JPH10219382A - 成形加工性および塗装焼付け硬化性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 - Google Patents
成形加工性および塗装焼付け硬化性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法Info
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- JPH10219382A JPH10219382A JP9021397A JP2139797A JPH10219382A JP H10219382 A JPH10219382 A JP H10219382A JP 9021397 A JP9021397 A JP 9021397A JP 2139797 A JP2139797 A JP 2139797A JP H10219382 A JPH10219382 A JP H10219382A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 成形性および塗装焼付け硬化性に優れた、自
動車ボディ用として好適なアルミニウム合金板を提供す
る。 【解決手段】 Ｔ４材の示差走査熱分析法による測定結
果において、Ｍｇ−Ｓｉクラスター溶解に相当する吸熱
ピークのないＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板は、成形性およ
び塗装焼付け硬化性に優れる。そのような合金板を得る
ための好適な製造方法としては、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金
においてＭｇとＳｉの成分関係を限定し、溶体化・焼入
れ処理後１２時間以内に７０〜１５０℃で０．５〜５０
時間の熱処理を施すのが良い。これによって、成形性お
よび塗装焼付け硬化性に極めて優れたアルミニウム合金
板が得られる。 【効果】 本発明のアルミニウム合金板は、降伏強度が
低いことから成形性に優れるとともに、約１００Ｎ／ｍ
ｍ2 以上の塗装焼付け硬化量が得られる。従って、成形
性と塗装焼付け硬化性が要求される自動車ボディ用とし
て好適である。
動車ボディ用として好適なアルミニウム合金板を提供す
る。 【解決手段】 Ｔ４材の示差走査熱分析法による測定結
果において、Ｍｇ−Ｓｉクラスター溶解に相当する吸熱
ピークのないＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板は、成形性およ
び塗装焼付け硬化性に優れる。そのような合金板を得る
ための好適な製造方法としては、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金
においてＭｇとＳｉの成分関係を限定し、溶体化・焼入
れ処理後１２時間以内に７０〜１５０℃で０．５〜５０
時間の熱処理を施すのが良い。これによって、成形性お
よび塗装焼付け硬化性に極めて優れたアルミニウム合金
板が得られる。 【効果】 本発明のアルミニウム合金板は、降伏強度が
低いことから成形性に優れるとともに、約１００Ｎ／ｍ
ｍ2 以上の塗装焼付け硬化量が得られる。従って、成形
性と塗装焼付け硬化性が要求される自動車ボディ用とし
て好適である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、成形性と塗装焼付
け硬化性に優れる、自動車ボディシート等に好適なアル
ミニウム合金板およびその製造方法に関する。
け硬化性に優れる、自動車ボディシート等に好適なアル
ミニウム合金板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車の燃費向上を目的とした車
体軽量化の要望が高まっており、軽量化手段の一つとし
て自動車ボディシート等へのアルミニウム合金板の使用
が行われている。現在使用されている自動車ボディシー
ト用アルミニウム合金としては、非熱処理型のＡｌ−Ｍ
ｇ系合金と、熱処理型のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系とが挙げら
れる。非熱処理型のＡｌ−Ｍｇ系合金は、熱処理型のＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金よりやや成形性が優れているもの
の、塗装焼付け工程による降伏強度の上昇が得られな
い。
体軽量化の要望が高まっており、軽量化手段の一つとし
て自動車ボディシート等へのアルミニウム合金板の使用
が行われている。現在使用されている自動車ボディシー
ト用アルミニウム合金としては、非熱処理型のＡｌ−Ｍ
ｇ系合金と、熱処理型のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系とが挙げら
れる。非熱処理型のＡｌ−Ｍｇ系合金は、熱処理型のＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金よりやや成形性が優れているもの
の、塗装焼付け工程による降伏強度の上昇が得られな
い。
【０００３】また、現在使用されている熱処理型Ａｌ−
Ｍｇ−Ｓｉ系合金であるＡＡ６００９，ＡＡ６０１０等
では、経時変化による成形性の低下が大きい。また、こ
れらの合金は、塗装焼付け硬化性についても、現在、我
国で主流の１８０℃以下の温度で３０分間足らずの塗装
焼付け処理では降伏強度が殆ど上昇しない。このような
