JP2000160310A - 常温時効性を抑制したアルミニウム合金板の製造方法 - Google Patents
常温時効性を抑制したアルミニウム合金板の製造方法Info
- Publication number
- JP2000160310A JP2000160310A JP10333722A JP33372298A JP2000160310A JP 2000160310 A JP2000160310 A JP 2000160310A JP 10333722 A JP10333722 A JP 10333722A JP 33372298 A JP33372298 A JP 33372298A JP 2000160310 A JP2000160310 A JP 2000160310A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- aluminum alloy
- sec
- temperature
- rate
- room 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
Landscapes
- Shaping Metal By Deep-Drawing, Or The Like (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 常温時効性が小さく、焼付硬化性及び成形性
に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を得
る。 【解決手段】 Ｍｇ：０．３〜１．０％、Ｓｉ：０．８
〜１．３％を含有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム
合金を、溶解鋳造後、均熱処理し、次いで熱間圧延、冷
間圧延を施して所望の板圧とし、その後最終熱処理とし
て、５１０〜５９０℃の温度に加熱し、この温度範囲に
６０ｓｅｃ以下保持する溶体化処理を行った後、４００
℃の温度まで２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、
その後４００℃から３００℃の温度範囲を４〜１０℃／
ｓｅｃの速度で冷却、その後室温まで４℃／ｓｅｃ以上
の速度で冷却する。
に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を得
る。 【解決手段】 Ｍｇ：０．３〜１．０％、Ｓｉ：０．８
〜１．３％を含有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム
合金を、溶解鋳造後、均熱処理し、次いで熱間圧延、冷
間圧延を施して所望の板圧とし、その後最終熱処理とし
て、５１０〜５９０℃の温度に加熱し、この温度範囲に
６０ｓｅｃ以下保持する溶体化処理を行った後、４００
℃の温度まで２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、
その後４００℃から３００℃の温度範囲を４〜１０℃／
ｓｅｃの速度で冷却、その後室温まで４℃／ｓｅｃ以上
の速度で冷却する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、焼付硬化性、成形
性に優れ、常温時効性の小さい６０００系アルミニウム
合金板の製造方法に関し、より詳しくは自動車用、家電
製品用等のパネル材として、成形加工を行った後焼付塗
装をして用いられるアルミニウム合金板の製造方法であ
って、焼付塗装時に高い硬化性が得られ、プレスや曲げ
等の成形性に優れ、かつ常温時効性の少ないＡｌ−Ｍｇ
−Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法に関する。
性に優れ、常温時効性の小さい６０００系アルミニウム
合金板の製造方法に関し、より詳しくは自動車用、家電
製品用等のパネル材として、成形加工を行った後焼付塗
装をして用いられるアルミニウム合金板の製造方法であ
って、焼付塗装時に高い硬化性が得られ、プレスや曲げ
