JPH11350058A - 成形性及び焼き付け硬化性に優れるアルミニウム合金板及びその製造方法 - Google Patents
成形性及び焼き付け硬化性に優れるアルミニウム合金板及びその製造方法Info
- Publication number
- JPH11350058A JPH11350058A JP16457998A JP16457998A JPH11350058A JP H11350058 A JPH11350058 A JP H11350058A JP 16457998 A JP16457998 A JP 16457998A JP 16457998 A JP16457998 A JP 16457998A JP H11350058 A JPH11350058 A JP H11350058A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- grain boundary
- aluminum alloy
- temperature
- formability
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Shaping Metal By Deep-Drawing, Or The Like (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 自動車等のパネル材に適する、優れた成形性
及び焼き付け硬化性を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金
板。 【解決手段】 Ｍｇ：０．２〜１．０％、Ｓｉ：０．５
〜１．６％をＭｇ／Ｓｉが１．２以下の割合で含有し、
さらにＦｅ：０．３％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｃ
ｒ：０．３％以下のうちから少なくとも１種以上を含有
し、かつ必要に応じてＣｕ：０．０５〜１．２％を含有
し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、結晶粒界
上の析出物の径を粒界に沿って測定したときの大きさ
（粒界析出物サイズ）が２．０μｍ以下であり、かつ粒
界析出物サイズが０．５μｍ以上の析出物の結晶粒界に
おける数密度（粒界析出密度）が０．３／μｍ２以下で
あるアルミニウム合金板。
及び焼き付け硬化性を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金
板。 【解決手段】 Ｍｇ：０．２〜１．０％、Ｓｉ：０．５
〜１．６％をＭｇ／Ｓｉが１．２以下の割合で含有し、
さらにＦｅ：０．３％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｃ
ｒ：０．３％以下のうちから少なくとも１種以上を含有
し、かつ必要に応じてＣｕ：０．０５〜１．２％を含有
し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、結晶粒界
上の析出物の径を粒界に沿って測定したときの大きさ
（粒界析出物サイズ）が２．０μｍ以下であり、かつ粒
界析出物サイズが０．５μｍ以上の析出物の結晶粒界に
おける数密度（粒界析出密度）が０．３／μｍ２以下で
あるアルミニウム合金板。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は成形性及び焼き付け
硬化性に優れるアルミニウム合金板及びその製造方法に
関し、より詳しくは自動車用、家電製品用等のパネル材
に用いられる、プレスや曲げ等の成形性に優れるアルミ
ニウム合金板及びその製造方法に関する。
硬化性に優れるアルミニウム合金板及びその製造方法に
関し、より詳しくは自動車用、家電製品用等のパネル材
に用いられる、プレスや曲げ等の成形性に優れるアルミ
ニウム合金板及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、自動車用、家電製品用等のパネル
材として用いられるアルミニウム合金板材は、非熱処理
型のＡｌ−Ｍｇ系合金が主であったが、近年、さらなる
薄肉、軽量化を目的とし、熱処理型のアルミニウム合金
を用いて成形加工後の焼き付け塗装工程における加熱を
利用して強度を向上させる方法が行われている。このよ
うな熱処理型アルミニウム合金としては、主としてＡｌ
−Ｍｇ−Ｓｉ系合金が用いられており、欧米では６１１
１合金や６０１６合金等が実用に供されている。
材として用いられるアルミニウム合金板材は、非熱処理
型のＡｌ−Ｍｇ系合金が主であったが、近年、さらなる
薄肉、軽量化を目的とし、熱処理型のアルミニウム合金
を用いて成形加工後の焼き付け塗装工程における加熱を
利用して強度を向上させる方法が行われている。このよ
うな熱処理型アルミニウム合金としては、主としてＡｌ
−Ｍｇ−Ｓｉ系合金が用いられており、欧米では６１１
１合金や６０１６合金等が実用に供されている。
【０００３】しかしながら、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金で
はＡｌ−Ｍｇ系合金と比較して成形性が低く、プレス成
型時又は曲げ加工時に割れが発生しやすい。また日本国
内の自動車メーカーにおける焼き付け塗装時の加熱条件
は、欧米の自動車メーカーと比較して低温かつ短時間で
あるため、十分な強度が得られない等の問題があり、国
内ではＡｌ−Ｍｇ系合金が主に用いられているのが現状
である。このため、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の成形性を
向上させる手段として、特開平６−１３６４７８号公報
のように結晶粒界や集合組織を制御する手法が提案され
ているが、これら従来の方法ではＡｌ−Ｍｇ系合金と比
較して十分な成形性が得られていなかった。
はＡｌ−Ｍｇ系合金と比較して成形性が低く、プレス成
型時又は曲げ加工時に割れが発生しやすい。また日本国
