニウム合金材料に関するものである。
合金材料およびその製造法に関するものであり、特に優
れた強度、伸び、成形性を具備するとともに、曲げ加工
性が著しく向上された自動車車体加工用として好適なア
ルミニウム合金材料に関するものである。
従来から、自動車車体アルミニウム（Ａ６）合金として
は、５１８２．Ｘ５０８５等の非熱処理型合金、ＡＵ２
Ｇ、２０３６，２００２．６００９．６０１０等の熱処
理型合金が開発され、一部実用化されている。これらの
合金の機械的性質を一般に自動車車体として使用されて
いる冷延鋼板と比較すると、強度、特に引張強さは略同
程度であり、それ故強度面では車体用合金として実用上
問題はないのであるが、車体パーツへのプレス成形性に
ついては、上記公知の合金は何れも冷延鋼板より成形性
が劣り、必ずしも満足な成形品が得られないという欠壱
、があった。
は、５１８２．Ｘ５０８５等の非熱処理型合金、ＡＵ２
Ｇ、２０３６，２００２．６００９．６０１０等の熱処
理型合金が開発され、一部実用化されている。これらの
合金の機械的性質を一般に自動車車体として使用されて
いる冷延鋼板と比較すると、強度、特に引張強さは略同
程度であり、それ故強度面では車体用合金として実用上
問題はないのであるが、車体パーツへのプレス成形性に
ついては、上記公知の合金は何れも冷延鋼板より成形性
が劣り、必ずしも満足な成形品が得られないという欠壱
、があった。
この為、本発明者ら（・よ、特公昭５６−３１８５８号
、特公昭５６−３１８６０号として、先に、マグネシウ
ム（Ｍｇ）；（，５〜５．５％、亜鉛（Ｚｎ）０、５〜
２．０％、銅（Ｃｕ） ｏ、ａ 〜１．２％を含むＡ１
合金、更にはこれに微量のマンガン、クロム、ジルコニ
ウム、バナジウムの少なくとも１種を添加したものにつ
いて提案し、これによって高い強度と優れた成形加工性
を具備せしめ得たのである。
、特公昭５６−３１８６０号として、先に、マグネシウ
ム（Ｍｇ）；（，５〜５．５％、亜鉛（Ｚｎ）０、５〜
２．０％、銅（Ｃｕ） ｏ、ａ 〜１．２％を含むＡ１
合金、更にはこれに微量のマンガン、クロム、ジルコニ
ウム、バナジウムの少なくとも１種を添加したものにつ
いて提案し、これによって高い強度と優れた成形加工性
を具備せしめ得たのである。
しかしながら、これらの合金の中でも、先述の如く、前
記従来から公知のＡ５合金は強度的には自動車車体用と
して使用されている冷延鋼板と同レベルであるものの、
プレス成形性に加えて、曲げ性が著しく劣る欠点があっ
たのであり、また本発明者らが先に提案したＭ ｇ −
Ｚ ｎ −Ｃｕ系Ａ５合金とても、その曲げ性において
今一つ改良の余地が残され、その実際の使用過程の上て
−っの間■となっているのである。
記従来から公知のＡ５合金は強度的には自動車車体用と
して使用されている冷延鋼板と同レベルであるものの、
プレス成形性に加えて、曲げ性が著しく劣る欠点があっ
たのであり、また本発明者らが先に提案したＭ ｇ −
Ｚ ｎ −Ｃｕ系Ａ５合金とても、その曲げ性において
今一つ改良の余地が残され、その実際の使用過程の上て
−っの間■となっているのである。
すなわち、自動車ボディパネルの製造工程においては、
アウターパネルとインナーパネルとを曲げ加工により接
合することが一般に行なわれているが、既存の自動単車
体用アルミニウム合金は前述のように冷延鋼板に比べて
曲げ性が著しく劣るため、ボディパネルのアルミ化を図
る上での技術上の大きな問題点となっているのである。
アウターパネルとインナーパネルとを曲げ加工により接
合することが一般に行なわれているが、既存の自動単車
体用アルミニウム合金は前述のように冷延鋼板に比べて
曲げ性が著しく劣るため、ボディパネルのアルミ化を図
る上での技術上の大きな問題点となっているのである。
本発明者らは、かかる点に鑑みて種々研究を重ねた結果
、合金成分および製造法を種々工夫することによって、
Ｍ ｇ −Ｚ ｎ −Ｃｕ系Ａ１合金の本来の特徴であ
る強度、伸び、成形性等を何等阻害することなく、その
曲げ加工性を著しく改善した 。
、合金成分および製造法を種々工夫することによって、
Ｍ ｇ −Ｚ ｎ −Ｃｕ系Ａ１合金の本来の特徴であ
る強度、伸び、成形性等を何等阻害することなく、その
曲げ加工性を著しく改善した 。
Ａｅ金合金びにその製造法を見い出し１本発明に到達し
たのである。
たのである。
すなわち、本発明の目的とするところは、曲げ加工性に
優れた、特に自動車車体用として好適な強度、伸び、優
れた成形性を有する実用的なＡ１合金およびその製造法
を提供することにあり、そノタメニ、重量で、８．６〜
５．４％のＭｇと、０．６〜２．０ ％ ノＺ ｎと、
０．０８〜０．２８％のＣｕと、０．０８〜０．２５％
の鉄（Ｆｅ）と、０．０８〜０．２０％のケイ素（’Ｓ
ｉ）と、０．Ｏ２Ｎ２．１５％のチタン（Ｔｉ）と、１
〜５００ｐｐｍのホウ素（Ｂ）と、１〜１１００ＰＰの
ベリリウム（Ｂｅ）とを含量（但し、Ｆ ｅ ／ Ｓ
ｉの含量比は０．２〜８の範囲内にある）、残りがＡＩ
および不純物よりなるように、合金成分を調整したので
ある。
優れた、特に自動車車体用として好適な強度、伸び、優