等の成形性に優れ、かつ常温時効性の少ないＡｌ−Ｍｇ
−Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、自動車用、家電製品用等のパネル
材として用いられるアルミ合金材は、非熱処理型のＡｌ
−Ｍｇ系合金が主であったが、近年、更なる薄肉、軽量
化を目的とし、熱処理型のアルミ合金を用いて、成形加
工用後の焼付塗装工程における加熱を利用し、アルミニ
ウム合金板の強度を向上させる方法が行われている。こ
のような熱処理型アルミニウム合金としては、プレス等
の成形加工時には強度が低く、成形が容易で、成形加工
後の焼付塗装の加熱処理により著しく強度が増加する材
料であることが望ましい。このため、主としてＡｌ−Ｍ
ｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金が用いられており、例えば
欧米では６０００合金、６０１６合金が実用化されてい
る。
材として用いられるアルミ合金材は、非熱処理型のＡｌ
−Ｍｇ系合金が主であったが、近年、更なる薄肉、軽量
化を目的とし、熱処理型のアルミ合金を用いて、成形加
工用後の焼付塗装工程における加熱を利用し、アルミニ
ウム合金板の強度を向上させる方法が行われている。こ
のような熱処理型アルミニウム合金としては、プレス等
の成形加工時には強度が低く、成形が容易で、成形加工
後の焼付塗装の加熱処理により著しく強度が増加する材
料であることが望ましい。このため、主としてＡｌ−Ｍ
ｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金が用いられており、例えば
欧米では６０００合金、６０１６合金が実用化されてい
る。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】欧米における焼付塗装
時の加熱条件は温度が高く時間も長めである。しかし、
日本国内における最近の焼付塗装時の加熱条件は、省エ
ネルギー化や樹脂部品の多様化により低温短時間化の傾
向にあるのが現状である。このため、低温短時間の焼付
塗装処理を行った場合、通常の製造方法で製造されたＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板では十分な強度が
得られない。また、低温短時間処理での焼付硬化性を高
める手段として、最終熱処理（冷間圧延後の溶体化焼入
れ処理）に関し、連続加熱炉による急速加熱、急速冷却
が採用されているが、常温時効性が大きいことにより、
最終熱処理後成形加工まで数ヶ月間常温放置される実使
用環境においては、初期強度との差が大きくなる。この
ため、同じ板でも成形された時期によってスプリングバ
ック量が異なるとともに、長期放置になるほど成形加工
時スプリングバックが大となり、成形性が劣るようにな
る。
時の加熱条件は温度が高く時間も長めである。しかし、
日本国内における最近の焼付塗装時の加熱条件は、省エ
ネルギー化や樹脂部品の多様化により低温短時間化の傾
向にあるのが現状である。このため、低温短時間の焼付
塗装処理を行った場合、通常の製造方法で製造されたＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板では十分な強度が
得られない。また、低温短時間処理での焼付硬化性を高
める手段として、最終熱処理（冷間圧延後の溶体化焼入
れ処理）に関し、連続加熱炉による急速加熱、急速冷却
が採用されているが、常温時効性が大きいことにより、
最終熱処理後成形加工まで数ヶ月間常温放置される実使
用環境においては、初期強度との差が大きくなる。この
ため、同じ板でも成形された時期によってスプリングバ
ック量が異なるとともに、長期放置になるほど成形加工
時スプリングバックが大となり、成形性が劣るようにな
る。
【０００４】本発明は、従来技術の上記問題点に鑑みて
なされたもので、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金
