JPH10259464A - 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 自動車ボディ−シート材として好適な、
強度、成形性等に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板を得
る。 【解決手段】 Ｍｇ，Ｓｉ，Ｍｎなどの含有量が規定さ
れるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金溶湯を、１５０℃／ｓｅｃ
以上の凝固速度で連続鋳造し、冷間圧延により所定の板
厚とした後、５２０℃〜５６０℃で溶体化処理を行い、
３０秒以内に急冷する。 【効果】 高強度を有し、深絞りなどを含めたプレ
ス成形性、延性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板が得
られる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、自動車ボディシー
ト材に適した成形性および延性に優れた成形加工用アル
ミニウム合金板の製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】従来、自動車ボディシート材としては冷
延鋼板が広く採用されてきたが、近年環境への汚染を配
慮して自動車の排ガス量の低減が一段と厳しく要求さ
れ、自動車の軽量化が一層進められいるため、ボディシ
ート材にもより軽量な材料の使用が望まれている。とこ
ろで、アルミニウム合金板は、冷延鋼板より軽量で比強
度が高い上に、成形性、塗装焼付き硬化性も良好であ
り、自動車ボディシート材への応用が急速に高まってい
る。従来、上記アルミニウム合金板に使用される成分と
しては、Ａｌ−Ｍｇ系合金やＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金が
提案されているが、Ａｌ−Ｍｇ系合金は焼付塗装後に強
度が低下するという問題がある。一方、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系合金では、このような問題は少ないものの、鋼板に
比べれば、成形性および延性が劣っているという問題が
ある。このため、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金において、金
属間化合物の最大サイズを規制することにより成形性を
向上させたアルミニウム合金も提案されている（特開昭
６２−２０７８５１号）。

【０００３】

【発明が解決しようとする課題】しかし、上記合金にお
いても成形性、特に曲げ加工性、深絞り性の改善は充分
ではなく、より成形性の向上したアルミニウム合金板の
開発が望まされている。従来、自動車ボディーシート材
等に使用される成形加工用アルミニウム合金板は、半連
続鋳造法などによって製造した鋳塊に、均質化処理、面
削、熱間圧延、冷間圧延、中間焼鈍、溶体化処理などを
順次に施すことによって、製造されている。ところが、
この製造過程では、過飽和固溶元素の低下や比較的粗大
な金属間化合物の生成が起こり、製品の成形性、焼付硬
化性が十分に向上しない問題がある。これは、鋳造時や
溶体化処理時に、粗大な金属間化合物が生成されたり、
既に生成されている金属間化合物が粗大化することが原
因になっている。

【０００４】本発明は、上記事情を背景としてなされた
ものであり、不溶性金属間化合物のサイズを一層小さな
ものとし、よって成形性、特に曲げ加工性を向上させ、
更に結晶粒径を小さなものとし、よって、深絞り性を向
上させた自動車ボディシート材として好適な成形加工用
アルミニウム合金板を得ることができる製造方法を提供
することを目的とする。

【０００５】

【課題を解決するための手段】上記課題を解決するた
め、本発明の成形加工用アルミニウム合金板の製造方法
のうち第１の発明は、重量％で、Ｍｇ：０．３０〜０．
７０％、Ｓｉ：０．９０〜２．００％、Ｃｕ：０〜０．
５０％、Ｆｅ：０．３０％以下を含有し、残部がＡｌお
よび不可避不純物からなるＡｌ合金を１５０℃／秒以上
の冷却速度で鋳造し、その後冷間圧延を経て、溶体化処
理工程において、５２０℃〜５６０℃の温度域に加熱
し、該温度域に到達後３０秒以内に強制空冷以上の冷却
速度で冷却することを特徴とする。

【０００６】第２の発明は、第１の発明において、Ａｌ
合金に、成分としてさらに重量％で、Ｍｎ：０．１０〜
０．５０％を含有することを特徴とする。さらに、第３
の発明は、第１または第２の発明において、溶体化処理
後の不溶性金属間化合物の最大寸法が実質的に１．０μ
ｍ以下であることを特徴とする。

