WO1995022634A1 - Procede de production d'une plaque d'alliage d'aluminium destinee au moulage - Google Patents

Procede de production d'une plaque d'alliage d'aluminium destinee au moulage Download PDF

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WO1995022634A1
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cold rolling
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Hidetoshi Uchida
Hideo Yoshida
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Sumitomo Light Metal Industries, Ltd.
Reynorlds Metas Company
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    • C22F1/05—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys of the Al-Si-Mg type, i.e. containing silicon and magnesium in approximately equal proportions

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing an aluminum alloy sheet for forming, particularly high strength and good press formability, excellent surface appearance after forming, and suitable as a material for transportation equipment such as automobile outer panels.
  • the present invention relates to a method for producing an aluminum alloy sheet for forming. Background art
  • 600-series A1-Mg-Si alloys 609, 611-610 alloys, and the like.
  • the formability of a 600-series aluminum alloy is somewhat inferior to that of a 500-series aluminum alloy, it has sufficient forming characteristics for automotive outer panels, and has high strength due to heat treatment in the paint baking process.
  • it can be expected to be thinner and lighter than a 5,000 series aluminum alloy, but has the disadvantage that the surface appearance after forming is inferior to that of a 50,000 series alloy.
  • Typical defects that occur during the molding process include stretch marks (hereinafter referred to as SS Marg), orange peels (hereinafter referred to as rough skin), There is a ridging mark.
  • the SS mark has a large yield point elongation at the time of plastic working and is liable to occur in materials. It is well known that rough skin is likely to occur when the crystal grain size of the material is large. Ridging marks show that even if the crystal grain size is small enough not to cause skin roughness, the deformation behavior at the boundaries of the clusters is significantly different if the crystal grains with similar crystallographic orientations are in a cluster. This is the unevenness of the surface generated due to this.
  • the present invention focuses on a 600-series aluminum alloy that can be expected to be thinner and lighter than a 500-series alloy for use in transportation equipment such as automobile outer panels, and the above-described problems in the 600-series alloy.
  • a 600-series aluminum alloy that can be expected to be thinner and lighter than a 500-series alloy for use in transportation equipment such as automobile outer panels, and the above-described problems in the 600-series alloy.
  • the purpose was to achieve high strength and good molding.
  • An object of the present invention is to provide a method for producing an aluminum alloy sheet for forming, which has excellent properties and an excellent surface appearance after forming.
  • the method for producing an aluminum alloy sheet for forming according to the present invention to achieve the above object is as follows: Si: 0.4% or more and less than 1.7%, and Mg: 0.2 or more in weight%. % Of the aluminum alloy ingot containing the remainder A 1 and unavoidable impurities, after a solution treatment at a temperature of 500 ° C. or more and less than the melting point, and then from a temperature of 500 ° C. or more to 350 ° C. Cooling to a temperature range of ⁇ 450 and starting hot rolling, The hot rolling is completed in a temperature range of 200 to 300 ° C, and cold rolling is performed at a working ratio of 50% or more immediately before solution treatment, and at a heating rate of 2 ° CZs or more following the cold rolling.
  • Processing is a first feature of the configuration.
  • composition of the aluminum alloy ingot is as follows: Si: 0.4% or more and less than 1.7%, Mg: 0.2% or more and less than 1.2%, Cu: 1.0 or less, Zn: 1 0% or less, Mn: 0.5% or less, Cr: 0.2% or less, Zr: 0.2% or less, V: 0.2% or less
  • the second feature of the structure is that it consists of A 1 and unavoidable impurities.
  • it contains Si: 0.8 to 1.3% and Mg: 0.3 to 0.8%, and an aluminum alloy containing the balance A1 and unavoidable impurities, or Si: 0.8 to 3%, Mg: 0.3-0.8%, Cu: 1.0% or less, Zn: 1.0% or less, Mn: 0.5% or less, Cr: 0.2% or less , Zr: 0.2% or less, V: 0.2% or less, containing one or more kinds, aluminum alloy lumps consisting of balance A1 and unavoidable impurities, at a temperature of 500 ° C or more and less than the melting point After the homogenization treatment, it is cooled from a temperature of 500 ° C or more to a temperature range of 350 to 400 ° C to start hot rolling, and the hot rolling is completed in a temperature range of 200 to 250 ° C.
