JPH0543974A - 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 - Google Patents
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Info
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- JPH0543974A JPH0543974A JP20581891A JP20581891A JPH0543974A JP H0543974 A JPH0543974 A JP H0543974A JP 20581891 A JP20581891 A JP 20581891A JP 20581891 A JP20581891 A JP 20581891A JP H0543974 A JPH0543974 A JP H0543974A
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Abstract
(57)【要約】
【構成】重量％で、Ｍｇを0.4 〜1.5 ％、Ｓｉを0.24〜
1.6 ％、Ｃｕを0.12〜1.5 ％、Ｚｎを1.0 ％以下、Ｔｉ
を0.005 〜0.15％、Ｆｅを0.25％以下の範囲で含有し、
かつＳｉ及びＭｇが Si ≧0.6 Mg（％）の関係を満た
し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、結晶粒の
平均アスペクト比Ｈ／Ｌが０．７以上であり、かつ平均
粒径が20μｍ以上であるアルミニウム合金板。上記組成
のアルミニウム合金鋳塊に対して450 〜580 ℃の温度で
均質化処理を施した後、この鋳塊を熱間圧延及び冷間圧
延して所望の板厚とし、480 〜580 ℃の範囲内の温度ま
で３℃／秒以上の加熱速度で加熱して120 秒間以下保持
し、100 ℃まで２℃／秒以上の冷却速度で冷却する上記
合金板の製造方法。 【効果】プレス成形性及び低温焼付による硬化性が優れ
た、自動車ボディ−シ−ト用として好適なアルミニウム
合金板及びその製造方法が提供される。
1.6 ％、Ｃｕを0.12〜1.5 ％、Ｚｎを1.0 ％以下、Ｔｉ
を0.005 〜0.15％、Ｆｅを0.25％以下の範囲で含有し、
かつＳｉ及びＭｇが Si ≧0.6 Mg（％）の関係を満た
し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、結晶粒の
平均アスペクト比Ｈ／Ｌが０．７以上であり、かつ平均
粒径が20μｍ以上であるアルミニウム合金板。上記組成
のアルミニウム合金鋳塊に対して450 〜580 ℃の温度で
均質化処理を施した後、この鋳塊を熱間圧延及び冷間圧
延して所望の板厚とし、480 〜580 ℃の範囲内の温度ま
で３℃／秒以上の加熱速度で加熱して120 秒間以下保持
し、100 ℃まで２℃／秒以上の冷却速度で冷却する上記
合金板の製造方法。 【効果】プレス成形性及び低温焼付による硬化性が優れ
た、自動車ボディ−シ−ト用として好適なアルミニウム
合金板及びその製造方法が提供される。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、プレス成形用アルミ
ニウム合金板及びその製造方法に関し、特に、焼付硬化
性及びプレス成形性に優れ、自動車車体等に好適なアル
ミニウム合金板及びその製造方法に関する。
ニウム合金板及びその製造方法に関し、特に、焼付硬化
性及びプレス成形性に優れ、自動車車体等に好適なアル
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】従来より自動車ボディ−シ−ト等の成形
加工用板材として表面処理冷間圧延鋼板が多用されてい
るが、近年、自動車の燃費向上のための軽量化の要望が
高まっており、その要望を満たすべく自動車ボディ−シ
−ト等にアルミニウム合金板が使用され始めてきてい
る。
加工用板材として表面処理冷間圧延鋼板が多用されてい
るが、近年、自動車の燃費向上のための軽量化の要望が
高まっており、その要望を満たすべく自動車ボディ−シ
−ト等にアルミニウム合金板が使用され始めてきてい
る。
【０００３】自動車ボディ−シ−ト用アルミニウム合金
としては、５１８２に代表される非熱処理型のＡｌ−Ｍ
ｇ系合金と、熱処理型のＡｌ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系に分けられる。非熱処理型のＡｌ−Ｍｇ系合金とし
ては、ＣｕやＺｎを微量添加し、熱処理して用いること
を前提としたものが開発されている（特開昭５７−１２
０６４８、特開昭５３−１０３９１４等）。
としては、５１８２に代表される非熱処理型のＡｌ−Ｍ
ｇ系合金と、熱処理型のＡｌ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系に分けられる。非熱処理型のＡｌ−Ｍｇ系合金とし
ては、ＣｕやＺｎを微量添加し、熱処理して用いること
を前提としたものが開発されている（特開昭５７−１２
０６４８、特開昭５３−１０３９１４等）。
【０００４】しかし、これらは熱処理型のＡｌ合金より
やや成形性が優れてはいるものの、従来の表面処理冷間
圧延鋼板よりも劣り、さらには塗装焼付工程により強度
の上昇が得られない。また、熱処理型であるＡｌ−Ｃｕ
系の２０３６、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の６００９、６０１
０、６０１１では成形性が劣り、さらには欧米における
２００℃での焼付けに対して省エネルギの観点から進め
られた日本国内で主流の１７０℃以下の温度で３０分間
たらず保持する低温短時間の焼付けでは強度が上昇せ