状況に対して、塗装焼付け硬化性についてはＡｌ−Ｍｇ
−Ｓｉ系合金に対して溶体化・焼入れ後に熱処理を加え
ることによって、低温短時間の塗装焼付け処理で降伏強
度を上昇させる方法が開示されている（特公平５−７４
６０号公報等）。
Ｍｇ−Ｓｉ系合金であるＡＡ６００９，ＡＡ６０１０等
では、経時変化による成形性の低下が大きい。また、こ
れらの合金は、塗装焼付け硬化性についても、現在、我
国で主流の１８０℃以下の温度で３０分間足らずの塗装
焼付け処理では降伏強度が殆ど上昇しない。このような
状況に対して、塗装焼付け硬化性についてはＡｌ−Ｍｇ
−Ｓｉ系合金に対して溶体化・焼入れ後に熱処理を加え
ることによって、低温短時間の塗装焼付け処理で降伏強
度を上昇させる方法が開示されている（特公平５−７４
６０号公報等）。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかし、この方法で
は、熱処理による成形前の降伏強度の増加が大きいた
め、成形性が悪く、しかも塗装焼付け硬化量も５０Ｎ／
ｍｍ2 程度とそれほど大きくない。さらに、溶体化後の
焼入れ温度を室温以上の高温に規定し、引き続き熱処理
を施すことによって塗装焼付け硬化量の改善を図った方
法（特開平４−２１０４５６号公報等）も開示されてい
るが、室温以上の高温への焼入れは、制御因子が増加す
るだけでなく製造上困難な場合が多く、また塗装焼付け
硬化量についても十分とは言い難い。
は、熱処理による成形前の降伏強度の増加が大きいた
め、成形性が悪く、しかも塗装焼付け硬化量も５０Ｎ／
ｍｍ2 程度とそれほど大きくない。さらに、溶体化後の
焼入れ温度を室温以上の高温に規定し、引き続き熱処理
を施すことによって塗装焼付け硬化量の改善を図った方
法（特開平４−２１０４５６号公報等）も開示されてい
るが、室温以上の高温への焼入れは、制御因子が増加す
るだけでなく製造上困難な場合が多く、また塗装焼付け
硬化量についても十分とは言い難い。
【０００５】自動車ボディシート用材料としては成形加
工性の観点から成形前は低降伏強度、そして耐デント性
の観点から塗装焼付け後は高い降伏強度が要求されてい
る。すなわち、溶体化後の室温放置中における強度上昇
が小さく、焼き入れ直後の優れた成形性を長時間維持す
るとともに、塗装焼付け時に大きな強度上昇が図れると
いうこの特性を、従来のアルミニウム合金板では十分に
有しているとは言い難いのが形状である。本発明は、こ
のような事情に鑑みて、長時間室温で放置されても強度
上昇が小さく、成形性に優れ、かつ現在我国で主流の１
８０℃以下の温度で３０分間足らずの低温短時間の塗装
焼付け処理においても、優れた塗装焼付け硬化性を有す
るアルミニウム合金板およびその製造方法を提供する。
工性の観点から成形前は低降伏強度、そして耐デント性
の観点から塗装焼付け後は高い降伏強度が要求されてい
る。すなわち、溶体化後の室温放置中における強度上昇
が小さく、焼き入れ直後の優れた成形性を長時間維持す
るとともに、塗装焼付け時に大きな強度上昇が図れると
いうこの特性を、従来のアルミニウム合金板では十分に
有しているとは言い難いのが形状である。本発明は、こ
のような事情に鑑みて、長時間室温で放置されても強度
上昇が小さく、成形性に優れ、かつ現在我国で主流の１
８０℃以下の温度で３０分間足らずの低温短時間の塗装
焼付け処理においても、優れた塗装焼付け硬化性を有す
るアルミニウム合金板およびその製造方法を提供する。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記の目
的を達成するために、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金において
優れた成形性、ならびに高い塗装焼付け硬化性を有する
アルミニウム合金板のＴ４材について鋭意研究した。Ｔ
４材とはＪＩＳ規格の質別記号であり、アルミニウム合
金を溶体化処理した後自然時効したものを意味する。そ
の結果、Ｔ４材の示差走査熱分析法による測定結果にお
いて、Ｍｇ−Ｓｉクラスター溶解に相当する吸熱ピーク
のないＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板が、成形性および塗装
焼付け硬化性に優れることを見い出した。
的を達成するために、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金において
優れた成形性、ならびに高い塗装焼付け硬化性を有する
アルミニウム合金板のＴ４材について鋭意研究した。Ｔ
４材とはＪＩＳ規格の質別記号であり、アルミニウム合
金を溶体化処理した後自然時効したものを意味する。そ
の結果、Ｔ４材の示差走査熱分析法による測定結果にお
いて、Ｍｇ−Ｓｉクラスター溶解に相当する吸熱ピーク
のないＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板が、成形性および塗装
焼付け硬化性に優れることを見い出した。
【０００７】このＭｇ−Ｓｉクラスターは、溶体化後室
温放置中に形成されるものであり、合金の強度上昇を引
き起こし、成形性を低下させてしまう。また一般的な塗
装焼付け条件である１８０℃程度で３０分間足らずの熱
処理では、このＭｇ−Ｓｉクラスターは安定に存在する
ために、溶質原子の過飽和固溶量を減少させ、Ｇ．Ｐ．
ゾーンの析出を阻害してしまう。その結果、塗装焼付け
処理時に大きな強度上昇が得られなくなる。したがっ
