JP2823797B2 - 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 - Google Patents
成形加工用アルミニウム合金板の製造方法Info
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
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- C22C21/08—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent with silicon
-
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-
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
- C22F1/043—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with silicon as the next major constituent
-
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- C22F1/05—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys of the Al-Si-Mg type, i.e. containing silicon and magnesium in approximately equal proportions
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、成形加工用アルミニウ
ム合金板の製造方法、とくに、高強度および良好なプレ
ス成形性を有し、成形加工後の表面外観が優れ、自動車
用外板など輸送機器用材料して好適な成形加工用アルミ
ニウム合金板の製造方法に関する。
ム合金板の製造方法、とくに、高強度および良好なプレ
ス成形性を有し、成形加工後の表面外観が優れ、自動車
用外板など輸送機器用材料して好適な成形加工用アルミ
ニウム合金板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、地球環境保護の観点から自動車な
ど輸送機器の軽量化が積極的に進められている。鉄鋼材
料からアルミニウム材料に転換して軽量化を図る動きも
活発で、自動車部材についても各種アルミニウム合金の
開発が行われている。自動車外板用アルミニウム合金と
しては、我が国では５０００系のＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ−Ｃ
ｕ合金（特開昭53-103914 号公報、特開昭58-171547 号
公報) 、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ合金（特開平1-219139号公
報) の開発が進んでおり、一部実用化されているものも
ある。
ど輸送機器の軽量化が積極的に進められている。鉄鋼材
料からアルミニウム材料に転換して軽量化を図る動きも
活発で、自動車部材についても各種アルミニウム合金の
開発が行われている。自動車外板用アルミニウム合金と
しては、我が国では５０００系のＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ−Ｃ
ｕ合金（特開昭53-103914 号公報、特開昭58-171547 号
公報) 、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ合金（特開平1-219139号公
報) の開発が進んでおり、一部実用化されているものも
ある。
【０００３】欧米では６０００系のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合
金、６００９、６１１１、６０１６合金などが提案され
ている。６０００系アルミニウム合金は、成形性は５０
００系アルミニウム合金より幾分劣るものの自動車用外
板用としては十分な成形特性を備え、塗装焼付工程での
加熱処理により高強度が得られるため、５０００系アル
ミニウム合金よりさらに薄肉化、軽量化が期待できる
が、成形加工後の表面外観が５０００系合金に比べて劣
るという難点がある。
金、６００９、６１１１、６０１６合金などが提案され
ている。６０００系アルミニウム合金は、成形性は５０
００系アルミニウム合金より幾分劣るものの自動車用外
板用としては十分な成形特性を備え、塗装焼付工程での
加熱処理により高強度が得られるため、５０００系アル
ミニウム合金よりさらに薄肉化、軽量化が期待できる
が、成形加工後の表面外観が５０００系合金に比べて劣
るという難点がある。
【０００４】成形加工に伴って生じる代表的な欠陥とし
て、ストレッチャーストレインマーク（以下ＳＳマーク
という）、オレンジピール（以下、肌荒れという）、リ
