JPH04160131A - 強度かつ成形性に優れるＡｌ―Ｍｇ―Ｓｉ系合金板及びその製造方法 - Google Patents
強度かつ成形性に優れるＡｌ―Ｍｇ―Ｓｉ系合金板及びその製造方法Info
- Publication number
- JPH04160131A JPH04160131A JP28643890A JP28643890A JPH04160131A JP H04160131 A JPH04160131 A JP H04160131A JP 28643890 A JP28643890 A JP 28643890A JP 28643890 A JP28643890 A JP 28643890A JP H04160131 A JPH04160131 A JP H04160131A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- strength
- formability
- rolled
- temperature
- 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
- 229910021365 Al-Mg-Si alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 6
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 9
- 239000000463 material Substances 0.000 claims abstract description 38
- 230000007704 transition Effects 0.000 claims abstract description 10
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 9
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 claims abstract description 5
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 claims description 16
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 12
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 7
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims description 5
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 4
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 3
- 239000000956 alloy Substances 0.000 abstract description 24
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 abstract description 23
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 abstract description 4
- 230000002431 foraging effect Effects 0.000 abstract 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 abstract 1
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 10
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 7
- 230000008569 process Effects 0.000 description 7
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 7
- 229910019752 Mg2Si Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 5
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 5
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 5
- 229910019064 Mg-Si Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910019406 Mg—Si Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 4
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 4
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 4
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 3
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 3
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 3