て、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金において、長期間室温放置
されてもＭｇ−Ｓｉクラスターが形成され難く、すなわ
ち示差走査熱分析法による測定結果において、Ｍｇ−Ｓ
ｉクラスター溶解に相当する吸熱ピークのない場合、成
形性および塗装焼付け硬化性に優れる。
温放置中に形成されるものであり、合金の強度上昇を引
き起こし、成形性を低下させてしまう。また一般的な塗
装焼付け条件である１８０℃程度で３０分間足らずの熱
処理では、このＭｇ−Ｓｉクラスターは安定に存在する
ために、溶質原子の過飽和固溶量を減少させ、Ｇ．Ｐ．
ゾーンの析出を阻害してしまう。その結果、塗装焼付け
処理時に大きな強度上昇が得られなくなる。したがっ
て、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金において、長期間室温放置
されてもＭｇ−Ｓｉクラスターが形成され難く、すなわ
ち示差走査熱分析法による測定結果において、Ｍｇ−Ｓ
ｉクラスター溶解に相当する吸熱ピークのない場合、成
形性および塗装焼付け硬化性に優れる。
【０００８】なお、Ｍｇ−Ｓｉクラスターは通常の示差
走査熱分析法によって、その形成の有無を知ることがで
きる。Ｍｇ−Ｓｉクラスターが存在していれば、５〜３
０℃／分の昇温速度で測定した際、図１の示差走査熱分
析曲線において１５０〜２５０℃の温度範囲にてその溶
解に相当するピークが認められる。また、Ｔ４材の示差
走査熱分析法による測定結果において、Ｍｇ−Ｓｉクラ
スター溶解に相当する吸熱ピークのないＡｌ−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系合金板の好適な成分系および製造方法は以下の通り
である。
走査熱分析法によって、その形成の有無を知ることがで
きる。Ｍｇ−Ｓｉクラスターが存在していれば、５〜３
０℃／分の昇温速度で測定した際、図１の示差走査熱分
析曲線において１５０〜２５０℃の温度範囲にてその溶
解に相当するピークが認められる。また、Ｔ４材の示差
走査熱分析法による測定結果において、Ｍｇ−Ｓｉクラ
スター溶解に相当する吸熱ピークのないＡｌ−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系合金板の好適な成分系および製造方法は以下の通り
である。
【０００９】成分としてはＭｇとＳｉの成分関係をバラ
ンス組成よりもＳｉ過剰とし、高温時効特性に優れた成
分系とするのが好ましい。溶体化処理後、室温放置中に
はＭｇ−Ｓｉクラスターが形成されるが、この形成量が
多くなりすぎないようにするために、溶体化・焼入れ処
理後１２時間以内に７０〜１５０℃で０．５〜５０時間
の熱処理を行い、その後の室温放置中のクラスター形成
を抑制するのが良い。なお、この溶体化処理から最終熱
処理までの時間は短いほど好ましい。また、より大きな
塗装焼付け硬化性を得るためには、溶体化後の室温放置
中に形成されるＭｇ−Ｓｉクラスターの量を低減するた
めに、過飽和凍結空孔と結合し、溶質原子の拡散を抑制
するＳｎを適量添加することが有効である。また、塗装
焼付け時の時効促進効果を有するＣｕの添加も有効であ
る。
ンス組成よりもＳｉ過剰とし、高温時効特性に優れた成
分系とするのが好ましい。溶体化処理後、室温放置中に
はＭｇ−Ｓｉクラスターが形成されるが、この形成量が
多くなりすぎないようにするために、溶体化・焼入れ処
理後１２時間以内に７０〜１５０℃で０．５〜５０時間
の熱処理を行い、その後の室温放置中のクラスター形成
を抑制するのが良い。なお、この溶体化処理から最終熱
処理までの時間は短いほど好ましい。また、より大きな
塗装焼付け硬化性を得るためには、溶体化後の室温放置
中に形成されるＭｇ−Ｓｉクラスターの量を低減するた
めに、過飽和凍結空孔と結合し、溶質原子の拡散を抑制
するＳｎを適量添加することが有効である。また、塗装
焼付け時の時効促進効果を有するＣｕの添加も有効であ
る。
【００１０】本発明は、上記の知見に基づいて得られた
ものである。まず、本発明の成形性および塗装焼付け硬
化性に優れたアルミニウム合金板は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ
系合金において、そのＴ４材の示差走査熱分析曲線にＭ
ｇ−Ｓｉクラスター溶解に相当するピークのないことを
特徴とする。そして、上記アルミニウム合金板を製造す
る好適な方法としては、Ｍｇ：０．４〜１．１ｍａｓｓ
％、Ｓｉ：０．６〜１．５ｍａｓｓ％、かつ−２．０＞
４Ｍｇ−７Ｓｉを満たし、必要に応じてＳｎ：０．０１
〜０．３ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．１〜１．０ｍａｓｓ％
を含有し、さらに０．１５ｍａｓｓ％以下のＴｉ、０．
０５ｍａｓｓ％以下のＢ、０．４ｍａｓｓ％以下のＭ
ｎ、０．３ｍａｓｓ％以下のＦｅ、１．０ｍａｓｓ％以
下のＺｎのうち１種以上を含有し、残部がＡｌおよび不
可避的不純物からなる合金板を溶体化・焼入れ処理後、
１２時間以内に７０〜１５０℃で０．５〜５０時間の熱
処理を行って製造することを特徴とする。
ものである。まず、本発明の成形性および塗装焼付け硬
化性に優れたアルミニウム合金板は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ
系合金において、そのＴ４材の示差走査熱分析曲線にＭ
ｇ−Ｓｉクラスター溶解に相当するピークのないことを