ジングマークがある。ＳＳマークは、塑性加工時の降伏
点伸びが大きい材料に生じ易く、とくに５０００系合金
で問題となることが多い。肌荒れは材料の結晶粒径が粗
大な場合に生じ易いことはよく知られている。リジング
マークは、結晶粒径が肌荒れを起こさない程度に細かい
場合であっても、その結晶学的方位の近い結晶粒が群れ
をなしているとその群れの境界で変形挙動が大きく異な
ることに起因して生じる表面の凹凸である。
て、ストレッチャーストレインマーク（以下ＳＳマーク
という）、オレンジピール（以下、肌荒れという）、リ
ジングマークがある。ＳＳマークは、塑性加工時の降伏
点伸びが大きい材料に生じ易く、とくに５０００系合金
で問題となることが多い。肌荒れは材料の結晶粒径が粗
大な場合に生じ易いことはよく知られている。リジング
マークは、結晶粒径が肌荒れを起こさない程度に細かい
場合であっても、その結晶学的方位の近い結晶粒が群れ
をなしているとその群れの境界で変形挙動が大きく異な
ることに起因して生じる表面の凹凸である。
【０００５】ＳＳマークや肌荒れに対しては、それぞれ
レベラー矯正や結晶粒の微細化などの防止策が講じられ
ているが、リジングマークは、自動車外板のように成形
加工後より厳しい面質が要求される場合にのみ問題とさ
れるため、その防止策についてはこれまで十分な検討が
なされていなかった。６０００系アルミニウム合金板を
自動車外板として成形加工する場合においてもリジング
マークの発生がしばしば観察され問題となっている。
レベラー矯正や結晶粒の微細化などの防止策が講じられ
ているが、リジングマークは、自動車外板のように成形
加工後より厳しい面質が要求される場合にのみ問題とさ
れるため、その防止策についてはこれまで十分な検討が
なされていなかった。６０００系アルミニウム合金板を
自動車外板として成形加工する場合においてもリジング
マークの発生がしばしば観察され問題となっている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、自動車外板
などの輸送機器用として５０００系合金よりさらに薄肉
化、軽量化が期待できる６０００系アルミニウム合金に
注目し、６０００系合金における上記の問題点を解消す
るために、化学成分および製造条件と成形加工後の表面
欠陥とくにリジングマークとの関係について詳細に検討
を重ねた結果としてなされたものであり、その目的は、
高強度と良好な成形性を有し、且つ成形加工後の表面外
観が優れた成形加工用アルミニウム合金板の製造方法を
提供することにある。
などの輸送機器用として５０００系合金よりさらに薄肉
化、軽量化が期待できる６０００系アルミニウム合金に
注目し、６０００系合金における上記の問題点を解消す
るために、化学成分および製造条件と成形加工後の表面
欠陥とくにリジングマークとの関係について詳細に検討
を重ねた結果としてなされたものであり、その目的は、
高強度と良好な成形性を有し、且つ成形加工後の表面外
観が優れた成形加工用アルミニウム合金板の製造方法を
提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
めの本発明による成形加工用アルミニウム合金板の製造
方法は、重量％で、Ｓｉ：０．４％以上１．７％未満、
Ｍｇ：０．２以上１．２％未満を含み、残部Ａｌと不可
避的不純物からなるアルミニウム合金鋳塊を、５００℃
以上融点未満の温度で溶体化処理した後、５００℃以上
の温度から３５０〜４５０℃の温度範囲まで冷却して熱
間圧延を開始し、該熱間圧延を２００〜３００℃の温度
範囲で終了し、溶体化処理直前に加工度５０％以上の冷
間圧延を行い、該冷間圧延に引き続いて２℃／ｓ以上の
昇温速度で５００〜５８０℃の温度範囲に加熱し１０分
以下の時間保持する溶体化処理を行った後、５℃／ｓ以
上の冷却速度で１００℃以下の温度に冷却することによ
り焼入れ処理することを構成上の第１の特徴とする。
めの本発明による成形加工用アルミニウム合金板の製造
方法は、重量％で、Ｓｉ：０．４％以上１．７％未満、
Ｍｇ：０．２以上１．２％未満を含み、残部Ａｌと不可
避的不純物からなるアルミニウム合金鋳塊を、５００℃
以上融点未満の温度で溶体化処理した後、５００℃以上
の温度から３５０〜４５０℃の温度範囲まで冷却して熱
間圧延を開始し、該熱間圧延を２００〜３００℃の温度
範囲で終了し、溶体化処理直前に加工度５０％以上の冷
間圧延を行い、該冷間圧延に引き続いて２℃／ｓ以上の
昇温速度で５００〜５８０℃の温度範囲に加熱し１０分
以下の時間保持する溶体化処理を行った後、５℃／ｓ以
上の冷却速度で１００℃以下の温度に冷却することによ
り焼入れ処理することを構成上の第１の特徴とする。
【０００８】また、アルミニウム合金鋳塊の組成を、Ｓ
ｉ：０．４％以上１．７％未満、Ｍｇ：０．２％以上
１．２％未満を含み、さらにＣｕ：１．０％以下、Ｚ
ｎ：１．０％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｃｒ：０．２