【０００７】本発明は、特定成分のアルミニウム合金を
急速に凝固させて鋳造し、さらに、溶体化処理に際し、
加熱保持時間を短時間にしてさらに急速に冷却すること
により不溶性金属間化合物のサイズを大幅に小さなもの
（１．０μｍ以下）にし、また、固溶元素量を増大させ
る。これら作用により本発明の製造方法により得られた
アルミニウム合金板は、優れた成形性（特に曲げ加工性
と深絞り性）を有しているとともに強度・焼付き硬化性
が向上する。

【０００８】

【発明の実施形態】本発明の製造方法に用いられるアル
ミニウム合金は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金からなり、そ
の成分を適切に調整したものが使用される。以下に本発
明法に用いるアルミニウム合金の成分限定理由を説明す
る。

【０００９】Ｍｇ：０．３０〜０．７０％ Ｍｇは、Ｓｉと一緒にＭｇ₂Ｓｉ相を形成し、合金の強
度を高める元素であり、必要な強度を確保するために
０．３０％以上含有させなければならない。一方、Ｍｇ
含有量が多すぎると、粒界上にＭｇ₂Ｓｉ相を形成する
ことによって、短時間の溶体化処理では十分固溶でき
ず、強度が逆に低下するばかりでなく成形性をも劣化さ
せるので、０．７０％以下に抑える。なお、同様の理由
で、下限を０．４０％、上限を０．６０％とするのが望
ましい。本発明では、Ｍｇの含有量を一般のＡｌ−Ｍｇ
−Ｓｉ系合金に比べ少なめにして溶体化処理性及び成形
性の向上を図っている。

【００１０】Ｓｉ：０．８０〜２．００％ Ｓｉは、Ｍｇと同様にＭｇ₂Ｓｉ相を形成して高強度化
に寄与する元素である。また、延性の増加にも寄与する
ので、高強度・高延性の板を製造するために、０．８０
％以上含有させなければならない。しかし、含有量が多
すぎると、粒界上にＳｉ相を形成し成形性を悪化させる
ので、２．００％以下に抑える。なお、同様の理由で下
限を０．９０％とするのが望ましく、さらにより良好な
延性を得るためには、Ｓｉの下限を１．１０％、上限を
１．７０％に限定するのが一層望ましい。本発明では、
Ｍｇに対するＳｉの含有量を一般のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
合金に比べ、多めにして機械的性質の向上を図ってい
る。

【００１１】Ｍｎ：０．１０〜０．５０％ Ｍｎは、Ａｌ合金板を製造する場合に、結晶粒を微細化
する効果を有する元素であり、また、凝固時の冷却速度
が速いため、固溶強化にも寄与する。したがって、Ｍｎ
を添加すれば、成形性・強度を高めることができるの
で、所望により含有させる。これらの作用を有効に発揮
させるために、０．１０％以上含有させなければならな
い。一方、０．５０％を越えると、Ａｌとの不溶性化合
物が形成されることによって、延性・成形性などが悪化
するので、含有量を上限値以下に抑える。なお、同様の
理由で、下限を０．２０％、上限を０．４０％に限定す
るのが望ましい。

【００１２】Ｃｕ：０〜０．５０％ Ｃｕは必ずしも添加しなければならない元素ではない
が、Ａｌ−Ｃｕ（−Ｍｇ）系の析出物の形成により、強
度または焼付き硬化性を高める作用を有しているので、
強度・焼付き硬化に対する要求が高い場合には、積極的
に含有させる。しかし、含有量が多すぎると、成形性ま
たは耐食性を劣化させるので、０．５０％以下に抑え
る。なお、同様の理由で、上限を０．３％とするのがさ
らに望ましい。