板の製造方法を改良し、焼付硬化性及び成形性に優れ、
かつ常温時効性が抑制されたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミ
ニウム合金板を得ることを目的とする。
なされたもので、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金
板の製造方法を改良し、焼付硬化性及び成形性に優れ、
かつ常温時効性が抑制されたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミ
ニウム合金板を得ることを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記課題
の解決のため鋭意研究を行った結果、焼付硬化性、成形
性及び常温時効性には、溶体化処理後の焼入れ冷却条件
が大きく影響することを見出した。つまり、Ａｌ−Ｍｇ
−Ｓｉ系合金においては、溶体化後に不十分な冷却速度
で焼入れ処理を行うと、特に溶体化温度から４００℃ま
での温度域で冷却中に粗大なＭｇ２Ｓｉ金属間化合物又
はＳｉ単体粒子が多量に析出し、成形加工時の応力集中
源となって成形性を著しく低下させると共に、焼付加熱
時の硬化に寄与する溶質原子量が低下することによっ
て、焼付硬化性が著しく低下する。従って、焼付硬化性
及び成形性の向上には十分な冷却速度で焼入れ処理を行
うことが必要であるが、前記従来のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
合金の製造法ではこの冷却速度が不十分であったため、
十分な焼付硬化性と成形性が得られなかった。
の解決のため鋭意研究を行った結果、焼付硬化性、成形
性及び常温時効性には、溶体化処理後の焼入れ冷却条件
が大きく影響することを見出した。つまり、Ａｌ−Ｍｇ
−Ｓｉ系合金においては、溶体化後に不十分な冷却速度
で焼入れ処理を行うと、特に溶体化温度から４００℃ま
での温度域で冷却中に粗大なＭｇ２Ｓｉ金属間化合物又
はＳｉ単体粒子が多量に析出し、成形加工時の応力集中
源となって成形性を著しく低下させると共に、焼付加熱
時の硬化に寄与する溶質原子量が低下することによっ
て、焼付硬化性が著しく低下する。従って、焼付硬化性
及び成形性の向上には十分な冷却速度で焼入れ処理を行
うことが必要であるが、前記従来のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
合金の製造法ではこの冷却速度が不十分であったため、
十分な焼付硬化性と成形性が得られなかった。
【０００６】一方、常温時効性は、溶体化焼入れ処理後
の室温放置中に、溶質原子であるＭｇ及びＳｉが原子空
孔と結びついたクラスターを形成することにより生ず
る。すなわち、常温時効性は、溶体化焼入れ処理後の空
孔濃度に依存する。従来のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の製
造方法では、溶体化処理後、室温あるいは室温近傍まで
急速冷却するため、溶体化焼入れ処理時に溶体化温度に
おける平衡濃度に近い高い空孔濃度が保持され、常温時
効性が大きくなる。
の室温放置中に、溶質原子であるＭｇ及びＳｉが原子空
孔と結びついたクラスターを形成することにより生ず
る。すなわち、常温時効性は、溶体化焼入れ処理後の空
孔濃度に依存する。従来のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の製
造方法では、溶体化処理後、室温あるいは室温近傍まで
急速冷却するため、溶体化焼入れ処理時に溶体化温度に
おける平衡濃度に近い高い空孔濃度が保持され、常温時
効性が大きくなる。
【０００７】これに対し、本発明者らは、粗大粒子の析
出する温度域を十分な冷却速度で冷却することにより、
焼付硬化性及び成形性に優れ、続いて焼入れ中にある温
度領域を一定の冷却速度で冷却することにより、空孔濃
度を減少安定化させて常温時効性を抑制できることを見
いだし、本発明に至った。
出する温度域を十分な冷却速度で冷却することにより、