れた成形性を有する実用的なＡ１合金およびその製造法
を提供することにあり、そノタメニ、重量で、８．６〜
５．４％のＭｇと、０．６〜２．０ ％ ノＺ ｎと、
０．０８〜０．２８％のＣｕと、０．０８〜０．２５％
の鉄（Ｆｅ）と、０．０８〜０．２０％のケイ素（’Ｓ
ｉ）と、０．Ｏ２Ｎ２．１５％のチタン（Ｔｉ）と、１
〜５００ｐｐｍのホウ素（Ｂ）と、１〜１１００ＰＰの
ベリリウム（Ｂｅ）とを含量（但し、Ｆ ｅ ／ Ｓ
ｉの含量比は０．２〜８の範囲内にある）、残りがＡＩ
および不純物よりなるように、合金成分を調整したので
ある。
そして、また、本発明にあっては、かかる合金成分から
なるＡ５合金を用い、それより鋳塊を製Φし、３８０〜
５２０℃の温度で２〜４８時間の１段または多段ソーキ
ングを行なった後、３８０〜５００℃の温度で９７〜９
９．８％の加工度の熱間圧延を行ない、次いで、必要に
応じて途中軟化と冷間圧延を繰り返しながら、４０〜９
０％の加工度の最終冷間圧延を施した後、４６０〜５４
０℃の温度に１００℃／分以−Ｅの加熱速度で急速に加
熱し、５〜６０秒間保持した後、１０００℃／秒乃至２
℃／秒の冷却速度で焼入れ操作を施すことによって、効
果的に、目的とするＡｅ合合材材料製造することが出来
、そしてこれによって得られたＡ５合金材料は曲げ加工
性に優れた、実用的な自動車重体材料として好適に使用
され得ることとなったのである。
なるＡ５合金を用い、それより鋳塊を製Φし、３８０〜
５２０℃の温度で２〜４８時間の１段または多段ソーキ
ングを行なった後、３８０〜５００℃の温度で９７〜９
９．８％の加工度の熱間圧延を行ない、次いで、必要に
応じて途中軟化と冷間圧延を繰り返しながら、４０〜９
０％の加工度の最終冷間圧延を施した後、４６０〜５４
０℃の温度に１００℃／分以−Ｅの加熱速度で急速に加
熱し、５〜６０秒間保持した後、１０００℃／秒乃至２
℃／秒の冷却速度で焼入れ操作を施すことによって、効
果的に、目的とするＡｅ合合材材料製造することが出来
、そしてこれによって得られたＡ５合金材料は曲げ加工
性に優れた、実用的な自動車重体材料として好適に使用
され得ることとなったのである。
ここにおいて、本発明に従ってＡ／に配合される主要合
金成分の一つとしてのＭｇは３．６〜５．４％（重量基
準。以下同じ）の範囲内で添加する必要があり、これに
よって目的とするＡＩ合金材料の強度を著しく高め得、
またこれとともに伸び、成形性、曲げ性等の改善にも寄
与するのである。
金成分の一つとしてのＭｇは３．６〜５．４％（重量基
準。以下同じ）の範囲内で添加する必要があり、これに
よって目的とするＡＩ合金材料の強度を著しく高め得、
またこれとともに伸び、成形性、曲げ性等の改善にも寄
与するのである。
なお、３．６チより少ないＭｇ量ではこの効果が十分で
な（、またＭｇ量が５．４チを越えるようｔこなると熱
間加工性が低下するなどの問題を惹起せしめる。
な（、またＭｇ量が５．４チを越えるようｔこなると熱
間加工性が低下するなどの問題を惹起せしめる。
また、他の主要合金成分たるＺｎは０６〜２．０チの配
合量によって合金に時効性を与え、焼入れ後の室温時効
により強度を向上せしめると共に、Ｍｇと共存して合金
の伸び、成形性、曲げ性等を改良する。なお、Ｚｎの配
合量が前記下限未満ではこの効果が十分でな（、また上
限を越えると熱間加工性が低下するとともに、伸び、成
形性、曲げ性等が低下する問題を生じる。
合量によって合金に時効性を与え、焼入れ後の室温時効
により強度を向上せしめると共に、Ｍｇと共存して合金
の伸び、成形性、曲げ性等を改良する。なお、Ｚｎの配
合量が前記下限未満ではこの効果が十分でな（、また上
限を越えると熱間加工性が低下するとともに、伸び、成
形性、曲げ性等が低下する問題を生じる。
更ｔこ、主要合金成分の一つであるＣｕは０．０３〜０
．２８％の割合で添加する必要があり、これによってＺ
ｎおよびＭｇと同様、合金に時効性をケえ、強度を向上
させるとともに、その曲げ性を著しく改良する。そして
、Ｃｕの添加量がＦ限値の０．０３％より少ない場合に
はこれらの効果が不十分であり、また上限値の０．２８
％を越えるＣｕ添加量を採用した場合には、合金の曲
げ性や成形性が低下するようになる。特に、かかるＣｕ
量は焼入れ後室温時効したときの曲げ性と成形性、特に
曲げ加工性に著しい影響を及ぼすので、かかる上限を越
えてはならず、一方Ｃｕ量がかかる上限を越えると粒界
割れと応力腐食割れが起こり易くなるのであり、しかも
広幅板の圧延加工性の点からも、Ｃｕは０．２８チ以下
であることが必要である。
．２８％の割合で添加する必要があり、これによってＺ
ｎおよびＭｇと同様、合金に時効性をケえ、強度を向上
させるとともに、その曲げ性を著しく改良する。そして
、Ｃｕの添加量がＦ限値の０．０３％より少ない場合に
はこれらの効果が不十分であり、また上限値の０．２８
％を越えるＣｕ添加量を採用した場合には、合金の曲
げ性や成形性が低下するようになる。特に、かかるＣｕ
量は焼入れ後室温時効したときの曲げ性と成形性、特に
曲げ加工性に著しい影響を及ぼすので、かかる上限を越
