JPH0247234A - 室温時効硬化性を抑制した高強度成形用アルミニウム合金とその製造方法 - Google Patents
室温時効硬化性を抑制した高強度成形用アルミニウム合金とその製造方法Info
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- JPH0247234A JPH0247234A JP19717488A JP19717488A JPH0247234A JP H0247234 A JPH0247234 A JP H0247234A JP 19717488 A JP19717488 A JP 19717488A JP 19717488 A JP19717488 A JP 19717488A JP H0247234 A JPH0247234 A JP H0247234A
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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】
［産業上の利用分野］
この発明は、成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ−Ｚｎ系
合金とその製造方法に関するもので、特に室温時効硬化
を抑制し、かつ、焼付は塗装後の強度低下を防止したア
ルミニウム合金とその製造方法に関するものである。
合金とその製造方法に関するもので、特に室温時効硬化
を抑制し、かつ、焼付は塗装後の強度低下を防止したア
ルミニウム合金とその製造方法に関するものである。
［従来の技術］
自動車車体材料は、従来軟鋼板が多用されているが、車
体の軽量化のためにアルミニウム合金板が使用されるよ
うになった。このアルミニウム合金としては、５１８２
、Ｘ５０８５等の非熱処理型合金や、ＡＵ２Ｇ、２０３
６．２００２．６００９．６０１０等の熱処理型の合金
が実用化されている。これらの合金の強度は、従来の自
動車用に使用されている冷延鋼板とほぼ同程度であるが
、プレス成形性については劣るという欠点があり、これ
までこの欠点を解消するため種々の提案がなされている
。強度と成形性を兼備したＡ Ｉ −Ｍｇ−Ｃｕ−Ｚｎ
系合金およびこれにＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、およびＶを含有
させた（特公昭５Ｂ−３１８５８号、特公昭５Ｂ−３ｉ
８８０号）、強度と成形性および曲げ加工性を改善した
ものとして、Ａｌ −Ｍｇ−Ｃｕ−Ｚｎ系にＢｅを含有
させた合金（特公昭８０−５０８５４号）さらに、上記
性能の外にストレッチャーストレインマークの発生を防
止したものとして（特願昭６ｌ−ＩＨ５１９号）が提案
されている。
体の軽量化のためにアルミニウム合金板が使用されるよ
うになった。このアルミニウム合金としては、５１８２
、Ｘ５０８５等の非熱処理型合金や、ＡＵ２Ｇ、２０３
６．２００２．６００９．６０１０等の熱処理型の合金
が実用化されている。これらの合金の強度は、従来の自
動車用に使用されている冷延鋼板とほぼ同程度であるが
、プレス成形性については劣るという欠点があり、これ
までこの欠点を解消するため種々の提案がなされている
。強度と成形性を兼備したＡ Ｉ −Ｍｇ−Ｃｕ−Ｚｎ
系合金およびこれにＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、およびＶを含有
させた（特公昭５Ｂ−３１８５８号、特公昭５Ｂ−３ｉ
８８０号）、強度と成形性および曲げ加工性を改善した
ものとして、Ａｌ −Ｍｇ−Ｃｕ−Ｚｎ系にＢｅを含有
させた合金（特公昭８０−５０８５４号）さらに、上記
性能の外にストレッチャーストレインマークの発生を防
止したものとして（特願昭６ｌ−ＩＨ５１９号）が提案
されている。
［発明が解決しようとする課題］
しかし、これらは成形性が優れているというものの、い
ずれもＺｎＳＣｕを含有させて時効硬化によって強度を