【００１３】Ｆｅ：０．３０％以下 Ｆｅは、強度を高める元素としてある程度の効果を有し
ている。しかし、上限値を越えて含有すると、鋳造時に
Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ（−Ｍｇ）系晶出物を形成することに
よって、成形性が劣るばかりでなく、固溶Ｓｉと固溶Ｍ
ｇの量が減り、強度も下がる。したがって、その含有量
を０．３０％以下に抑える。なお、同様の理由で上限を
０．２％とするのが一層望ましい。

【００１４】また、一般のＡｌ合金では、鋳塊の結晶粒
微細化のため少量のＴｉを単独であるいはＢと組み合わ
せて添加することも多く、本発明でも、製造時にこれら
の元素を添加することは許容される。これらの元素は、
合金中に不純物として残存するが、その含有量が多すぎ
ると、粗大なＴｉ系化合物粒子が形成されるので、Ｔ
ｉ、Ｂ含有量は、それぞれ０．１０％以下に抑えること
が望ましい。

【００１５】（鋳 造）上記アルミニウム合金は、溶製
時に、通常の半連続鋳造法により得られる冷却速度２０
℃／秒よりも遙かに速い１５０℃／秒以上の冷却速度で
凝固させる。これにより、不溶性金属間化合物のサイズ
を小さくすることができ、また固溶元素量を増やすこと
ができる。上記冷却速度を得るためには、通常、連続鋳
造法を採用する。連続鋳造法の種別としては、双ロール
式連続鋳造法、水冷式連続鋳造法、ベルト式連続鋳造法
などの各種の方法があるが、本発明としては特定の方法
に限定されるものではない。ただし、上記金属間化合物
のサイズを確実に小さくするために、連続鋳造時に熱間
圧延が同時に行われるのが望ましく、これにより後の熱
間圧延を省略することができる。熱間圧延は、膨大な設
備を必須とするので、それを省略することによって、コ
ストダウンがはかれる。但し冷間圧延による板厚の減少
には限度があるので、製品板厚に合わせて冷間圧延前、
すなわち鋳造後板厚を設定するのが必要となる。製品板
厚１ｍｍの場合で鋳造後の板厚を６ｍｍ以下にすること
が望ましい。

【００１６】（均質化処理）上記アルミニウム合金は、
必要に応じて、その後、均質化処理が行われる。上記し
たように、連続鋳造時に必要な熱間圧延が行われ、その
後の熱間圧延が省略される。また、均質化処理も本発明
として必須ではないが、製品の結晶粒を微細化するため
に、Ｍｎ系金属間化合物粒子を溶体化処理する前に析出
させたい場合、それを行ってもよい。なお、均質化処理
の温度が低すぎると、他の金属間化合物が形成され、成
形性が悪化する。また、その温度が高すぎると、一部の
金属間化合物が溶ける恐れがある。したがって、均質化
処理を行う場合、その温度範囲を４５０℃〜５６０℃に
し、さらにその加熱時間を４〜１２時間にして行うのが
望ましい。

【００１７】（冷間圧延）上記工程により鋳造され、必
要に応じて、熱間圧延、均質化処理が施されたアルミニ
ウム合金は、所定の厚さに冷間圧延されるが、該冷間圧
延は常法により行うことができる。この冷間圧延でのパ
ス数や圧下率等は適宜定められ、必要な厚さのアルミニ
ウム合金板に冷間で圧延される。

【００１８】（溶体化処理）上記工程を経たアルミニウ
ム合金板には、常法と異なる特殊な溶体化処理を施す。
溶体化処理における加熱温度は、５２０℃〜５６０℃と
する。これは５２０℃未満では十分な固溶がなされず、
一方、５６０℃を越えると、金属間化合物が粗大化する
ためである。なお、加熱時には、この温度域に達するま
で急速に昇温させるのが望ましく、その昇温速度は、１
０℃／秒以上とするのが望ましい。これは、この範囲で
急速加熱することにより結晶粒微細化の効果があり、一
方、１０℃／秒未満では、結晶粒が粗大となり、成形性
が低下するためである。さらに、上記温度に到達した後
は、３０秒以内に急冷する。これを３０秒を越えて上記
温度域に保持すると、結晶粒が粗大して不溶性金属間化
合物のサイズも１．０μｍを越えることになり成形性が
低下する。したがって、溶体化処理温度での保持を厳格
に制限することにより、鋳造時の急冷処理の効果が顕著
に得られることになる。