ず、２０００系においては逆に低下するという問題もあ
った。このように、従来のアルミニウム合金では、自動
車ボディシートに要求される特性、特に成形性と焼付硬
化性が十分に満足されていないのが現状である。
やや成形性が優れてはいるものの、従来の表面処理冷間
圧延鋼板よりも劣り、さらには塗装焼付工程により強度
の上昇が得られない。また、熱処理型であるＡｌ−Ｃｕ
系の２０３６、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の６００９、６０１
０、６０１１では成形性が劣り、さらには欧米における
２００℃での焼付けに対して省エネルギの観点から進め
られた日本国内で主流の１７０℃以下の温度で３０分間
たらず保持する低温短時間の焼付けでは強度が上昇せ
ず、２０００系においては逆に低下するという問題もあ
った。このように、従来のアルミニウム合金では、自動
車ボディシートに要求される特性、特に成形性と焼付硬
化性が十分に満足されていないのが現状である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】この発明はかかる事情
に鑑みてなされたものであって、自動車車体用等として
十分なプレス成形性を有し、低温かつ短時間の焼付にお
いても焼付硬化性が良好なアルミニウム合金板及びその
製造方法を提供することを目的とする。
に鑑みてなされたものであって、自動車車体用等として
十分なプレス成形性を有し、低温かつ短時間の焼付にお
いても焼付硬化性が良好なアルミニウム合金板及びその
製造方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段及び作用】本願発明者等
は、上記目的を達成するために種々検討を重ねた結果、
化学成分組成を適切に調整し、製造条件を適正化するこ
とにより、熱処理後の伸びが３０％以上で、かつ１７０
℃で２０分間といった低温・短時間の焼付処理において
も焼付後の降伏強度を焼付前よりも４kgf ／mm2 以上硬
化することを見出し、本発明を完成するに至った。すな
わち、本発明は、プレス成形性の向上と塗装焼付後の耐
デント性の向上を図るべく、材料特性としての破断伸び
と、低温・短時間焼付後の降伏強度との両特性を改善し
たものである。
は、上記目的を達成するために種々検討を重ねた結果、
化学成分組成を適切に調整し、製造条件を適正化するこ
とにより、熱処理後の伸びが３０％以上で、かつ１７０
℃で２０分間といった低温・短時間の焼付処理において
も焼付後の降伏強度を焼付前よりも４kgf ／mm2 以上硬
化することを見出し、本発明を完成するに至った。すな
わち、本発明は、プレス成形性の向上と塗装焼付後の耐
デント性の向上を図るべく、材料特性としての破断伸び
と、低温・短時間焼付後の降伏強度との両特性を改善し
たものである。
【０００７】特に、化学成分組成については、塗装焼付
け後における高強度化の観点から、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
合金にＣｕを適量添加して結晶粒を等軸粗大粒として焼
付け前の降伏強度を低くし、焼付けによる降伏強度の上
昇分を増加させるため再結晶粒抑制元素を低減したもの
である。
け後における高強度化の観点から、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
合金にＣｕを適量添加して結晶粒を等軸粗大粒として焼
付け前の降伏強度を低くし、焼付けによる降伏強度の上
昇分を増加させるため再結晶粒抑制元素を低減したもの
である。
【０００８】すなわち、この発明に係る焼付硬化性及び
プレス成形性に優れたアルミニウム合金板は、重量％
で、Ｍｇを０．４〜１．５％、Ｓｉを０．２４〜１．６
％、Ｃｕを０．１２〜１．５％、Ｚｎを１．０％以下、
Ｔｉを０．００５〜０．１５％、Ｆｅを０．２５％以下
の範囲で含有し、かつＳｉ及びＭｇがＳｉ≧０．６Ｍｇ
（％）の関係を満たし、残部がＡｌ及び不可避的不純物
からなり、結晶粒における圧延方向の軸長をＬ、Ｌに対
して垂直の板厚方向の軸長をＨとした場合に、その平均
アスペクト比Ｈ／Ｌが０．７以上であり、かつ平均粒径
が２０μｍ以上であることを特徴とする。また、この組
成に対し、０．１５％以下のＭｎ、０．１％以下のＣ
ｒ、０．１％以下のＺｒ、０．１％以下のＶ、及び０．
０００２〜０．０５％のＢのうち１種又は２種以上をさ
らに含んでいてもよい。
プレス成形性に優れたアルミニウム合金板は、重量％
で、Ｍｇを０．４〜１．５％、Ｓｉを０．２４〜１．６
％、Ｃｕを０．１２〜１．５％、Ｚｎを１．０％以下、
Ｔｉを０．００５〜０．１５％、Ｆｅを０．２５％以下
の範囲で含有し、かつＳｉ及びＭｇがＳｉ≧０．６Ｍｇ
（％）の関係を満たし、残部がＡｌ及び不可避的不純物
からなり、結晶粒における圧延方向の軸長をＬ、Ｌに対
して垂直の板厚方向の軸長をＨとした場合に、その平均
アスペクト比Ｈ／Ｌが０．７以上であり、かつ平均粒径
が２０μｍ以上であることを特徴とする。また、この組
成に対し、０．１５％以下のＭｎ、０．１％以下のＣ
ｒ、０．１％以下のＺｒ、０．１％以下のＶ、及び０．
０００２〜０．０５％のＢのうち１種又は２種以上をさ
らに含んでいてもよい。
【０００９】また、この発明に係る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の製造方法は、上
記組成のアルミニウム合金鋳塊に対して４５０〜５８０
℃の範囲内の温度で１段又は多段の均質化処理を施した
後、この鋳塊を熱間圧延及び冷間圧延することにより所
望の板厚とし、次いで４８０〜５８０℃の範囲内の温度
まで３℃／秒以上の加熱速度で加熱してその温度で０〜