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 3
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 2
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 2
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 239000010953 base metal Substances 0.000 description 2
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 2
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 2
- 230000001276 controlling effect Effects 0.000 description 2
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 2
- 238000011161 development Methods 0.000 description 2
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 2
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 2
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 2
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 2
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 2
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 2
- 229910016583 MnAl Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000676 Si alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910007880 ZrAl Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910007873 ZrAl3 Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000003483 aging Methods 0.000 description 1
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 1
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 230000005496 eutectics Effects 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 229910001092 metal group alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 238000003825 pressing Methods 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 238000012827 research and development Methods 0.000 description 1
- 230000004044 response Effects 0.000 description 1
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 1
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 1
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 1
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 1
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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
（産業上の利用分野）
本発明はアルミニウム合金板及びその製造方法に係り、
更に詳しくは、強度及び成形性に優れるＡ Ｑ −Ｍｇ
−Ｓ ｉ系合金板及びその製造方法に関する。 （従来の技術及び解決しようとする課題）従来から、Ａ
ｆｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金（６０００系アルミニウム合金
）板材としては、６０６１合金（標準組成：Ａｌ−１，
０Ｍｇ−０，６Ｓｉ−０，３０Ｃｕ −０、２０Ｃｒ）
が知られている（例えば、（社）軽金属協会列「アルミ
ニウムハンドブックＪ）、その標準的機械的性質を第１
表に示す、同表から明らかなように、６０６１合金はＴ
４調質では耐力が１５０ＭＰａと低く、伸びが２２％と
高く、成彫加工に適している。成形加工後に人工時効し
。 Ｔ６ｍｌ質（標準時効時間：１６０℃Ｘ１８ｈｒ）にす
ると、引張強さ３１０ＭＰａ、耐力２７５ＭＰａとかな
り高くなる。本系合金は溶接性が良好なために溶接材と
しても使用され、船舶、車両、陸上構造物等に数多く使