えてはならず、一方Ｃｕ量がかかる上限を越えると粒界
割れと応力腐食割れが起こり易くなるのであり、しかも
広幅板の圧延加工性の点からも、Ｃｕは０．２８チ以下
であることが必要である。
また、Ｆｅは不溶性化合物として晶出し１曲げ性、伸び
、成形性等を低下させるので、０．２５％を毬えると好
ましくな（、また０、０３％未満では焼入れ後の結晶粒
が粗大化するので問題がある。
、成形性等を低下させるので、０．２５％を毬えると好
ましくな（、また０、０３％未満では焼入れ後の結晶粒
が粗大化するので問題がある。
したがって、Ｆｅの添加量は０．０３〜０．２５％に留
めなければならない。
めなければならない。
ＳＬは、０．０３〜０．２０％の割合で含有せしめられ
る必要があり、こ、、れはＭｇと共存して時効硬化性を
示すが、この効果は０．０３％未満では認められないの
である。また、かかる８ｉはＦｅと同じく不溶性化合物
として晶出するが、その上限である０、 ２０ ％を越
えるようになると最終の合金材料の曲げ性、伸び、成形
性等の性能を低下させる問題を生ずる。
る必要があり、こ、、れはＭｇと共存して時効硬化性を
示すが、この効果は０．０３％未満では認められないの
である。また、かかる８ｉはＦｅと同じく不溶性化合物
として晶出するが、その上限である０、 ２０ ％を越
えるようになると最終の合金材料の曲げ性、伸び、成形
性等の性能を低下させる問題を生ずる。
そして、かかるＦｅと８ｉは％Ｆ ｅ ／ Ｓ ｓ含量
比においてそれが０．２〜８の範囲内にあるようにすべ
きである。この含量比が上限を越えるようになると、Ｆ
ｅ系の不溶性化合物量が増加し、最終合金材料の曲げ性
、伸び、成形性等の諸物性が低下する問題があり、また
その下限未満の場合にはＦｅ系の不溶性化合物量が非常
に少なくなって、焼入れ後の結晶粒が粗大化するなどの
問題を生ずるので、前記範囲内に維持しなければならな
い。
比においてそれが０．２〜８の範囲内にあるようにすべ
きである。この含量比が上限を越えるようになると、Ｆ
ｅ系の不溶性化合物量が増加し、最終合金材料の曲げ性
、伸び、成形性等の諸物性が低下する問題があり、また
その下限未満の場合にはＦｅ系の不溶性化合物量が非常
に少なくなって、焼入れ後の結晶粒が粗大化するなどの
問題を生ずるので、前記範囲内に維持しなければならな
い。
また、ＴｉとＢは、何れも鋳塊組織を微細化する作用が
あり、これｔこよって鋳塊の熱間加工性の改善、最終製
品の曲げ性、成形性等の向上に効果があり、本発明にあ
っては、Ｔｉは０．０１〜０．１５チ、そしてＢは１〜
５００ｐｐｍの割合で含有せしめられることとなる。な
お、それらの添加量がＦ＠未満では目的とする効果が十
分でなく、また、上限を越えるようになると、巨大な金
属間化合物が晶出して曲げ性、成形性を低下せしめるの
で好ましくない。
あり、これｔこよって鋳塊の熱間加工性の改善、最終製
品の曲げ性、成形性等の向上に効果があり、本発明にあ
っては、Ｔｉは０．０１〜０．１５チ、そしてＢは１〜
５００ｐｐｍの割合で含有せしめられることとなる。な
お、それらの添加量がＦ＠未満では目的とする効果が十
分でなく、また、上限を越えるようになると、巨大な金
属間化合物が晶出して曲げ性、成形性を低下せしめるの
で好ましくない。
更に、ＢＯは、ｌ５−１００ ｐ、Ｐｍの割合テ添加せ
しめられ、これによって鋳造性、熱間圧延加工性、広幅
熱間圧延時の板面の表面状態の向上管の効果を奏する。
しめられ、これによって鋳造性、熱間圧延加工性、広幅
熱間圧延時の板面の表面状態の向上管の効果を奏する。
そして、がかるＢｅがＩＰＰｍより少な（なるとその効
果が十分でなく、また上限の１１００ｐｐを越える添加
量にすることは毒性の点からも好ましくない。したがっ
て、Ｂｅは１〜１１００ｐｐの範囲内で合金中に配合さ
れる必要がある。
果が十分でなく、また上限の１１００ｐｐを越える添加
量にすることは毒性の点からも好ましくない。したがっ
て、Ｂｅは１〜１１００ｐｐの範囲内で合金中に配合さ
れる必要がある。
本発明では、これら合金成分、すなわちＭｇ。
Ｚｎ、Ｃｕ、Ｆｅ、８ｉ、Ｔｉ、Ｂ及びＢｅを前記配合
量の範囲内において、１（不純物を含む）に添加してＡ
／金合金為すものであって、これにより、Ｍ ｇ −Ｚ
ｎ −Ｏｕ系Ａ１合金の本来の特徴を維持しつつ、曲
げ加工性に著しく優れた良好な特性を有する自動車車体
用材料として好適な実用Ａ１合金材料が得られることと
なったのである。
量の範囲内において、１（不純物を含む）に添加してＡ
／金合金為すものであって、これにより、Ｍ ｇ −Ｚ
ｎ −Ｏｕ系Ａ１合金の本来の特徴を維持しつつ、曲
げ加工性に著しく優れた良好な特性を有する自動車車体
用材料として好適な実用Ａ１合金材料が得られることと
なったのである。
そして、かくの如き合金成分並びに組成範囲において、
ＡＩ合金溶湯が調製された後、目的とするＡ４合金材料
を得るために、該溶湯から公知の通常の手法に従って所
定の合金鋳塊が鋳造され、次いでその得られた鋳塊には
凝固組織（合金成分）を均一化せしめるための熱処−１
所謂ソーキング（均質化処理）等が施されることとなる