％以下、Ｚｒ：０．２％以下、Ｖ：０．２％以下のうち
の１種または２種以上を含み、残部Ａｌと不可避不純物
からなることを構成上の第２の特徴とする。
ｉ：０．４％以上１．７％未満、Ｍｇ：０．２％以上
１．２％未満を含み、さらにＣｕ：１．０％以下、Ｚ
ｎ：１．０％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｃｒ：０．２
％以下、Ｚｒ：０．２％以下、Ｖ：０．２％以下のうち
の１種または２種以上を含み、残部Ａｌと不可避不純物
からなることを構成上の第２の特徴とする。
【０００９】さらに、重量％で、Ｓｉ：０．８〜１．３
％、Ｍｇ：０．３〜０．８％を含み、残部Ａｌと不可避
不純物からなるアルミニウム合金、またはＳｉ：０．８
〜１．３％、Ｍｇ：０．３〜０．８％を含み、さらにＣ
ｕ：１．０％以下、Ｚｎ：１．０％以下、Ｍｎ：０．５
％以下、Ｃｒ：０．２％以下、Ｚｒ：０．２％以下、
Ｖ：０．２％以下の１種または２種以上を含み、残部Ａ
ｌと不可避的不純物からなるアルミニウム合金鋳塊を、
５００℃以上融点未満の温度で均質化処理した後、５０
０℃以上の温度から３５０〜４００℃の温度範囲まで冷
却して熱間圧延を開始し、該熱間圧延を２００〜２５０
℃の温度範囲で終了し、溶体化処理直前に加工度８０％
以上の冷間圧延を行い、該冷間圧延に引き続いて昇温速
度２℃／ｓ以上で５００〜５８０℃の温度範囲に加熱し
１分以下の時間保持する溶体化処理を行った後、５℃／
ｓ以上の冷却速度で１００℃以下の温度に冷却すること
により焼入れ処理することを構成上の第３、第４の特徴
とする。
％、Ｍｇ：０．３〜０．８％を含み、残部Ａｌと不可避
不純物からなるアルミニウム合金、またはＳｉ：０．８
〜１．３％、Ｍｇ：０．３〜０．８％を含み、さらにＣ
ｕ：１．０％以下、Ｚｎ：１．０％以下、Ｍｎ：０．５
％以下、Ｃｒ：０．２％以下、Ｚｒ：０．２％以下、
Ｖ：０．２％以下の１種または２種以上を含み、残部Ａ
ｌと不可避的不純物からなるアルミニウム合金鋳塊を、
５００℃以上融点未満の温度で均質化処理した後、５０
０℃以上の温度から３５０〜４００℃の温度範囲まで冷
却して熱間圧延を開始し、該熱間圧延を２００〜２５０
℃の温度範囲で終了し、溶体化処理直前に加工度８０％
以上の冷間圧延を行い、該冷間圧延に引き続いて昇温速
度２℃／ｓ以上で５００〜５８０℃の温度範囲に加熱し
１分以下の時間保持する溶体化処理を行った後、５℃／
ｓ以上の冷却速度で１００℃以下の温度に冷却すること
により焼入れ処理することを構成上の第３、第４の特徴
とする。
【００１０】本発明は、６０００系アルミニウム合金に
おいて、成形加工性を低下させることなくリジングマー
クの発生を抑えるためには、合金組成を特定し、均質化
処理条件、熱間圧延条件、冷間加工度および最終溶体化
処理条件を厳密に管理することが必要であることを知見
したことに基づいてなされたものであり、その合金組成
において必須成分のＳｉは０．４％以上１．７％未満、
Ｍｇは０．２％以上１．２％未満の範囲で含有させる。
ＳｉとＭｇは共存してＭｇ2Ｓｉを形成して合金の強度
を高める。Ｓｉが０．４％未満では十分な強度が得られ
ず、１．７％以上含有すると、合金をプレス加工する場
合加工時の耐力が高く成形性が劣る。また耐食性も劣化
する。Ｍｇが０．２％未満では十分な強度が得られず、
１．２％以上では耐力が高く、成形性およびプレス加工
時にプレス型の形状が正確に現出できる特性、いわゆる
形状凍結性が劣化する。本発明のアルミニウム合金板
に、より優れた耐デント性および成形加工後の形状凍結
性を付与するためには、必須成分のＳｉを０．８〜１．
３％、Ｍｇを０．３〜０．８％の範囲に限定するの好ま
しい。
おいて、成形加工性を低下させることなくリジングマー
クの発生を抑えるためには、合金組成を特定し、均質化
処理条件、熱間圧延条件、冷間加工度および最終溶体化
処理条件を厳密に管理することが必要であることを知見
したことに基づいてなされたものであり、その合金組成
において必須成分のＳｉは０．４％以上１．７％未満、
Ｍｇは０．２％以上１．２％未満の範囲で含有させる。
ＳｉとＭｇは共存してＭｇ2Ｓｉを形成して合金の強度
を高める。Ｓｉが０．４％未満では十分な強度が得られ
ず、１．７％以上含有すると、合金をプレス加工する場
合加工時の耐力が高く成形性が劣る。また耐食性も劣化
する。Ｍｇが０．２％未満では十分な強度が得られず、
１．２％以上では耐力が高く、成形性およびプレス加工
時にプレス型の形状が正確に現出できる特性、いわゆる
形状凍結性が劣化する。本発明のアルミニウム合金板
に、より優れた耐デント性および成形加工後の形状凍結
性を付与するためには、必須成分のＳｉを０．８〜１．
３％、Ｍｇを０．３〜０．８％の範囲に限定するの好ま
しい。
【００１１】上記の必須合金成分の他に、選択成分とし
てＣｕを１．０％以下添加することによりさらに強度を
向上させることができる。Ｃｕが１．０％を越えると耐
食性が低下し耐糸錆性も劣る。Ｚｎの添加も強度向上に