【００１９】なお、溶体化処理温度からの急冷では、強
制空冷以上の冷却速度で冷却する。これを徐冷するもの
とすると、結晶粒が粗大化し、かつ粒界にＭｇ₂Ｓｉが
析出して成形性、強度が低下する。上記冷却速度を数値
で示すと、例えば、２０℃／秒の冷却速度で示すことが
できる。なお、過度に急冷すると、板の形状が悪化する
ので、１００℃／秒以下の冷却速度とするのが望まし
い。

【００２０】本発明の製造過程を経たアルミニウム合金
板は、溶体化処理後において不溶性金属間化合物の最大
寸法が実質的に１．０μｍ以下となっている。不溶性金
属間化合物としては、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系、Ｍｇ₂Ｓｉ
等が上げられるが、これらは成形性、特に曲げ加工性を
低下させるため、できるだけサイズが小さいのが望まし
い。しかし、従来の製造方法では、上記寸法は、鋳造時
の急冷凝固の方法を講じても３．０μｍ程度に小さくで
きるにすぎない。本発明では、鋳造時の急冷凝固に加
え、合金の成分調整、溶体化処理条件の制限を加えるこ
とにより上記サイズを大幅に小さくする（最大寸法：
１．０μｍ以下）ことを可能にしている。なお、上記最
大寸法は、金属間化合物の通常のばらつきの中で最大の
ものをいう。したがって、突発的、例外的に形成された
金属間化合物は除外される。

【００２１】上記工程を経たアルミニウム金属材には、
所望のプレス成形や焼付け塗装が施され、代表的には自
動車ボディーシートとして使用される。但し、本発明と
しては、その用途が自動車ボディシートに限定されるも
のではなく、厳しい成形性が要求されるような他の用途
への適用も可能である。

【００２２】

【実施例】以下、実施例によって本発明を詳細に説明す
る。表１に示す組成のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金からなる
発明合金および比較合金（組成が発明範囲外）を溶解し
た後、双ロール式連続鋳造法により、凝固時の冷却速度
が約１８０℃／ｓｅｃになるようにして厚さ６ｍｍの板
に鋳造した。この合金に均質化処理、熱間圧延を施さ
ず、冷間圧延により厚さ１ｍｍの板とした。その後、急
速加熱（昇温速度約２０℃／秒）により５４５℃に迄加
熱し、この温度で３０秒保持する溶体化処理を施し、焼
入剤を含む水に焼入れ（冷却速度５０℃／秒相当）を行
った後、室温時効１ヶ月の促進処理として４０℃で１週
間の時効処理を行った。また、比較のため、発明合金ま
たは比較合金に、溶解、鋳造、均質化処理、熱間圧延、
冷間圧延、溶体化処理、水焼入れ、時効という従来法ま
たは比較法を適用した。従来法では、冷却速度約５℃／
秒で鋳造し、その後、５４５℃×４時間の均質化処理を
施して、厚さ６ｍｍに熱間圧延し、さらに厚さ１ｍｍに
冷間圧延した。次いで、溶体化処理として、上記と同様
に５４５℃にまで急速加熱し、この温度に２分保持した
後、水焼入し、４０℃で１週間の時効処理を行った。ま
た、比較法では、溶体化処理の保持時間のみを発明法と
は代えて１分間とし、その他の工程、条件は発明法と同
様とした。