が、本発明のＡ５合金の良好な性能を最大限に発揮せし
めた材料を得るには、以下の如き工程で製造することが
推奨されるのである。
ＡＩ合金溶湯が調製された後、目的とするＡ４合金材料
を得るために、該溶湯から公知の通常の手法に従って所
定の合金鋳塊が鋳造され、次いでその得られた鋳塊には
凝固組織（合金成分）を均一化せしめるための熱処−１
所謂ソーキング（均質化処理）等が施されることとなる
が、本発明のＡ５合金の良好な性能を最大限に発揮せし
めた材料を得るには、以下の如き工程で製造することが
推奨されるのである。
すなわち、先ず、ソーキングは、本発明に従うＡ／合金
鋳塊を、鋳塊の状態で８８０〜５２０℃の温度で２〜４
８時間の１段または多段の操作にて行なわれ、これによ
って鋳造時に晶出した共晶化合物を可能な限り溶入化さ
せることが望ましい。
鋳塊を、鋳塊の状態で８８０〜５２０℃の温度で２〜４
８時間の１段または多段の操作にて行なわれ、これによ
って鋳造時に晶出した共晶化合物を可能な限り溶入化さ
せることが望ましい。
この溶入化が不十分な場合には、最終製品、たとえば板
材に残存する化合物量が多くなって、最終板材の曲げ性
、伸び、成形性等が低下するとともに、鋳塊の熱間加工
性が低下する問題を惹起するのである。なお、このソー
キング温度が８８０℃よりも低い場合には、前記諸性能
の改善効果が不十分であり、また５２０℃を越えるソー
キング温度を採用した場合には、鋳塊に共晶融解が生じ
るので好ましてない。
材に残存する化合物量が多くなって、最終板材の曲げ性
、伸び、成形性等が低下するとともに、鋳塊の熱間加工
性が低下する問題を惹起するのである。なお、このソー
キング温度が８８０℃よりも低い場合には、前記諸性能
の改善効果が不十分であり、また５２０℃を越えるソー
キング温度を採用した場合には、鋳塊に共晶融解が生じ
るので好ましてない。
次いで、かかる均質化処理の施されたＡ／合金鋳塊に対
しては熱間圧延が施されるが、この熱間圧延の温度は３
８０〜５００℃の領域にあることが望ましく、またその
熱間圧延時の加工度は９７〜９９．８％とすることが望
ましい。かかる熱間圧延温度が３８０℃よりも低い場合
には、熱間変形抵抗が高く、熱間圧延が困難となり、ま
たそれが５００℃を越えると熱間圧延時の板端面の耳割
れが太き（なり問題となる。また、このように、熱間加
工度が大きい場合には、ソーキング終了後に鋳塊中に残
存している共晶化合物が細かく破砕され、そのため最終
板の曲げ性、伸び、成形性等が向上されるのである。な
お、この加工度が下限未満の場合には、上記の効果が小
さく、またその上限を越えると熱間圧延時における板端
面の耳割れが太き（、問題となるのである。
しては熱間圧延が施されるが、この熱間圧延の温度は３
８０〜５００℃の領域にあることが望ましく、またその
熱間圧延時の加工度は９７〜９９．８％とすることが望
ましい。かかる熱間圧延温度が３８０℃よりも低い場合
には、熱間変形抵抗が高く、熱間圧延が困難となり、ま
たそれが５００℃を越えると熱間圧延時の板端面の耳割
れが太き（なり問題となる。また、このように、熱間加
工度が大きい場合には、ソーキング終了後に鋳塊中に残
存している共晶化合物が細かく破砕され、そのため最終
板の曲げ性、伸び、成形性等が向上されるのである。な
お、この加工度が下限未満の場合には、上記の効果が小
さく、またその上限を越えると熱間圧延時における板端
面の耳割れが太き（、問題となるのである。
そして、かかる熱間圧延が終了した後に、必要に応じて
中間焼鈍を行ないながら所定の肉厚まで冷間圧延される
こととなるが、その際、最終冷間圧延加工度としては４
０〜９０％が望ましい。この冷間圧延加工度が大きいほ
ど、熱間圧延組織が破壊されるとともに、熱間圧延時に
細かく破砕された共晶化合物とか、ＦｅやＳｉ系の不溶
性化合物がさらに微細に破砕されるため、曲げ性、伸び
、成形性等が向上するのである。なお、この冷間圧延加
工度が下限未満の場合には、上記の効果が不十分である
とともに、焼入れ後の結晶粒が粗大化する問題があり、
また、かかる加工度が上限を越えるようになると、圧延
時の板端面の耳割れが大そして、かかる冷間圧延が施さ
れて目的とする製品肉厚まで圧延されたＡｇ合金材料に
は、その終了後に更に最終調質（最終熱処理）が施され
ることとなるが、この最終調質は、例えば連続焼入れ炉
を使用して以下の如き条件下に、Ｔ４処理することが望
ましい。また、この最終製品たるＴ４処理材を得るため
の溶体化処理条件としては、４６０〜５４０°Ｃの温度
で５〜６０秒保持することが好適に採用されるのである
。そして、この溶体化処理温度への冷間圧延材の加熱速
度は１００°Ｃ／分以上とすることが望ましく、またか
かる溶体化処理後の冷却速度は１０００°Ｃ／秒〜２°
Ｃ／秒とすることが望ましい。なお、これら溶体化処理
温度や保持時間がその下限値未満の場合にはＭｇ。
中間焼鈍を行ないながら所定の肉厚まで冷間圧延される
こととなるが、その際、最終冷間圧延加工度としては４
０〜９０％が望ましい。この冷間圧延加工度が大きいほ