役立つが、１．０％を越えて含有すると耐食性が低下
し、また室温時効性が高くなるから、１．０％以下の範
囲で添加する。Ｍｎ：０．５％以下、Ｃｒ：０．２％以
下、Ｚｒ：０．２％以下およびＶ：０．２％以下の添加
は、合金の強度をさらに向上させるとともに結晶粒を微
細化して成形加工時の肌荒れ防止に効果がある。これら
の成分が上限を越えて添加されると粗大な金属間化合物
の生成が増加して成形性を劣化させる。
てＣｕを１．０％以下添加することによりさらに強度を
向上させることができる。Ｃｕが１．０％を越えると耐
食性が低下し耐糸錆性も劣る。Ｚｎの添加も強度向上に
役立つが、１．０％を越えて含有すると耐食性が低下
し、また室温時効性が高くなるから、１．０％以下の範
囲で添加する。Ｍｎ：０．５％以下、Ｃｒ：０．２％以
下、Ｚｒ：０．２％以下およびＶ：０．２％以下の添加
は、合金の強度をさらに向上させるとともに結晶粒を微
細化して成形加工時の肌荒れ防止に効果がある。これら
の成分が上限を越えて添加されると粗大な金属間化合物
の生成が増加して成形性を劣化させる。
【００１２】本発明においては、前記の各元素の他、鋳
塊の結晶粒微細化のためにＴｉ：０．０５％以下、また
はＴｉ：０．０５％以下およびＢ：１００ｐｐｍ以下を
添加してもよい。Ｔｉ、Ｂの添加量がそれぞれ上限を越
えると粗大な金属間化合物が増加し成形性が低下する。
不可避的不純物としてのＦｅは０．３％まで許容され
る。０．３％を越えると成形性とくに曲げ加工性が低下
する傾向がある。
塊の結晶粒微細化のためにＴｉ：０．０５％以下、また
はＴｉ：０．０５％以下およびＢ：１００ｐｐｍ以下を
添加してもよい。Ｔｉ、Ｂの添加量がそれぞれ上限を越
えると粗大な金属間化合物が増加し成形性が低下する。
不可避的不純物としてのＦｅは０．３％まで許容され
る。０．３％を越えると成形性とくに曲げ加工性が低下
する傾向がある。
【００１３】本発明のアルミニウム合金の製造条件につ
いて説明すると、半連続鋳造により前記の合金組成から
なるアルミニウム合金の鋳塊を製造し、鋳塊を５００℃
以上、合金の溶融点未満の温度範囲で均質化処理する。
均質化処理温度が５００℃より低いと、鋳塊偏析の除
去、合金組織の均質化が十分でなく、また強度に寄与す
るＭｇ2 Ｓｉ成分の固溶が不十分となり、成形性が劣る
場合がある。均質化処理後、室温まで冷却することなく
３５０〜４５０℃、より好ましくは３５０〜４００℃の
温度範囲で熱間圧延を開始する。均質化処理後鋳塊を室
温まで冷却し熱間圧延温度に加熱した場合は、加熱時に
Ｍｇ2Ｓｉの粗大析出物が生成して溶体化処理での固溶
が困難となり成形性低下の原因となる。均質化処理後に
室温まで冷却した場合は、再度５００℃以上の温度に加
熱した後３５０〜４５０℃、より好ましくは３５０〜４
００℃の範囲の温度に冷却して熱間圧延を開始すること
が必要である。
いて説明すると、半連続鋳造により前記の合金組成から
なるアルミニウム合金の鋳塊を製造し、鋳塊を５００℃
以上、合金の溶融点未満の温度範囲で均質化処理する。
均質化処理温度が５００℃より低いと、鋳塊偏析の除
去、合金組織の均質化が十分でなく、また強度に寄与す
るＭｇ2 Ｓｉ成分の固溶が不十分となり、成形性が劣る
場合がある。均質化処理後、室温まで冷却することなく
３５０〜４５０℃、より好ましくは３５０〜４００℃の
温度範囲で熱間圧延を開始する。均質化処理後鋳塊を室
温まで冷却し熱間圧延温度に加熱した場合は、加熱時に
Ｍｇ2Ｓｉの粗大析出物が生成して溶体化処理での固溶
が困難となり成形性低下の原因となる。均質化処理後に
室温まで冷却した場合は、再度５００℃以上の温度に加
熱した後３５０〜４５０℃、より好ましくは３５０〜４
００℃の範囲の温度に冷却して熱間圧延を開始すること
が必要である。
【００１４】熱間圧延は３５０〜４５０℃、より好まし
くは３５０〜４００℃の温度範囲で開始し、２００〜３
００℃、より好ましくは２００〜２５０℃の温度範囲で
終了する。開始温度が３５０℃より低いと材料の変形抵
抗が大きく、４５０℃を越えると、熱間圧延時の組織が
大きく成長して冷間圧延および溶体化処理後の合金板に
結晶学的方位の近いものが群れをなし易いため、プレス
加工後の板材表面にリジングマークが生じ易い。熱間圧
延を３００℃以上の温度で終了すると、圧延後に２次再
結晶が起こり易く組織が粗大化してリジングマーク発生
の原因となる。終了温度が２００℃より低いと、水溶性
圧延油のステンが残り易く板材の表面品質を低下させ
る。
くは３５０〜４００℃の温度範囲で開始し、２００〜３
００℃、より好ましくは２００〜２５０℃の温度範囲で
終了する。開始温度が３５０℃より低いと材料の変形抵
抗が大きく、４５０℃を越えると、熱間圧延時の組織が
大きく成長して冷間圧延および溶体化処理後の合金板に
結晶学的方位の近いものが群れをなし易いため、プレス
加工後の板材表面にリジングマークが生じ易い。熱間圧
延を３００℃以上の温度で終了すると、圧延後に２次再
結晶が起こり易く組織が粗大化してリジングマーク発生