特徴とする。そして、上記アルミニウム合金板を製造す
る好適な方法としては、Ｍｇ：０．４〜１．１ｍａｓｓ
％、Ｓｉ：０．６〜１．５ｍａｓｓ％、かつ−２．０＞
４Ｍｇ−７Ｓｉを満たし、必要に応じてＳｎ：０．０１
〜０．３ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．１〜１．０ｍａｓｓ％
を含有し、さらに０．１５ｍａｓｓ％以下のＴｉ、０．
０５ｍａｓｓ％以下のＢ、０．４ｍａｓｓ％以下のＭ
ｎ、０．３ｍａｓｓ％以下のＦｅ、１．０ｍａｓｓ％以
下のＺｎのうち１種以上を含有し、残部がＡｌおよび不
可避的不純物からなる合金板を溶体化・焼入れ処理後、
１２時間以内に７０〜１５０℃で０．５〜５０時間の熱
処理を行って製造することを特徴とする。
【００１１】
【発明の実施の形態】以下、本発明について詳細に説明
する。まず、本発明では、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニ
ウム合金板のＴ４材において、成形性と塗装焼付け硬化
性を有するために、そのＴ４材の示差走査熱分析曲線に
Ｍｇ−Ｓｉクラスターの溶解に相当するピークの無いも
のとする。このピークの無いことが、Ｔ４材におけるＭ
ｇ−Ｓｉクラスターの非存在を立証し、成形性と塗装焼
付け硬化性が確保される。
する。まず、本発明では、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニ
ウム合金板のＴ４材において、成形性と塗装焼付け硬化
性を有するために、そのＴ４材の示差走査熱分析曲線に
Ｍｇ−Ｓｉクラスターの溶解に相当するピークの無いも
のとする。このピークの無いことが、Ｔ４材におけるＭ
ｇ−Ｓｉクラスターの非存在を立証し、成形性と塗装焼
付け硬化性が確保される。
【００１２】次に、本発明アルミニウム合金板の好適な
製造方法について述べる。本発明における好適な成分組
成範囲の限定理由について説明する。ＭｇとＳｉ：Ｍｇ
とＳｉは本発明の必須の基本成分であり、微細な析出物
を形成して、高い塗装焼付け硬化性を得るために含有さ
せる。成分範囲としては、バランス組成に対してＳｉ過
剰側である、Ｍｇ：０．４〜１．１ｍａｓｓ％、Ｓｉ：
０．６〜１．５ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。
Ｓｉが０．６ｍａｓｓ％未満でもまた十分な塗装焼付け
硬化性が得られなくなってしまう。一方、Ｍｇが過剰に
なり１．１ｍａｓｓ％を越えて含有されるとバランス組
成に近づき、塗装焼付け硬化性が低下する。またＭｇが
０．４ｍａｓｓ％未満では、十分な塗装焼付け硬化性が
得にくくなる。
製造方法について述べる。本発明における好適な成分組
成範囲の限定理由について説明する。ＭｇとＳｉ：Ｍｇ
とＳｉは本発明の必須の基本成分であり、微細な析出物
を形成して、高い塗装焼付け硬化性を得るために含有さ
せる。成分範囲としては、バランス組成に対してＳｉ過
剰側である、Ｍｇ：０．４〜１．１ｍａｓｓ％、Ｓｉ：
０．６〜１．５ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。
Ｓｉが０．６ｍａｓｓ％未満でもまた十分な塗装焼付け
硬化性が得られなくなってしまう。一方、Ｍｇが過剰に
なり１．１ｍａｓｓ％を越えて含有されるとバランス組
成に近づき、塗装焼付け硬化性が低下する。またＭｇが
０．４ｍａｓｓ％未満では、十分な塗装焼付け硬化性が
得にくくなる。
【００１３】そしてさらにＭｇとＳｉの成分関係を特定
し、−２．０＞４Ｍｇ−７Ｓｉ（Ｍｇ，Ｓｉは共にｍａ
ｓｓ％）の関係式を満足する範囲とすることが好まし
い。ＭｇおよびＳｉの量的関係において上記範囲以上に
Ｓｉを過剰に含有すると後で述べるＳｎの効果および溶
体化後の熱処理の効果が十分に発揮されず、クラスター
形成量が増すため、塗装焼付け硬化性が低下してしま
う。
し、−２．０＞４Ｍｇ−７Ｓｉ（Ｍｇ，Ｓｉは共にｍａ
ｓｓ％）の関係式を満足する範囲とすることが好まし
い。ＭｇおよびＳｉの量的関係において上記範囲以上に
Ｓｉを過剰に含有すると後で述べるＳｎの効果および溶
体化後の熱処理の効果が十分に発揮されず、クラスター
形成量が増すため、塗装焼付け硬化性が低下してしま
う。
【００１４】本発明の好適な製造方法においては、必要
に応じて、ＳｎおよびＣｕを含有させてもよい。 Ｓｎ：Ｓｎは室温でのクラスター形成を抑制して焼き入
れ直後の優れた成形加工性を長時間保持する効果を有
し、更にその後に高温時効した場合の強度を向上させ
る。Ｓｎの添加量が０．０１ｍａｓｓ％未満ではその効
果が小さく、また０．３ｍａｓｓ％を超えるとその効果
が増大しないだけでなく、熱間脆性を生じて熱間加工性
を著しく劣化させる。従って、Ｓｎ含有量を０．０１〜
０．３ｍａｓｓ％の範囲に規定するのが好ましい。
に応じて、ＳｎおよびＣｕを含有させてもよい。 Ｓｎ：Ｓｎは室温でのクラスター形成を抑制して焼き入
れ直後の優れた成形加工性を長時間保持する効果を有
し、更にその後に高温時効した場合の強度を向上させ
る。Ｓｎの添加量が０．０１ｍａｓｓ％未満ではその効
果が小さく、また０．３ｍａｓｓ％を超えるとその効果
が増大しないだけでなく、熱間脆性を生じて熱間加工性
を著しく劣化させる。従って、Ｓｎ含有量を０．０１〜
０．３ｍａｓｓ％の範囲に規定するのが好ましい。
【００１５】Ｃｕ：Ｃｕは強度、成形性および化成処理
性を向上させ、さらに塗装焼付け硬化性を向上させる。
その添加量は、０．１〜１．０ｍａｓｓ％の範囲内とす