１２０秒間保持し、その後１００℃まで２℃／秒以上の
冷却速度で冷却することを特徴とする。これにより、平
均アスペクト比Ｈ／Ｌが０．７以上、平均結晶粒径が２
０μｍ以上の結晶粒の上記アルミニウム合金板が得られ
る。
ス成形性に優れた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鋳塊に対して４５０〜５８０
℃の範囲内の温度で１段又は多段の均質化処理を施した
後、この鋳塊を熱間圧延及び冷間圧延することにより所
望の板厚とし、次いで４８０〜５８０℃の範囲内の温度
まで３℃／秒以上の加熱速度で加熱してその温度で０〜
１２０秒間保持し、その後１００℃まで２℃／秒以上の
冷却速度で冷却することを特徴とする。これにより、平
均アスペクト比Ｈ／Ｌが０．７以上、平均結晶粒径が２
０μｍ以上の結晶粒の上記アルミニウム合金板が得られ
る。
【００１０】この場合に、熱間圧延と冷間圧延との間、
又は冷間圧延と冷間圧延との間、又はその両方で、３２
０〜５８０℃の範囲内の温度における中間焼鈍処理を１
回又は２回以上実施することが好ましい。以下、この発
明について詳細に説明する。なお、以下の説明において
％表示は重量％を表わす。先ず、この発明に係るアルミ
ニウム合金の成分組成の限定理由について説明する。
又は冷間圧延と冷間圧延との間、又はその両方で、３２
０〜５８０℃の範囲内の温度における中間焼鈍処理を１
回又は２回以上実施することが好ましい。以下、この発
明について詳細に説明する。なお、以下の説明において
％表示は重量％を表わす。先ず、この発明に係るアルミ
ニウム合金の成分組成の限定理由について説明する。
【００１１】Ｍｇ： Ｍｇは本発明に係る合金における
必須の基本成分であり、Ｓｉと共にＭｇ2 Ｓｉなる化合
物を形成し、強度の向上に寄与する。しかし、Ｍｇが
０．４％未満では十分な強度が得られず、逆に１．５％
を超えると伸びが低下する。従って、Ｍｇの含有量を
０．４〜１．５％の範囲に規定する。
必須の基本成分であり、Ｓｉと共にＭｇ2 Ｓｉなる化合
物を形成し、強度の向上に寄与する。しかし、Ｍｇが
０．４％未満では十分な強度が得られず、逆に１．５％
を超えると伸びが低下する。従って、Ｍｇの含有量を
０．４〜１．５％の範囲に規定する。
【００１２】Ｓｉ： ＳｉはＭｇと同様に、本発明に係
る合金における必須の基本成分であり、Ｍｇと共にＭｇ
2 Ｓｉなる化合物を形成し、強度の向上に寄与する。し
かし、Ｓｉが１．６％を超えると成形性に悪影響を及ぼ
す粗大な晶出物が生成されやすくなり、０．２４％未満
では強度が不十分である。従って、Ｓｉの含有量を０．
２４〜１．６％の範囲に規定する。また、Ｓｉ≧０．６
Ｍｇ（％）であればプレス性の向上に有効である。従っ
て、Ｓｉ≧０．６Ｍｇ（％）を満たす範囲にＳｉを規定
する。
る合金における必須の基本成分であり、Ｍｇと共にＭｇ
2 Ｓｉなる化合物を形成し、強度の向上に寄与する。し
かし、Ｓｉが１．６％を超えると成形性に悪影響を及ぼ
す粗大な晶出物が生成されやすくなり、０．２４％未満
では強度が不十分である。従って、Ｓｉの含有量を０．
２４〜１．６％の範囲に規定する。また、Ｓｉ≧０．６
Ｍｇ（％）であればプレス性の向上に有効である。従っ
て、Ｓｉ≧０．６Ｍｇ（％）を満たす範囲にＳｉを規定
する。
【００１３】Ｆｅ： Ｆｅは不可避的不純物として通常
アルミニウム合金に含有されるものであり、含有量が
０．２５％を超えるとＡｌとの共存により成形性に悪影
響を及ぼす粗大な晶出物が生成されやすく、また、Ｓｉ
と結び付いて析出硬化として有用なＳｉの量を低下させ
る。従って、Ｆｅの含有量を０．２５％以下に規定す
る。
アルミニウム合金に含有されるものであり、含有量が
０．２５％を超えるとＡｌとの共存により成形性に悪影
響を及ぼす粗大な晶出物が生成されやすく、また、Ｓｉ
と結び付いて析出硬化として有用なＳｉの量を低下させ
る。従って、Ｆｅの含有量を０．２５％以下に規定す
る。
【００１４】Ｃｕ： Ｃｕは強度及び成形性を向上さ
せ、さらにベ−キングによる硬化に寄与する成分であ
る。しかし、その含有量が０．１２％未満ではその効果
が十分に得られず、逆に１．５％を超えると成形性及び
耐食性を劣化させる。従って、Ｃｕ含有量を０．１２〜
１．５％の範囲に規定する。
せ、さらにベ−キングによる硬化に寄与する成分であ
る。しかし、その含有量が０．１２％未満ではその効果
が十分に得られず、逆に１．５％を超えると成形性及び
耐食性を劣化させる。従って、Ｃｕ含有量を０．１２〜
１．５％の範囲に規定する。
【００１５】Ｔｉ： Ｔｉは微量添加により鋳塊の結晶
粒を微細化して加工性等を改善する効果を有する。しか
しながら、これらを過剰に添加すると粗大な晶出物を生
成し、成形性を劣化させる。従って、Ｔｉの含有量を
０．００５〜０．１５％の範囲に規定する。
粒を微細化して加工性等を改善する効果を有する。しか
しながら、これらを過剰に添加すると粗大な晶出物を生
成し、成形性を劣化させる。従って、Ｔｉの含有量を
０．００５〜０．１５％の範囲に規定する。
【００１６】Ｚｎ： Ｚｎは強度の向上に寄与する元素
であるが、１．０％を超えると延性及びプレス成形性を
劣化させる。従って、Ｚｎの含有量を１．０％以下に規
定する。
であるが、１．０％を超えると延性及びプレス成形性を
劣化させる。従って、Ｚｎの含有量を１．０％以下に規
定する。
【００１７】本発明においては、以上の必須元素の他
に、必要に応じて、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ及びＢのうち
１種または２種以上を適量添加してもよい。これらの元
素は再結晶抑制元素であるから、異常粒成長を抑制する
目的で適量添加してもよい。しかし、これらの合金成分