高めたものであり、プレス成形加工前には室温時効硬化
によって出荷時よりも強度が高くなっており、成形性は
相対的に悪くなっていることは否定きない。近年、プレ
ス成形の条件は、かなり苛酷なものとなっており、従来
に増してプレス成形性の良好な板材が要求されるように
なった。
ずれもＺｎＳＣｕを含有させて時効硬化によって強度を
高めたものであり、プレス成形加工前には室温時効硬化
によって出荷時よりも強度が高くなっており、成形性は
相対的に悪くなっていることは否定きない。近年、プレ
ス成形の条件は、かなり苛酷なものとなっており、従来
に増してプレス成形性の良好な板材が要求されるように
なった。
そこで本発明の目的は、プレス成形前には強度が低く、
プレス成形後の塗装焼付けによっても強度が低下しない
ような材料を提供するものである。
プレス成形後の塗装焼付けによっても強度が低下しない
ような材料を提供するものである。
［課題を解決するための手段］
上記目的を達成するためのこの発明の構成を要約すると
、重量基準でＭｇ：４〜６％、Ｃｕ：０．２〜１．２％
、 Ｍｇ＋５Ｃｕ：く１０％、Ｚｎ ： ０．０４〜
０．５０％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、 Ｂｅ：０．０００１〜０．０１００％を含有し、残部は
Ａｌと不可避不純物とからなる、室温時効硬化性を抑制
した高強度成形用アルミニウム合金、または、この合金
の成分しとて更に、Ｍ ｎ ％ Ｃｒ ＳＺ ｒ ｓ
Ｖのうち、いずれか１種以上を各０６０２〜０．２０％
含有する上記アルミニウム合金、ならびに、上記何れか
の金属組成を有するアルミニウム合金を４００〜５５０
℃で２〜４８時間の一段またはた多段の均質化処理を行
った後、熱間加工前に溶体化処理を行い、または行わず
、４４０℃以下の析出温度域で熱間加工を行い、その後
、所定の板厚まで冷間加工し、４８０〜５５０℃に急冷
した後、ローラー矯正またはスキンパス圧延等の弱加工
を行うストレッチャーストレインマークの発生の防止と
、室温時効硬化性を抑制した高強度成形用アルミニウム
合金の製造方法である。
、重量基準でＭｇ：４〜６％、Ｃｕ：０．２〜１．２％
、 Ｍｇ＋５Ｃｕ：く１０％、Ｚｎ ： ０．０４〜
０．５０％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、 Ｂｅ：０．０００１〜０．０１００％を含有し、残部は
Ａｌと不可避不純物とからなる、室温時効硬化性を抑制
した高強度成形用アルミニウム合金、または、この合金
の成分しとて更に、Ｍ ｎ ％ Ｃｒ ＳＺ ｒ ｓ
Ｖのうち、いずれか１種以上を各０６０２〜０．２０％
含有する上記アルミニウム合金、ならびに、上記何れか
の金属組成を有するアルミニウム合金を４００〜５５０
℃で２〜４８時間の一段またはた多段の均質化処理を行
った後、熱間加工前に溶体化処理を行い、または行わず
、４４０℃以下の析出温度域で熱間加工を行い、その後
、所定の板厚まで冷間加工し、４８０〜５５０℃に急冷
した後、ローラー矯正またはスキンパス圧延等の弱加工
を行うストレッチャーストレインマークの発生の防止と
、室温時効硬化性を抑制した高強度成形用アルミニウム
合金の製造方法である。
つぎにこれらの合金成分を限定した理由を述べる。
Ｍｇ；Ｍｇは主として強度と延性を高めるために不可欠
な元素であり、４〜６％の範囲とする。４％未満では強
度と成形性が十分でなく、６％を越えると熱間加工性が
悪くなり、圧延割れなどを生じ易くなる。
な元素であり、４〜６％の範囲とする。４％未満では強
度と成形性が十分でなく、６％を越えると熱間加工性が
悪くなり、圧延割れなどを生じ易くなる。
Ｃｕ；Ｃｕは時硬性を与え、強度を増加させ、特に塗装
焼付は後の強度の向上とストレッチャーストレインマー
クの発生を抑制させる元素であり、０．２〜１．２％の
範囲とする。０，２％未満ではその効果が少なく、１．
２％を越えると強度は著しく高くなるが、熱間加工性お