るのが好ましい。その含有量が０．１ｍａｓｓ％未満で
はその効果が十分に得られず、１．０ｍａｓｓ％を越え
ると析出が促進され、室温放置中の経時変化が大きくな
るために成形性が劣化し、また耐食性も低下してしま
う。そこでＣｕの好適な含有量は、０．１〜１．０ｍａ
ｓｓ％の範囲内とする。
性を向上させ、さらに塗装焼付け硬化性を向上させる。
その添加量は、０．１〜１．０ｍａｓｓ％の範囲内とす
るのが好ましい。その含有量が０．１ｍａｓｓ％未満で
はその効果が十分に得られず、１．０ｍａｓｓ％を越え
ると析出が促進され、室温放置中の経時変化が大きくな
るために成形性が劣化し、また耐食性も低下してしま
う。そこでＣｕの好適な含有量は、０．１〜１．０ｍａ
ｓｓ％の範囲内とする。
【００１６】本発明においては、さらに必要に応じて、
Ｔｉ、Ｂ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｚｎのうち１種類以上を含有さ
せてもよい。 ＴｉとＢ：ＴｉとＢは微量添加により鋳塊の結晶粒を微
細化してプレス成形性等を改善する効果を有するので、
Ｔｉの含有量は０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｂの含有量は
０．０５ｍａｓｓ％以下の範囲に規定するのが好まし
い。それぞれの含有量がＴｉ０．１５ｍａｓｓ％、Ｂ
０．０５ｍａｓｓ％を超えると粗大な晶出物を形成し、
成形性が劣化するので、それぞれ０．１５ｍａｓｓ％、
０．０５ｍａｓｓ％を上限とするのが好ましい。
Ｔｉ、Ｂ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｚｎのうち１種類以上を含有さ
せてもよい。 ＴｉとＢ：ＴｉとＢは微量添加により鋳塊の結晶粒を微
細化してプレス成形性等を改善する効果を有するので、
Ｔｉの含有量は０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｂの含有量は
０．０５ｍａｓｓ％以下の範囲に規定するのが好まし
い。それぞれの含有量がＴｉ０．１５ｍａｓｓ％、Ｂ
０．０５ｍａｓｓ％を超えると粗大な晶出物を形成し、
成形性が劣化するので、それぞれ０．１５ｍａｓｓ％、
０．０５ｍａｓｓ％を上限とするのが好ましい。
【００１７】Ｍｎ：Ｍｎは強度を向上させるために、
０．４ｍａｓｓ％以下で含有させるとよい。その含有量
が０．４ｍａｓｓ％を超えると粗大晶出物が生成し、成
形性を低下させるので０．４ｍａｓｓ％を上限とするの
が良い。 Ｆｅ：Ｆｅは強度向上効果は小さく、その含有量が０．
３ｍａｓｓ％を超えると粗大晶出物が生成し、成形性を
低下させるので０．３ｍａｓｓ％を上限とするのが好ま
しい。
０．４ｍａｓｓ％以下で含有させるとよい。その含有量
が０．４ｍａｓｓ％を超えると粗大晶出物が生成し、成
形性を低下させるので０．４ｍａｓｓ％を上限とするの
が良い。 Ｆｅ：Ｆｅは強度向上効果は小さく、その含有量が０．
３ｍａｓｓ％を超えると粗大晶出物が生成し、成形性を
低下させるので０．３ｍａｓｓ％を上限とするのが好ま
しい。
【００１８】Ｚｎ：Ｚｎは強度を向上させるため、１．
０ｍａｓｓ％以下で含有させるとよい。その含有量が
１．０ｍａｓｓ％を超えると成形性を低下させるので
１．０ｍａｓｓ％を上限とするのが好ましい。上記元素
の他、通常のアルミニウム合金と同様、不可避的不純物
が含有されるが、その量は本発明の効果を損なわない範
囲であれば許容される。
０ｍａｓｓ％以下で含有させるとよい。その含有量が
１．０ｍａｓｓ％を超えると成形性を低下させるので
１．０ｍａｓｓ％を上限とするのが好ましい。上記元素
の他、通常のアルミニウム合金と同様、不可避的不純物
が含有されるが、その量は本発明の効果を損なわない範
囲であれば許容される。
【００１９】次に、本発明のアルミニウム合金板の好適
な製造条件について説明する。上述のように成分規定し
たアルミニウム合金は、常法に従って鋳造、熱間および
冷間圧延、溶体化処理を施す。優れた成形性を長時間持
続させ、塗装焼付け時の一層の強度向上効果を得るため
に、溶体化・焼入れ処理後１２時間以内に７０〜１５０
℃で０．５〜５０時間の熱処理を施すことが効果的であ
る。本熱処理の範囲の規定理由としては、７０℃未満、
０．５時間未満の処理では、熱処理後の室温放置中にお
ける強度の経時変化抑制効果が十分には得られず、１５
０℃超、５０時間超の処理では熱処理中の強度上昇が大
きく、成形性を損なうためである。
な製造条件について説明する。上述のように成分規定し
たアルミニウム合金は、常法に従って鋳造、熱間および
冷間圧延、溶体化処理を施す。優れた成形性を長時間持
続させ、塗装焼付け時の一層の強度向上効果を得るため
に、溶体化・焼入れ処理後１２時間以内に７０〜１５０
℃で０．５〜５０時間の熱処理を施すことが効果的であ
る。本熱処理の範囲の規定理由としては、７０℃未満、
０．５時間未満の処理では、熱処理後の室温放置中にお
ける強度の経時変化抑制効果が十分には得られず、１５
０℃超、５０時間超の処理では熱処理中の強度上昇が大
きく、成形性を損なうためである。
【００２０】また溶体化・焼入れ処理から７０〜１５０
℃の熱処理開始までの室温放置時間を１２時間以内が好
ましいのは下記の理由による。すなわち、室温放置中に
はＭｇおよびＳｉから構成されると考えられるクラスタ
ーが形成されるため、放置時間が１２時間を越えるとこ
のクラスターの形成量が増え、塗装焼付け処理時に析出
することで強度上昇に寄与するＧ．Ｐ．ゾーンの析出を