  • the alloy composition in order to suppress the occurrence of ridging marks without deteriorating the formability of the 6000 series aluminum alloy, the alloy composition is specified, the homogenizing treatment conditions, the hot rolling conditions, the cold rolling conditions, Strict processing and final solution treatment conditions It is based on the finding that it is necessary to control the alloy content in the alloy composition.
  • the essential component Si is 0.4% or more and less than 1.7%
  • Mg is 0.2% or more. 1. The content should be less than 2%.
  • Si and Mg coexist to form Mg 2 Si and increase the strength of the alloy. If ⁇ 1 is less than 0.4%, sufficient strength cannot be obtained, and if it is contained at 1.7% or more, the alloy will have high yield strength during press working and poor formability when pressed.
  • the corrosion resistance deteriorates. If the Mg content is less than 0.2%, sufficient strength cannot be obtained, and if the Mg content is more than 1.2%, the yield strength is high, and the formability and the characteristics that allow the shape of the press die to appear accurately during press working, the so-called shape freezeability, to degrade.
  • the essential components S i of 0.8 to 1.3% and Mg of 0. Preferably, it is limited to the range of 3 to 0.8%.
  • the strength can be further improved by adding 1.0% or less of Cu as a selective component.
  • 1 ⁇ exceeds 1.0%, the corrosion resistance decreases and the yarn resistance deteriorates.
  • Addition of Zn also helps to improve the strength, but if it exceeds 1.0%, the corrosion resistance decreases and the room temperature aging Should be added within the range of 1.0% or less Mn: 0.5% or less, Cr: 0.2% or less, Zr: 0.2% or less, and Pop: 0.2% or less
  • Mn 0.5% or less
  • Cr 0.2% or less
  • Zr 0.2% or less
  • Pop 0.2% or less
  • the addition of N has the effect of further improving the strength of the alloy and reducing the size of the crystal grains to prevent roughening during molding.If these components are added in excess of the upper limits, the formation of coarse intermetallic compounds will occur. It increases to deteriorate the formability.
  • Ti: 0.05% or less, or Ti: 0.05% or less and B: 100 ppm or less are added for the purpose of refining the crystal grains of the lump. May be. If the added amounts of Ti and B exceed the respective upper limits, coarse intermetallic compounds increase and formability decreases. Fe as an unavoidable impurity is allowed up to 0.3%. If it exceeds 0.3%, the formability, particularly the bending workability, tends to decrease.
  • the manufacturing conditions of the aluminum alloy of the present invention will be described. An aluminum alloy ingot having the above-described alloy composition is manufactured by semi-continuous manufacturing, and the aluminum ingot is heated to 50 ° C. or more, and the melting point of the alloy is increased.
  • the hot rolling starts in a temperature range of 350-450 ° C, more preferably 350-400 ° C, and 200-300 ° C, more preferably 200 ° C. It ends in a temperature range of ⁇ 250 ° C. If the starting temperature is lower than 350 ° C, the deformation resistance of the material is large, and if it exceeds 450 ° C, the structure during hot rolling grows greatly and the alloy sheet after cold rolling and solution treatment becomes large. Since the crystallographic orientations are close to each other and the objects tend to form clusters, lithographic marks are likely to occur on the surface of the plate after pressing. If the hot rolling is completed at a temperature of 300 or more, secondary recrystallization is likely to occur after rolling, and the structure becomes coarse, which causes the generation of ridge marks. If the end temperature is lower than 200 ° C., the stainless steel of the water-soluble rolling oil is apt to remain and deteriorates the surface quality of the sheet material.
  • intermediate annealing and cold rolling are performed to obtain a predetermined thickness, and then, immediately before solution treatment, cold rolling is performed at a working ratio of 50% or more, more preferably 80% or more.
  • the solution treatment is performed following the cold rolling. If the working ratio of the cold rolling immediately before the solution treatment is less than 50%, the crystal grains after the solution treatment are likely to be coarse and the surface may be roughened. Also, the decomposition of the hot rolled structure was not performed sufficiently, Ridging is likely to occur and causes a reduction in moldability.
  • heating is performed in a temperature range of 500 to 580 at a heating rate of 2 V / s or more. If the heating rate is less than 2 ° C / s, the crystal grains become coarse and the surface becomes rough during press molding. When the heating temperature is lower than 500 ° C., the solid solution of the precipitate is insufficient, and the predetermined strength and formability cannot be obtained. Even if the desired strength and moldability can be obtained, an extremely long heat treatment is required, which is not industrially preferable. When heating to a higher temperature, local eutectic melting is likely to occur, resulting in poor moldability.