内の自動車メーカーにおける焼き付け塗装時の加熱条件
は、欧米の自動車メーカーと比較して低温かつ短時間で
あるため、十分な強度が得られない等の問題があり、国
内ではＡｌ−Ｍｇ系合金が主に用いられているのが現状
である。このため、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の成形性を
向上させる手段として、特開平６−１３６４７８号公報
のように結晶粒界や集合組織を制御する手法が提案され
ているが、これら従来の方法ではＡｌ−Ｍｇ系合金と比
較して十分な成形性が得られていなかった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記従来の
問題点に鑑みてなされたもので、例えば自動車等のパネ
ル材に適する、優れた成形性及び焼き付け硬化性を有す
るＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板を提供することを目的とす
る。
問題点に鑑みてなされたもので、例えば自動車等のパネ
ル材に適する、優れた成形性及び焼き付け硬化性を有す
るＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板を提供することを目的とす
る。
【０００５】
【課題を解決するための手段】前記課題に対し、本発明
者らは成形性及び焼き付け硬化性には、溶体化熱処理後
の焼き入れ冷却条件に伴う析出組織の形態が大きく影響
を及ぼすことを見いだした。すなわち、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系合金においては、溶体化後に不十分な冷却速度で焼
き入れ処理を行うと、冷却過程で結晶粒界上に粗大な析
出粒子が多量に析出し、成形加工時の応力集中源となっ
て成形性を著しく低下させるとともに、焼き付け加熱時
の硬化に寄与する溶質原子量が低下することによって焼
き付け硬化性が低下する。この粒界析出物が成形性に及
ぼす影響は、そのサイズと析出密度に依存する。粒界析
出物のサイズが０．５μｍ未満の場合には成形性に及ぼ
す影響は小さいが、０．５μｍ以上の場合は、その析出
密度の増加に伴って成形性が低下し、特に粒界析出物サ
イズが２．０μｍ以上である場合にはその析出密度がわ
ずかであっても著しく成形性を低下させる。
者らは成形性及び焼き付け硬化性には、溶体化熱処理後
の焼き入れ冷却条件に伴う析出組織の形態が大きく影響
を及ぼすことを見いだした。すなわち、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系合金においては、溶体化後に不十分な冷却速度で焼
き入れ処理を行うと、冷却過程で結晶粒界上に粗大な析
出粒子が多量に析出し、成形加工時の応力集中源となっ
て成形性を著しく低下させるとともに、焼き付け加熱時
の硬化に寄与する溶質原子量が低下することによって焼
き付け硬化性が低下する。この粒界析出物が成形性に及
ぼす影響は、そのサイズと析出密度に依存する。粒界析
出物のサイズが０．５μｍ未満の場合には成形性に及ぼ
す影響は小さいが、０．５μｍ以上の場合は、その析出
密度の増加に伴って成形性が低下し、特に粒界析出物サ
イズが２．０μｍ以上である場合にはその析出密度がわ
ずかであっても著しく成形性を低下させる。
【０００６】この不十分な冷却速度による粒界析出は、
Ｃｕを含有する場合には特に顕著であり、この場合、よ
り冷却速度の制御が重要となる。従って、焼き付け硬化
性及び成形性の向上には十分な冷却速度で焼き入れ処理
を行うことが必要となるが、従来のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
合金の製造方法ではこの冷却速度が不十分であったた
め、十分な成形性と焼き付け硬化性が得られなかった。
なお、このような粗大な粒界析出粒子が成形性を低下さ
せることについては、特開平７−２２８９５６号公報の
本文中あるいは軽金属学会第９０回春期大会講演概要２
８５〜２８６頁「Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金における粒界
析出物と曲げ特性」に記述されているが、粒界析出物サ
イズ及び粒界析出密度と成形性の関係については開示さ
れていない。
Ｃｕを含有する場合には特に顕著であり、この場合、よ
り冷却速度の制御が重要となる。従って、焼き付け硬化
性及び成形性の向上には十分な冷却速度で焼き入れ処理
を行うことが必要となるが、従来のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
合金の製造方法ではこの冷却速度が不十分であったた
め、十分な成形性と焼き付け硬化性が得られなかった。
なお、このような粗大な粒界析出粒子が成形性を低下さ
せることについては、特開平７−２２８９５６号公報の
本文中あるいは軽金属学会第９０回春期大会講演概要２
８５〜２８６頁「Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金における粒界
析出物と曲げ特性」に記述されているが、粒界析出物サ
イズ及び粒界析出密度と成形性の関係については開示さ
れていない。
【０００７】また、本発明者らは、アルミニウム合金中
に含まれるＨ（水素）が成形性に大きく影響を及ぼすこ
とを見いだした。すなわち、Ｈは空気中の水分からアル
ミ溶湯中に多量に溶解しているが、固溶度が低いためア
ルミ固体中にはほとんど固溶できず、アルミ溶湯がスラ
ブになるときスラブ内部において多量の水素ガス孔（１
次ポロシティ）が生ずる。また、アルミ固体（スラブ）
中に小量固溶した水素は、均質化熱処理等によりさらに
水素ガス孔（２次ポロシティ）を生ずる。熱間圧延、冷
間圧延等において加工率が低い場合、このポロシティは
小さくならず、最終製品板においても材料欠陥として残
り、成形加工時の割れの起点となるため、製品板の成形
性は低くなる。
に含まれるＨ（水素）が成形性に大きく影響を及ぼすこ