は、再結晶粒の等軸化に対し負の効果があり成形性を低
下させるため、これらの含有量は従来のアルミニウム合
金よりも少ない範囲に規定する必要がある。従って、こ
れらを添加する場合には、Ｍｎ，Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｂの
含有量を夫々０．１５％以下、０．１０％以下、０．１
０％以下、０．１０％以下、０．０００２〜０．０５％
に規定する。
に、必要に応じて、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ及びＢのうち
１種または２種以上を適量添加してもよい。これらの元
素は再結晶抑制元素であるから、異常粒成長を抑制する
目的で適量添加してもよい。しかし、これらの合金成分
は、再結晶粒の等軸化に対し負の効果があり成形性を低
下させるため、これらの含有量は従来のアルミニウム合
金よりも少ない範囲に規定する必要がある。従って、こ
れらを添加する場合には、Ｍｎ，Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｂの
含有量を夫々０．１５％以下、０．１０％以下、０．１
０％以下、０．１０％以下、０．０００２〜０．０５％
に規定する。
【００１８】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
の効果が損なわれない範囲であれば許容される。例え
ば、Ｂｅ、Ｎａ，Ｋ等は、それぞれ０．００１％以下程
度なら含有していても、特性上の支障はない。次に、組
織について説明する。
同様、不可避的不純物が含有されるが、その量は本発明
の効果が損なわれない範囲であれば許容される。例え
ば、Ｂｅ、Ｎａ，Ｋ等は、それぞれ０．００１％以下程
度なら含有していても、特性上の支障はない。次に、組
織について説明する。
【００１９】アルミニウム合金の成形性は、結晶粒径及
び結晶粒形状に大きく依存している。平均粒径が２０μ
ｍ未満で、なおかつ、結晶粒の平均アスペクト比Ｈ／Ｌ
（Ｌ：圧延方向の結晶粒軸長、Ｈ：Ｌに対し垂直の板厚
方向軸長）が０．７未満では成形性が十分でなく、また
プレス模様が現出し表面性状も劣化するため、平均粒径
は２０μｍ以上、結晶粒の平均アスペクト比は０．７以
上であることが必要である。次に、この発明の合金の製
造条件について説明する。
び結晶粒形状に大きく依存している。平均粒径が２０μ
ｍ未満で、なおかつ、結晶粒の平均アスペクト比Ｈ／Ｌ
（Ｌ：圧延方向の結晶粒軸長、Ｈ：Ｌに対し垂直の板厚
方向軸長）が０．７未満では成形性が十分でなく、また
プレス模様が現出し表面性状も劣化するため、平均粒径
は２０μｍ以上、結晶粒の平均アスペクト比は０．７以
上であることが必要である。次に、この発明の合金の製
造条件について説明する。
【００２０】上記範囲に成分・組成が規定されたアルミ
ニウム合金を常法により溶解・鋳造し、その鋳塊に対し
て４５０〜５８０℃の範囲内の温度で１段又は多段の均
質化熱処理を施す。このような均質化処理を施すことに
より、鋳造時に晶出した共晶化合物の拡散固溶を促進
し、局部的ミクロ偏析を軽減する。また、この処理によ
り、最終製品の結晶粒の異常粒成長を抑制し、均一化を
図るうえで重要な役割を果たすＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖの
化合物を微細に析出させることができる。しかし、この
処理の温度が４５０℃未満の場合には上述したような効
果が不十分であり、一方５８０℃を超えると共晶融解が
生じる。従って、均質化処理の温度を４５０〜５８０℃
の範囲とした。なお、この温度範囲内での保持時間が１
時間未満では上述の効果が十分に得られず、７２時間を
超える長時間の加熱はその効果が飽和してしまうため、
この均質化処理の保持時間は１〜７２時間が望ましい。
ニウム合金を常法により溶解・鋳造し、その鋳塊に対し
て４５０〜５８０℃の範囲内の温度で１段又は多段の均
質化熱処理を施す。このような均質化処理を施すことに
より、鋳造時に晶出した共晶化合物の拡散固溶を促進
し、局部的ミクロ偏析を軽減する。また、この処理によ
り、最終製品の結晶粒の異常粒成長を抑制し、均一化を
図るうえで重要な役割を果たすＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖの
化合物を微細に析出させることができる。しかし、この
処理の温度が４５０℃未満の場合には上述したような効
果が不十分であり、一方５８０℃を超えると共晶融解が
生じる。従って、均質化処理の温度を４５０〜５８０℃
の範囲とした。なお、この温度範囲内での保持時間が１
時間未満では上述の効果が十分に得られず、７２時間を
超える長時間の加熱はその効果が飽和してしまうため、
この均質化処理の保持時間は１〜７２時間が望ましい。
【００２１】次いで、このような均質化処理が施された
鋳塊に対し、常法に従って所定の板厚を得るために熱間
圧延及び冷間圧延を行う。また、歪矯正又は表面粗度調
整のため５％以下のスキンパス圧延を実施してもよい。
鋳塊に対し、常法に従って所定の板厚を得るために熱間
圧延及び冷間圧延を行う。また、歪矯正又は表面粗度調
整のため５％以下のスキンパス圧延を実施してもよい。
【００２２】圧延終了後、このような圧延板材に対し、
４８０〜５８０℃の範囲内の温度に３℃／秒以上の加熱
速度で加熱して、その温度に達して後即座に、又は１２
０秒間以下の期間保持した後、１００℃まで２℃／秒以
上の冷却速度で急速冷却するといった条件の熱処理を施
す。この処理により組織が均一化し、結晶粒の平均粒径
が２０μｍ以上、平均アスペクト比が０．７以下に調整
され、さらに加工歪が除去され、結果としてプレス成形
性を向上させることができる。また、この熱処理は、焼