の原因となる。終了温度が２００℃より低いと、水溶性
圧延油のステンが残り易く板材の表面品質を低下させ
る。
【００１５】熱間圧延終了後、必要に応じて中間焼鈍、
冷間圧延を行って所定の板厚とした後、溶体化処理直前
に加工度５０％以上、より好ましくは８０％以上の冷間
圧延を行い、冷間圧延に引き続いて溶体化処理を行う。
溶体化処理直前の冷間圧延の加工度が５０％未満では、
溶体化処理後の結晶粒が粗大になり易く肌荒れが生じる
場合がある。また熱間圧延組織の分解が十分に行われ
ず、リジングマークが生じ易くなり成形性を低下させる
原因となる。
冷間圧延を行って所定の板厚とした後、溶体化処理直前
に加工度５０％以上、より好ましくは８０％以上の冷間
圧延を行い、冷間圧延に引き続いて溶体化処理を行う。
溶体化処理直前の冷間圧延の加工度が５０％未満では、
溶体化処理後の結晶粒が粗大になり易く肌荒れが生じる
場合がある。また熱間圧延組織の分解が十分に行われ
ず、リジングマークが生じ易くなり成形性を低下させる
原因となる。
【００１６】溶体化処理は、昇温速度２℃／ｓ以上で５
００〜５８０℃の温度範囲に加熱する。昇温速度が２℃
／ｓ未満では結晶粒が粗大化してプレス成形時に肌荒れ
が生じ易くなる。加熱温度が５００℃より低いと、析出
物の固溶が不十分となり所定の強度、成形性が得られな
い。所定の強度、成形性が得られるとしてもきわめて長
時間の熱処理が必要となり工業的に好ましくない。５８
０℃より高い温度に加熱すると局部的な共晶融解が生じ
易くなり成形性を劣化させる。保持時間は１０分以下が
好ましく、保持時間が１０分を越えると生産性が低下し
工業的に好ましくない。より好ましくは１分以下とす
る。加熱後５℃／ｓ以上の冷却速度で１００℃以下の温
度に冷却し焼入れを行う。冷却速度が５℃／ｓ未満では
結晶粒界に粗大な化合物が析出して延性が低下し強度、
成形性を低下させる。
００〜５８０℃の温度範囲に加熱する。昇温速度が２℃
／ｓ未満では結晶粒が粗大化してプレス成形時に肌荒れ
が生じ易くなる。加熱温度が５００℃より低いと、析出
物の固溶が不十分となり所定の強度、成形性が得られな
い。所定の強度、成形性が得られるとしてもきわめて長
時間の熱処理が必要となり工業的に好ましくない。５８
０℃より高い温度に加熱すると局部的な共晶融解が生じ
易くなり成形性を劣化させる。保持時間は１０分以下が
好ましく、保持時間が１０分を越えると生産性が低下し
工業的に好ましくない。より好ましくは１分以下とす
る。加熱後５℃／ｓ以上の冷却速度で１００℃以下の温
度に冷却し焼入れを行う。冷却速度が５℃／ｓ未満では
結晶粒界に粗大な化合物が析出して延性が低下し強度、
成形性を低下させる。
【００１７】
【作用】本発明においては、優れた強度および成形性を
有するための材料組成を選択し、特定条件の鋳塊均質化
処理、熱間圧延、冷間圧延および溶体化処理を組合わせ
ることにより、成形性を低下させることなく、肌荒れの
生じない微細な結晶粒径とし且つ結晶学的方位をランダ
ムにして、成形加工後の表面状態を優れたものとする。
有するための材料組成を選択し、特定条件の鋳塊均質化
処理、熱間圧延、冷間圧延および溶体化処理を組合わせ
ることにより、成形性を低下させることなく、肌荒れの
生じない微細な結晶粒径とし且つ結晶学的方位をランダ
ムにして、成形加工後の表面状態を優れたものとする。
【００１８】
【実施例】以下、本発明の実施例を比較例と対比して説
明する。 実施例１ Si:1.2wt％、Mg:0.6wt％、Mn:0.1wt％、Fe:0.2wt％、Al
残部からなるアルミニウム合金の鋳塊を半連続鋳造によ
り製造し、得られた鋳塊を表面切削後、表１に示す製造
条件に従って処理し厚さ１ｍｍ厚の板材とした。これら
の板材について、引張試験を行い、２００ｍｍ角のパネ
ルをプレス成形した後のリジングマーク、肌荒れ、ＳＳ
マークの発生を目視観察し、粒間腐食試験を行った。ま
た自動車用外板などに適用した場合の塗装焼付け処理を
想定して２００℃で３０分の熱処理を行った後の耐力
（ＢＨ後耐力）も測定した。試験、観察結果を表２に示
す。表２にみられるように、本発明に従って製造された
試験材は、いずれも成形前の耐力１００ＭＰａ以上、伸
び率２８％以上の優れた強度特性を有し、ＢＨ後の耐力
に優れ、成形加工後の表面外観も良好であり、粒間腐食
試験においても腐食深さ０．１ｍｍ以下で優れた耐食性
を示した。
明する。 実施例１ Si:1.2wt％、Mg:0.6wt％、Mn:0.1wt％、Fe:0.2wt％、Al
残部からなるアルミニウム合金の鋳塊を半連続鋳造によ
り製造し、得られた鋳塊を表面切削後、表１に示す製造
条件に従って処理し厚さ１ｍｍ厚の板材とした。これら
の板材について、引張試験を行い、２００ｍｍ角のパネ
ルをプレス成形した後のリジングマーク、肌荒れ、ＳＳ
マークの発生を目視観察し、粒間腐食試験を行った。ま
た自動車用外板などに適用した場合の塗装焼付け処理を
想定して２００℃で３０分の熱処理を行った後の耐力
（ＢＨ後耐力）も測定した。試験、観察結果を表２に示