  • the holding time is preferably 10 minutes or less. If the holding time exceeds 10 minutes, the productivity is lowered, which is not industrially preferable.
  • the cooling rate is less than 5 V / s, coarse compounds precipitate at the crystal grain boundaries and ductility is reduced, resulting in reduced strength and formability.
  • the material composition is selected to have excellent strength and formability, and the formability is improved by combining a lump homogenization treatment, a hot rolling, a cold rolling and a solution treatment under specific conditions.
  • the surface condition after forming is made excellent by reducing the crystal grain size without causing surface roughness and by making the crystallographic orientation random.
  • An ingot of an aluminum alloy composed of Si: 1.2 wt%, Mg: 0.6 wt%, Mn: 0.1 wt%, Fe: 0.2 wt%, and the balance of AI was produced by semi-continuous fabrication and obtained. After cutting the lump, the lump was treated according to the manufacturing conditions shown in Table 1 to obtain a 1 mm thick plate. Tensile tests were performed on these sheet materials, and after press molding of 200 mm square panels, the occurrence of ridging marks, rough skin, and SS marks was visually observed, and the intergranular corrosion test was performed. went. Also, assuming paint baking treatment when applied to automotive outer panels, etc.
  • the heat resistance (post-BH proof stress) after heat treatment at 200 ° C. for 30 minutes was also measured.
  • Table 2 shows the test and observation results.
  • the test materials manufactured according to the present invention all have excellent strength properties of 10 OMPa or more before molding and an elongation of 28% or more before molding, and Excellent proof stress, good surface appearance after forming, and excellent intergranular corrosion test, showing excellent corrosion resistance at a corrosion depth of 0.1 mm or less.
  • Example 2 An aluminum alloy ingot having the same composition as in Example 1 was produced by semi-continuous casting. The obtained lump was treated according to the manufacturing conditions shown in Table 3 to obtain a 1 mm thick plate. The same test as in Example 1 was performed on these plate materials. Table 4 shows the results. Those out of the conditions of the present invention are underlined.
  • the production conditions No. 1 and No. 2 were produced according to these conditions because the hot rolling start temperature was too high, and condition No. 3 was too high the hot rolling end temperature.
  • the test material ridging marks were generated after the molding process in terms of the degree and displacement.
  • condition No. 8 the cold rolling degree was small and the hot rolled structure of the test material was not sufficiently decomposed, so that ridging marks were formed after forming and the surface became rough due to coarsening of crystal grains.
  • the rate of temperature rise during the solution treatment was too slow, so that the crystal grains became coarse and the surface was roughened by press molding.
  • condition No. 8 the cold rolling degree was small and the hot rolled structure of the test material was not sufficiently decomposed, so that ridging marks were formed after forming and the surface became rough due to coarsening of crystal grains.
  • condition No. 9 the rate of temperature rise during the solution treatment was too slow, so that the crystal grains became coarse and the surface was roughened by press molding.
  • condition No. 10 since the specimen was cooled to room temperature and reheated to the hot rolling temperature after homogenization, the test material did not have sufficient penetration of alloying elements in the solution treatment, and the elongation was low and the formability was poor. In condition No. 11, the solution treatment temperature was too low, and the solid solution of the precipitate was insufficient, resulting in inferior strength and elongation.
  • Example 2 Aluminum alloy ingots of the composition shown in Table 5 are manufactured by semi-continuous manufacturing, and the obtained ingots are surface-cut and treated according to manufacturing conditions No. 1 in Table 1 to obtain a 1 mm thick plate. And The same test as in Example 1 was performed on these plate materials. Table 6 shows the test results. As can be seen from Table 6, the test materials A to G manufactured according to the present invention all had high strength of 100 MPa or more and elongation of 28% or more. Later surface appearance was also excellent. The intergranular corrosion test also showed excellent corrosion resistance at a corrosion depth of 0.1 mm or less.
  • Aluminum alloy ingots having the composition shown in Table 7 were produced by semi-continuous casting, and the obtained ingots were surface-cut and then processed according to Production Condition No. 1 in Table 1 to obtain sheet materials having a thickness of 1 mm.
  • Table 8 shows the results of the same tests as in Example 1 performed on these plate materials.
  • the test material of Alloy H had low strength due to low contents of Si and Mg, had large crystal grains, and caused roughening during forming.
  • Alloy I has a low Mg content and therefore has insufficient strength, and a large Cu content results in a large corrosion depth in the intergranular corrosion test and poor corrosion resistance.