ど、熱間圧延組織が破壊されるとともに、熱間圧延時に
細かく破砕された共晶化合物とか、ＦｅやＳｉ系の不溶
性化合物がさらに微細に破砕されるため、曲げ性、伸び
、成形性等が向上するのである。なお、この冷間圧延加
工度が下限未満の場合には、上記の効果が不十分である
とともに、焼入れ後の結晶粒が粗大化する問題があり、
また、かかる加工度が上限を越えるようになると、圧延
時の板端面の耳割れが大そして、かかる冷間圧延が施さ
れて目的とする製品肉厚まで圧延されたＡｇ合金材料に
は、その終了後に更に最終調質（最終熱処理）が施され
ることとなるが、この最終調質は、例えば連続焼入れ炉
を使用して以下の如き条件下に、Ｔ４処理することが望
ましい。また、この最終製品たるＴ４処理材を得るため
の溶体化処理条件としては、４６０〜５４０°Ｃの温度
で５〜６０秒保持することが好適に採用されるのである
。そして、この溶体化処理温度への冷間圧延材の加熱速
度は１００°Ｃ／分以上とすることが望ましく、またか
かる溶体化処理後の冷却速度は１０００°Ｃ／秒〜２°
Ｃ／秒とすることが望ましい。なお、これら溶体化処理
温度や保持時間がその下限値未満の場合にはＭｇ。
Ｚｎ、Ｏｕ等の添加元素の溶入化が不十分となり、強度
９曲げ性、伸び、成形性等が低下する問題を生じる。そ
して、かかる加熱温度や保持時間が上限を越えると、結
晶粒が粗大化するようになり、好ましくない。また、か
がる溶体化処理後の冷却速度がその下限未満の場合には
、冷却途上でＭｇ−Ｚｎ系の化合物が結晶粒界に析出し
、曲げ性。
９曲げ性、伸び、成形性等が低下する問題を生じる。そ
して、かかる加熱温度や保持時間が上限を越えると、結
晶粒が粗大化するようになり、好ましくない。また、か
がる溶体化処理後の冷却速度がその下限未満の場合には
、冷却途上でＭｇ−Ｚｎ系の化合物が結晶粒界に析出し
、曲げ性。
伸び、成形性１強度等に悪影響をもたらすことと−なる
。更に、冷却速度がその上限値を越えるようになると、
焼入れ後の板の歪が大きく、そのため歪取り矯正加工が
必要となり、曲げ性や伸びｉ＝低下する問題を生ずる。
。更に、冷却速度がその上限値を越えるようになると、
焼入れ後の板の歪が大きく、そのため歪取り矯正加工が
必要となり、曲げ性や伸びｉ＝低下する問題を生ずる。
一方、溶体化処理時の加熱速度が下限未満の場合には、
結晶粒が粗大したり、焼入能率が低下するなどの問題が
ある。
結晶粒が粗大したり、焼入能率が低下するなどの問題が
ある。
かくして得られるＡｇ合金材料は、強度、伸び。
成形性に優れるとともに、その曲げ加工性において著し
く優れているため、それを自動車ボデイノ（ネル材料と
して効果的に使用し得て、そのアウターパネルとインナ
ーバネ７しとの曲げ加工による接合も有効に行なわれ得
て、該ボデイノくネμのアルミ化を実現し得ることとな
つ友のである。
く優れているため、それを自動車ボデイノ（ネル材料と
して効果的に使用し得て、そのアウターパネルとインナ
ーバネ７しとの曲げ加工による接合も有効に行なわれ得
て、該ボデイノくネμのアルミ化を実現し得ることとな
つ友のである。
以下に、本発明を更に具体的に明らかにするために、本
発明の実施例をいくつか挙げるが、本発明がかかる実施
例の記載によって何等の制約をも受けるものでないこと
は言うまでもないところである。なお、実施例中、特に
断わりのない限り百す 分率は何ｎも重量基準で示すこととｌる。
発明の実施例をいくつか挙げるが、本発明がかかる実施
例の記載によって何等の制約をも受けるものでないこと
は言うまでもないところである。なお、実施例中、特に
断わりのない限り百す 分率は何ｎも重量基準で示すこととｌる。
実施例 １
下記第１表に示さｎる化学成分を有する、厚さ３ＱＱｍ
ｍの各種のＡ／合金鋳塊を作製し、これに４９０°ＣＸ
２４時間の均質化処理を施し食後に、４８０°Ｃの温度
で熱間圧延を行ない、厚さ８ｍｍの板材に圧延した（熱
間加工度：９９％）。次いで、かかる３ｍｍ板を８８０
°ＣＸ２時間の軟化処理した後、約６６％の冷間圧延を
施し、板厚１ｍｍの各種の冷延板とした。
ｍの各種のＡ／合金鋳塊を作製し、これに４９０°ＣＸ
２４時間の均質化処理を施し食後に、４８０°Ｃの温度
で熱間圧延を行ない、厚さ８ｍｍの板材に圧延した（熱
間加工度：９９％）。次いで、かかる３ｍｍ板を８８０
°ＣＸ２時間の軟化処理した後、約６６％の冷間圧延を
施し、板厚１ｍｍの各種の冷延板とした。
次いで、かかる１ｍｍ厚の冷延板を、連続焼入れ炉を使
用して、平均加熱速度８００℃／分で５００°Ｃの温度
に加熱し、そしてその温度で２５秒間保持した後に、２
０°Ｃ／秒の平均冷却速度で室温まで冷却し、その後８
０日間の室温時効を施して、Ｔ４板とした。
用して、平均加熱速度８００℃／分で５００°Ｃの温度
に加熱し、そしてその温度で２５秒間保持した後に、２
０°Ｃ／秒の平均冷却速度で室温まで冷却し、その後８
０日間の室温時効を施して、Ｔ４板とした。
かくして得られた種々なる１゛４板（１ｍｍ厚）の諸性
能を測定し、その結果を第２表に示すが、かかる第２表
の結果より明らかなように、本発明に従う合金悪１〜７