よび成形性に問題が生じ、また、素材の耐食性を低下さ
せる原因となる。
焼付は後の強度の向上とストレッチャーストレインマー
クの発生を抑制させる元素であり、０．２〜１．２％の
範囲とする。０，２％未満ではその効果が少なく、１．
２％を越えると強度は著しく高くなるが、熱間加工性お
よび成形性に問題が生じ、また、素材の耐食性を低下さ
せる原因となる。
Ｍ ｇ ＋ ５ Ｃｕ ； Ｍ ｇ ＋ ５ Ｃｕが１
０％以上となると、熱間加工割れが発生しやすくなる。
０％以上となると、熱間加工割れが発生しやすくなる。
Ｚｎ；Ｚｎは熱間加工性を改良し、強度向上とストレッ
チャーストレインマークの発生を防止する元素であり、
これを０．０４〜０．５０％の範囲とする。このように
微量含有させることにより、室温時効硬化を抑制し、約
半年後においても時効硬化が起らない範囲とした。０．
０４％未満では、Ｃｕを０．２％含有したとしても焼付
は塗装後の強度低下が起り、０．５％を越えると室温時
効硬化がし品くなり、成形性に問題が生じる。
チャーストレインマークの発生を防止する元素であり、
これを０．０４〜０．５０％の範囲とする。このように
微量含有させることにより、室温時効硬化を抑制し、約
半年後においても時効硬化が起らない範囲とした。０．
０４％未満では、Ｃｕを０．２％含有したとしても焼付
は塗装後の強度低下が起り、０．５％を越えると室温時
効硬化がし品くなり、成形性に問題が生じる。
Ｔｉ ；Ｔｉは鋳塊の結晶粒の微細化に効果があり、０
．０１〜０．０５％とする。
．０１〜０．０５％とする。
０．０１％未満ではその効果が少なく、０．０５％を越
えると巨大な晶出物を生ずるので好ましくない。
えると巨大な晶出物を生ずるので好ましくない。
Ｂｅ；Ｂｅは溶解鋳造時の溶湯の酸化防止に効果があり
、特に、Ｍｇ含有量が高くなるほど必要不可欠である。
、特に、Ｍｇ含有量が高くなるほど必要不可欠である。
０．０００１％未満ではその効果が少なく、０．０１０
０％を越えるとその毒性が問題になる。
０％を越えるとその毒性が問題になる。
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ；
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚ ｒ、Ｖは必要により含有させるもので
、再結晶粒の微細化と強度向上に有効であり、０．０２
〜０．２％の範囲とする。しかし、いずれも０，０２％
未満ではこれらの効果がなく、０６２％を越えると再結
晶が微細化しすぎてストレッチャーストレインマークが
発生し品くなる。また、巨大な金属間化合物を生じる欠
点がある。
、再結晶粒の微細化と強度向上に有効であり、０．０２
〜０．２％の範囲とする。しかし、いずれも０，０２％
未満ではこれらの効果がなく、０６２％を越えると再結
晶が微細化しすぎてストレッチャーストレインマークが
発生し品くなる。また、巨大な金属間化合物を生じる欠
点がある。
つぎにこれらの製造条件を限定した理由について述べる
。
。
（１）鋳塊の均質化処理；
鋳塊の均質化処理は、鋳造時に偏析しやす１ｉ’Ｍｇ１
Ｃｕ、Ｚｎを均質にする効果と、再結晶微細化のためＭ
ｎ、Ｃｒ５Ｚｒ、Ｖ等の遷移元素を十分に析出させる効
果がある。このために、４００〜５００℃で２〜４８時
間加熱保持する。これらの効果を十分発揮させるために
は、多段の熱処理を行うこともある。加熱温度が、４０
０℃未満では鋳塊の均質化の効果が少なく、５５０℃を
越えると鋳塊の表面がが酸化され易く、また、偏析相の
一部が共晶融解する可能性がある。また、２時間以下で
は鋳塊の均質化の効果が少なく、４８時間以上では均質
化の効果が飽和し、工業上意味がない。
Ｃｕ、Ｚｎを均質にする効果と、再結晶微細化のためＭ
ｎ、Ｃｒ５Ｚｒ、Ｖ等の遷移元素を十分に析出させる効
果がある。このために、４００〜５００℃で２〜４８時
間加熱保持する。これらの効果を十分発揮させるために
は、多段の熱処理を行うこともある。加熱温度が、４０
０℃未満では鋳塊の均質化の効果が少なく、５５０℃を