とを見いだした。すなわち、Ｈは空気中の水分からアル
ミ溶湯中に多量に溶解しているが、固溶度が低いためア
ルミ固体中にはほとんど固溶できず、アルミ溶湯がスラ
ブになるときスラブ内部において多量の水素ガス孔（１
次ポロシティ）が生ずる。また、アルミ固体（スラブ）
中に小量固溶した水素は、均質化熱処理等によりさらに
水素ガス孔（２次ポロシティ）を生ずる。熱間圧延、冷
間圧延等において加工率が低い場合、このポロシティは
小さくならず、最終製品板においても材料欠陥として残
り、成形加工時の割れの起点となるため、製品板の成形
性は低くなる。
【０００８】本発明は以上の知見に基づいてなされたも
ので、まず、本発明に係る成形性及び焼き付け硬化性に
優れるアルミニウム合金板は、Ｍｇ：０．２〜１．０
％、Ｓｉ：０．５〜１．６％をＭｇ／Ｓｉが１．２以下
の割合で含有し、さらにＦｅ：０．３％以下、Ｍｎ：
０．３％以下、Ｃｒ：０．３％以下のうちから少なくと
も１種以上を含有し、かつ必要に応じてＣｕ：０．０５
〜１．２％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物か
らなるアルミニウム合金であって、結晶粒界上の析出物
の径を粒界に沿って測定したときの大きさ（粒界析出物
サイズ）が２．０μｍ以下であり、かつ粒界析出物サイ
ズが０．５μｍ以上の析出物の結晶粒界における数密度
（粒界析出密度）が０．３／μｍ２以下であることを特
徴とする。このアルミニウム合金板において、Ｈ含有量
が０．２ｃｃ／１００ｇＡｌ以下に抑えられていること
が望ましい。
ので、まず、本発明に係る成形性及び焼き付け硬化性に
優れるアルミニウム合金板は、Ｍｇ：０．２〜１．０
％、Ｓｉ：０．５〜１．６％をＭｇ／Ｓｉが１．２以下
の割合で含有し、さらにＦｅ：０．３％以下、Ｍｎ：
０．３％以下、Ｃｒ：０．３％以下のうちから少なくと
も１種以上を含有し、かつ必要に応じてＣｕ：０．０５
〜１．２％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物か
らなるアルミニウム合金であって、結晶粒界上の析出物
の径を粒界に沿って測定したときの大きさ（粒界析出物
サイズ）が２．０μｍ以下であり、かつ粒界析出物サイ
ズが０．５μｍ以上の析出物の結晶粒界における数密度
（粒界析出密度）が０．３／μｍ２以下であることを特
徴とする。このアルミニウム合金板において、Ｈ含有量
が０．２ｃｃ／１００ｇＡｌ以下に抑えられていること
が望ましい。
【０００９】また、本発明に係る成形性及び焼き付け硬
化性に優れるアルミニウム合金板の製造方法は、上記組
成のアルミニウム合金を溶解鋳造後、均質化熱処理し、
次いで熱間圧延後、冷間圧延を施して所望の板厚とした
後、加熱速度２００℃／分以上で５００〜５９０℃の温
度に加熱し、この温度域に１０秒以上の時間保持する溶
体化処理を施した後、平均冷却速度１００℃／秒以上で
１２０℃以下の温度まで冷却し、上記の組織を得ること
を特徴とする。あるいは溶体化処理後、平均冷却速度１
００℃／秒以上で５０〜１２０℃の温度まで冷却し、そ
のままその温度域で１〜４８時間保持し、又は室温まで
冷却後１０分以内に５０〜１２０℃の温度域で１〜４８
時間保持し、請求項１又は２に記載の組織を得ることを
特徴とする。
化性に優れるアルミニウム合金板の製造方法は、上記組
成のアルミニウム合金を溶解鋳造後、均質化熱処理し、
次いで熱間圧延後、冷間圧延を施して所望の板厚とした
後、加熱速度２００℃／分以上で５００〜５９０℃の温
度に加熱し、この温度域に１０秒以上の時間保持する溶
体化処理を施した後、平均冷却速度１００℃／秒以上で
１２０℃以下の温度まで冷却し、上記の組織を得ること
を特徴とする。あるいは溶体化処理後、平均冷却速度１
００℃／秒以上で５０〜１２０℃の温度まで冷却し、そ
のままその温度域で１〜４８時間保持し、又は室温まで
冷却後１０分以内に５０〜１２０℃の温度域で１〜４８
時間保持し、請求項１又は２に記載の組織を得ることを
特徴とする。
【００１０】
【発明の実施の形態】本発明に係る上記のアルミニウム
合金板において、粒界析出物サイズを２．０μｍ以下と
し、かつ粒界析出物サイズが０．５μｍ以上の析出物の
結晶粒界における数密度（粒界析出密度）が０．３／μ
ｍ２以下としたのは、この範囲内で著しく成形性が向上
し、例えば１８０゜曲げ等の厳しい成形条件にも耐える
ようになるためである。なお、本発明において粒界析出
物サイズとは、結晶粒界上の析出物の径を粒界に沿って
測定したときの大きさ（粒界に沿った長さ）であり、本
発明においては、結晶粒界上の析出物が全て２．０μｍ
以下となるように規定したものである。また、粒界析出
密度とは、粒界の単位面積当りに存在する析出物（０．
５μｍ以上の粒界析出物サイズのもの）の個数である。
合金板において、粒界析出物サイズを２．０μｍ以下と
し、かつ粒界析出物サイズが０．５μｍ以上の析出物の
結晶粒界における数密度（粒界析出密度）が０．３／μ
ｍ２以下としたのは、この範囲内で著しく成形性が向上
し、例えば１８０゜曲げ等の厳しい成形条件にも耐える
ようになるためである。なお、本発明において粒界析出
物サイズとは、結晶粒界上の析出物の径を粒界に沿って
測定したときの大きさ（粒界に沿った長さ）であり、本
発明においては、結晶粒界上の析出物が全て２．０μｍ
以下となるように規定したものである。また、粒界析出
密度とは、粒界の単位面積当りに存在する析出物（０．
５μｍ以上の粒界析出物サイズのもの）の個数である。
【００１１】続いて、本発明における化学成分の限定理
由について説明する。 Ｍｇ：Ｍｇは、焼き付け加熱時にＳｉと、Ｃｕ含有組成
ではさらにＣｕ、Ａｌと化合物相を形成して析出し、焼
き付け硬化性を付与する。一方で、これらの金属間化合
物はまた、鋳造時及び焼き入れ処理時に粗大な粒子とし
て晶出、析出し、成形性を低下させる要因ともなる。こ
れらの析出物の量及び形態はＭｇの添加量に依存し、Ｍ