焼付硬化性及び成形性に優れ、続いて焼入れ中にある温
度領域を一定の冷却速度で冷却することにより、空孔濃
度を減少安定化させて常温時効性を抑制できることを見
いだし、本発明に至った。
【０００８】すなわち、本発明に係るアルミニウム合金
板の製造方法は、重量％でＭｇ：０．３〜１．０％、Ｓ
ｉ：０．８〜１．３％を含有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系ア
ルミニウム合金を、溶解鋳造後、均熱処理し、次いで熱
間圧延、冷間圧延を施して所望の板厚とし、その後最終
熱処理として、５１０〜５９０℃の温度に加熱して溶体
化処理を行った後、４００℃の温度まで２０℃／ｓｅｃ
以上の冷却速度で冷却し、その後４００℃から３００℃
の温度範囲を４〜１０℃／ｓｅｃの速度で冷却、その後
室温まで４℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却することを特徴
とする。また、上記の方法のうち３００℃からの冷却を
次のようにしてもよい。つまり、３００℃から５０〜８
０℃まで４℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却し、その温度域
で１〜１０ｈｒｓ保持する、あるいは、室温まで４℃／
ｓｅｃ以上の速度で冷却した後、１０ｍｉｎ以内に５０
〜８０℃に加熱し、この温度域で１〜１０ｈｒｓ保持す
る。
板の製造方法は、重量％でＭｇ：０．３〜１．０％、Ｓ
ｉ：０．８〜１．３％を含有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系ア
ルミニウム合金を、溶解鋳造後、均熱処理し、次いで熱
間圧延、冷間圧延を施して所望の板厚とし、その後最終
熱処理として、５１０〜５９０℃の温度に加熱して溶体
化処理を行った後、４００℃の温度まで２０℃／ｓｅｃ
以上の冷却速度で冷却し、その後４００℃から３００℃
の温度範囲を４〜１０℃／ｓｅｃの速度で冷却、その後
室温まで４℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却することを特徴
とする。また、上記の方法のうち３００℃からの冷却を
次のようにしてもよい。つまり、３００℃から５０〜８
０℃まで４℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却し、その温度域
で１〜１０ｈｒｓ保持する、あるいは、室温まで４℃／
ｓｅｃ以上の速度で冷却した後、１０ｍｉｎ以内に５０
〜８０℃に加熱し、この温度域で１〜１０ｈｒｓ保持す
る。
【０００９】
【発明の実施の形態】まずこの発明における合金成分限
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、Ｓｉと共同し強
度を付与する元素で、時効析出物β′−Ｍｇ２Ｓｉを析
出する。しかし、０．３％未満では十分な強度（溶体化
焼入れ処理後の素材の耐力及び１７０℃の焼付塗装後の
耐力）が得られず、また１．０％を越えて添加すると鋳
造時に平衡相Ｍｇ２Ｓｉが晶出物として成長し、伸びの
低下が見られ成形性が著しく低下する。よって、Ｍｇ含
有量は０．３〜１．０％の範囲とする。 Ｓｉ：ＳｉはＭｇと共同し主として時効析出物β′−Ｍ
ｇ２Ｓｉの析出による析出硬化で強度を付与する元素で
ある。しかし、０．８％未満では十分な強度が得られ
ず、また１．３％を越えて添加すると平衡相Ｍｇ２Ｓｉ
が晶出、あるいはＳｉ単体が残存し、伸びを低下させ成
形性の劣化を生ずる。よって、Ｓｉ含有量は０．８％〜
１．３％の範囲とする。
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、Ｓｉと共同し強
度を付与する元素で、時効析出物β′−Ｍｇ２Ｓｉを析
出する。しかし、０．３％未満では十分な強度（溶体化
焼入れ処理後の素材の耐力及び１７０℃の焼付塗装後の
耐力）が得られず、また１．０％を越えて添加すると鋳
造時に平衡相Ｍｇ２Ｓｉが晶出物として成長し、伸びの