越えると鋳塊の表面がが酸化され易く、また、偏析相の
一部が共晶融解する可能性がある。また、２時間以下で
は鋳塊の均質化の効果が少なく、４８時間以上では均質
化の効果が飽和し、工業上意味がない。
（２）溶体化処理：
溶体化処理は、均質化処理後熱間圧延前の加熱時に行う
もので、後述する理由で行わなくともよい。鋳塊の均質
化処理と熱間圧延前の加熱は通常別々に行われる。均質
化処理後冷却時にＡ Ｉ −Ｍ ｇ −Ｃｕ系化合物（
Ｓ相）が析出することが多く、これらの析出物は、通常
粒界に析出し易く、圧延時に熱間割れの原因となり易い
。また、析出物が粗大であると、最終の溶体化処理で溶
体化しに＜＜、強度が低下する原因となる。このため均
質化処理後冷却中に析出した化合物を再固溶させる目的
で、４５０℃以上の溶体化処理温度にまで加熱するのが
好ましい。４５０℃未満ではこの効果が得られず、また
、５５０℃を越えると共晶融解が起るので好ましくない
。また、溶体化処理を行わなくとも圧延温度が低ければ
、圧延することが可能である。但し、この場合には、Ｓ
相が一部析出しているため最終溶体化処理での保持時間
を長くすることが好ましい。
もので、後述する理由で行わなくともよい。鋳塊の均質
化処理と熱間圧延前の加熱は通常別々に行われる。均質
化処理後冷却時にＡ Ｉ −Ｍ ｇ −Ｃｕ系化合物（
Ｓ相）が析出することが多く、これらの析出物は、通常
粒界に析出し易く、圧延時に熱間割れの原因となり易い
。また、析出物が粗大であると、最終の溶体化処理で溶
体化しに＜＜、強度が低下する原因となる。このため均
質化処理後冷却中に析出した化合物を再固溶させる目的
で、４５０℃以上の溶体化処理温度にまで加熱するのが
好ましい。４５０℃未満ではこの効果が得られず、また
、５５０℃を越えると共晶融解が起るので好ましくない
。また、溶体化処理を行わなくとも圧延温度が低ければ
、圧延することが可能である。但し、この場合には、Ｓ
相が一部析出しているため最終溶体化処理での保持時間
を長くすることが好ましい。
（３）圧延温度；
前記溶体化処理後、４４０℃以下まで冷却し、Ｓ相の析
出する温度範囲で熱間加工を開始する。４４０℃を越え
た温度で圧延すると再結晶し易く、圧延速度が速くなる
と粒界析出をともない熱間割れの原因となり易い。この
ため熱間加工温度を４４０℃以下とする必要がある。
出する温度範囲で熱間加工を開始する。４４０℃を越え
た温度で圧延すると再結晶し易く、圧延速度が速くなる
と粒界析出をともない熱間割れの原因となり易い。この
ため熱間加工温度を４４０℃以下とする必要がある。
２００℃以下となると変型抵抗が高くなるので好ましく
ない。
ない。
（４）最終調質；
最終調質は、工業的には連続焼鈍加熱炉を用いて溶体化
焼入処理をする。この場合、般に高温短時間であること
が多い。このため４８０〜５５０℃の温度にまで加熱し
て短時間熱処理して焼入する。加熱温度が、４８０℃未
満では再結晶しに＜ ＜ 、５５０℃を越えると共晶融
解を生じ易いため、好ましくない。
焼入処理をする。この場合、般に高温短時間であること
が多い。このため４８０〜５５０℃の温度にまで加熱し
て短時間熱処理して焼入する。加熱温度が、４８０℃未
満では再結晶しに＜ ＜ 、５５０℃を越えると共晶融
解を生じ易いため、好ましくない。
（５）冷間弱加工；
焼入れ後は、ストレッチャーストレインマークを防！ト
するために、ローラーレベリングかスキンパス圧延の弱
加工を行う。
するために、ローラーレベリングかスキンパス圧延の弱
加工を行う。
［実施例］
以下、実施例によって本発明を説明する。
実施例１
下記第１表に示す成分の合金を通常の溶製法で造塊した
。均質化処理は４２０℃で２時間保持と５００℃８時間
保持した後、炉冷した。なお、Ｚｒを添加したＮｏ、５
．８，９，１０，１１゜２１は、さらに５５０℃で２４
時間の均質化処理を追加した。熱間加工前に５００℃で
１時間の再加熱した後、４２０℃まで空冷して、溶体処
理した後熱間加工を開始した。その後冷間圧延工程を経