からなる組成を有するＡｇ合金材料は、比較材＆８〜１
４に比べて、曲げ加工性が著しく優れているばかυでな
く、成形性（エリクセン値大なるほど良好）等も、優れ
ていること第 １ 表 （註）各化学成分の含量は％で示されている。
能を測定し、その結果を第２表に示すが、かかる第２表
の結果より明らかなように、本発明に従う合金悪１〜７
からなる組成を有するＡｇ合金材料は、比較材＆８〜１
４に比べて、曲げ加工性が著しく優れているばかυでな
く、成形性（エリクセン値大なるほど良好）等も、優れ
ていること第 １ 表 （註）各化学成分の含量は％で示されている。
但し、叢印の成分のみｐｐｍのオーダーで示されている
。
。
第 ２ 表
（註） ｔ：板厚
実施例 ２
前記第１表に示した各種Ａ１合金鋳塊に対して、第８表
の如き種々の均質化処理（ソーキング）を行なった後に
、実施例１と同様な条件にて、１ｍｍ厚のＴ４板を製造
し九。
の如き種々の均質化処理（ソーキング）を行なった後に
、実施例１と同様な条件にて、１ｍｍ厚のＴ４板を製造
し九。
かくして得られた各種のＴ４板の諸性能と均質化処理条
件との関係を第３表に併せて示すが、その結果から明ら
かなように、所定の均質化条件の採用によつン偽られる
Ａｊ合金板材の性能をより第 ３ 表 実施例 ８ 第１表の各種合金成分からなる３ＱＱｍｍ厚のＡ４合金
鋳塊を、４８０°Ｃ×２４時間の均質化処理の後に、下
記第４表に示される条件下に圧延（熱延＋冷延）し、０
８〜２ｍｍ厚の冷延板を得た。
件との関係を第３表に併せて示すが、その結果から明ら
かなように、所定の均質化条件の採用によつン偽られる
Ａｊ合金板材の性能をより第 ３ 表 実施例 ８ 第１表の各種合金成分からなる３ＱＱｍｍ厚のＡ４合金
鋳塊を、４８０°Ｃ×２４時間の均質化処理の後に、下
記第４表に示される条件下に圧延（熱延＋冷延）し、０
８〜２ｍｍ厚の冷延板を得た。
その後、かかる冷延板を実施例１と同様な条件下にＴ４
処理した。
処理した。
かくして得られた各種Ｔ４板の性能を下記第５表に示す
が、かかる表より明らかなようＫ、所定の圧延条件の採
用によって板材性能のより一層の向上が達成されるので
ある。
が、かかる表より明らかなようＫ、所定の圧延条件の採
用によって板材性能のより一層の向上が達成されるので
ある。
第 ４ 表
２ ４６０’Ｃ９（１＄（８ｆｌ） ３７０°ＣＸ
１ｈ、６６％（１ｎ） ２４８０℃ｔｔ（ｔｔ） ｔｔ ３３％（２ｕ）８４４
０°Ｃｔｔ（ｔｔ） ／／ ７０％（０，９ｆｉ）５４
６０°Ｃ９９，８％（２Ｎ） ナシ ６０％（０，８
ｆｆ ）５４４０°Ｃ４ｔ（ｔｔ） ナシ ２５の（
１，５１）８７０°Ｃｘ７１％（１−） ５ ４８０’Ｃ９８，８％（１５ｆｉ） １ｈｒ６
４８０℃ ／／ （／／ ） ／／
９９％（Ｑ、３ｍ）２ ４６０’Ｃｎ （／／
）／／ ５ｒ％（ｌ、６目）８８７０℃ ９
６％（１２ｆｌ） ａｉｆｆ９ｘ９２％（ｉｆｆ）５５
２０°Ｃ９９％（３，、） ８豚Ｃｘ ６６％（神
）（註） 誉＋ｆ：（）内は板厚を示す。
１ｈ、６６％（１ｎ） ２４８０℃ｔｔ（ｔｔ） ｔｔ ３３％（２ｕ）８４４
０°Ｃｔｔ（ｔｔ） ／／ ７０％（０，９ｆｉ）５４
６０°Ｃ９９，８％（２Ｎ） ナシ ６０％（０，８
ｆｆ ）５４４０°Ｃ４ｔ（ｔｔ） ナシ ２５の（
１，５１）８７０°Ｃｘ７１％（１−） ５ ４８０’Ｃ９８，８％（１５ｆｉ） １ｈｒ６
４８０℃ ／／ （／／ ） ／／
９９％（Ｑ、３ｍ）２ ４６０’Ｃｎ （／／
）／／ ５ｒ％（ｌ、６目）８８７０℃ ９
６％（１２ｆｌ） ａｉｆｆ９ｘ９２％（ｉｆｆ）５５
２０°Ｃ９９％（３，、） ８豚Ｃｘ ６６％（神
）（註） 誉＋ｆ：（）内は板厚を示す。
第 ５ 表
（註） も：板厚
一：板面に全面割れ発生
実施例 ４
第１表に示さｎた各種合金成分からなる鋳塊を、実施例
１と同様−な条件にて、均質化、熱延し、そして１ｆｉ
厚の板にまで冷延し、その後下記第６表に示す条件下に
種々なＴ４処理を施した。
１と同様−な条件にて、均質化、熱延し、そして１ｆｉ
厚の板にまで冷延し、その後下記第６表に示す条件下に
種々なＴ４処理を施した。
かくして得られた各種Ｔ４処理板についての諸性能を第
７表に示したが、かかる表より明らかな如く、所定の条
件下にて処理されたＴ４処理板が何れもより良好な性能
を有することが認められた。
７表に示したが、かかる表より明らかな如く、所定の条
件下にて処理されたＴ４処理板が何れもより良好な性能
を有することが認められた。
第 ６ 表
１ ７００°Ｃ／４） ４８０’ＣＸ４０秒 〃
１ １０００°Ｃ／分 ５２０°Ｃ×２０秒
１０００°Ｃ／分８ ／／ ５００℃×
４０秒 〃８ ７００°Ｃ／分 ４７０°Ｃ×５
５秒 ７００°Ｃ／分８ ／／ ５２
０°Ｃ×２０秒 〃５ ／／
５００°Ｃ×３０秒 ６０°Ｃ／分５ ５０
°Ｃ／分 〃 ３０℃／分５
３０°Ｃ／分 〃 ２００°Ｃ／
分第 ７ 表 ｔ：板厚 実施例 ５ 前記第１表に示された各種合金成分からなる８ＱＱｍｍ
厚のＡｅ合金鋳塊を、下記第８表に示される製造条件下
に１ｍｍ厚のＴ４板とした。そして、この得られた各種
のＴ４板について諸性能を測定し、その結果を第９表に