低下が見られ成形性が著しく低下する。よって、Ｍｇ含
有量は０．３〜１．０％の範囲とする。 Ｓｉ：ＳｉはＭｇと共同し主として時効析出物β′−Ｍ
ｇ２Ｓｉの析出による析出硬化で強度を付与する元素で
ある。しかし、０．８％未満では十分な強度が得られ
ず、また１．３％を越えて添加すると平衡相Ｍｇ２Ｓｉ
が晶出、あるいはＳｉ単体が残存し、伸びを低下させ成
形性の劣化を生ずる。よって、Ｓｉ含有量は０．８％〜
１．３％の範囲とする。
【００１０】本発明に係るＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニ
ウム合金には、その他Ｃｕ、Ｍｎ、Ｃｒ等が不可避不純
物として含まれる。また、以下の効果のため、必要に応
じてこれらの成分の１又は２以上を添加することができ
る。 Ｃｕ：Ｃｕは時効析出物θ′−ＣｕＡｌ２により強度を
付与する合金である。本発明では、Ｃｕを添加すること
でこの析出物が緻密で微細に析出し、強度が向上し、か
つ低温焼付での焼付け硬化性が向上する。しかし、Ｃｕ
添加量が０．０３％未満では強度を増加する効果が認め
られず、また０．７％を越えると耐食性が低下する。よ
って、Ｃｕを添加する場合、含有量は０．０３％〜０．
７％の範囲とする。 Ｍｎ：第二相析出物ＭｎＡｌ６を析出し、合金組成の再
結晶を抑制して結晶粒を微細化し、成形性の向上と強度
の増加に寄与する元素である。しかし、０．０５％未満
では結晶粒の微細化効果が現れず、しかも第二相析出物
ＭｎＡｌ６の析出が顕著でないため、成形加工性や強度
の向上が認められない。また、０．２％を越えると粗大
な晶出物を生成し成形性を低下させる。よって、Ｍｎを
添加する場合、含有量は０．０５〜０．２％の範囲とす
る。 Ｃｒ：Ｃｒは金属間化合物を形成し、微細化した化合物
は再結晶を抑制し、結晶粒を微細化し成形性向上に効果
を付与するが、その添加量が０．００５％未満では効果
が現れず、０．１％を越えると粗大な金属間化合物を形
成し、成形性が低下する。よって、Ｃｒを添加する場
合、含有量は０．００５〜０．１％とする。その他Ｔ
ｉ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｚｎ等不可避的不純物は、それぞれ
０．１％、０．３％、０．１％、０．２％以下であれば
含有されていても差し支えない。
ウム合金には、その他Ｃｕ、Ｍｎ、Ｃｒ等が不可避不純
物として含まれる。また、以下の効果のため、必要に応
じてこれらの成分の１又は２以上を添加することができ
る。 Ｃｕ：Ｃｕは時効析出物θ′−ＣｕＡｌ２により強度を
付与する合金である。本発明では、Ｃｕを添加すること
でこの析出物が緻密で微細に析出し、強度が向上し、か
つ低温焼付での焼付け硬化性が向上する。しかし、Ｃｕ
添加量が０．０３％未満では強度を増加する効果が認め
られず、また０．７％を越えると耐食性が低下する。よ
って、Ｃｕを添加する場合、含有量は０．０３％〜０．
７％の範囲とする。 Ｍｎ：第二相析出物ＭｎＡｌ６を析出し、合金組成の再
結晶を抑制して結晶粒を微細化し、成形性の向上と強度
の増加に寄与する元素である。しかし、０．０５％未満
では結晶粒の微細化効果が現れず、しかも第二相析出物
ＭｎＡｌ６の析出が顕著でないため、成形加工性や強度
の向上が認められない。また、０．２％を越えると粗大
な晶出物を生成し成形性を低下させる。よって、Ｍｎを
添加する場合、含有量は０．０５〜０．２％の範囲とす
る。 Ｃｒ：Ｃｒは金属間化合物を形成し、微細化した化合物
は再結晶を抑制し、結晶粒を微細化し成形性向上に効果
を付与するが、その添加量が０．００５％未満では効果
が現れず、０．１％を越えると粗大な金属間化合物を形
成し、成形性が低下する。よって、Ｃｒを添加する場
合、含有量は０．００５〜０．１％とする。その他Ｔ
ｉ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｚｎ等不可避的不純物は、それぞれ
０．１％、０．３％、０．１％、０．２％以下であれば
含有されていても差し支えない。