阻害してしまうためである。
℃の熱処理開始までの室温放置時間を１２時間以内が好
ましいのは下記の理由による。すなわち、室温放置中に
はＭｇおよびＳｉから構成されると考えられるクラスタ
ーが形成されるため、放置時間が１２時間を越えるとこ
のクラスターの形成量が増え、塗装焼付け処理時に析出
することで強度上昇に寄与するＧ．Ｐ．ゾーンの析出を
阻害してしまうためである。
【００２１】このようにして得られたアルミニウム合金
板は、そのＴ４材の示差走査熱分析曲線においてＭｇ−
Ｓｉクラスター溶解に相当する吸熱ピークが見られな
い。そして、このアルミニウム合金板は、１１０Ｎ／ｍ
ｍ2 以下の低降伏強度を有することから成形加工性に優
れ、かつ塗装焼付け時には１００Ｎ／ｍｍ2 以上の降伏
強度の上昇が図られ、塗装焼付け硬化性に著しく優れて
いる。したがってこのようなアルミニウム合金板は自動
車のボディシート用として好適である。
板は、そのＴ４材の示差走査熱分析曲線においてＭｇ−
Ｓｉクラスター溶解に相当する吸熱ピークが見られな
い。そして、このアルミニウム合金板は、１１０Ｎ／ｍ
ｍ2 以下の低降伏強度を有することから成形加工性に優
れ、かつ塗装焼付け時には１００Ｎ／ｍｍ2 以上の降伏
強度の上昇が図られ、塗装焼付け硬化性に著しく優れて
いる。したがってこのようなアルミニウム合金板は自動
車のボディシート用として好適である。
【００２２】
【実施例】以下、本発明を実施例で説明する。 （実施例１）表１に示すような成分組成を有する合金
を、通常の方法で溶解・鋳造、圧延して板厚１ｍｍの板
にした。そして上記圧延板に対して５５０℃で１０秒保
持の溶体化処理を施した後、室温まで空冷した。空冷か
ら８時間経過した後に１００℃で８時間の熱処理を行っ
た。このようにして製造したアルミニウム合金板を室温
で１００日間放置した後に、示差走査熱分析を行いクラ
スター溶解ピークの有無を調べるとともに、機械的性質
および塗装焼付け処理に相当する１７５℃で３０分保持
処理後の降伏強度を調査した。それらの調査結果を表２
に示す。
を、通常の方法で溶解・鋳造、圧延して板厚１ｍｍの板
にした。そして上記圧延板に対して５５０℃で１０秒保
持の溶体化処理を施した後、室温まで空冷した。空冷か
ら８時間経過した後に１００℃で８時間の熱処理を行っ
た。このようにして製造したアルミニウム合金板を室温
で１００日間放置した後に、示差走査熱分析を行いクラ
スター溶解ピークの有無を調べるとともに、機械的性質
および塗装焼付け処理に相当する１７５℃で３０分保持
処理後の降伏強度を調査した。それらの調査結果を表２
に示す。
【００２３】
【表１】
【００２４】表２より、本発明のアルミニウム合金板Ｎ
ｏ１〜９は、Ｍｇ−Ｓｉクラスター溶解に相当する吸熱
ピークが存在せず、１００日間という長時間室温放置後
においても降伏強度を約１１０Ｎ／ｍｍ2 以下に抑える
ことができるため成形性に優れ、かつ塗装焼付け硬化量
も約１００Ｎ／ｍｍ2 以上で大きいことがわかる。また
本発明外の成分を有する比較例の合金Ｎｏ１０〜１４で
は１００日間という長時間室温放置後においては、クラ
スター溶解ピークが認められ、本発明例に対して成形性
および塗装焼付け硬化量で劣ってしまう。つまり、本発
明の成分組成を有し、かつ溶体化・空冷後の規定された
時間内に熱処理を施すことによって、成形性と塗装焼付
け硬化性を兼ね備えたバランスのよい材料を製造するこ
とが可能となる。
ｏ１〜９は、Ｍｇ−Ｓｉクラスター溶解に相当する吸熱
ピークが存在せず、１００日間という長時間室温放置後
においても降伏強度を約１１０Ｎ／ｍｍ2 以下に抑える
ことができるため成形性に優れ、かつ塗装焼付け硬化量
も約１００Ｎ／ｍｍ2 以上で大きいことがわかる。また
本発明外の成分を有する比較例の合金Ｎｏ１０〜１４で
は１００日間という長時間室温放置後においては、クラ
スター溶解ピークが認められ、本発明例に対して成形性
および塗装焼付け硬化量で劣ってしまう。つまり、本発
明の成分組成を有し、かつ溶体化・空冷後の規定された
時間内に熱処理を施すことによって、成形性と塗装焼付
け硬化性を兼ね備えたバランスのよい材料を製造するこ
とが可能となる。
【００２５】
【表２】
【００２６】（実施例２）表１の発明合金４を実施例１
の製造方法で溶体化、空冷処理まで行い、空冷より熱処
理まで、表３に記載する時間室温放置した後、表３の熱
処理条件にて熱処理を行った。このようにして製造した
アルミニウム合金板を室温で１００日間放置した後に、
示差走査熱分析を行いクラスター溶解ピークの有無を調
べるとともに、機械的性質および塗装焼付け処理に相当
する１７５℃で３０分保持処理後の降伏強度を調査し
た。それらの調査結果を表４に示す。表４から明らかな
ように、本発明内の製造パターン条件で処理を行ったも
のは比較例の製造パターンに対して、１００日間という
長時間室温放置後においても、クラスターの溶解ピーク
がなく、成形性に優れ、かつ塗装焼付け硬化量も大きい
ことがわかる。また特に溶体化から熱処理までの時間の
塗装焼付け硬化量に与える影響は大きく、短時間ほど良
好な塗装焼付け硬化性を有することがわかる。
の製造方法で溶体化、空冷処理まで行い、空冷より熱処
理まで、表３に記載する時間室温放置した後、表３の熱
処理条件にて熱処理を行った。このようにして製造した
アルミニウム合金板を室温で１００日間放置した後に、
示差走査熱分析を行いクラスター溶解ピークの有無を調
べるとともに、機械的性質および塗装焼付け処理に相当