付硬化に対する寄与が大きいＭｇ2 Ｓｉ等の金属間化合
物の溶体化を図り、焼付硬化性の向上を達成するもので
ある。この場合に、加熱温度が４８０℃未満では、上述
のような効果を十分に得ることができない。また、加熱
温度が５８０℃を超えたり、加熱速度が遅すぎたり、保
持時間が長すぎると、結晶粒の一部が異常粒成長を起こ
してしまう。さらに、１００℃までの冷却速度が２℃／
秒未満では、冷却中に上述の化合物が粗大に析出し、プ
レス成形性及び焼付硬化性の点で望ましくない。従っ
て、上述のように条件が規定される。
４８０〜５８０℃の範囲内の温度に３℃／秒以上の加熱
速度で加熱して、その温度に達して後即座に、又は１２
０秒間以下の期間保持した後、１００℃まで２℃／秒以
上の冷却速度で急速冷却するといった条件の熱処理を施
す。この処理により組織が均一化し、結晶粒の平均粒径
が２０μｍ以上、平均アスペクト比が０．７以下に調整
され、さらに加工歪が除去され、結果としてプレス成形
性を向上させることができる。また、この熱処理は、焼
付硬化に対する寄与が大きいＭｇ2 Ｓｉ等の金属間化合
物の溶体化を図り、焼付硬化性の向上を達成するもので
ある。この場合に、加熱温度が４８０℃未満では、上述
のような効果を十分に得ることができない。また、加熱
温度が５８０℃を超えたり、加熱速度が遅すぎたり、保
持時間が長すぎると、結晶粒の一部が異常粒成長を起こ
してしまう。さらに、１００℃までの冷却速度が２℃／
秒未満では、冷却中に上述の化合物が粗大に析出し、プ
レス成形性及び焼付硬化性の点で望ましくない。従っ
て、上述のように条件が規定される。
【００２３】このような工程に加えて、上述の熱間圧延
と冷間圧延との間、又は冷間圧延と冷間圧延との間、又
はその両方で、１回又は２回以上の中間焼鈍を施すこと
が望ましい。この中間焼鈍を施すことにより、冷間圧延
において強圧下する際のエッジ割れを防止することがで
き、また、再結晶核として機能するＭｇ化合物が析出し
て組織が均一化し、結果として成形性を向上させること
ができる。しかし、この際の温度が３２０℃未満ではそ
の効果が十分ではなく、また５８０℃を超えると共晶融
解が生じる。従って、中間焼鈍は３２０〜５８０℃の範
囲で行う。なお、この中間焼鈍は必須のプロセスではな
く、省プロセスの観点からはこの中間焼鈍を省略しても
構わない。
と冷間圧延との間、又は冷間圧延と冷間圧延との間、又
はその両方で、１回又は２回以上の中間焼鈍を施すこと
が望ましい。この中間焼鈍を施すことにより、冷間圧延
において強圧下する際のエッジ割れを防止することがで
き、また、再結晶核として機能するＭｇ化合物が析出し
て組織が均一化し、結果として成形性を向上させること
ができる。しかし、この際の温度が３２０℃未満ではそ
の効果が十分ではなく、また５８０℃を超えると共晶融
解が生じる。従って、中間焼鈍は３２０〜５８０℃の範
囲で行う。なお、この中間焼鈍は必須のプロセスではな
く、省プロセスの観点からはこの中間焼鈍を省略しても
構わない。
【００２４】このようにして得られたアルミニウム合金
板は、焼付硬化性及びプレス成形性に優れ、破断伸びが
３０％以上となり、また低温焼付による硬化性にも優れ
ている。従って、このようなアルミニウム合金板は自動
車ボディ−シ−ト用として好適である。
板は、焼付硬化性及びプレス成形性に優れ、破断伸びが
３０％以上となり、また低温焼付による硬化性にも優れ
ている。従って、このようなアルミニウム合金板は自動
車ボディ−シ−ト用として好適である。
【００２５】
【実施例】以下、この発明の実施例について説明する。 （実施例１）
【００２６】表１、表２に示すような成分・組成を有す
る合金を溶解−連続鋳造し、得られた鋳塊を面削した
後、５２０℃で８時間の均質化処理を実施し、次いで鋳
片を４６０℃に加熱し、板厚４mmまで熱間圧延を行い、
室温に冷却した後、圧延率７５％の冷間圧延を行って厚
さ１mmの板材とした。なお、熱間圧延の仕上り温度は２
８０℃であった。この厚さ１mmの板材を５５０℃まで１
０℃／秒の速度で加熱し、６０秒保持後、１００℃まで
２０℃／秒の冷却速度で強制空冷を行った。
る合金を溶解−連続鋳造し、得られた鋳塊を面削した
後、５２０℃で８時間の均質化処理を実施し、次いで鋳
片を４６０℃に加熱し、板厚４mmまで熱間圧延を行い、
室温に冷却した後、圧延率７５％の冷間圧延を行って厚
さ１mmの板材とした。なお、熱間圧延の仕上り温度は２
８０℃であった。この厚さ１mmの板材を５５０℃まで１
０℃／秒の速度で加熱し、６０秒保持後、１００℃まで
２０℃／秒の冷却速度で強制空冷を行った。
【００２７】このようにして製造した板材を室温で３０
日間放置後、所定形状に切出し、引張試験（ＪＩＳ５
号，引張方向：圧延方向）及びコニカルカップ試験（Ｊ
ＩＳＺ２２４９：試験工具１７型）を実施し、さらに平
均結晶粒径、結晶粒の平均アスペクト比Ｈ／Ｌを測定し
た。なお、コニカルカップ試験はプレス成形のシミュレ
−トとして行い、張出しと深絞りとの複合成形性をＣＣ
Ｖ（mm）により評価した（ＣＣＶが小さいほど成形性に
優れている）。また、結晶粒形状はＧａ処理によりミク
ロ組織を現出し、サンプル数５０として切断法により求
めた。さらに、プレス成形後の塗装焼付をシミュレ−ト
するために、１７０℃で３０分間の熱処理（焼付に対
応）を行い、その後もう一度上述した熱処理後の試験と
同一条件で引張試験を行った。
日間放置後、所定形状に切出し、引張試験（ＪＩＳ５
号，引張方向：圧延方向）及びコニカルカップ試験（Ｊ
ＩＳＺ２２４９：試験工具１７型）を実施し、さらに平
均結晶粒径、結晶粒の平均アスペクト比Ｈ／Ｌを測定し
た。なお、コニカルカップ試験はプレス成形のシミュレ
−トとして行い、張出しと深絞りとの複合成形性をＣＣ