【００１１】次に本発明の製造方法についての限定理由
を説明する。前述した組成の合金は、溶体化処理までの
工程すなわち所要の製品板厚の圧延板とするまでの工程
は、常法のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金と同様でよい。これ
を簡単に説明すると次のようになる。まず、溶解→鋳造
後の均熱処理は、添加元素の偏析を均一分散させたり、
分析析出物のサイズや体積含有率をコントロールするの
に重要な熱処理である。この熱処理を５００℃よりも低
い温度で行うと、添加元素からなる金属間化合物が固溶
せず、高い体積含有率をもって残存するため、成形性を
劣化させる。また、６００℃を越える温度で処理すると
バーニングを起こし、熱間圧延時に割れを発生する。従
って、均質化熱処理の温度範囲は５００〜６００℃とす
る。６００℃以下でバーニングを起こすものもあり、組
成に応じてバーニングを起こさない温度でできるだけ高
い温度で行うとよい。なお、保持時間は適宜決められ
る。前記条件で均質化熱処理を施した鋳塊を、熱間圧延
→冷間圧延を行い所定の板厚とする。望ましくは、熱間
圧延→冷間圧延の間で成形性を更に増加させることを目
的に、加熱速度１００℃／分以上の速度で４５０〜５２
０℃の温度域で０〜３０秒間の中間焼鈍処理を行うとよ
い。
を説明する。前述した組成の合金は、溶体化処理までの
工程すなわち所要の製品板厚の圧延板とするまでの工程
は、常法のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金と同様でよい。これ
を簡単に説明すると次のようになる。まず、溶解→鋳造
後の均熱処理は、添加元素の偏析を均一分散させたり、
分析析出物のサイズや体積含有率をコントロールするの
に重要な熱処理である。この熱処理を５００℃よりも低
い温度で行うと、添加元素からなる金属間化合物が固溶
せず、高い体積含有率をもって残存するため、成形性を
劣化させる。また、６００℃を越える温度で処理すると
バーニングを起こし、熱間圧延時に割れを発生する。従
って、均質化熱処理の温度範囲は５００〜６００℃とす
る。６００℃以下でバーニングを起こすものもあり、組
成に応じてバーニングを起こさない温度でできるだけ高
い温度で行うとよい。なお、保持時間は適宜決められ
る。前記条件で均質化熱処理を施した鋳塊を、熱間圧延
→冷間圧延を行い所定の板厚とする。望ましくは、熱間
圧延→冷間圧延の間で成形性を更に増加させることを目
的に、加熱速度１００℃／分以上の速度で４５０〜５２
０℃の温度域で０〜３０秒間の中間焼鈍処理を行うとよ
い。
【００１２】冷間圧延を終了し所定の板厚とした後、溶
体化処理を行う。溶体化処理温度までの加熱処理は、結
晶粒の微細化の観点より急加熱が望ましい。溶体化処理
の温度が５１０℃より低い温度では、添加元素が固溶せ
ず焼付硬化性が得られない。一方、上限は溶体化温度が
高い方が焼付硬化性には好ましいが、５９０℃を越える
と共晶融解を起こす場合があり５９０℃以下とすること
が望ましい。この温度範囲に保持する保持時間は、連続
処理ラインにおけるライン効率からいえば６０ｓｅｃ以
下が望ましく、添加元素の再固溶が十分できるのであれ
ば保持時間は０ｓｅｃでもよい。しかし、特にこれに限
定されるものではない。上記溶体化処理を行った後焼入
れを行うが、まず溶体化温度から４００℃の温度までの
冷却速度が平均で２０℃／ｓｅｃより遅い場合には、冷
却中に粗大なＭｇ２Ｓｉ及び単体Ｓｉが析出し成形性が
低下する。また、焼付硬化性が低下し、塗装焼付時十分
な強度が得られなくなる。このため、２０℃／ｓｅｃ以
上、望ましくは１００℃／ｓｅｃ以上で冷却することが
必要である。
体化処理を行う。溶体化処理温度までの加熱処理は、結
晶粒の微細化の観点より急加熱が望ましい。溶体化処理
の温度が５１０℃より低い温度では、添加元素が固溶せ
ず焼付硬化性が得られない。一方、上限は溶体化温度が
高い方が焼付硬化性には好ましいが、５９０℃を越える
と共晶融解を起こす場合があり５９０℃以下とすること