用されている。
更に詳しくは、強度及び成形性に優れるＡ Ｑ −Ｍｇ
−Ｓ ｉ系合金板及びその製造方法に関する。 （従来の技術及び解決しようとする課題）従来から、Ａ
ｆｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金（６０００系アルミニウム合金
）板材としては、６０６１合金（標準組成：Ａｌ−１，
０Ｍｇ−０，６Ｓｉ−０，３０Ｃｕ −０、２０Ｃｒ）
が知られている（例えば、（社）軽金属協会列「アルミ
ニウムハンドブックＪ）、その標準的機械的性質を第１
表に示す、同表から明らかなように、６０６１合金はＴ
４調質では耐力が１５０ＭＰａと低く、伸びが２２％と
高く、成彫加工に適している。成形加工後に人工時効し
。 Ｔ６ｍｌ質（標準時効時間：１６０℃Ｘ１８ｈｒ）にす
ると、引張強さ３１０ＭＰａ、耐力２７５ＭＰａとかな
り高くなる。本系合金は溶接性が良好なために溶接材と
しても使用され、船舶、車両、陸上構造物等に数多く使
用されている。
しかしながら、近年、輸送用機器の高速化や高性能化の
要求が強くなり、素材には薄肉化が可能な高強度材の開
発が要求されてきており、前述の６０６１合金の強度を
、例えば５０％以上向上したＡＭ−Ｍｇ−３ｉ系合金の
開発が強く要望されていた。 本発明は、か５る要請に応えるべくなされたものであっ
て、従来の６０６１系合金の強度を大幅に向上させたＡ
Ｑ −Ｍｇ −Ｓ ｉ系合金板及びその製造方法を提
供することを目的にするものである。 （課題を解決するための手段） 前記課題を解決するために、本発明者は、次の２点につ
き、鋭意研究開発に努めた。 （１）まず、６０６１合金に代表される従来のＡｌ−Ｍ
ｇ−Ｓｉ系合金の強化機構は次のような時効硬化機構に
基づくものである。 Ｓ、Ｓ、（固溶体）→Ｇ、Ｐ、ゾーン→β′−Ｍｇ２Ｓ
ｊ（Ｔ４状態） （Ｔ６状態） したがって、単なるＭｇ、Ｓｉ量の増加では限界がある
ので（Ｍｇ＋Ｓｉ合計量で高々１％位）、別の強化機構
を付与し、複合強化を行う必要がある。 （２）成形性の目安になる伸びは、強度を極力低くする
こと、更に鋳造時に生成する晶出物（ｃｏｎｓ−ｔｉｔ
ｕｅｎｔｓ）及び構造材の結晶粒の微細化のために材料
中に生成させる金属間化合物（ｄｉｓｐｅｒｓｏｉｄｓ
）の量を最適化し、成形加工中にこれらの硬い第２相粒
子の回りでの応力集中をできるだけ軽減し、成形中の加
工硬化を低減することが必要である。 応力集中及び加工硬化は第２相粒子の量の規制により低
減されることが知られている。 そこで、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金に上記２点の効果を付
与し、強度かつ成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−３ｉ系合金
を製造し得る冶金学的手段及び製造条件について鋭意研
究を重ねた結果、ここに本発明をなしたものである。 すなわち、本発明は、Ｍｇ：０．６〜１．２％、Ｓｉ：
０．４−１．０％及びＣｕ：０．５〜１．Ｑ％を含有し
、更にＣｒ：０．１０〜０．２５％、Ｚｒ：０．０５〜
０．１５％及びＭｎ：０．１０〜０．２０％のうちの少
なくとも１種以上の遷移元素を含有し、不鈍物Ｆｅを０
．１０％以下に規制し、残部が実質的にＡｌからなり、
遷移元素系金属間化合物の体積分率が０．０５〜０．１
％に組織制御されていることを特徴とする強度かつ成形
性に優れるへ〇−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板を要旨とするもの
である。 また、その製造方法は、前記化学成分を有するアルミニ
ウム台金鋳塊を４５０〜５６０℃で均質化熱処理を行い
、２５０〜５５０℃の温度で熱間圧延し、必要に応じて
、３５０〜４００℃の中間焼鈍を行い、冷間圧延により
圧延材とし、５００〜５５０℃の温度で溶体化処理を行
うことにより。 遷移元素系金属間化合物の体積分率を０．０５〜０．１
％に組織制御することを特徴とするものである。 以下に本発明を更に詳述する。 （作用） まず、本発明におけ暮合金の化学成分の限定理由につい
て説明する。 Ｍｇ： Ｍｇは、それ自体の固溶体強化と、時効析出物β’ −
Ｍｇ２Ｓｉ及び後述のＣｕと結合した時効析出物Ｓ’
−ＣｕＭｇＡｌ ２との析出硬化により、強度を付与す
るものである。しかし、０．６％未満では十分な強度が
得られず、また１、２％を超えて添加すると、鋳造時に
平衡相Ｍｇ２Ｓｉが晶出物として生成し、伸びの低下に
みられるように成形性が大きく低下する。よって、Ｍｇ
含有量は０．６〜１．２％の範囲とする。 Ｓｉ： Ｓｉは主に時効析出物β’ −Ｍｇ２Ｓｉの析出硬化で
強度を付与するものである。しかし、０．４％未満では
十分な強度が得られず、また１、０％を超えて添加する
と平衡相Ｍｇ２Ｓｉが晶出し、伸びを大きく低下させる
。よって、Ｓｉ含有量は０．４〜１．０％の範囲とする
。 Ｃｕ： Ｃｕは時効析出物Ｓ’ −ＣｕＭｇＡＩ２２により強度
を付与するものである。本発明では、ＭｇはＳｉのみな
らずＣｕとも結合し、複合析出硬化作用をもたらしてい
る。しかし、０．５％未満では十分な強度が得られず、
また１、０％を超えて添加すると溶体化処理後に室温時
効現象が現れる。また。 鋳造時にＣｕ２ＦｅＡｌ７が晶出し、伸び、成形性が大
きく低下する。よって、Ｃｕ含有量は０．５〜１゜０％
の範囲とする。 Ｃｒ、 Ｚｒ、 Ｍｎ： Ｃｒ、Ｚｒ、Ｍｎの遷移元素は、鋳造後の均質化熱処理
時にＡｌと金属間化合物（ｄｉｓｐｅｒｓｏｉｄｓ）の
Ｚ ｒ Ａ （１３、Ｃｒ２Ｍ ｇｚ Ａ Ｄ １ｓ、
ＭｎＡｎ、を生成し。 構造用合金材に必要な強度、耐蝕性、疲労強度を付与す