  • Alloy J had a high Si content, so the strength increased and the elongation decreased, and sufficient formability could not be obtained.
  • the alloy K was an A5182 alloy, and SS marks were formed in the forming process to deteriorate the surface appearance. C In Table 7, those out of the conditions of the present invention are underlined. Table 7
  • the present invention provides a method for producing an aluminum alloy sheet for molding, which is excellent, has a good surface appearance after molding, and is suitable for production of transportation equipment members such as automobile outer parts.

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Description

明 細 書 成形加工用アルミニゥム合金板の製造方法 技術分野
本発明は、 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法、 とくに、 高強度お よび良好なプレス成形性を有し、 成形加工後の表面外観が優れ、 自動車用外 板など輸送機器用材料して好適な成形加工用アルミニゥム合金板の製造方法 に関する。 背景技術
近年、 地球環境保護の観点から自動車など輸送機器の軽量化が積極的に進 められている。 鉄鋼材料からアルミニウム材料に転換して軽量化を図る動き も活発で、 自動車部材につレ、ても各種ァルミニゥム合金の開発が行われてレ、 る。 自動車外板用アルミニウム合金としては、 我が国では 5 0 0 0系の A 1 一 Mg - Zn— Cu合金 （特開昭 53- 103914 号公報、 特開昭 58-171547号公 報） 、 A 1— Mg - Cu合金 （特開平 1-219139号公報） の開発が進んでおり、 一部実用化されているものもある。
欧米では 6 0 0 0系の A 1 -Mg-S i合金、 6 0 0 9、 6 1 1 し 6 0 1 6合金などが提案されている。 6 0 0 0系アルミニウム合金は、 成形性は 5 0 0 0系アルミニウム合金より幾分劣るものの自動車用外板用としては十 分な成形特性を備え、 塗装焼付工程での加熱処理により高強度が得られるた め、 5 0 0 0系アルミニウム合金よりさらに薄肉化、 軽量化が期待できるが、 成形加工後の表面外観が 5 0 0 0系合金に比べて劣るという難点がある。 成形加工に伴って生じる代表的な欠陥として、 ストレツチヤ一ストレイン マーク （以下 SSマーグという） 、 オレンジピール （以下、 肌荒れという） 、 リジングマークがある。 S Sマークは、 塑性加工時の降伏点伸びが大きレ、材 料に生じ易く、 とくに 5 0 0 0系合金で問題となることが多い。 肌荒れは材 料の結晶粒径が粗大な場合に生じ易いことはよく知られている。 リジングマ ークは、 結晶粒径が肌荒れを起こさない程度に細かい場合であっても、 その 結晶学的方位の近い結晶粒が群れをなしているとその群れの境界で変形挙動 が大きく異なることに起因して生じる表面の凹凸である。
S Sマークや肌荒れに対しては、 それぞれレべラー矯正や結晶粒の微細化 などの防止策が講じられているが、 リジングマークは、 自動車外板のように 成形加工後より厳しレ、面質が要求される場合にのみ問題とされるため、 その 防止策についてはこれまで十分な検討がなされていなかった。 6 0 0 0系ァ ルミニゥム合金板を自動車外板として成形加工する場合においてもリジング マークの発生がしばしば観察され問題となっている。 発明の開示