す。表２にみられるように、本発明に従って製造された
試験材は、いずれも成形前の耐力１００ＭＰａ以上、伸
び率２８％以上の優れた強度特性を有し、ＢＨ後の耐力
に優れ、成形加工後の表面外観も良好であり、粒間腐食
試験においても腐食深さ０．１ｍｍ以下で優れた耐食性
を示した。
【００１９】
【表１】
【００２０】
【表２】
【００２１】比較例１ 実施例１と同一組成のアルミニウム合金の鋳塊を半連続
鋳造により製造した。得られた鋳塊を表３に示す製造条
件に従って処理し、厚さ１ｍｍの板材とした。これらの
板材について、実施例１と同様の試験を行った。結果を
表４に示す。なお、本発明の条件を外れたものには下線
を付した。
鋳造により製造した。得られた鋳塊を表３に示す製造条
件に従って処理し、厚さ１ｍｍの板材とした。これらの
板材について、実施例１と同様の試験を行った。結果を
表４に示す。なお、本発明の条件を外れたものには下線
を付した。
【００２２】
【表３】 《表注》 540×8-RTは540 ℃で8h加熱後室温まで冷却
し、室温から再度380 ℃に加熱
し、室温から再度380 ℃に加熱
【００２３】
【表４】
【００２４】表４に示されるように、製造条件No.1、N
o.2は熱間圧延開始温度が高過ぎ、条件No.3は熱間圧延
終了温度が高過ぎるため、これらの条件に従って製造さ
れた試験材はいずれも成形加工後リジングマークが生じ
た。条件No.8は冷間圧延加工度が小さく試験材の熱間圧
延組織の分解が十分でないため、成形加工後リジングマ
ークが発生し、結晶粒粗大化により肌荒れも生じた。条
件No.9は溶体化処理時の昇温速度が遅すぎるため結晶粒
が粗大化しプレス成形により肌荒れが生じた。条件No.1
0 は均質化処理後室温に冷却し熱間圧延温度に再加熱し
たため、試験材は溶体化処理での合金元素の溶入が十分
でなく伸び率が低く成形性が劣る。条件No.11 は溶体化
処理温度が低過ぎるため、析出物の固溶が不十分で強
度、伸び率ともに劣っている。
o.2は熱間圧延開始温度が高過ぎ、条件No.3は熱間圧延
終了温度が高過ぎるため、これらの条件に従って製造さ
れた試験材はいずれも成形加工後リジングマークが生じ
た。条件No.8は冷間圧延加工度が小さく試験材の熱間圧
延組織の分解が十分でないため、成形加工後リジングマ
ークが発生し、結晶粒粗大化により肌荒れも生じた。条
件No.9は溶体化処理時の昇温速度が遅すぎるため結晶粒
が粗大化しプレス成形により肌荒れが生じた。条件No.1
0 は均質化処理後室温に冷却し熱間圧延温度に再加熱し
たため、試験材は溶体化処理での合金元素の溶入が十分
でなく伸び率が低く成形性が劣る。条件No.11 は溶体化
処理温度が低過ぎるため、析出物の固溶が不十分で強
度、伸び率ともに劣っている。
【００２５】実施例２ 表５に示す組成のアルミニウム合金鋳塊を半連続鋳造に
より製造し、得られた鋳塊を表面切削後、表１の製造条
件No.1に従って処理し、厚さ１ｍｍの板材とした。これ
らの板材について、実施例１と同様の試験を行った。試
験結果を表６に示す。表６にみられるように、本発明に
従って製造された試験材A 〜G はいずれも耐力１００Ｍ
Ｐａ以上の高い強度、２８％以上の伸び率を有し、成形
性および成形加工後の表面外観においても優れていた。
粒間腐食試験も腐食深さ０．１ｍｍ以下で優れた耐食性
を示した。
より製造し、得られた鋳塊を表面切削後、表１の製造条
件No.1に従って処理し、厚さ１ｍｍの板材とした。これ
らの板材について、実施例１と同様の試験を行った。試
験結果を表６に示す。表６にみられるように、本発明に
従って製造された試験材A 〜G はいずれも耐力１００Ｍ
Ｐａ以上の高い強度、２８％以上の伸び率を有し、成形
性および成形加工後の表面外観においても優れていた。
粒間腐食試験も腐食深さ０．１ｍｍ以下で優れた耐食性
を示した。
【００２６】
【表５】
【００２７】
【表６】
【００２８】比較例２ 表７に示す組成のアルミニウム合金鋳塊を半連続鋳造に
より製造し、得られた鋳塊を表面切削後、表１の製造条
件No.1に従って処理し、厚さ１ｍｍの板材とした。これ
らの板材について実施例１と同様の試験を行った結果を
表８に示す。表８にみられるように、合金H の試験材
は、Si、Mgの含有量が少ないため強度が低く、結晶粒も
大きく成形加工において肌荒れが生じた。合金I はMgの
含有量が少ないため強度が十分でなく、Cu量も多いため
粒間腐食試験における腐食深さが大きく耐食性が劣って
いる。合金J はSi含有量が多いため強度が増加し伸び率
が低下して十分な成形性が得られなかった。合金K はA5
182 合金で成形加工においてS-S マークが生じ表面外観
が損なわれた。なお、表７において本発明の条件を外れ
たものには下線を付した。
より製造し、得られた鋳塊を表面切削後、表１の製造条
件No.1に従って処理し、厚さ１ｍｍの板材とした。これ
らの板材について実施例１と同様の試験を行った結果を
表８に示す。表８にみられるように、合金H の試験材