る結晶粒の微細な材料を与えることができる。しかし、
Ｃｒ、Ｚｒ、Ｍｎが各々０．１０％、０゜０５％、０．
１０％未満では上記の効果が十分に得られず、また各々
０．２５％−０，１５％、０゜２０％を超えて添加する
と粗大な金属間化合物が生成し、伸びを大きく低下させ
る。よって、Ｃｒ含有量は０．１−０．２５％、Ｚｒ含
有量は０．０５〜０．１５％、Ｍｎ含有量は０．１０〜
０．２０％の範囲とする。但し、各々を少なくとも１種
以上添加すれば足りる。 Ｆｅ： Ｆｅは元来不純物としてＡｌ地金に含有されるもので、
Ｆｅ量が０．１０％より多く含有すると、Ｃｕ２ＦｅＡ
ｌ、が鋳造時に晶出し、伸びを大きく低下させる。よっ
て、不純物Ｆｅ量は０．１０％以下に規制する。 次に、本発明の製造条件について説明する。 上記の化学成分を有するアルミニウム合金を鋳造して得
られた鋳塊は、内部に不均質に分布している主要元素の
均質化のため、並びに遷移元素とＡｌとの金属間化合物
、すなわち、 ｄｉｓｐｅｒｓｏｉｄｓ、ＺｒＡｌ３、
Ｃｒ２Ｍｇ５Ａ Ｑ １．、Ｍ ｎ Ａ Ｑ ６と呼ば
れる金属間化合物の直径が数１００〜２０００人の大き
さで、その体積分率を０．０５〜０．１％に制御するた
めに、４５０〜５６０℃で均質化熱処理を施す。この温
度範囲外では上記効果が得られない。 なお、均質化熱処理時間は適宜決められるが、例えば４
５０℃の低温度側では８〜１２ｈｒが必要で、高温度側
の５６０℃では４〜８ｈｒで良い。金属間化合物の大き
さは低温・短時間程小さく、逆に高温・長時間程大きく
、且つ遷移元素でＡｌ合金中の拡散係数や結晶構造が異
なるので、それぞれの大きさは、一般にはＺｒＡｌ、＜
Ｃｒ２ＭｇｚＡｌｚｍ＜ＭｎＡｌ、の順になる。 均質化熱処理後、５５０〜２５０℃の温度で熱間圧延を
行い、粗い鋳塊組織を展伸材組織に加工する。この際、
上記の金属間化合物ｄｉｓｐｅｒｓｏｉｄｓが結晶粒の
粗大化を阻止し、未再結晶粒組織或いは細かい再結晶粒
組織を付与する。上記温度範囲外ではこのような効果が
得られない。 次いで、冷間圧延を行い、所望の板厚に加工する。この
時、必要に応じ、すなわち、圧延材に耳割れ等が発生す
る場合や結晶粒を制御したい場合は、冷間圧延開始前或
いは途中で３５０〜４００℃の温度で中間焼鈍により軟
質材にし、再度冷間圧延を実施することができる。中間
焼鈍の温度が３５０℃未満では十分な軟化が得られず、
逆に４００℃を超えると主要添加元素の固溶により材料
が固くなるので、上記温度が好ましい。 最後に溶体化処理を５００〜５５０℃の温度で実施し、
主要元素を固溶させる。温度が５００”Ｃ未満では主要
添加元素Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｕが十分固溶せず、また５５０
℃を超えると共晶溶融（バーニング）の恐れがあるので
、５００〜５５０℃の範囲とする。溶体化処理時間はＪ
ＩＳ等に規定の熱処理用のアルミニウム合金の例に準じ
れば良く、例えば１鳳■程度の板厚材では高々３０ｍ１
ｎまでで良い。なお、この溶体化処理により、冷間圧延
により導入された転位は転位密度が減少し、次の成形時
にこの材料が比較的低耐力材となり、加工に供される。 また、この工程でも前記金属間化合物ｄｉｓｐｅｒｓｏ
ｉｄｓは未再結晶或いは微細な再結晶粒組織を保持し、
成形加工中の材料の肌あれ等を防止できる。 この後、通常の工程に従い成形加工又は熱処理（調質）
を施すことにより、高強度材料が得られる。 例えば、直接或いは所望の曲げ、プレス等の成形加工を
行った後、標準的には１６０℃で１８ｈｒ程度の時効処
理を施し、用途に供される。この時、材料中には析出強
化相であるβ’ −Ｍｇ２ＳｉやＳ’−ＣｕＭｇＡｌ、
が生成し、材料に高強度が付与される。 （実施例） 次に本発明の実施例を示す。 １厳貫よ 第２表に示す成分組成を有するＮｎ １〜＆１８のアル
ミニウム合金鋳塊に４８０℃Ｘ１２ｈｒの均質化熱処理
を施し、４５０〜３００℃の温度で熱間圧延を行って４
麗鳳厚の板材とした。更に冷間圧延にて１ｍｍの板材に
仕上げた。次いで５３０℃×３０ ｗｉｎの溶体化処理
を施し、水冷後、約１週間室温に放置してＴ４材にし、
ＪＩＳＳ号試験片を作成して機械的性質を求めた。更に
、１６０℃×１８ｈｒの時効を施してＴ６材とし、同様
に機械的性質を求めた。また、Ｔ４材から透過電子顕微
鏡観察により、試料厚さ約２０００人の部位で観察を行
い、金属間化合物の体積分率を求めた。これらの結果を
第２表に併記する。 第２表より明らかなように、本発明例＆１〜Ｎｌ１１５
は、金属間化合物の体積分率が０．０５〜０．０９に制
御され、Ｔ４材の伸びは２４〜２６％と、６０６１合金
の伸び２２％に比べ、高い成形性を示した。更に、Ｔ６
に時効処理したものは、耐力が３４８〜３６３ＭＰａと
なり、６０６１合金の耐力２７５ＭＰａを２５〜３０％
以上も上回る高強度を示している。 一方、比較例では、Ｔ４材の伸びで６０６１合金を上回
るのはＮａ ６、＆８．１１ｋｉｌＯのみであり、更に
これらのＴ６材の耐力は何れも３００ＭＰａ以下であり
、高強度は得られていない。 失五員又 実施例１の＆１〜＆３のアルミニウム合金鋳塊を用い、
第３表に示す製造条件で最終板厚１■の冷延板にした後
、溶体化処理を施し、実施例１と同じ方法で機械的性質
及び金属間化合物の体積分率を測定した。その結果を第
３表に併記する。 第３表より明らかなように、本発明例Ｎα１〜Ｎα６は
、金属間化合物の体積分率が０．０５〜０．０９％に制
御され、Ｔ４材の伸びは２３〜２６％と、６０６１合金
の伸び２２％に比べ、高い成形性を示した。更に、Ｔ６
に時効処理したものは、耐力が３５０〜３６０ＭＰａで