本発明は、 自動車外板などの輸送機器用として 5 0 0 0系合金よりさらに 薄肉化、 軽量化が期待できる 6 0 0 0系アルミニウム合金に注目し、 6 0 0 0系合金における上記の問題点を解消するために、 化学成分および製造条件 と成形加工後の表面欠陥とくにリジングマークとの関係について詳細に検討 を重ねた結果としてなされたものであり、 その目的は、 高強度と良好な成形 性を有し、 且つ成形加工後の表面外観が優れた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にある。
上記の目的を達成するための本発明による成形加工用アルミニゥ厶合金板 の製造方法は、 重量％で、 S i ： 0 . 4 %以上1 . 7 %未満、 M g ： 0 . 2 以上し 2 %未満を含み、 残部 A 1 と不可避的不純物からなるアルミニウム 合金铸塊を、 5 0 0 °C以上融点未満の温度で溶体化処理した後、 5 0 0 °C以 上の温度から 3 5 0〜4 5 0での温度範囲まで冷却して熱間圧延を開始し、 該熱間圧延を 200〜300°Cの温度範囲で終了し、 溶体化処理直前に加工 度 50 %以上の冷間圧延を行い、 該冷間圧延に引き続いて 2 °CZs以上の昇 温速度で 500〜580 °Cの温度範囲に加熱し 1 0分以下の時間保持する溶 体化処理を行った後、 5 V/ s以上の冷却速度で 1 00 °C以下の温度に冷却 することにより焼入れ処理することを構成上の第 1の特徴とする。
また、 アルミニウム合金铸塊の組成を、 S i ： 0. 4%以上1. 7%未満、 Mg： 0. 2%以上1. 2%未満を含み、 さらに Cu ： 1. 0 以下、 Zn ： 1. 0%以下、 Mn ： 0. 5%以下、 C r ： 0. 2 %以下、 Zr ： 0. 2 %以下、 V： 0. 2%以下のうちの 1種または 2種以上を含み、 残部 A 1 と 不可避不純物からなることを構成上の第 2の特徴とする。
さらに、 重量％で、 S i : 0. 8〜1. 3%、 Mg : 0. 3〜0. 8%を 含み、 残部 A 1と不可避不純物からなるアルミニウム合金、 または S i ： 0 . 8〜し 3%、 Mg ： 0. 3〜0. 8%を含み、 さらに Cu ： 1. 0 %以 下、 Zn ： 1. 0%以下、 Mn ： 0. 5 %以下、 Cr ： 0. 2 %以下、 Zr ： 0. 2%以下、 V : 0. 2%以下の 1種または 2種以上を含み、 残部 A 1 と不可避的不純物からなるアルミニウム合金铸塊を、 500 °C以上融点未満 の温度で均質化処理した後、 500 °C以上の温度から 350〜400 °Cの温 度範囲まで冷却して熱間圧延を開始し、 該熱間圧延を 200〜250 °Cの温 度範囲で終了し、 溶体化処理直前に加工度 80 %以上の冷間圧延を行い、 該 冷間圧延に引き続いて昇温速度 2 °CZs以上で 500〜580 °Cの温度範囲 に加熱し 1分以下の時間保持する溶体化処理を行った後、 5で Zs以上の冷 却速度で 1 00°C以下の温度に冷却することにより焼入れ処理することを構 成上の第 3、 第 4の特徴とする。
本発明は、 6000系アルミニウム合金において、 成形加工性を ί£下させ ることなく リジングマークの発生を抑えるためには、 合金組成を特定し、 均 質化処理条件、 熱間圧延条件、 冷間加工度および最終溶体化処理条件を厳密 に管理することが必要であることを知見したことに基づいてなされたもので あり、 その合金組成において必須成分の S iは 0. 4%以上 1. 7%未満、 Mgは 0. 2%以上 1. 2%未満の範囲で含有させる。 S iと Mgは共存し て Mg2 S iを形成して合金の強度を高める。 ≤ 1が0. 4%未満では十分 な強度が得られず、 1. 7%以上含有すると、 合金をプレス加工する場合加 ェ時の耐力が高く成形性が劣る。 また耐食性も劣化する。 Mgが 0. 2%未 満では十分な強度が得られず、 1. 2%以上では耐力が高く、 成形性および プレス加工時にプレス型の形状が正確に現出できる特性、 いわゆる形状凍結 性が劣化する。 本発明のアルミニウム合金板に、 より優れた耐デント性およ び成形加工後の形状凍結性を付与するためには、 必須成分の S iを 0. 8〜 1. 3%、 Mgを 0. 3〜0. 8 %の範囲に限定するの好ましい。