する１７５℃で３０分保持処理後の降伏強度を調査し
た。それらの調査結果を表４に示す。表４から明らかな
ように、本発明内の製造パターン条件で処理を行ったも
のは比較例の製造パターンに対して、１００日間という
長時間室温放置後においても、クラスターの溶解ピーク
がなく、成形性に優れ、かつ塗装焼付け硬化量も大きい
ことがわかる。また特に溶体化から熱処理までの時間の
塗装焼付け硬化量に与える影響は大きく、短時間ほど良
好な塗装焼付け硬化性を有することがわかる。
【００２７】
【表３】
【００２８】
【表４】
【００２９】
【発明の効果】本発明によれば、従来のアルミニウム合
金板よりも成形性に優れるとともに塗装焼付け硬化性に
著しく優れており、焼付け後の耐デント性が必要とされ
る自動車ボディシート用等として好適なアルミニウム合
金板が提供できる。そこで、例えば本発明品を自動車ボ
ディとして適用することによって、車体重量の軽量化が
図られ、燃費の向上に寄与できる。
金板よりも成形性に優れるとともに塗装焼付け硬化性に
著しく優れており、焼付け後の耐デント性が必要とされ
る自動車ボディシート用等として好適なアルミニウム合
金板が提供できる。そこで、例えば本発明品を自動車ボ
ディとして適用することによって、車体重量の軽量化が
図られ、燃費の向上に寄与できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の示差走査熱分析曲線
（模式図）である。
（模式図）である。
Ｋ クラスターの析出に相当するピーク Ｌ クラスターの溶解に相当するピーク Ｐ Ｇ．Ｐ．ゾーンの析出に相当するピーク Ｔ Ｇ．Ｐ．ゾーンの溶解に相当するピーク Ｑ 中間相の析出に相当するピーク
───────────────────────────────────────────────────── 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 ６９１Ｂ ６９１Ｃ
Claims (5)
- 【請求項１】 Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板
のＴ４材において、その示差走査熱分析曲線にＭｇ−Ｓ
ｉクラスター溶解に相当する吸熱ピークのないことを特
徴とする成形性および塗装焼付け硬化性に優れたアルミ
ニウム合金板。 - 【請求項２】 請求項１記載のアルミニウム合金板を製
造するに際して、Ｍｇ：０．４〜１．１ｍａｓｓ％、Ｓ
ｉ：０．６〜１．５ｍａｓｓ％、かつ−２．０＞４Ｍｇ
−７Ｓｉを満たし、残部がＡｌおよび不可避的不純物か
らなる合金を冷間圧延後、溶体化処理を施してから１２
時間以内に７０〜１５０℃で０．５〜５０時間の熱処理
を行って製造することを特徴とする成形性および塗装焼
付け硬化性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。 - 【請求項３】 アルミニウム合金に、さらにＳｎ：０．
０１〜０．３ｍａｓｓ％のＳｎを含有することを特徴と
する請求項２記載の成形性および塗装焼付け硬化性に優
れたアルミニウム合金板の製造方法。 - 【請求項４】 アルミニウム合金に、さらに０．１〜
１．０ｍａｓｓ％のＣｕを含有することを特徴とする請
求項２または３記載の成形性および塗装焼付け硬化性に
優れたアルミニウム合金板の製造方法。 - 【請求項５】 アルミニウム合金板に、さらに０．１５
ｍａｓｓ％以下のＴｉ、０．０５ｍａｓｓ％以下のＢ、
０．４ｍａｓｓ％以下のＭｎ、０．３ｍａｓｓ％以下の
Ｆｅまたは１．０ｍａｓｓ％以下のＺｎのうち一種以上
を含有することを特徴とする請求項２、３または４記載
の成形性および塗装焼付け硬化性に優れたアルミニウム
合金板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9021397A JPH10219382A (ja) | 1997-02-04 | 1997-02-04 | 成形加工性および塗装焼付け硬化性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9021397A JPH10219382A (ja) | 1997-02-04 | 1997-02-04 | 成形加工性および塗装焼付け硬化性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10219382A true JPH10219382A (ja) | 1998-08-18 |
Family
ID=12053931
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9021397A Withdrawn JPH10219382A (ja) | 1997-02-04 | 1997-02-04 | 成形加工性および塗装焼付け硬化性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10219382A (ja) |
Cited By (16)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000273567A (ja) * | 1999-03-18 | 2000-10-03 | Nippon Steel Corp | 成形性および耐食性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 |