あり、６０６１の耐力２７５ＭＰａを２７〜３０％以上
も上回る高強度を示している。 一方、比較例では、Ｔ４材の伸びで６０６１合金と同等
のものはＮα９のみであり、しかもＴ６材の耐力は、何
れも３００ＭＰａ以下で、高強度が得られていない。
要求が強くなり、素材には薄肉化が可能な高強度材の開
発が要求されてきており、前述の６０６１合金の強度を
、例えば５０％以上向上したＡＭ−Ｍｇ−３ｉ系合金の
開発が強く要望されていた。 本発明は、か５る要請に応えるべくなされたものであっ
て、従来の６０６１系合金の強度を大幅に向上させたＡ
Ｑ −Ｍｇ −Ｓ ｉ系合金板及びその製造方法を提
供することを目的にするものである。 （課題を解決するための手段） 前記課題を解決するために、本発明者は、次の２点につ
き、鋭意研究開発に努めた。 （１）まず、６０６１合金に代表される従来のＡｌ−Ｍ
ｇ−Ｓｉ系合金の強化機構は次のような時効硬化機構に
基づくものである。 Ｓ、Ｓ、（固溶体）→Ｇ、Ｐ、ゾーン→β′−Ｍｇ２Ｓ
ｊ（Ｔ４状態） （Ｔ６状態） したがって、単なるＭｇ、Ｓｉ量の増加では限界がある
ので（Ｍｇ＋Ｓｉ合計量で高々１％位）、別の強化機構
を付与し、複合強化を行う必要がある。 （２）成形性の目安になる伸びは、強度を極力低くする
こと、更に鋳造時に生成する晶出物（ｃｏｎｓ−ｔｉｔ
ｕｅｎｔｓ）及び構造材の結晶粒の微細化のために材料
中に生成させる金属間化合物（ｄｉｓｐｅｒｓｏｉｄｓ
）の量を最適化し、成形加工中にこれらの硬い第２相粒
子の回りでの応力集中をできるだけ軽減し、成形中の加
工硬化を低減することが必要である。 応力集中及び加工硬化は第２相粒子の量の規制により低
減されることが知られている。 そこで、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金に上記２点の効果を付
与し、強度かつ成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−３ｉ系合金
を製造し得る冶金学的手段及び製造条件について鋭意研
究を重ねた結果、ここに本発明をなしたものである。 すなわち、本発明は、Ｍｇ：０．６〜１．２％、Ｓｉ：
０．４−１．０％及びＣｕ：０．５〜１．Ｑ％を含有し
、更にＣｒ：０．１０〜０．２５％、Ｚｒ：０．０５〜
０．１５％及びＭｎ：０．１０〜０．２０％のうちの少
なくとも１種以上の遷移元素を含有し、不鈍物Ｆｅを０
．１０％以下に規制し、残部が実質的にＡｌからなり、
遷移元素系金属間化合物の体積分率が０．０５〜０．１
％に組織制御されていることを特徴とする強度かつ成形
性に優れるへ〇−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板を要旨とするもの
である。 また、その製造方法は、前記化学成分を有するアルミニ
ウム台金鋳塊を４５０〜５６０℃で均質化熱処理を行い
、２５０〜５５０℃の温度で熱間圧延し、必要に応じて
、３５０〜４００℃の中間焼鈍を行い、冷間圧延により
圧延材とし、５００〜５５０℃の温度で溶体化処理を行
うことにより。 遷移元素系金属間化合物の体積分率を０．０５〜０．１
％に組織制御することを特徴とするものである。 以下に本発明を更に詳述する。 （作用） まず、本発明におけ暮合金の化学成分の限定理由につい
て説明する。 Ｍｇ： Ｍｇは、それ自体の固溶体強化と、時効析出物β’ −
Ｍｇ２Ｓｉ及び後述のＣｕと結合した時効析出物Ｓ’
−ＣｕＭｇＡｌ ２との析出硬化により、強度を付与す
るものである。しかし、０．６％未満では十分な強度が
得られず、また１、２％を超えて添加すると、鋳造時に
平衡相Ｍｇ２Ｓｉが晶出物として生成し、伸びの低下に
みられるように成形性が大きく低下する。よって、Ｍｇ
含有量は０．６〜１．２％の範囲とする。 Ｓｉ： Ｓｉは主に時効析出物β’ −Ｍｇ２Ｓｉの析出硬化で
強度を付与するものである。しかし、０．４％未満では
十分な強度が得られず、また１、０％を超えて添加する
と平衡相Ｍｇ２Ｓｉが晶出し、伸びを大きく低下させる
。よって、Ｓｉ含有量は０．４〜１．０％の範囲とする
。 Ｃｕ： Ｃｕは時効析出物Ｓ’ −ＣｕＭｇＡＩ２２により強度
を付与するものである。本発明では、ＭｇはＳｉのみな
らずＣｕとも結合し、複合析出硬化作用をもたらしてい
る。しかし、０．５％未満では十分な強度が得られず、
また１、０％を超えて添加すると溶体化処理後に室温時
効現象が現れる。また。 鋳造時にＣｕ２ＦｅＡｌ７が晶出し、伸び、成形性が大
きく低下する。よって、Ｃｕ含有量は０．５〜１゜０％
の範囲とする。 Ｃｒ、 Ｚｒ、 Ｍｎ： Ｃｒ、Ｚｒ、Ｍｎの遷移元素は、鋳造後の均質化熱処理
時にＡｌと金属間化合物（ｄｉｓｐｅｒｓｏｉｄｓ）の
Ｚ ｒ Ａ （１３、Ｃｒ２Ｍ ｇｚ Ａ Ｄ １ｓ、
ＭｎＡｎ、を生成し。 構造用合金材に必要な強度、耐蝕性、疲労強度を付与す
る結晶粒の微細な材料を与えることができる。しかし、
Ｃｒ、Ｚｒ、Ｍｎが各々０．１０％、０゜０５％、０．
１０％未満では上記の効果が十分に得られず、また各々
０．２５％−０，１５％、０゜２０％を超えて添加する
と粗大な金属間化合物が生成し、伸びを大きく低下させ
る。よって、Ｃｒ含有量は０．１−０．２５％、Ｚｒ含
有量は０．０５〜０．１５％、Ｍｎ含有量は０．１０〜
０．２０％の範囲とする。但し、各々を少なくとも１種
以上添加すれば足りる。 Ｆｅ： Ｆｅは元来不純物としてＡｌ地金に含有されるもので、
Ｆｅ量が０．１０％より多く含有すると、Ｃｕ２ＦｅＡ
ｌ、が鋳造時に晶出し、伸びを大きく低下させる。よっ
て、不純物Ｆｅ量は０．１０％以下に規制する。 次に、本発明の製造条件について説明する。 上記の化学成分を有するアルミニウム合金を鋳造して得