上記の必須合金成分の他に、 選択成分として C uを 1. 0 %以下添加する ことによりさらに強度を向上させることができる。 （ 1^が1. 0%を越える と耐食性が低下し耐糸錡性も劣る。 Znの添加も強度向上に役立つが、 1. 0%を越えて含有すると耐食性が低下し、 また室温時効性が高くなるから、 1. 0 %以下の範囲で添加する。 Mn： 0. 5%以下、 C r ： 0. 2 %以下、 Z r ： 0. 2%以下ぉょび ： 0. 2%以下の添加は、 合金の強度をさらに 向上させるとともに結晶粒を微細化して成形加工時の肌荒れ防止に効果があ る。 これらの成分が上限を越えて添加されると粗大な金属間化合物の生成が 増加して成形性を劣化させる。
本発明においては、 前記の各元素の他、 铸塊の結晶粒微細化のために T i : 0. 05%以下、 または T i ： 0. 05 %以下および B： 100 p pm以 下を添加してもよい。 Ti、 Bの添加量がそれぞれ上限を越えると粗大な金 属間化合物が増加し成形性が低下する。 不可避的不純物としての F eは 0. 3 %まで許容される。 0. 3%を越えると成形性とくに曲げ加工性が低下す る傾向がある。 本発明のアルミニゥム合金の製造条件につし、て説明すると、 半連続铸造に より前記の合金組成からなるアルミニウム合金の铸塊を製造し、 铸塊を 5 0 ◦ °C以上、 合金の溶融点未満の温度範囲で均質化処理する。 均質化処理温度 が 5 0 0 °Cより低いと、 铸塊偏折の除去、 合金組織の均質化が十分でなく、 また強度に寄与する M g 2 S i成分の固溶が不十分となり、 成形性が劣る場 合がある。 均質化処理後、 室温まで冷却することなく 3 5 0〜4 5 0 °C、 よ り好ましくは 3 5 0〜4 0 0 °Cの温度範囲で熱間圧延を開始する。 均質化処 理後铸塊を室温まで冷却し熱間圧延温度に加熱した場合は、 加熱時に M g 2 S iの粗大析出物が生成して溶体化処理での固溶が困難となり成形性低下の 原因となる。 均質化処理後に室温まで冷却した場合は、 再度 5 0 0 °C以上の 温度に加熱した後 3 5 0〜4 5 0で、 より好ましくは 3 5 0〜 4 0 (TCの範 囲の温度に冷却して熱間圧延を開始することが必要である。
熱間圧延は 3 5 0〜4 5 0 °C、 より好ましくは 3 5 0〜4 0 0 °Cの温度範 囲で開始し、 2 0 0〜3 0 0 °C、 より好ましくは 2 0 0〜2 5 0 °Cの温度範 囲で終了する。 開始温度が 3 5 0 °Cより低いと材料の変形抵抗が大きく、 4 5 0 °Cを越えると、 熱間圧延時の組織が大きく成長して冷間圧延および溶体 化処理後の合金板に結晶学的方位の近レ、ものが群れをなし易いため、 プレス 加工後の板材表面にリジングマ一クが生じ易レ、。 熱間圧延を 3 0 0で以上の 温度で終了すると、 圧延後に 2次再結晶が起こり易く組織が粗大化してリジ ングマーク発生の原因となる。 終了温度が 2 0 0 °Cより低いと、 水溶性圧延 油のステンが残り易く板材の表面品質を低下させる。
熱間圧延終了後、 必要に応じて中間焼鈍、 冷間圧延を行って所定の板厚と した後、 溶体化処理直前に加工度 5 0 %以上、 より好ましくは 8 0 %以上の 冷間圧延を行い、 冷間圧延に引き続いて溶体化処理を行う。 溶体化処理直前 の冷間圧延の加工度が 5 0 %未満では、 溶体化処理後の結晶粒が粗大になり 易く肌荒れが生じる場合がある。 また熱間圧延組織の分解が十分に行われず、 リジングマ一クが生じ易くなり成形性を低下させる原因となる。
溶体化処理は、 昇温速度 2 V/ s以上で 5 0 0〜 5 8 0での温度範囲に加 熱する。 昇温速度が 2 °C/ s未満では結晶粒が粗大化してプレス成形時に肌 荒れが生じ易くなる。 加熱温度が 5 0 0 °Cより低いと、 析出物の固溶が不十 分となり所定の強度、 成形性が得られない。 所定の強度、 成形性が得られる としてもきわめて長時間の熱処理が必要となり工業的に好ましくない。 5 8 0てより高い温度に加熱すると局部的な共晶融解が生じ易くなり成形性を劣 化させる。 保持時間は 1 0分以下が好ましく、 保持時間が 1 0分を越えると 生産性が低下し工業的に好ましくない。 より好ましくは 1分以下とする。 加 熱後 5 °CZ s以上の冷却速度で 1 0 0 °C以下の温度に冷却し焼入れを行う。 冷却速度が 5 V/ s未満では結晶粒界に粗大な化合物が析出して延性が低下 し強度、 成形性を低下させる。