Ｖ（mm）により評価した（ＣＣＶが小さいほど成形性に
優れている）。また、結晶粒形状はＧａ処理によりミク
ロ組織を現出し、サンプル数５０として切断法により求
めた。さらに、プレス成形後の塗装焼付をシミュレ−ト
するために、１７０℃で３０分間の熱処理（焼付に対
応）を行い、その後もう一度上述した熱処理後の試験と
同一条件で引張試験を行った。
【００２８】これらの試験結果を表３、４に示す。な
お、「焼付硬化」の欄は、焼付シミュレ−ト後の降伏強
度から、最終熱処理後の降伏強度を引いた値を示してい
る。また、コニカルカップ試験後の表面性状も併記し
た。
お、「焼付硬化」の欄は、焼付シミュレ−ト後の降伏強
度から、最終熱処理後の降伏強度を引いた値を示してい
る。また、コニカルカップ試験後の表面性状も併記し
た。
【００２９】なお、表１の合金番号１〜１６は本発明の
組成範囲内の実施例であり、表２の合金番号１７〜３３
はその範囲から外れる比較例である。なお、合金番号３
１〜３３は従来からボディ−シ−ト用に用いられている
合金であり、夫々、２０３６、５１８２、６０１０に相
当するものである。
組成範囲内の実施例であり、表２の合金番号１７〜３３
はその範囲から外れる比較例である。なお、合金番号３
１〜３３は従来からボディ−シ−ト用に用いられている
合金であり、夫々、２０３６、５１８２、６０１０に相
当するものである。
【００３０】表３から明らかなように、実施例である合
金番号１〜１６は、伸びが３０％以上、平均粒径が２０
μｍ以上、平均アスペクト比が０．７以上で、ＣＣＶも
良好で優れた成形性が得られることが確認された。ま
た、焼付硬化も降伏強度で４kgf ／mm2 以上と高い値を
有し、優れた成形性と低温焼付硬化性とを有しているこ
とが確認された。
金番号１〜１６は、伸びが３０％以上、平均粒径が２０
μｍ以上、平均アスペクト比が０．７以上で、ＣＣＶも
良好で優れた成形性が得られることが確認された。ま
た、焼付硬化も降伏強度で４kgf ／mm2 以上と高い値を
有し、優れた成形性と低温焼付硬化性とを有しているこ
とが確認された。
【００３１】これに対して、表２に示す比較例の合金番
号１７〜３３は、表４から明らかなように、平均粒径が
２０μｍ以上、平均アスペクト比が０．７以上のもので
あっても、成形性及び焼付硬化性のうち双方又は一方が
実施例よりも劣っていた。例えば焼付硬化に寄与する成
分であるＭｇ、Ｓｉ、Ｃｕのいずれかの含有量が低い合
金番号１７，１８，２０は、焼付硬化性が低く、２kgf
／mm2 程度であった。逆に、Ｓｉ，Ｃｕの含有量が多い
合金番号１９，２１は成形性が低かった。また、Ｍｎ，
Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ，Ｔｉ−Ｂ，Ｆｅの量が本発明の範囲よ
りも多い合金番号２３，２４，２５，２６，２７，２
８，２９は伸びが低く、さらに平均結晶粒径が２０μｍ
以下で、結晶粒の平均アスペクト比が０．７以下である
ため成形性に劣り、またフロ−マ−クが生じたため表面
性状も悪かった。
号１７〜３３は、表４から明らかなように、平均粒径が
２０μｍ以上、平均アスペクト比が０．７以上のもので
あっても、成形性及び焼付硬化性のうち双方又は一方が
実施例よりも劣っていた。例えば焼付硬化に寄与する成
分であるＭｇ、Ｓｉ、Ｃｕのいずれかの含有量が低い合
金番号１７，１８，２０は、焼付硬化性が低く、２kgf
／mm2 程度であった。逆に、Ｓｉ，Ｃｕの含有量が多い
合金番号１９，２１は成形性が低かった。また、Ｍｎ，
Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ，Ｔｉ−Ｂ，Ｆｅの量が本発明の範囲よ
りも多い合金番号２３，２４，２５，２６，２７，２
８，２９は伸びが低く、さらに平均結晶粒径が２０μｍ
以下で、結晶粒の平均アスペクト比が０．７以下である
ため成形性に劣り、またフロ−マ−クが生じたため表面
性状も悪かった。
【００３２】なお、図１にＣＣＶ特性と結晶粒の平均ア
スペクト比との関係を示すが、この図から、平均アスペ
クト比が本発明の範囲外である０．７以下の場合（合金
番号２９，３０）にＣＣＶ特性が悪く、成形性に劣るこ
とが明らかである。
スペクト比との関係を示すが、この図から、平均アスペ
クト比が本発明の範囲外である０．７以下の場合（合金
番号２９，３０）にＣＣＶ特性が悪く、成形性に劣るこ
とが明らかである。
【００３３】合金番号２２はＴｉ−Ｂの量が本発明の範
囲よりも少ないものであるが、伸びの値が不十分であっ
た。さらに従来の合金番号３１〜３３についても焼付硬
化性及び成形性の両方とも劣っていることが確認され
た。
囲よりも少ないものであるが、伸びの値が不十分であっ
た。さらに従来の合金番号３１〜３３についても焼付硬
化性及び成形性の両方とも劣っていることが確認され
た。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】
【表３】
【００３７】
【表４】 （実施例２）
【００３８】次に、表１に示した合金のうち、合金番号
２の組成を有する鋳塊を使用し、表５に示す製造条件で
合金板材を製造した。なお、表５に特に記載されていな
い処理については実施例１の条件を採用した（圧延条件
等）。なお、表３中記号Ａ〜Ｅは本発明に係る製造方法
の範囲内の実施例であり、記号Ｆ〜Ｍはその範囲から外
れる比較例である。このようにして製造した板材につい
て実施例１と同様の評価試験を行った。その結果も表５
に併記する。表５から明らかなように、本発明の条件を
満足しない比較例は伸び及び成形性、あるいは焼付硬化
性が不十分であることが確認された。
２の組成を有する鋳塊を使用し、表５に示す製造条件で
合金板材を製造した。なお、表５に特に記載されていな