られた鋳塊は、内部に不均質に分布している主要元素の
均質化のため、並びに遷移元素とＡｌとの金属間化合物
、すなわち、 ｄｉｓｐｅｒｓｏｉｄｓ、ＺｒＡｌ３、
Ｃｒ２Ｍｇ５Ａ Ｑ １．、Ｍ ｎ Ａ Ｑ ６と呼ば
れる金属間化合物の直径が数１００〜２０００人の大き
さで、その体積分率を０．０５〜０．１％に制御するた
めに、４５０〜５６０℃で均質化熱処理を施す。この温
度範囲外では上記効果が得られない。 なお、均質化熱処理時間は適宜決められるが、例えば４
５０℃の低温度側では８〜１２ｈｒが必要で、高温度側
の５６０℃では４〜８ｈｒで良い。金属間化合物の大き
さは低温・短時間程小さく、逆に高温・長時間程大きく
、且つ遷移元素でＡｌ合金中の拡散係数や結晶構造が異
なるので、それぞれの大きさは、一般にはＺｒＡｌ、＜
Ｃｒ２ＭｇｚＡｌｚｍ＜ＭｎＡｌ、の順になる。 均質化熱処理後、５５０〜２５０℃の温度で熱間圧延を
行い、粗い鋳塊組織を展伸材組織に加工する。この際、
上記の金属間化合物ｄｉｓｐｅｒｓｏｉｄｓが結晶粒の
粗大化を阻止し、未再結晶粒組織或いは細かい再結晶粒
組織を付与する。上記温度範囲外ではこのような効果が
得られない。 次いで、冷間圧延を行い、所望の板厚に加工する。この
時、必要に応じ、すなわち、圧延材に耳割れ等が発生す
る場合や結晶粒を制御したい場合は、冷間圧延開始前或
いは途中で３５０〜４００℃の温度で中間焼鈍により軟
質材にし、再度冷間圧延を実施することができる。中間
焼鈍の温度が３５０℃未満では十分な軟化が得られず、
逆に４００℃を超えると主要添加元素の固溶により材料
が固くなるので、上記温度が好ましい。 最後に溶体化処理を５００〜５５０℃の温度で実施し、
主要元素を固溶させる。温度が５００”Ｃ未満では主要
添加元素Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｕが十分固溶せず、また５５０
℃を超えると共晶溶融（バーニング）の恐れがあるので
、５００〜５５０℃の範囲とする。溶体化処理時間はＪ
ＩＳ等に規定の熱処理用のアルミニウム合金の例に準じ
れば良く、例えば１鳳■程度の板厚材では高々３０ｍ１
ｎまでで良い。なお、この溶体化処理により、冷間圧延
により導入された転位は転位密度が減少し、次の成形時
にこの材料が比較的低耐力材となり、加工に供される。 また、この工程でも前記金属間化合物ｄｉｓｐｅｒｓｏ
ｉｄｓは未再結晶或いは微細な再結晶粒組織を保持し、
成形加工中の材料の肌あれ等を防止できる。 この後、通常の工程に従い成形加工又は熱処理（調質）
を施すことにより、高強度材料が得られる。 例えば、直接或いは所望の曲げ、プレス等の成形加工を
行った後、標準的には１６０℃で１８ｈｒ程度の時効処
理を施し、用途に供される。この時、材料中には析出強
化相であるβ’ −Ｍｇ２ＳｉやＳ’−ＣｕＭｇＡｌ、
が生成し、材料に高強度が付与される。 （実施例） 次に本発明の実施例を示す。 １厳貫よ 第２表に示す成分組成を有するＮｎ １〜＆１８のアル
ミニウム合金鋳塊に４８０℃Ｘ１２ｈｒの均質化熱処理
を施し、４５０〜３００℃の温度で熱間圧延を行って４
麗鳳厚の板材とした。更に冷間圧延にて１ｍｍの板材に
仕上げた。次いで５３０℃×３０ ｗｉｎの溶体化処理
を施し、水冷後、約１週間室温に放置してＴ４材にし、
ＪＩＳＳ号試験片を作成して機械的性質を求めた。更に
、１６０℃×１８ｈｒの時効を施してＴ６材とし、同様
に機械的性質を求めた。また、Ｔ４材から透過電子顕微
鏡観察により、試料厚さ約２０００人の部位で観察を行
い、金属間化合物の体積分率を求めた。これらの結果を
第２表に併記する。 第２表より明らかなように、本発明例＆１〜Ｎｌ１１５
は、金属間化合物の体積分率が０．０５〜０．０９に制
御され、Ｔ４材の伸びは２４〜２６％と、６０６１合金
の伸び２２％に比べ、高い成形性を示した。更に、Ｔ６
に時効処理したものは、耐力が３４８〜３６３ＭＰａと
なり、６０６１合金の耐力２７５ＭＰａを２５〜３０％
以上も上回る高強度を示している。 一方、比較例では、Ｔ４材の伸びで６０６１合金を上回
るのはＮａ ６、＆８．１１ｋｉｌＯのみであり、更に
これらのＴ６材の耐力は何れも３００ＭＰａ以下であり
、高強度は得られていない。 失五員又 実施例１の＆１〜＆３のアルミニウム合金鋳塊を用い、
第３表に示す製造条件で最終板厚１■の冷延板にした後
、溶体化処理を施し、実施例１と同じ方法で機械的性質
及び金属間化合物の体積分率を測定した。その結果を第
３表に併記する。 第３表より明らかなように、本発明例Ｎα１〜Ｎα６は
、金属間化合物の体積分率が０．０５〜０．０９％に制
御され、Ｔ４材の伸びは２３〜２６％と、６０６１合金
の伸び２２％に比べ、高い成形性を示した。更に、Ｔ６
に時効処理したものは、耐力が３５０〜３６０ＭＰａで
あり、６０６１の耐力２７５ＭＰａを２７〜３０％以上
も上回る高強度を示している。 一方、比較例では、Ｔ４材の伸びで６０６１合金と同等
のものはＮα９のみであり、しかもＴ６材の耐力は、何
れも３００ＭＰａ以下で、高強度が得られていない。
（発明の効果）
以上詳述したように、本発明によれば、従来の代表的Ａ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金である６０６１合金のＴ４材の成
形性より同等以上に優れた成形性を有し、時効処理によ
りＴ６材にすると耐力で６０６１−Ｔ６材の２５％以上
も上回る高強度を有するアルミニウム合金板材が得られ
る。したがって、高強度化、薄肉化に対して寄与する効