示したが、所定の条件下に得られた１゛４処理板は何れ
も良好な性能を第 ８ 表 第 ９ 表
１ １０００°Ｃ／分 ５２０°Ｃ×２０秒
１０００°Ｃ／分８ ／／ ５００℃×
４０秒 〃８ ７００°Ｃ／分 ４７０°Ｃ×５
５秒 ７００°Ｃ／分８ ／／ ５２
０°Ｃ×２０秒 〃５ ／／
５００°Ｃ×３０秒 ６０°Ｃ／分５ ５０
°Ｃ／分 〃 ３０℃／分５
３０°Ｃ／分 〃 ２００°Ｃ／
分第 ７ 表 ｔ：板厚 実施例 ５ 前記第１表に示された各種合金成分からなる８ＱＱｍｍ
厚のＡｅ合金鋳塊を、下記第８表に示される製造条件下
に１ｍｍ厚のＴ４板とした。そして、この得られた各種
のＴ４板について諸性能を測定し、その結果を第９表に
示したが、所定の条件下に得られた１゛４処理板は何れ
も良好な性能を第 ８ 表 第 ９ 表
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 （］） 重量で、３．６〜５．４チのマグネシウムと
、０．６〜２．０チの亜鉛と、０．０３〜０．２８％の
銅と、０，０３〜０．２５％の鉄と、０．０３〜０．２
０チのケイ素と、０．０１〜０．１５％のチタンと、１
〜５００ｐｐｍのホウ素と、１〜１１００ｐｐのベリリ
ウムとを含み（但し、鉄／ケイ素の含量比は０．２〜８
の範囲内にある）、残りがアルミニウムおよび不純物よ
りなる曲げ加工性に優れた成形加工用アルミニウム合金
材料。 （２） 重量で、３．６〜５．４％のマグネシウムと
、０６〜２．０％の亜鉛と、０．０３〜０．２８ ％の
銅と、Ｏ，Ｏａ〜０．２５チの鉄と、Ｏ，Ｏａ〜０．２
０チのケイ素と、０．０１〜０．１５％のチタンと、１
〜５００ ｐ ｐｍ＋７）ｌ素と、１１−１Ｏ０ＰＰの
ベリリウムとを含み（但し、鉄／ケイ素の含量比は０．
２〜８の範囲内にある）、残りがアルミニウムおよび不
純物よりなるアルミニウム合金鋳塊を製造する工程と、 該アルミニウム合金鋳塊に対して、３８０〜５２０′Ｃ
２の温度で２〜４８時間の１段または多段ソーキングを
施す工程と、 該ソーキング終了後、３８０〜５００℃の温度で９７〜
９９．８％の加工度の熱間圧延を行なう工程と、 かかる熱間圧延の後に、４０〜９０％の加工度をごて冷
間圧延を行なう工程と、 その後、４６０〜５４０℃の温度に１００℃／分以上の
加熱速度で加熱し、５〜６０秒間保持した後、１．００
０℃／秒乃至２℃／秒の冷却速度で焼入れする工程とを
、 含むことを特徴とする曲げ加工性に優れた成形加工用ア
ルミニウム合金材料の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57054375A JPS6050864B2 (ja) | 1982-03-31 | 1982-03-31 | 曲げ加工性に優れた成形加工用アルミニウム合金材料およびその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57054375A JPS6050864B2 (ja) | 1982-03-31 | 1982-03-31 | 曲げ加工性に優れた成形加工用アルミニウム合金材料およびその製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58171547A true JPS58171547A (ja) | 1983-10-08 |
| JPS6050864B2 JPS6050864B2 (ja) | 1985-11-11 |
Family
ID=12968921
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP57054375A Expired JPS6050864B2 (ja) | 1982-03-31 | 1982-03-31 | 曲げ加工性に優れた成形加工用アルミニウム合金材料およびその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6050864B2 (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61246341A (ja) * | 1985-04-24 | 1986-11-01 | Sky Alum Co Ltd | 熱処理型アルミニウム合金圧延板軟質材 |
| JPS6227544A (ja) * | 1985-07-26 | 1987-02-05 | Sky Alum Co Ltd | 成形加工用熱処理型ｔ４処理アルミニウム合金圧延板およびその製造方法 |
| JPS62290851A (ja) * | 1986-06-09 | 1987-12-17 | Sky Alum Co Ltd | アルミニウム合金圧延板の製造方法 |
| JPS6389649A (ja) * | 1986-10-03 | 1988-04-20 | Kobe Steel Ltd | 張り出し成形加工用Ａｌ―Ｍｇ―Ｚｎ合金材の製造方法 |
| JPH02118049A (ja) * | 1988-10-27 | 1990-05-02 | Sky Alum Co Ltd | 成形加工用ｔ４処理アルミニウム合金圧延板およびその製造方法 |