ｇ量が０．２％未満では十分な焼き付け硬化性が得られ
ず、また、１．０％を越えて添加すると、鋳造時及び焼
き入れ処理時に粗大粒子として晶出、析出し、成形性が
低下する。よってＭｇ含有量は０．２〜１．０％とす
る。
由について説明する。 Ｍｇ：Ｍｇは、焼き付け加熱時にＳｉと、Ｃｕ含有組成
ではさらにＣｕ、Ａｌと化合物相を形成して析出し、焼
き付け硬化性を付与する。一方で、これらの金属間化合
物はまた、鋳造時及び焼き入れ処理時に粗大な粒子とし
て晶出、析出し、成形性を低下させる要因ともなる。こ
れらの析出物の量及び形態はＭｇの添加量に依存し、Ｍ
ｇ量が０．２％未満では十分な焼き付け硬化性が得られ
ず、また、１．０％を越えて添加すると、鋳造時及び焼
き入れ処理時に粗大粒子として晶出、析出し、成形性が
低下する。よってＭｇ含有量は０．２〜１．０％とす
る。
【００１２】Ｓｉ：Ｓｉは、焼き付け加熱時にＭｇと共
に化合物相を形成して析出し、焼き付け硬化性を付与す
る。Ｓｉはまた、鋳造時及び焼き入れ時に粗大な粒子と
して析出することで成形性に大きく影響する。この晶
出、析出状態は、Ｓｉの添加量に依存し、０．５％未満
では十分な焼き付け硬化性が得られず、また１．６％を
越えて添加すると鋳造時及び焼き入れ処理時に粗大粒子
として晶出、析出し、成形性が著しく低下する。よって
Ｓｉ含有量は０．５％〜１．６％とする。なお、焼き付
け加熱時の析出状態はＭｇとＳｉの含有量の比にも大き
く影響され、Ｍｇ／Ｓｉが１．２以上では析出が粗とな
り、強度への向上の効果が小さくなる。従って、Ｍｇ／
Ｓｉは１．２以下とする。
に化合物相を形成して析出し、焼き付け硬化性を付与す
る。Ｓｉはまた、鋳造時及び焼き入れ時に粗大な粒子と
して析出することで成形性に大きく影響する。この晶
出、析出状態は、Ｓｉの添加量に依存し、０．５％未満
では十分な焼き付け硬化性が得られず、また１．６％を
越えて添加すると鋳造時及び焼き入れ処理時に粗大粒子
として晶出、析出し、成形性が著しく低下する。よって
Ｓｉ含有量は０．５％〜１．６％とする。なお、焼き付
け加熱時の析出状態はＭｇとＳｉの含有量の比にも大き
く影響され、Ｍｇ／Ｓｉが１．２以上では析出が粗とな
り、強度への向上の効果が小さくなる。従って、Ｍｇ／
Ｓｉは１．２以下とする。
【００１３】Ｃｕ：Ｃｕは、焼き付け加熱時にＭｇ、Ａ
ｌと化合物相を形成して析出し、焼き付け硬化性を付与
すると共に、Ｔ４調質時の固溶状態において成形性を向
上させる。Ｃｕの添加量が０．０５％未満ではこれらの
効果が小さく、１．２％を越えるとこれらの効果が飽和
する。また、Ｃｕ添加量が増すと耐糸錆性が低下する。
従ってＣｕ添加量は０．０５〜１．２％とする。Ｆｅ、
Ｍｎ、Ｃｒ：これらの元素は均質化熱処理時に分散粒子
を形成し、結晶粒を微細にすることで成形性向上に寄与
する。しかし、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒが過剰に添加されると
粗大な化合物を形成し、成形性を低下させる。従ってＦ
ｅ、Ｍｎ、Ｃｒを添加する場合の添加量はいずれも０．
３％以下とする。
ｌと化合物相を形成して析出し、焼き付け硬化性を付与
すると共に、Ｔ４調質時の固溶状態において成形性を向
上させる。Ｃｕの添加量が０．０５％未満ではこれらの
効果が小さく、１．２％を越えるとこれらの効果が飽和
する。また、Ｃｕ添加量が増すと耐糸錆性が低下する。
従ってＣｕ添加量は０．０５〜１．２％とする。Ｆｅ、
Ｍｎ、Ｃｒ：これらの元素は均質化熱処理時に分散粒子
を形成し、結晶粒を微細にすることで成形性向上に寄与
する。しかし、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒが過剰に添加されると
粗大な化合物を形成し、成形性を低下させる。従ってＦ
ｅ、Ｍｎ、Ｃｒを添加する場合の添加量はいずれも０．
３％以下とする。
【００１４】Ｈ：水素含有量を０．２ｃｃ／１００ｇＡ
ｌ以下に制限することで、製造工程中にポロシティが発
生するのを抑え、優れた成形加工性を得ることができ、
例えば１８０゜曲げ等の厳しい成形条件にも耐えるよう
になる。なお、アルミニウム合金中のＨ含有量を低減す
る方法として、例えばアルミニウム合金の溶解時におい
て不活性ガスを流速５〜５０ｃｍ／秒で吹き込み、溶湯
から水素ガスとして除去する方法、ハロゲンガスを溶湯
中に吹き込みハロゲン化水素として除去する方法などが
ある。この場合、ガスの吹き込みは溶解炉よりも樋中で
行った方が水素ガスの除去効率が高く、ガスの吹き込み
位置も溶湯下部から吹き込んだ方が水素ガスの除去効率
が高い。製造工程中の加熱処理を真空焼鈍炉で行っても
効果が大きい。
ｌ以下に制限することで、製造工程中にポロシティが発
生するのを抑え、優れた成形加工性を得ることができ、
例えば１８０゜曲げ等の厳しい成形条件にも耐えるよう
になる。なお、アルミニウム合金中のＨ含有量を低減す
る方法として、例えばアルミニウム合金の溶解時におい
て不活性ガスを流速５〜５０ｃｍ／秒で吹き込み、溶湯
から水素ガスとして除去する方法、ハロゲンガスを溶湯
中に吹き込みハロゲン化水素として除去する方法などが
ある。この場合、ガスの吹き込みは溶解炉よりも樋中で
行った方が水素ガスの除去効率が高く、ガスの吹き込み
位置も溶湯下部から吹き込んだ方が水素ガスの除去効率
が高い。製造工程中の加熱処理を真空焼鈍炉で行っても
効果が大きい。
【００１５】次に本発明の製造条件について説明する。
本発明に係るアルミニウム合金は、溶解・鋳造後、均質
化熱処理を施した後、熱間圧延、冷間圧延を施して所望
の板厚とし、その後溶体化焼き入れ処理を行う。溶体化
処理は加熱速度が２００℃／分以下では加熱中に安定な
金属間化合物が析出し、その後の溶体化温度に保持する
過程で完全に固溶されず、成形性が低下する。従って加
熱速度は２００℃／分とする。また、溶体化温度が５０
０℃以下では固溶元素であるＭｇ、Ｓｉ、Ｃｕの溶体化
が不十分であり、５９０℃を越えると局部融解を起こし
て成形性が低下する。またこの温度範囲での保持時間が