| JP2001152302A (ja) * | 1999-11-29 | 2001-06-05 | Nippon Steel Corp | プレス成形性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 |
| JP2005139537A (ja) * | 2003-11-10 | 2005-06-02 | Kobe Steel Ltd | 焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板 |
| DE102008004163A1 (de) | 2007-01-18 | 2008-07-24 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.), Kobe | Blech aus einer Aluminiumlegierung |
| WO2012124676A1 (ja) | 2011-03-15 | 2012-09-20 | 株式会社神戸製鋼所 | 焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板 |
| KR20150038662A (ko) | 2012-09-19 | 2015-04-08 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 베이킹 도장 경화성이 우수한 알루미늄 합금판 |
| WO2015151907A1 (ja) * | 2014-03-31 | 2015-10-08 | 株式会社神戸製鋼所 | 成形性と焼付け塗装硬化性とに優れたアルミニウム合金板 |
| JP2015196854A (ja) * | 2014-03-31 | 2015-11-09 | 株式会社神戸製鋼所 | 成形性と焼付け塗装硬化性とに優れたアルミニウム合金板 |
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| JP2016160516A (ja) * | 2015-03-04 | 2016-09-05 | 株式会社神戸製鋼所 | アルミニウム合金板 |
| US9453273B2 (en) | 2012-02-16 | 2016-09-27 | Kobe Steel, Ltd. | Aluminum alloy sheet with excellent paint-bake hardenability |
| KR20160127113A (ko) | 2014-03-31 | 2016-11-02 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 성형성과 베이킹 도장 경화성이 우수한 알루미늄 합금판 |
| CN111996420A (zh) * | 2020-08-31 | 2020-11-27 | 包头常铝北方铝业有限责任公司 | 一种连续铸轧铝合金材的制备方法 |
-
1997
- 1997-02-04 JP JP9021397A patent/JPH10219382A/ja not_active Withdrawn
Cited By (25)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| DE102008004163B4 (de) * | 2007-01-18 | 2010-06-24 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.), Kobe-shi | Blech aus einer Aluminiumlegierung |
| US7824607B2 (en) | 2007-01-18 | 2010-11-02 | Kobe Steel, Ltd. | Aluminum alloy sheet |
| WO2012124676A1 (ja) | 2011-03-15 | 2012-09-20 | 株式会社神戸製鋼所 | 焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板 |
| US9399808B2 (en) | 2011-03-15 | 2016-07-26 | Kobe Steel, Ltd. | Aluminum alloy sheet excellent in baking finish hardenability |
| US9453273B2 (en) | 2012-02-16 | 2016-09-27 | Kobe Steel, Ltd. | Aluminum alloy sheet with excellent paint-bake hardenability |
| KR20150038662A (ko) | 2012-09-19 | 2015-04-08 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 베이킹 도장 경화성이 우수한 알루미늄 합금판 |
| WO2015151907A1 (ja) * | 2014-03-31 | 2015-10-08 | 株式会社神戸製鋼所 | 成形性と焼付け塗装硬化性とに優れたアルミニウム合金板 |
| JP2015196854A (ja) * | 2014-03-31 | 2015-11-09 | 株式会社神戸製鋼所 | 成形性と焼付け塗装硬化性とに優れたアルミニウム合金板 |
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