本発明においては、 優れた強度および成形性を有するための材料組成を選 択し、 特定条件の铸塊均質化処理、 熱間圧延、 冷間圧延および溶体化処理を 組合わせることにより、 成形性を低下させることなく、 肌荒れの生じない微 細な結晶粒径とし且つ結晶学的方位をランダムにして、 成形加工後の表面状 態を優れたものとする。 発明を実施するための最良の形態
以下、 本発明の実施例を比較例と対比して説明する。
実施例 1
Si : 1. 2wt %、 Mg : 0. 6wt %、 Mn : 0. lwt %. Fe : 0. 2wt %、 AI残部からなるアル ミニゥム合金の铸塊を半連続铸造により製造し、 得られた铸塊を表面切削後、 表 1に示す製造条件に従って処理し厚さ 1 mm厚の板材とした。 これらの板 材について、 引張試験を行い、 2 0 0 mm角のパネルをプレス成形した後の リジングマ一ク、 肌荒れ、 S Sマークの発生を目視観察し、 粒間腐食試験を 行った。 また自動車用外板などに適用した場合の塗装焼付け処理を想定して
2 0 0 °Cで 3 0分の熱処理を行った後の耐カ （BH後耐力） も測定した。 試 験、 観察結果を表 2に示す。 表 2にみられるように、 本発明に従って製造さ れた試験材は、 いずれも成形前の耐カ 1 0 OMP a以上、 伸び率 2 8 %以上 の優れた強度特性を有し、 BH後の耐力に優れ、 成形加工後の表面外観も良 好であり、 粒間腐食試験にぉレ、ても腐食深さ 0. 1 mm以下で優れた耐食性 を示した。
表 1 条 均質化処理 熱間圧延 冷間 溶体化処理
件 圧延
No °Cxh 開始 終了 加工 昇温速度 保 持 冷却速度
°C °C 度％ °C/s °Cx分 °C/s
1 540X8 420 280 80 10 540X1 30
2 540X8 420 280 80 10 520X5 30
3 500X8 420 280 80 10 550X0.5 100
4 500X8 420 280 80 10 540X1 15
表 2
Figure imgf000010_0001
比較例 1
実施例 1 と同一組成のアルミニウム合金の铸塊を半連続铸造により製造し た。 得られた铸塊を表 3に示す製造条件に従って処理し、 厚さ 1 mmの板材 とした。 これらの板材について、 実施例 1 と同様の試験を行った。 結果を表 4に示す。 なお、 本発明の条件を外れたものには下線を付した。
表 3
Figure imgf000011_0001
《表注》 540X8- RTは 540でで 8h加熱後室温まで冷却し、 室温 から再度 380 °Cに加熱
表 4
Figure imgf000012_0001
表 4に示されるように、 製造条件 No. 1、 No. 2は熱間圧延開始温度が高過ぎ、 条件 No. 3は熱間圧延終了温度が高過ぎるため、 これらの条件に従って製造さ れた試験材はレ、ずれも成形加工後リジングマークが生じた。 条件 No. 8は冷間 圧延加工度が小さく試験材の熱間圧延組織の分解が十分でないため、 成形加 ェ後リジングマークが発生し、 結晶粒粗大化により肌荒れも生じた。 条件 No . 9は溶体化処理時の昇温速度が遅すぎるため結晶粒が粗大化しプレス成形に より肌荒れが生じた。 条件 No. 10 は均質化処理後室温に冷却し熱間圧延温度 に再加熱したため、 試験材は溶体化処理での合金元素の溶入が十分でなく伸 び率が低く成形性が劣る。 条件 No. 11 は溶体化処理温度が低過ぎるため、 析 出物の固溶が不十分で強度、 伸び率ともに劣っている。
実施例 2 表 5に示す組成のアルミ二ゥム合金铸塊を半連続铸造により製造し、 得ら れた铸塊を表面切削後、 表 1の製造条件 No.1に従って処理し、 厚さ 1 mmの 板材とした。 これらの板材について、 実施例 1と同様の試験を行った。 試験 結果を表 6に示す。 表 6にみられるように、 本発明に従って製造された試験 材 A ~G はいずれも耐カ 1 0 0 MP a以上の高い強度、 2 8 %以上の伸び率 を有し、 成形性および成形加工後の表面外観においても優れていた。 粒間腐 食試験も腐食深さ 0. 1 mm以下で優れた耐食性を示した。
表 5 ム
α 組 成 （wt %)
No Si Mg Cu Mn Cr Zn Zr V Fe Al
A 1.2 0.6 0.1 0.2
B 0.8 0.8 0.2
C 0.6 1.0 0.3 0.2 0.2
D 1.0 0.5 0.6 0.2
E 1.2 0.7 0.3 0.2