は、Si、Mgの含有量が少ないため強度が低く、結晶粒も
大きく成形加工において肌荒れが生じた。合金I はMgの
含有量が少ないため強度が十分でなく、Cu量も多いため
粒間腐食試験における腐食深さが大きく耐食性が劣って
いる。合金J はSi含有量が多いため強度が増加し伸び率
が低下して十分な成形性が得られなかった。合金K はA5
182 合金で成形加工においてS-S マークが生じ表面外観
が損なわれた。なお、表７において本発明の条件を外れ
たものには下線を付した。
【００２９】
【表７】
【００３０】
【表８】
【００３１】
【発明の効果】以上のとおり、本発明によれば、強度お
よび成形性とくにプレス成形性に優れ、成形加工後の表
面外観も良好で、自動車用外板をはじめとする輸送機器
部材の製造に好適な成形加工用アルミニウム合金板の製
造方法が提供される。
よび成形性とくにプレス成形性に優れ、成形加工後の表
面外観も良好で、自動車用外板をはじめとする輸送機器
部材の製造に好適な成形加工用アルミニウム合金板の製
造方法が提供される。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C22F 1/04 - 1/057 C22C 21/00 - 21/18
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、Ｓｉ：０．４％以上１．７％
未満、Ｍｇ：０．２％以上１．２％未満を含み、残部Ａ
ｌと不可避的不純物からなるアルミニウム合金鋳塊を、
５００℃以上融点未満の温度で均質化処理した後、５０
０℃以上の温度から３５０〜４５０℃の温度範囲まで冷
却して熱間圧延を開始し、該熱間圧延を２００〜３００
℃の温度範囲で終了し、溶体化処理直前に加工度５０％
以上の冷間圧延を行い、該冷間圧延に引き続いて２℃／
ｓ以上の昇温速度で５００〜５８０℃の温度範囲に加熱
して１０分以下の時間保持する溶体化処理を行った後、
５℃／ｓ 以上の冷却速度で１００℃以下の温度まで冷
却することにより焼入れ処理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。 - 【請求項２】 アルミニウム合金が、重量％で、Ｓｉ：
０．４％以上１．７％未満、Ｍｇ：０．２％以上１．２
％未満を含み、Ｃｕ：１．０％以下、Ｚｎ：１．０％以
下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｃｒ：０．２％以下、Ｚｒ：
０．２％以下およびＶ：０．２％以下のうちの１種また
は２種以上を含み、残部Ａｌと不可避的不純物からなる
組成を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。 - 【請求項３】 重量％で、Ｓｉ：０．８〜１．３％、Ｍ
ｇ：０．３〜０．８％を含み、残部Ａｌと不可避的不純
物からなるアルミニウム合金鋳塊を、５００℃以上融点
未満の温度で均質化処理した後、５００℃以上の温度か
ら３５０〜４００℃の温度範囲まで冷却して熱間圧延を
開始し、該熱間圧延を２００〜２５０℃の温度範囲で終
了し、溶体化処理直前に加工度８０％以上の冷間圧延を
行い、該冷間圧延に引き続いて２℃／ｓ以上の昇温速度
で５００〜５８０℃の温度範囲に加熱して１分以下の時
間保持する溶体化処理を行った後、５℃／ｓ以上の冷却
速度で１００℃以下の温度まで冷却することにより焼入
れ処理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。 - 【請求項４】 アルミニウム合金が、重量％で、Ｓｉ：
０．８〜１．３％、Ｍｇ：０．３〜０．８％を含み、Ｃ
ｕ：１．０％以下、Ｚｎ：１．０％以下、Ｍｎ：０．５
％以下、Ｃｒ：０．２％以下、Ｚｒ：０．２％以下およ
びＶ：０．２％以下のうちの１種または２種以上を含
み、残部Ａｌと不可避的不純物からなる組成を有するこ
とを特徴とする請求項３記載の成形加工用アルミニウム
合金板の製造方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6041850A JP2823797B2 (ja) | 1994-02-16 | 1994-02-16 | 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 |
| PCT/JP1995/000200 WO1995022634A1 (fr) | 1994-02-16 | 1995-02-14 | Procede de production d'une plaque d'alliage d'aluminium destinee au moulage |
| EP95908373A EP0786535B2 (en) | 1994-02-16 | 1995-02-14 | Method of manufacturing aluminum alloy plate for forming |