て厚さＩＩＩＩＩＲの板とした。最終溶体化処理は、ソ
ルトバス中で５４０℃で３０秒間保持後、ファン冷却し
た。その後１％のスキンパンを付加して引張試験を行い
、０．２％耐力の測定と、圧延方向に引張試験した途中
の伸びが３２６となった時点の表面状態（肌荒れ、スト
レッチャーストレインマークの有無）を調べた。また、
３ケ月間室温で放置した後の室温時効硬化性、および塗
装焼付けに相当する１７０℃で３０分間の加熱をした時
の時効硬化性を、引張試験の０．２％耐力の変化で調べ
た。室温時効硬化性と塗装焼付は硬化性とは、スキンパ
ス圧延した後の耐力値を基準にその増減を＋、−で示し
、これらの結果を第１表に示す。熱間圧延で割れが発生
したものは、その後の試験を中断した。
。均質化処理は４２０℃で２時間保持と５００℃８時間
保持した後、炉冷した。なお、Ｚｒを添加したＮｏ、５
．８，９，１０，１１゜２１は、さらに５５０℃で２４
時間の均質化処理を追加した。熱間加工前に５００℃で
１時間の再加熱した後、４２０℃まで空冷して、溶体処
理した後熱間加工を開始した。その後冷間圧延工程を経
て厚さＩＩＩＩＩＲの板とした。最終溶体化処理は、ソ
ルトバス中で５４０℃で３０秒間保持後、ファン冷却し
た。その後１％のスキンパンを付加して引張試験を行い
、０．２％耐力の測定と、圧延方向に引張試験した途中
の伸びが３２６となった時点の表面状態（肌荒れ、スト
レッチャーストレインマークの有無）を調べた。また、
３ケ月間室温で放置した後の室温時効硬化性、および塗
装焼付けに相当する１７０℃で３０分間の加熱をした時
の時効硬化性を、引張試験の０．２％耐力の変化で調べ
た。室温時効硬化性と塗装焼付は硬化性とは、スキンパ
ス圧延した後の耐力値を基準にその増減を＋、−で示し
、これらの結果を第１表に示す。熱間圧延で割れが発生
したものは、その後の試験を中断した。
評価として、熱間加工が可能で、引張試験した途中の伸
びが３％となった時点の表面に肌荒れや、ストレッチャ
ーストレインマークの発生がなく、スキンパス後３ケ月
後の耐力変化が０．５ｋｇ／ｍｍ２以下であり、スキン
パス後１７０℃３０分間の加熱後の耐力の増加が１．０
ｋ ｇ ／ ｍ ｍ２以上であるものを、本発明とした
。
びが３％となった時点の表面に肌荒れや、ストレッチャ
ーストレインマークの発生がなく、スキンパス後３ケ月
後の耐力変化が０．５ｋｇ／ｍｍ２以下であり、スキン
パス後１７０℃３０分間の加熱後の耐力の増加が１．０
ｋ ｇ ／ ｍ ｍ２以上であるものを、本発明とした
。
Ｎα１４は、Ｚｎが高く、スキンパス後３ケ月後の耐力
の変化が１．６ｋｇ／ｍｍ’と高くなっている。
の変化が１．６ｋｇ／ｍｍ’と高くなっている。
Ｎｏ、 １５は、Ｃｕ； Ｚｎが添加されていないの
で、引張試験した途中の伸びが３％となった時点の表面
に結晶粒粗大化による肌荒れが発生し、表面状況が悪い
。
で、引張試験した途中の伸びが３％となった時点の表面
に結晶粒粗大化による肌荒れが発生し、表面状況が悪い
。
Ｎｏ、１６は、ＣｕおよびＭ ｇ ＋ ５ Ｃｕが高く
、Ｎｏ、 １７は、ＭｇおよびＭ ｇ ＋ ５ Ｃｕが
高く、Ｎｏ、 １８は、Ｍｇ、ＣｕおよびＭ ｇ ＋
５ Ｃｕが高く、いずれも熱間圧延割れか発生し、試験
を中断した。
、Ｎｏ、 １７は、ＭｇおよびＭ ｇ ＋ ５ Ｃｕが
高く、Ｎｏ、 １８は、Ｍｇ、ＣｕおよびＭ ｇ ＋
５ Ｃｕが高く、いずれも熱間圧延割れか発生し、試験
を中断した。
Ｎｏ、 １９はＭｎが高（、Ｎｏ、 ２０はＣｒが高く
、いずれも引張試験した途中の伸びが３９６となった時
点の表面に、ストレッチャーストレインマークによる肌
荒れが発生し、表面状況が悪い。
、いずれも引張試験した途中の伸びが３９６となった時
点の表面に、ストレッチャーストレインマークによる肌
荒れが発生し、表面状況が悪い。
Ｎ（Ｌ２１はＺｒが高（、Ｎｏ、２２は■が高く、いず
れも均質化処理により晶出物が粗大化して圧延が不可能
となり、試験を中断した。