い処理については実施例１の条件を採用した（圧延条件
等）。なお、表３中記号Ａ〜Ｅは本発明に係る製造方法
の範囲内の実施例であり、記号Ｆ〜Ｍはその範囲から外
れる比較例である。このようにして製造した板材につい
て実施例１と同様の評価試験を行った。その結果も表５
に併記する。表５から明らかなように、本発明の条件を
満足しない比較例は伸び及び成形性、あるいは焼付硬化
性が不十分であることが確認された。
【００３９】例えば、比較例のＦ，Ｇ，Ｌのように中間
焼鈍温度あるいは熱処理温度が本発明の範囲から外れる
と、成形性、焼付硬化性に劣り、比較例Ｋのように溶体
化焼き入れ条件の冷却速度が小さいと、焼付硬化性に劣
ることが確認された。また比較例Ｍは溶体化焼入の加熱
保持温度が低く、平均粒径が２０μｍ未満でかつ平均ア
スペクト比が０．７未満であり、伸びも低いため成形性
に劣り、表面性状も肌荒れのため悪く、さらに十分な焼
付硬化が得られないことが確認された。溶体化焼入れの
加熱保持温度が高い比較例Ｉは、共晶融解等を生じて強
度が低下し、また、溶体化焼入れの加熱保持時間が長い
比較例Ｊの場合には、異常粒成長を生じ、フロ−マ−ク
が現れ、成形性も劣っていることが確認された。溶体化
焼入れの加熱速度が小さい比較例Ｈの場合には、伸びが
低い傾向にあることが確認された。
焼鈍温度あるいは熱処理温度が本発明の範囲から外れる
と、成形性、焼付硬化性に劣り、比較例Ｋのように溶体
化焼き入れ条件の冷却速度が小さいと、焼付硬化性に劣
ることが確認された。また比較例Ｍは溶体化焼入の加熱
保持温度が低く、平均粒径が２０μｍ未満でかつ平均ア
スペクト比が０．７未満であり、伸びも低いため成形性
に劣り、表面性状も肌荒れのため悪く、さらに十分な焼
付硬化が得られないことが確認された。溶体化焼入れの
加熱保持温度が高い比較例Ｉは、共晶融解等を生じて強
度が低下し、また、溶体化焼入れの加熱保持時間が長い
比較例Ｊの場合には、異常粒成長を生じ、フロ−マ−ク
が現れ、成形性も劣っていることが確認された。溶体化
焼入れの加熱速度が小さい比較例Ｈの場合には、伸びが
低い傾向にあることが確認された。
【００４０】
【表５】
【００４１】
【発明の効果】この発明によれば、伸び、プレス成形
性、及び低温・短時間の塗装焼付の際の焼付硬化能が従
来のアルミニウム合金板よりも優れており、プレス成形
性と塗装焼付後の耐デント性が要求される自動車ボディ
−シ−ト用等として好適なアルミニウム合金板及びその
製造方法が提供される。
性、及び低温・短時間の塗装焼付の際の焼付硬化能が従
来のアルミニウム合金板よりも優れており、プレス成形
性と塗装焼付後の耐デント性が要求される自動車ボディ
−シ−ト用等として好適なアルミニウム合金板及びその
製造方法が提供される。
【図１】結晶粒の平均アスペクト比とＣＣＶ特性との関
係を示す図。
係を示す図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 吉原 直武 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 三田尾 真司 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％で、Ｍｇを０．４〜１．５％、Ｓ
ｉを０．２４〜１．６％、Ｃｕを０．１２〜１．５％、
Ｚｎを１．０％以下、Ｔｉを０．００５〜０．１５％、
Ｆｅを０．２５％以下の範囲で含有し、かつＳｉ及びＭ
ｇがＳｉ≧０．６Ｍｇ（％）の関係を満たし、残部がＡ
ｌ及び不可避的不純物からなり、結晶粒における圧延方
向の軸長をＬ、Ｌに対して垂直の板厚方向の軸長をＨと
した場合に、その平均アスペクト比Ｈ／Ｌが０．７以上
であり、かつ平均粒径が２０μｍ以上であることを特徴
とする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。 - 【請求項２】 重量％で、０．１５％以下のＭｎ、０．
１％以下のＣｒ、０．１％以下のＺｒ、０．１％以下の
Ｖ、及び０．０００２〜０．０５％のＢのうち１種又は
２種以上をさらに含んでいることを特徴とする請求項１
に記載の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。 - 【請求項３】 重量％で、Ｍｇを０．４〜１．５％、Ｓ
ｉを０．２４〜１．６％、Ｃｕを０．１２〜１．５％、
Ｚｎを１．０％以下、Ｔｉを０．００５〜０．１５％、
Ｆｅを０．２５％以下の範囲で含有し、かつＳｉ及びＭ
ｇがＳｉ≧０．６Ｍｇ（％）の関係を満たし、残部がＡ
ｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金の鋳塊
に対し、４５０〜５８０℃の範囲内の温度で１段又は多
段の均質化処理を施した後、この鋳塊を熱間圧延及び冷
間圧延することにより所望の板厚とし、次いで４８０〜
５８０℃の範囲内の温度まで３℃／秒以上の加熱速度で
加熱してその温度で０〜１２０秒間保持し、その後１０
０℃まで２℃／秒以上の冷却速度で冷却することを特徴
とする焼付硬化性及びプレス成形性に優れたアルミニウ
ム合金板の製造方法。 - 【請求項４】 前記アルミニウム合金の鋳塊は、重量％
で、０．１５％以下のＭｎ、０．１％以下のＣｒ、０．
１％以下のＺｒ、０．１％以下のＶ、及び０．０００２
〜０．０５％のＢのうち１種又は２種以上をさらに含ん
でいることを特徴とする請求項３に記載の焼付硬化性及
びプレス成形性に優れたアルミニウム合金板の製造方
法。 - 【請求項５】 熱間圧延と冷間圧延との間、又は冷間圧
延と冷間圧延との間、又はその両方で、３２０〜５８０
℃の範囲内の温度における中間焼鈍処理を１回又は２回
以上実施することを特徴とする請求項３又は４に記載の