F 1.0 0.6 0.5 0.05 0.2
G 1.0 0.8 0.1 0.03 0.2
表 6
Figure imgf000014_0001
比較例 2
表 7に示す組成のアルミニゥム合金铸塊を半連続铸造により製造し、 得ら れた铸塊を表面切削後、 表 1の製造条件 No. 1に従って処理し、 厚さ 1 mmの 板材とした。 これらの板材について実施例 1と同様の試験を行った結果を表 8に示す。 表 8にみられるように、 合金 H の試験材は、 Si、 Mgの含有量が少 ないため強度が低く、 結晶粒も大きく成形加工において肌荒れが生じた。 合 金 I は Mgの含有量が少ないため強度が十分でなく、 Cu量も多いため粒間腐食 試験における腐食深さが大きく耐食性が劣っている。 合金 J は Si含有量が多 いため強度が増加し伸び率が低下して十分な成形性が得られなかった。 合金 K は A5182合金で成形加工において S-S マークが生じ表面外観が損なわれた c なお、 表 7において本発明の条件を外れたものには下線を付した。 表 7
Figure imgf000015_0001
表 8
Figure imgf000015_0002
産業上の利用可能性
以上のとおり、 本発明によれば、 強度および成形性とくにプレス成形性に 優れ、 成形加工後の表面外観も良好で、 自動車用外扳をはじめとする輸送機 器部材の製造に好適な成形加工用アルミニゥム合金板の製造方法が提供され 。

Claims

請 求 の 範 囲
1. 重量％で、 S i ： 0. 4 %以上 1. 7 %未満、 M g ： 0. 2 %以上 1. 2%未満を含み、 残部 A 1 と不可避的不純物からなるアルミニウム合金铸塊 を、 5 0 0 °C以上融点未満の温度で均質化処理した後、 5 0 0 °C以上の温度 から 350〜4 5 0°Cの温度範囲まで冷却して熱間圧延を開始し、 該熱間圧 延を 20 0〜 30 0 °Cの温度範囲で終了し、 溶体化処理直前に加工度 5 0 % 以上の冷間圧延を行い、 該冷間圧延に引き続いて 2 V/ s以上の昇温速度で 50 0〜5 8 0 °Cの温度範囲に加熱して 1 0分以下の時間保持する溶体化処 理を行った後、 5°C/s 以上の冷却速度で 1 0 0°C以下の温度まで冷却す ることにより焼入れ処理することを特徴とする成形加工用アルミニゥム合金 板の製造方法。
2. アルミニウム合金が、 重量％で、 S i ： 0. 4%以上1. 7%未満、 M g ： 0. 2 %以上 1. 2 %未満を含み、 C u ： 1. 0 以下、 Z n ： 1. 0 %以下、 Mn ： 0. 5%以下、 C r ： 0. 2 %以下、 Zr ： 0. 2 %以下お よび V： 0. 2%以下のうちの 1種または 2種以上を含み、 残部 A 1 と不可 避的不純物からなる組成を有することを特徴とする請求項 1記載の成形加工 用アルミニゥム合金板の製造方法。
3. 重量％で、 S i : 0. 8〜1. 3%、 Mg : 0. 3〜0. 8 %を含み、 残部 A 1 と不可避的不純物からなるアルミニウム合金铸塊を、 5 0 0 °C以上 融点未満の温度で均質化処理した後、 5 0 0 °C以上の温度から 3 5 0〜4 0 0°Cの温度範囲まで冷却して熱間圧延を開始し、 該熱間圧延を 20 0〜25 0 °Cの温度範囲で終了し、 溶体化処理直前に加工度 8 0 %以上の冷間圧延を 行い、 該冷間圧延に引き続いて 2 °CZs以上の昇温速度で 5 0 0〜5 8 0 °C の温度範囲に加熱して 1分以下の時間保持する溶体化処理を行った後、 5 °C
/ s以上の冷却速度で 1 0 0 °C以下の温度まで冷却することにより焼入れ処 理することを特徴とする成形加工用アルミニゥ厶合金板の製造方法。
4. アルミニウム合金が、 重量％で、 S i ： 0. 8〜1. 3%、 Mg : 0.
3〜0. 8%を含み、 Cu ： 1. 0%以下、 Zn ： 1. 0 %以下、 Mn ： 0 . 5%以下、 C r ： 0. 2%以下、 Zr ： 0. 2%以下および V： 0. 2% 以下のうちの 1種または 2種以上を含み、 残部 A 1と不可避的不純物からな る組成を有することを特徴とする請求項 3記載の成形加工用アルミニウム合 金板の製造方法。
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