| DE69516297T DE69516297T3 (de) | 1994-02-16 | 1995-02-14 | Verfahren zur herstellung eines grobbleches aus aluminium-legierung zur umformung |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6041850A JP2823797B2 (ja) | 1994-02-16 | 1994-02-16 | 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07228956A JPH07228956A (ja) | 1995-08-29 |
| JP2823797B2 true JP2823797B2 (ja) | 1998-11-11 |
Family
ID=12619735
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6041850A Expired - Fee Related JP2823797B2 (ja) | 1994-02-16 | 1994-02-16 | 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP0786535B2 (ja) |
| JP (1) | JP2823797B2 (ja) |
| DE (1) | DE69516297T3 (ja) |
| WO (1) | WO1995022634A1 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8366846B2 (en) | 2008-03-31 | 2013-02-05 | Kobe Steel, Ltd. | Aluminum alloy sheet with excellent post-fabrication surface qualities and method of manufacturing same |
| WO2018003709A1 (ja) | 2016-06-29 | 2018-01-04 | 株式会社Uacj | 耐リジング性及びヘム曲げ性に優れたアルミニウム合金板及びその製造方法 |
| WO2018011245A1 (en) | 2016-07-14 | 2018-01-18 | Constellium Neuf-Brisach | Method of making 6xxx aluminium sheets |
| WO2019141693A1 (en) | 2018-01-16 | 2019-07-25 | Constellium Neuf-Brisach | Method of making 6xxx aluminium sheets with high surface quality |
| EP3666915A1 (en) | 2018-12-11 | 2020-06-17 | Constellium Neuf Brisach | Method of making 6xxx aluminium sheets with high surface quality |
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| JPH10102179A (ja) * | 1996-10-01 | 1998-04-21 | Nippon Steel Corp | プレス成形性および塗装焼付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 |
| JP3729605B2 (ja) * | 1997-06-19 | 2005-12-21 | 株式会社神戸製鋼所 | 焼付硬化性が優れ常温時効が抑制されたアルミニウム合金板材の製造方法 |
| NL1006511C2 (nl) * | 1997-07-09 | 1998-05-29 | Hoogovens Aluminium Nv | Werkwijze voor het vervaardigen van een goed felsbare aluminiumplaat. |
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| JP4063388B2 (ja) * | 1998-02-20 | 2008-03-19 | 株式会社神戸製鋼所 | 表面性状に優れた成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板及びその製造方法 |
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| JP4274674B2 (ja) * | 2000-04-12 | 2009-06-10 | トヨタ自動車株式会社 | 圧壊性に優れたアルミニウム合金部材及びその製造方法 |
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