れも均質化処理により晶出物が粗大化して圧延が不可能
となり、試験を中断した。
Ｎｏ、 ２３は、Ｃｕが低く、スキンパス後【７０°Ｃ
で３０分間の加熱で耐力の増加が少ない。
で３０分間の加熱で耐力の増加が少ない。
Ｎｏ、 ２４は、Ｍｇ＋５ＣＬＪ、、が１０．５９６と
高く、圧延割れを生じる。
高く、圧延割れを生じる。
Ｎα２５は、Ｔｉが添加されていないので、鋳造組成が
緻密化されず圧延割れか生じる。
緻密化されず圧延割れか生じる。
Ｎｏ、 ２６は、ＴｉおよびＢｅが添加されないので、
鋳塊の鋳肌が悪く、かつ、鋳造組織が緻密化されず圧延
割れが生じる。
鋳塊の鋳肌が悪く、かつ、鋳造組織が緻密化されず圧延
割れが生じる。
実施例２
第１表に示す材料の一部を用い、均質化処理、溶体化処
理、熱間圧延、冷間圧延、最終溶体化処理および弱加工
の条件を種々変えた製造を行い、第１表と同様な試験を
行った結果を第２表に示した。
理、熱間圧延、冷間圧延、最終溶体化処理および弱加工
の条件を種々変えた製造を行い、第１表と同様な試験を
行った結果を第２表に示した。
Ｎα３１からＮα３８までは、本発明の範囲であり、熱
間加１−が可能で、引張試験をして途中の伸びが３％と
なった時点の表面に肌荒れや、ストレッチャーストレイ
ンマークの発生がなく、スキンパス後３ケ月の耐力の変
化が ０．５ｋ ｇ ／ ｍ ｍ ’以下であり、スキ
ンパス後１７０℃３０分間加熱後の耐力の増加が１．０
ｋｇ／ｍｍ’以上であり、評価範囲内である。
間加１−が可能で、引張試験をして途中の伸びが３％と
なった時点の表面に肌荒れや、ストレッチャーストレイ
ンマークの発生がなく、スキンパス後３ケ月の耐力の変
化が ０．５ｋ ｇ ／ ｍ ｍ ’以下であり、スキ
ンパス後１７０℃３０分間加熱後の耐力の増加が１．０
ｋｇ／ｍｍ’以上であり、評価範囲内である。
Ｎα３９は、均質化処理温度が低く、耳割れ発生のため
試験を中断した。
試験を中断した。
Ｎα４０は、均質化処理温度が高く、均質化処理後共晶
融解がみられた。
融解がみられた。
Ｎα４１は、均質化処理時間が短く、耳割れ発生のため
試験を中断した。
試験を中断した。
Ｎｏ、４２は、最終溶体化処理温度が低く、ストレッチ
ャーストレインマークが発生した。
ャーストレインマークが発生した。
Ｎα４３は、最終溶体化処理温度が高く、一部共品融解
がみられた。
がみられた。
Ｎα４４は、最終溶体化処理後の弱加工を行わなかった
ため、ストレッチャーストレインマークが発生した。
ため、ストレッチャーストレインマークが発生した。
［発明の効果］
以上説明したように、この発明は、Ａｌ−Ｍ ｇ −Ｃ
ｕ系合金にＺｎを微量含有させ、さらに低温圧延を行う
ことにより、成形性に優れ、室温時効効果を抑制し、か
つ、焼付は塗装後の強度低下を防止したアルミニウム合
金とその製造方法を提１共することができた。
ｕ系合金にＺｎを微量含有させ、さらに低温圧延を行う
ことにより、成形性に優れ、室温時効効果を抑制し、か
つ、焼付は塗装後の強度低下を防止したアルミニウム合
金とその製造方法を提１共することができた。
特許出願人 住友軽金属工業株式会社
代理人 弁理士 小 松 秀 岳代理人 弁理士
旭 宏 代理人 弁理士 加 々 美 紀 雄
旭 宏 代理人 弁理士 加 々 美 紀 雄
Claims (4)
- （１）重量％で、 Ｍｇ：４〜６％ Ｃｕ：０．２〜１．２％ Ｍｇ＋５Ｃｕ：＜１０％ Ｚｎ：０．０４〜０．５０％ Ｔｉ：０．０１〜０．０５％ Ｂｅ：０．０００１〜０．０１００％ を含有し、残部はＡｌと不可避不純物から成ることを特
徴とする室温時効硬化性を抑制した高強度成形用アルミ
ニウム合金。 - （２）重量％で、 Ｍｇ：４〜６％ Ｃｕ：０．２〜１．２％ Ｍｇ＋５Ｃｕ：＜１０％ Ｚｎ：０．０４〜０．５０％ Ｔｉ：０．０１〜０．０５％ Ｂｅ：０．０００１〜０．０１００％ を含有し、さらに Ｍｎ：０．０２〜０．２０％ Ｃｒ：０．０２〜０．２０％ Ｚｒ：０．０２〜０．２０％ Ｖ：０．０２〜０．２０％ のうち、少なくとも１種を含有し、残部はＡｌと不可避