| JPH02285045A (ja) * | 1989-04-25 | 1990-11-22 | Furukawa Alum Co Ltd | 自動車パネル用アルミニウム合金板とその製造方法 |
| JPH04268038A (ja) * | 1991-02-22 | 1992-09-24 | Nkk Corp | プレス成形性に優れた表面処理アルミニウム合金板 |
| US5423925A (en) * | 1992-10-23 | 1995-06-13 | The Furukawa Electric Co., Ltd. | Process for manufacturing Al-Mg alloy sheets for press forming |
| JP2012143798A (ja) * | 2011-01-13 | 2012-08-02 | Hikari Keikinzoku Kogyo Kk | めっきが施されたアルミニウム合金鋳物及びその製造方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62224315A (ja) * | 1986-03-25 | 1987-10-02 | 株式会社ハッチ | 掛けふとん |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5798648A (en) * | 1980-12-06 | 1982-06-18 | Kobe Steel Ltd | Al-mg-zn alloy for forming and its manufacture |
-
1982
- 1982-03-31 JP JP57054375A patent/JPS6050864B2/ja not_active Expired
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5798648A (en) * | 1980-12-06 | 1982-06-18 | Kobe Steel Ltd | Al-mg-zn alloy for forming and its manufacture |
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61246341A (ja) * | 1985-04-24 | 1986-11-01 | Sky Alum Co Ltd | 熱処理型アルミニウム合金圧延板軟質材 |
| JPS6227544A (ja) * | 1985-07-26 | 1987-02-05 | Sky Alum Co Ltd | 成形加工用熱処理型ｔ４処理アルミニウム合金圧延板およびその製造方法 |
| JPS62290851A (ja) * | 1986-06-09 | 1987-12-17 | Sky Alum Co Ltd | アルミニウム合金圧延板の製造方法 |
| JPS6389649A (ja) * | 1986-10-03 | 1988-04-20 | Kobe Steel Ltd | 張り出し成形加工用Ａｌ―Ｍｇ―Ｚｎ合金材の製造方法 |
| JPH0138866B2 (ja) * | 1986-10-03 | 1989-08-16 | Kobe Steel Ltd | |
| JPH02118049A (ja) * | 1988-10-27 | 1990-05-02 | Sky Alum Co Ltd | 成形加工用ｔ４処理アルミニウム合金圧延板およびその製造方法 |
| JPH0547615B2 (ja) * | 1988-10-27 | 1993-07-19 | Sky Aluminium | |
| JPH02285045A (ja) * | 1989-04-25 | 1990-11-22 | Furukawa Alum Co Ltd | 自動車パネル用アルミニウム合金板とその製造方法 |
| JPH04268038A (ja) * | 1991-02-22 | 1992-09-24 | Nkk Corp | プレス成形性に優れた表面処理アルミニウム合金板 |
| US5423925A (en) * | 1992-10-23 | 1995-06-13 | The Furukawa Electric Co., Ltd. | Process for manufacturing Al-Mg alloy sheets for press forming |
| JP2012143798A (ja) * | 2011-01-13 | 2012-08-02 | Hikari Keikinzoku Kogyo Kk | めっきが施されたアルミニウム合金鋳物及びその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6050864B2 (ja) | 1985-11-11 |
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