１０秒以下では溶体化が不十分である。よって、溶体化
処理は５００〜５９０℃の温度範囲に１０秒以上の保持
を行うものとする。
本発明に係るアルミニウム合金は、溶解・鋳造後、均質
化熱処理を施した後、熱間圧延、冷間圧延を施して所望
の板厚とし、その後溶体化焼き入れ処理を行う。溶体化
処理は加熱速度が２００℃／分以下では加熱中に安定な
金属間化合物が析出し、その後の溶体化温度に保持する
過程で完全に固溶されず、成形性が低下する。従って加
熱速度は２００℃／分とする。また、溶体化温度が５０
０℃以下では固溶元素であるＭｇ、Ｓｉ、Ｃｕの溶体化
が不十分であり、５９０℃を越えると局部融解を起こし
て成形性が低下する。またこの温度範囲での保持時間が
１０秒以下では溶体化が不十分である。よって、溶体化
処理は５００〜５９０℃の温度範囲に１０秒以上の保持
を行うものとする。
【００１６】上記溶体化処理を行った後、焼き入れ処理
を行うが、良好な成形性を得るためには先に示したよう
に粒界析出物サイズが２．０μｍ以下であり、かつ粒界
析出密度が０．３／μｍ２以下である必要がある。焼き
入れ処理時の平均冷却速度が１００℃／秒未満である場
合には、冷却過程で粒界への析出及びその成長が進行
し、上記組織を得ることができない。よって、焼き入れ
処理は平均冷却速度１００℃／秒以上で行うものとす
る。より確実に上記の析出形態を得るためには、１２０
℃／秒以上で行うことが望ましい。
を行うが、良好な成形性を得るためには先に示したよう
に粒界析出物サイズが２．０μｍ以下であり、かつ粒界
析出密度が０．３／μｍ２以下である必要がある。焼き
入れ処理時の平均冷却速度が１００℃／秒未満である場
合には、冷却過程で粒界への析出及びその成長が進行
し、上記組織を得ることができない。よって、焼き入れ
処理は平均冷却速度１００℃／秒以上で行うものとす
る。より確実に上記の析出形態を得るためには、１２０
℃／秒以上で行うことが望ましい。
【００１７】上記焼き入れ処理を施した後、焼き付け硬
化時の析出の核をより多く形成し、焼き付け硬化性を高
めるために、高温保持を行ってもよいが、この温度は５
０℃以下ではその効果が小さく、１２０℃を越えると準
安定相が析出してＴ４強度が高くなり成形性が低下す
る。この保持時間が１時間以下では、その効果が小さ
く、４８時間を越えるとその効果が飽和すると共に、準
安定相が析出してＴ４強度が高くなり成形性が低下す
る。また、焼き入れ処理後室温まで冷却する場合には室
温での保持時間が１０分を越えると焼き付け硬化性を高
める効果が小さくなる。よって高温焼き入れ保持を行う
場合は、焼き入れ処理時に５０〜１００℃の温度まで冷
却し、そのままその温度範囲内に１〜４８時間保持する
か、又は室温まで冷却後１０分以内に５０〜１００℃の
温度域で１〜４８時間保持するものとする。
化時の析出の核をより多く形成し、焼き付け硬化性を高
めるために、高温保持を行ってもよいが、この温度は５
０℃以下ではその効果が小さく、１２０℃を越えると準
安定相が析出してＴ４強度が高くなり成形性が低下す
る。この保持時間が１時間以下では、その効果が小さ
く、４８時間を越えるとその効果が飽和すると共に、準
安定相が析出してＴ４強度が高くなり成形性が低下す
る。また、焼き入れ処理後室温まで冷却する場合には室
温での保持時間が１０分を越えると焼き付け硬化性を高
める効果が小さくなる。よって高温焼き入れ保持を行う
場合は、焼き入れ処理時に５０〜１００℃の温度まで冷
却し、そのままその温度範囲内に１〜４８時間保持する
か、又は室温まで冷却後１０分以内に５０〜１００℃の
温度域で１〜４８時間保持するものとする。
【００１８】なお、本発明では異方性を制御してより成
形性を高めるために、熱間圧延工程と冷間圧延工程の間
に中間焼鈍を行っても良い。この場合、上記効果を高め
るため及び最終溶体化処理の効果をより高めるために、
中間焼鈍処理を最終溶体化処理条件と同様に加熱速度２
００℃／分以上で４００〜５９０℃の温度に加熱し、こ
の温度域に１２０秒以下の時間保持した後、平均冷却速
度１００℃／秒以上で冷却行うことが望ましい。
形性を高めるために、熱間圧延工程と冷間圧延工程の間
に中間焼鈍を行っても良い。この場合、上記効果を高め
るため及び最終溶体化処理の効果をより高めるために、
中間焼鈍処理を最終溶体化処理条件と同様に加熱速度２
００℃／分以上で４００〜５９０℃の温度に加熱し、こ
の温度域に１２０秒以下の時間保持した後、平均冷却速
度１００℃／秒以上で冷却行うことが望ましい。
【００１９】
【実施例】（実施例１）表１に示す化学成分を有するア
ルミニウム合金を溶解、鋳造後、熱間圧延及び冷間圧延
を施して１．０ｍｍ厚とし、表２に示す条件によって溶
体化焼き入れ処理を行い、これを試験材として、粒界析
出物サイズ、粒界析出密度、引張特性、プレス成形性
（エリクセン値）、曲げ加工性（１８０゜曲げ性）、焼
付け硬化性を下記要領で測定した。その測定結果を表２
にあわせて示す。なお、試験材のＨ含有量はいずれも
０．１５〜０．２〜ｃｃ／１００ｇＡｌであった。
ルミニウム合金を溶解、鋳造後、熱間圧延及び冷間圧延
を施して１．０ｍｍ厚とし、表２に示す条件によって溶
体化焼き入れ処理を行い、これを試験材として、粒界析
出物サイズ、粒界析出密度、引張特性、プレス成形性
（エリクセン値）、曲げ加工性（１８０゜曲げ性）、焼
付け硬化性を下記要領で測定した。その測定結果を表２
にあわせて示す。なお、試験材のＨ含有量はいずれも
０．１５〜０．２〜ｃｃ／１００ｇＡｌであった。
【００２０】
【表１】
【００２１】
【表２】
【００２２】粒界析出物サイズは、透過型電子顕微鏡
（以下ＴＥＭ）を用いて結晶粒界面積１００μｍ２以上
（ＴＥＭ視野面積約４０００μｍ２）の範囲を視察し、
観察された粒界析出物の径を粒界に沿って測定し（粒界
析出物サイズ）、その大きさが最大のものを粒界析出物
最大サイズとした。また、粒界析出密度は、上記観察結
果より０．５μｍ以上のサイズの粒界析出物の数を測定