果が顕著である。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士 中 村 尚
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金である６０６１合金のＴ４材の成
形性より同等以上に優れた成形性を有し、時効処理によ
りＴ６材にすると耐力で６０６１−Ｔ６材の２５％以上
も上回る高強度を有するアルミニウム合金板材が得られ
る。したがって、高強度化、薄肉化に対して寄与する効
果が顕著である。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士 中 村 尚
Claims (3)
- （１）重量％で（以下、同じ）、Ｍｇ：０．６〜１．２
％、Ｓｉ：０．４〜１．０％及びＣｕ：０．５〜１．０
％を含有し、更にＣｒ：０．１０〜０．２５％、Ｚｒ：
０．０５〜０．１５％及びＭｎ：０．１０〜０．２０％
のうちの少なくとも１種以上の遷移元素を含有し、不純
物Ｆｅを０．１０％以下に規制し、残部が実質的にＡｌ
からなり、遷移元素系金属間化合物の体積分率が０．０
５〜０．１％に組織制御されていることを特徴とする強
度かつ成形性に優れるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板。 - （２）前記化学成分を有するアルミニウム合金鋳塊を４
５０〜５６０℃で均質化熱処理を行い、２５０〜５５０
℃の温度で熱間圧延し、冷間圧延により圧延材とし、５
００〜５５０℃の温度で溶体化処理を行うことにより、
遷移元素系金属間化合物の体積分率を０．０５〜０．１
％に組織制御することを特徴とする強度かつ成形性に優
れるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法。 - （３）冷間圧延において３５０〜４００℃の中間焼鈍を
行う請求項２に記載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28643890A JPH04160131A (ja) | 1990-10-23 | 1990-10-23 | 強度かつ成形性に優れるＡｌ―Ｍｇ―Ｓｉ系合金板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28643890A JPH04160131A (ja) | 1990-10-23 | 1990-10-23 | 強度かつ成形性に優れるＡｌ―Ｍｇ―Ｓｉ系合金板及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04160131A true JPH04160131A (ja) | 1992-06-03 |
Family
ID=17704390
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP28643890A Pending JPH04160131A (ja) | 1990-10-23 | 1990-10-23 | 強度かつ成形性に優れるＡｌ―Ｍｇ―Ｓｉ系合金板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH04160131A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009024225A (ja) * | 2007-07-20 | 2009-02-05 | Furukawa Sky Kk | 高圧水素ガス貯蔵容器用アルミニウム合金 |
| CN103993208A (zh) * | 2014-05-29 | 2014-08-20 | 合肥工业大学 | 一种Al-Mg-Si-Cu-Mn-Er合金材料及其制备方法 |
| EP2548984A4 (en) * | 2010-03-18 | 2015-06-24 | Kobe Steel Ltd | ALUMINUM ALLOY MATERIAL FOR A STORAGE CONTAINER FOR HIGH PRESSURE HYDROGEN GAS |
| WO2016190409A1 (ja) * | 2015-05-28 | 2016-12-01 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度アルミニウム合金板 |
| JP2020519772A (ja) * | 2017-05-26 | 2020-07-02 | ノベリス・インコーポレイテッドＮｏｖｅｌｉｓ Ｉｎｃ． | 高強度耐食性６ｘｘｘシリーズアルミニウム合金およびその作製方法 |
-
1990
- 1990-10-23 JP JP28643890A patent/JPH04160131A/ja active Pending
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009024225A (ja) * | 2007-07-20 | 2009-02-05 | Furukawa Sky Kk | 高圧水素ガス貯蔵容器用アルミニウム合金 |
| EP2548984A4 (en) * | 2010-03-18 | 2015-06-24 | Kobe Steel Ltd | ALUMINUM ALLOY MATERIAL FOR A STORAGE CONTAINER FOR HIGH PRESSURE HYDROGEN GAS |
| US9249483B2 (en) | 2010-03-18 | 2016-02-02 | Kobe Steel, Ltd. | Aluminum alloy material for storage container for high-pressure hydrogen gas |