不純物とからなること特徴とする室温時効硬化性を抑制
した高強度成形用アルミニウム合金。 - （３）重量％で、 Ｍｇ：４〜６％ Ｃｕ：０．２〜１．２％ Ｍｇ＋５Ｃｕ：＜１０％ Ｚｎ：０．０４〜０．５０％ Ｔｉ：０．０１〜０．０５％ Ｂｅ：０．０００１〜０．０１００％ を含有するアルミニウム合金を、４００〜５５０℃で２
〜４８時間の一段または多段の均質化処理を行った後、
熱間加工前に溶体化処理を行ない、または行なわず、４
４０℃以下の析出温度域で熱間加工を行ない、その後、
所定の板厚まで冷間加工し、４８０〜５５０℃に急速加
熱し、最終溶体化処理を行ない、急冷した後、ローラー
矯正またはスキンパス圧延等の弱加工を行なうことを特
徴とするストレッチャーストレインマークの発生の防止
と、室温時効硬化性を抑制した高強度成形用アルミニウ
ム合金の製造方法。 - （４）重量％で、 Ｍｇ：４〜６％ Ｃｕ：０．２〜１．２％ Ｍｇ＋５Ｃｕ：＜１０％ Ｚｎ：０．０４〜０．５０％ Ｔｉ：０．０１〜０．０５％ Ｂｅ：０．０００１〜０．０１００％ を含有し、さらに Ｍｎ：０．０２〜０．２０％ Ｃｒ：０．０２〜０．２０％ Ｚｒ：０．０２〜０．２０％ Ｖ：０．０２〜０．２０％ のうち、少なくとも１種を含有し、残部はＡｌと不可避
不純物とからなるアメミニウム合金を、４００〜５５０
℃で２〜４８時間の一段または多段の均質化処理を行っ
た後、熱間加工前に溶体化処理を行ない、または行なわ
ず、４４０℃以下の析出温度域で熱間加工を行ない、そ
の後、所定の板厚まで冷間加工し、４８０〜５５０℃に
急速加熱し、最終溶体化処理を行ない、急冷した後、ロ
ーラー矯正またはスキンパス圧延等の弱加工を行なうこ
とを特徴とするストレッチャーストレインマークの発生
の防止と、室温時効硬化性を抑制した高強度成形用アル
ミニウム合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19717488A JPH0247234A (ja) | 1988-08-09 | 1988-08-09 | 室温時効硬化性を抑制した高強度成形用アルミニウム合金とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19717488A JPH0247234A (ja) | 1988-08-09 | 1988-08-09 | 室温時効硬化性を抑制した高強度成形用アルミニウム合金とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0247234A true JPH0247234A (ja) | 1990-02-16 |
| JPH0469220B2 JPH0469220B2 (ja) | 1992-11-05 |
Family
ID=16370030
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19717488A Granted JPH0247234A (ja) | 1988-08-09 | 1988-08-09 | 室温時効硬化性を抑制した高強度成形用アルミニウム合金とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0247234A (ja) |
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1988
- 1988-08-09 JP JP19717488A patent/JPH0247234A/ja active Granted
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Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0469220B2 (ja) | 1992-11-05 |
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