して算出した。引張特性は、ＪＩＳ−Ｚ２２４１に準拠
し、常温大気中でＪＩＳ５号試験片を用いて、ＬＴ方向
（圧延方向に対して９０°方向）に引張速度５ｍｍ／分
にて測定した。エリクセン値はＪＩＳＢ法で測定した。
１８０゜曲げ性は、ＪＩＳ−Ｚ２２４８に準拠して同板
厚の板を挟み、１８０゜曲げを行った後、曲げ部に割れ
が観測されたものを×、肌荒れが観察されたものを△、
割れ、肌荒れが全く観測されなかったものを○と評価し
た。焼き付け硬化性は、プレス成形及び焼き付け加熱担
当として２％の余歪みを加え、１７０℃×２０分の加熱
処理を施した後、上記と同様に引張試験を行って測定し
た。
（以下ＴＥＭ）を用いて結晶粒界面積１００μｍ２以上
（ＴＥＭ視野面積約４０００μｍ２）の範囲を視察し、
観察された粒界析出物の径を粒界に沿って測定し（粒界
析出物サイズ）、その大きさが最大のものを粒界析出物
最大サイズとした。また、粒界析出密度は、上記観察結
果より０．５μｍ以上のサイズの粒界析出物の数を測定
して算出した。引張特性は、ＪＩＳ−Ｚ２２４１に準拠
し、常温大気中でＪＩＳ５号試験片を用いて、ＬＴ方向
（圧延方向に対して９０°方向）に引張速度５ｍｍ／分
にて測定した。エリクセン値はＪＩＳＢ法で測定した。
１８０゜曲げ性は、ＪＩＳ−Ｚ２２４８に準拠して同板
厚の板を挟み、１８０゜曲げを行った後、曲げ部に割れ
が観測されたものを×、肌荒れが観察されたものを△、
割れ、肌荒れが全く観測されなかったものを○と評価し
た。焼き付け硬化性は、プレス成形及び焼き付け加熱担
当として２％の余歪みを加え、１７０℃×２０分の加熱
処理を施した後、上記と同様に引張試験を行って測定し
た。
【００２３】表２に示されるように、本発明例はいずれ
もプレス加工性（エリクセン値）と曲げ加工性（１８０
゜曲げ性）に優れ、焼き付け硬化性にも優れている。し
かし、本発明の要件を満たさない比較例は、１又は２以
上の特性が劣っている。特に、粒界析出物サイズと粒界
析出密度のいずれか一方又は双方が本発明の規定を満た
さないものは、プレス加工性と曲げ加工性の両方の特性
が劣る。
もプレス加工性（エリクセン値）と曲げ加工性（１８０
゜曲げ性）に優れ、焼き付け硬化性にも優れている。し
かし、本発明の要件を満たさない比較例は、１又は２以
上の特性が劣っている。特に、粒界析出物サイズと粒界
析出密度のいずれか一方又は双方が本発明の規定を満た
さないものは、プレス加工性と曲げ加工性の両方の特性
が劣る。
【００２４】（実施例２）表１に示すＮｏ．２及びＮ
ｏ．６合金について、実施例１の溶体化焼入れ処理の代
わりに、表３に示す条件で溶体化焼入れ処理及び高温保
持を行い、これを試験材として、実施例１と同様の測定
を行った。その結果を表３にあわせて示す。
ｏ．６合金について、実施例１の溶体化焼入れ処理の代
わりに、表３に示す条件で溶体化焼入れ処理及び高温保
持を行い、これを試験材として、実施例１と同様の測定
を行った。その結果を表３にあわせて示す。
【００２５】
【表３】
【００２６】表３に示されるように、表２の本発明例と
比較しても顕著に高い焼き付け硬化性が得られる。一
方、比較例に示した条件にて焼き入れ処理および高温保
持を行ったものでは、十分な焼き付け硬化性および成形
性が得られない。
比較しても顕著に高い焼き付け硬化性が得られる。一
方、比較例に示した条件にて焼き入れ処理および高温保
持を行ったものでは、十分な焼き付け硬化性および成形
性が得られない。
【００２７】
【発明の効果】本発明によれば、例えば自動車等のパネ
ル材に適する、優れた成形性及び焼き付け硬化性を有す
るＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板を提供することができる。
ル材に適する、優れた成形性及び焼き付け硬化性を有す
るＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板を提供することができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０Ｋ ６３０Ａ ６８６ ６８６Ａ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９１Ａ ６９２ ６９２Ａ ６９３ ６９３Ａ ６９３Ｂ
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で（以下、同じ）、Ｍｇ：０．２
〜１．０％、Ｓｉ：０．５〜１．６％をＭｇ／Ｓｉが
１．２以下の割合で含有し、さらにＦｅ：０．３％以
下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｃｒ：０．３％以下のうちか
ら少なくとも１種以上を含有し、残部がＡｌ及び不可避
的不純物からなるアルミニウム合金であって、結晶粒界
上の析出物の径を粒界に沿って測定したときの大きさ
（以下、粒界析出物サイズという）が２．０μｍ以下で
あり、かつ粒界析出物サイズが０．５μｍ以上の析出物
の結晶粒界における数密度（以下、粒界析出密度とい
う）が０．３／μｍ２以下であることを特徴とする成形
性及び焼き付け硬化性に優れるアルミニウム合金板。 - 【請求項２】 Ｍｇ：０．２〜１．０％、Ｓｉ：０．５
〜１．６％をＭｇ／Ｓｉが１．２以下の割合で含有し、
かつＣｕ：０．０５〜１．２％を含有し、さらにＦｅ：
０．３％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｃｒ：０．３％以
下のうちから少なくとも１種以上を含有し、残部がＡｌ
及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金であっ
て、粒界析出物サイズが２．０μｍ以下であり、かつ粒
界析出密度が０．３／μｍ２以下であることを特徴とす
る成形性及び焼き付け硬化性に優れるアルミニウム合金
板 - 【請求項３】 請求項１又は２に記載の成分を有するア
ルミニウム合金を溶解鋳造後、均質化熱処理し、次いで