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
板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20581891A JPH0543974A (ja) | 1991-08-16 | 1991-08-16 | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20581891A JPH0543974A (ja) | 1991-08-16 | 1991-08-16 | 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 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0543974A true JPH0543974A (ja) | 1993-02-23 |
Family
ID=16513212
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP20581891A Pending JPH0543974A (ja) | 1991-08-16 | 1991-08-16 | 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0543974A (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0613959A1 (en) * | 1993-03-03 | 1994-09-07 | Nkk Corporation | An aluminium alloy sheet for use in press forming , exhibiting excellent hardening property obtained by baking at low temperature for a short period of time and a method of manufacturing the same |
| WO1995022634A1 (en) * | 1994-02-16 | 1995-08-24 | Sumitomo Light Metal Industries, Ltd. | Method of manufacturing aluminum alloy plate for molding |
| JP2000319741A (ja) * | 1998-09-10 | 2000-11-21 | Kobe Steel Ltd | Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板 |
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| US10513766B2 (en) | 2015-12-18 | 2019-12-24 | Novelis Inc. | High strength 6XXX aluminum alloys and methods of making the same |
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-
1991
- 1991-08-16 JP JP20581891A patent/JPH0543974A/ja active Pending
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| CN104018040A (zh) * | 2014-06-23 | 2014-09-03 | 北京科技大学 | 一种汽车用高成形性铝合金材料及其制备方法 |
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| US10513766B2 (en) | 2015-12-18 | 2019-12-24 | Novelis Inc. | High strength 6XXX aluminum alloys and methods of making the same |
| US10538834B2 (en) | 2015-12-18 | 2020-01-21 | Novelis Inc. | High-strength 6XXX aluminum alloys and methods of making the same |
| JP2020015981A (ja) * | 2015-12-18 | 2020-01-30 | ノベリス・インコーポレイテッドＮｏｖｅｌｉｓ Ｉｎｃ． | 高強度６ｘｘｘアルミニウム合金及びその作製方法 |
| US11920229B2 (en) | 2015-12-18 | 2024-03-05 | Novelis Inc. | High strength 6XXX aluminum alloys and methods of making the same |
| US12043887B2 (en) | 2015-12-18 | 2024-07-23 | Novelis Inc. | High strength 6xxx aluminum alloys and methods of making the same |
| JP2025528955A (ja) * | 2022-09-06 | 2025-09-02 | 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 | ６０００系アルミニウム合金板材の製造方法およびアルミニウム合金板材 |
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