| CN103993208A (zh) * | 2014-05-29 | 2014-08-20 | 合肥工业大学 | 一种Al-Mg-Si-Cu-Mn-Er合金材料及其制备方法 |
| CN103993208B (zh) * | 2014-05-29 | 2015-12-30 | 合肥工业大学 | 一种Al-Mg-Si-Cu-Mn-Er合金材料及其制备方法 |
| WO2016190409A1 (ja) * | 2015-05-28 | 2016-12-01 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度アルミニウム合金板 |
| JP2016222959A (ja) * | 2015-05-28 | 2016-12-28 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度アルミニウム合金板 |
| CN107532247A (zh) * | 2015-05-28 | 2018-01-02 | 株式会社神户制钢所 | 高强度铝合金板 |
| CN107532247B (zh) * | 2015-05-28 | 2019-07-05 | 株式会社神户制钢所 | 高强度铝合金板 |
| JP2020519772A (ja) * | 2017-05-26 | 2020-07-02 | ノベリス・インコーポレイテッドＮｏｖｅｌｉｓ Ｉｎｃ． | 高強度耐食性６ｘｘｘシリーズアルミニウム合金およびその作製方法 |
| EP3631030B1 (en) | 2017-05-26 | 2022-06-29 | Novelis Inc. | High-strength corrosion-resistant 6xxx series aluminum alloys and methods of making the same |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3194742B2 (ja) | 改良リチウムアルミニウム合金系 | |
| US5441582A (en) | Method of manufacturing natural aging-retardated aluminum alloy sheet exhibiting excellent formability and excellent bake hardenability | |
| EP0480402B1 (en) | Process for manufacturing aluminium alloy material with excellent formability, shape fixability and bake hardenability | |
| KR101950595B1 (ko) | 알루미늄 합금 및 그 제조방법 | |
| US5460666A (en) | Method of manufacturing natural aging-retardated aluminum alloy sheet | |
| US5580402A (en) | Low baking temperature hardenable aluminum alloy sheet for press-forming | |
| JP2831157B2 (ja) | 強度かつ耐食性に優れるＡｌ−Ｍｇ系超塑性アルミニウム合金板及びその製造方法 | |
| 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 | |
| JPH04160131A (ja) | 強度かつ成形性に優れるＡｌ―Ｍｇ―Ｓｉ系合金板及びその製造方法 | |
| KR102566987B1 (ko) | 고강도 알루미늄-아연-마그네슘-구리 합금 후판 및 그 제조방법 | |
| JPH0543974A (ja) | 焼付硬化性及びプレス成形性に優れたアルミニウム合金板及びその製造方法 | |
| JPH0547615B2 (ja) | ||
| JPH0547616B2 (ja) | ||
| JPH04365834A (ja) | 低温焼付による硬化性に優れたプレス成形用アルミニウム合金板及びその製造方法 | |
| JPH08269608A (ja) | 成形性および耐食性に優れた高強度アルミニウム合金 | |
| JPH0718389A (ja) | 成形用Ａｌ−Ｍｇ系合金板の製造方法 | |
| JPH06228696A (ja) | Ｄｉ缶胴用アルミニウム合金板 | |
| JP2997146B2 (ja) | 低温短時間焼付けによる硬化性に優れたプレス成形用アルミニウム合金板及びその製造方法 | |
| JPH05345963A (ja) | 高成形性アルミニウム合金板の製造方法 | |
| JPH07173565A (ja) | 塗装焼付硬化性に優れたプレス成形用アルミニウム合金板 | |
| CN117535570B (zh) | 一种兼具高成形性和高焊接性能的铝镁合金板材及其制备方法 | |
| JP3539996B2 (ja) | 成形加工用高強度アルミニウム合金板の製造法 | |
| JP3069008B2 (ja) | アルミニウム合金製ｄｉ缶胴の製造方法 | |
| EP4700140A1 (en) | Aluminum alloy sheet for can lids | |
| JPH06287670A (ja) | 高耐食性及び高強度を有するＡｌ−Ｍｇ系合金及びその製造方法 |