熱間圧延後、冷間圧延を施して所望の板厚とした後、加
熱速度２００℃／分以上で５００〜５９０℃の温度に加
熱し、この温度域に１０秒以上の時間保持する溶体化処
理を施した後、平均冷却速度１００℃／秒以上で１２０
℃以下の温度まで冷却し、請求項１又は２に記載の組織
を得ることを特徴とする、成形性及び焼き付け硬化性に
優れるアルミニウム合金板の製造方法。 - 【請求項４】 請求項１又は２に記載の成分を有するア
ルミニウム合金を溶解鋳造後、均質化熱処理し、次いで
熱間圧延後、冷間圧延を施して所望の板厚とした後、加
熱速度２００℃／分以上で５００〜５９０℃の温度に加
熱し、この温度域に１０秒以上の時間保持する溶体化処
理を施した後、平均冷却速度１００℃／秒以上で５０〜
１２０℃の温度まで冷却し、そのまま又は室温まで冷却
後１０分以内に５０〜１２０℃の温度域で１〜４８時間
保持し、請求項１又は２に記載の組織を得ることを特徴
とする、成形性及び焼き付け硬化性に優れるアルミニウ
ム合金板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16457998A JPH11350058A (ja) | 1998-06-12 | 1998-06-12 | 成形性及び焼き付け硬化性に優れるアルミニウム合金板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16457998A JPH11350058A (ja) | 1998-06-12 | 1998-06-12 | 成形性及び焼き付け硬化性に優れるアルミニウム合金板及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11350058A true JPH11350058A (ja) | 1999-12-21 |
Family
ID=15795862
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16457998A Pending JPH11350058A (ja) | 1998-06-12 | 1998-06-12 | 成形性及び焼き付け硬化性に優れるアルミニウム合金板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11350058A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003105473A (ja) * | 2001-09-28 | 2003-04-09 | Furukawa Electric Co Ltd:The | 曲げ加工性と絞り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 |
| JP2004527658A (ja) * | 2001-05-03 | 2004-09-09 | アルキャン・インターナショナル・リミテッド | 曲げ特性を改善したアルミニウム合金シートを製造する方法及びその製造方法により製造されたアルミニウム合金シート |
| JP2006205244A (ja) * | 2005-01-31 | 2006-08-10 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 温間成形加工品及びその製造方法 |
| JP2008266684A (ja) * | 2007-04-17 | 2008-11-06 | Kobe Steel Ltd | 温間成形用アルミニウム合金板および温間成形方法 |
| JP2009148822A (ja) * | 2007-11-27 | 2009-07-09 | Nippon Steel Corp | 高強度アルミニウム合金板の温間プレス成形方法 |
| JP2013185198A (ja) * | 2012-03-07 | 2013-09-19 | Kobe Steel Ltd | 自動車のフードインナパネル用アルミニウム合金板 |
| US10646914B2 (en) | 2018-01-12 | 2020-05-12 | Accuride Corporation | Aluminum alloys for applications such as wheels and methods of manufacture |
| JP2020537039A (ja) * | 2017-10-23 | 2020-12-17 | ノベリス・インコーポレイテッドＮｏｖｅｌｉｓ Ｉｎｃ． | 高強度で高度に成形可能なアルミニウム合金およびその作製方法 |
-
1998
- 1998-06-12 JP JP16457998A patent/JPH11350058A/ja active Pending
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004527658A (ja) * | 2001-05-03 | 2004-09-09 | アルキャン・インターナショナル・リミテッド | 曲げ特性を改善したアルミニウム合金シートを製造する方法及びその製造方法により製造されたアルミニウム合金シート |
| JP2003105473A (ja) * | 2001-09-28 | 2003-04-09 | Furukawa Electric Co Ltd:The | 曲げ加工性と絞り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 |
| JP2006205244A (ja) * | 2005-01-31 | 2006-08-10 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 温間成形加工品及びその製造方法 |
| JP2008266684A (ja) * | 2007-04-17 | 2008-11-06 | Kobe Steel Ltd | 温間成形用アルミニウム合金板および温間成形方法 |