【００２３】

【表１】

【００２４】上記工程を経て得られたアルミニウム合金
板よりＪＩＳ５号試験片を採取し、その不溶性金属間化
合物の最大サイズ（粒径）を顕微鏡観察により測定し、
次に引張試験を行い、機械的性質を調べた。また、プレ
ス成形性を調べるために深絞り成形試験と曲げ試験を行
った。深絞り試験は８４ｍｍ径の円板を４０ｍｍ径×Ｒ
８のポンチ、４２．５ｍｍ径×Ｒ８のダイスで深絞り
し、いずれも破断時の成形高さで評価した。曲げ試験
は、引張試験機により５％の予備歪みを与えた板より、
５０×２５ｍｍ試料を切出し、曲げ半径１．７５ｍｍの
Ｕ字３点曲げ、曲げ半径０．５ｔの１８０゜曲げの順
に、２回の曲げ試験を行った後、目視で試料表面の割れ
程度により評価した。これらの結果を表２に示した。

【００２５】

【表２】

【００２６】表２から明らかなように、合金組成がほぼ
同じ場合、本発明材（Ｎｏ．１〜１３）は、従来法を経
た比較材（Ｎｏ．２１〜２７）より、強度、伸びおよび
曲げ加工性に優れており、深絞り加工性についても従来
法を経た比較材と同等、もしくはそれ以上に優れてい
る。また、比較法により得られた比較材（Ｎｏ．１９，
２０）は、いずれも成形性に劣っている。さらに、比較
合金を用いた場合（Ｎｏ．１４〜１８）では、強度およ
び伸びが高いＮｏ．１５、Ｎｏ．１７、Ｎｏ．１８では
曲げ加工性が劣っており、曲げ加工性が良好なＮｏ．１
４では伸びが低く、Ｎｏ．１６合金では、伸びと曲げ加
工性のいずれも悪化している。上記の結果より、発明材
においてのみ、機械的特性、成形性ともに優れた特性が
得られている。但し、本発明の組成範囲内でも、Ｓｉ量
が１．１０〜１．７０％の範囲外にあると、曲げ加工性
がやや劣る傾向にあり、したがって、強度と成形性を両
立させる観点からＳｉ量を１．１０〜１．７０％の範囲
内にするのが望ましいことが分かる。なお、本発明は上
記実施例によって制約を受けるものではなく、適合しう
る範囲で適切に変更実施することが勿論可能であり、そ
れらも本発明の技術的範囲に含まれる。

【００２７】

【発明の効果】以上説明したように、本発明の製造方法
によれば、重量％で、Ｍｇ：０．３０〜０．７０％、Ｓ
ｉ：０．８０〜２．００％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｆ
ｅ：０．３０％以下し、所望によりＭｎ：０．１０〜
０．５０％を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物か
らなるＡｌ合金を１５０℃／秒以上の冷却速度で鋳造
し、その後冷間圧延を経て、溶体化処理工程において、
５２０℃〜５６０℃の温度域に加熱し、該温度域に到達
後３０秒以内に強制空冷以上の冷却速度で冷却するの
で、従来の製造法より強度、伸び、成形性が優れるアル
ミニウム合金板を製造することができる。従って、自動
車ボディシート材を始めとする、強度、成形性で過酷な
条件が課せられる用途に好適な軽量の成形用板が得られ
る効果がある。

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 ６９２ ６９２Ａ

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｍｇ：０．３０〜０．７０
   ％、Ｓｉ：０．８０〜２．００％、Ｃｕ：０〜０．５０
   ％、Ｆｅ：０．３０％以下を含有し、残部がＡｌおよび
   不可避不純物からなるＡｌ合金を１５０℃／秒以上の冷
   却速度で鋳造し、その後冷間圧延を経て、溶体化処理工
   程において、５２０℃〜５６０℃の温度域に加熱し、該
   温度域に到達後３０秒以内に強制空冷以上の冷却速度で
   冷却することを特徴とする成形加工用アルミニウム合金
   板の製造方法
2. 【請求項２】 Ａｌ合金には、成分としてさらに重量％
   で、Ｍｎ：０．１０〜０．５０％を含有することを特徴
   とする請求項１記載の成形加工用アルミニウム合金板の
   製造方法
3. 【請求項３】 溶体化処理後の不溶性金属間化合物の最
   大寸法が実質的に１．０μｍ以下であることを特徴とす
   る請求項１または２に記載の成形加工用アルミニウム合
   金板の製造方法