| JP2009148822A (ja) * | 2007-11-27 | 2009-07-09 | Nippon Steel Corp | 高強度アルミニウム合金板の温間プレス成形方法 |
| JP2013185198A (ja) * | 2012-03-07 | 2013-09-19 | Kobe Steel Ltd | 自動車のフードインナパネル用アルミニウム合金板 |
| CN104674077A (zh) * | 2012-03-07 | 2015-06-03 | 株式会社神户制钢所 | 汽车发动机罩内面板用铝合金板的制造方法以及铝合金板 |
| JP2020537039A (ja) * | 2017-10-23 | 2020-12-17 | ノベリス・インコーポレイテッドＮｏｖｅｌｉｓ Ｉｎｃ． | 高強度で高度に成形可能なアルミニウム合金およびその作製方法 |
| JP2022172234A (ja) * | 2017-10-23 | 2022-11-15 | ノベリス・インコーポレイテッド | 高強度で高度に成形可能なアルミニウム合金およびその作製方法 |
| US10646914B2 (en) | 2018-01-12 | 2020-05-12 | Accuride Corporation | Aluminum alloys for applications such as wheels and methods of manufacture |
| US11420249B2 (en) | 2018-01-12 | 2022-08-23 | Accuride Corporation | Aluminum wheels and methods of manufacture |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4577218B2 (ja) | ベークハード性およびヘム加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金板の製造方法 | |
| JP5918158B2 (ja) | 室温時効後の特性に優れたアルミニウム合金板 | |
| EP0480402B1 (en) | Process for manufacturing aluminium alloy material with excellent formability, shape fixability and bake hardenability | |
| WO2016031937A1 (ja) | 成形用アルミニウム合金板 | |
| JPH10219382A (ja) | 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 | |
| JP4229307B2 (ja) | 耐応力腐食割れ性に優れた航空機ストリンガー用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| WO2016031938A1 (ja) | アルミニウム合金板 | |
| JP2008190022A (ja) | Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金熱延上り板およびその製造法 | |
| JPH11350058A (ja) | 成形性及び焼き付け硬化性に優れるアルミニウム合金板及びその製造方法 | |
| JP2001032031A (ja) | 耐応力腐食割れ性に優れた構造材用アルミニウム合金板 | |
| JPH06340940A (ja) | プレス成形性、焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板及びその製造方法 | |
| JP2004027253A (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP3210419B2 (ja) | フランジ成形性に優れたｄｉ缶用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP3226259B2 (ja) | 成形性、焼き付け硬化性及び耐食性に優れるアルミニウム合金板及びその製造方法 | |
| JP2856936B2 (ja) | 強度・延性バランス及び焼付硬化性に優れたプレス成形用アルミニウム合金板、並びにその製造方法 | |
| JPH10259464A (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 | |
| JPH073409A (ja) | Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出ビレットの熱処理法 | |
| JPH07166285A (ja) | 焼付硬化型Ａｌ合金板及びその製造方法 | |
| JPH0860283A (ja) | Ｄｉ缶胴用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP2001003129A (ja) | 耐食性に優れた輸送機用アルミニウム合金板 | |
| JPH05279820A (ja) | 成形性に優れるアルミニウム合金板材の製造方法 | |
| JP2858069B2 (ja) | 耐応力腐食割れ性高強度アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP4771791B2 (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 | |
| JPH09176805A (ja) | アルミニウムフィン材の製造方法 | |
| JPH0941062A (ja) | 経時変化の小さい焼付け硬化性に優れる自動車ボディーシート用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板材とその製造方法 |