が望ましい。この温度範囲に保持する保持時間は、連続
処理ラインにおけるライン効率からいえば６０ｓｅｃ以
下が望ましく、添加元素の再固溶が十分できるのであれ
ば保持時間は０ｓｅｃでもよい。しかし、特にこれに限
定されるものではない。上記溶体化処理を行った後焼入
れを行うが、まず溶体化温度から４００℃の温度までの
冷却速度が平均で２０℃／ｓｅｃより遅い場合には、冷
却中に粗大なＭｇ２Ｓｉ及び単体Ｓｉが析出し成形性が
低下する。また、焼付硬化性が低下し、塗装焼付時十分
な強度が得られなくなる。このため、２０℃／ｓｅｃ以
上、望ましくは１００℃／ｓｅｃ以上で冷却することが
必要である。
【００１３】４００℃〜３００℃の温度範囲は、材料中
の原子空孔濃度を低くして板製造後の常温時効性を抑制
するために、平均４〜１０℃／ｓｅｃの範囲で冷却する
ことが必要である。すなわち、４００℃〜３００℃の温
度範囲を４〜１０℃／ｓｅｃの範囲で冷却することによ
り、空孔濃度が減少し、常温時効性が抑制される。４℃
／ｓｅｃより遅い速度で冷却すると、粗大なＭｇ２Ｓｉ
及び単体Ｓｉが粒界に析出し、常温時効性は小さくなる
ものの、焼付硬化性が低下し、塗装焼付時に十分な強度
が得られなくなるとともに成形性も低下する。一方、１
０℃／ｓｅｃを越える速度で冷却すると、空孔濃度が多
いまま凍結されるため焼付硬化性はよいが、常温時効性
も高くなる。３００℃から室温までは平均４℃／ｓｅｃ
より遅い場合には時効し素材耐力が高くなる。なお、５
０〜８０℃まで平均４℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却し、
その温度域で１〜１０ｈｒｓ保持するか、あるいは、室
温まで平均４℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却した後、１０
ｍｉｎ以内に５０〜８０℃に加熱し、この温度域で１〜
１０ｈｒｓ保持した場合、焼付塗装時の硬化に寄与する
析出核が形成され、焼付硬化性を向上させる効果を有す
る。以上説明した製造方法によれば、２５℃で７日放置
後と２５℃で９０日放置後の耐力差が２０Ｎ／ｍｍ２以
下の、常温時効性が抑制されたアルミニウム合金板を得
ることが可能となる。同時に、１７０℃×２０分の焼付
塗装後の耐力が２００Ｎ／ｍｍ２以上の常温時効性が抑
制されたアルミニウム合金板を得ることも可能となる。
の原子空孔濃度を低くして板製造後の常温時効性を抑制
するために、平均４〜１０℃／ｓｅｃの範囲で冷却する
ことが必要である。すなわち、４００℃〜３００℃の温
度範囲を４〜１０℃／ｓｅｃの範囲で冷却することによ
り、空孔濃度が減少し、常温時効性が抑制される。４℃
／ｓｅｃより遅い速度で冷却すると、粗大なＭｇ２Ｓｉ
及び単体Ｓｉが粒界に析出し、常温時効性は小さくなる
ものの、焼付硬化性が低下し、塗装焼付時に十分な強度
が得られなくなるとともに成形性も低下する。一方、１
０℃／ｓｅｃを越える速度で冷却すると、空孔濃度が多
いまま凍結されるため焼付硬化性はよいが、常温時効性
も高くなる。３００℃から室温までは平均４℃／ｓｅｃ
より遅い場合には時効し素材耐力が高くなる。なお、５
０〜８０℃まで平均４℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却し、
その温度域で１〜１０ｈｒｓ保持するか、あるいは、室
温まで平均４℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却した後、１０
ｍｉｎ以内に５０〜８０℃に加熱し、この温度域で１〜
１０ｈｒｓ保持した場合、焼付塗装時の硬化に寄与する
析出核が形成され、焼付硬化性を向上させる効果を有す
る。以上説明した製造方法によれば、２５℃で７日放置
後と２５℃で９０日放置後の耐力差が２０Ｎ／ｍｍ２以
下の、常温時効性が抑制されたアルミニウム合金板を得
ることが可能となる。同時に、１７０℃×２０分の焼付
塗装後の耐力が２００Ｎ／ｍｍ２以上の常温時効性が抑
制されたアルミニウム合金板を得ることも可能となる。
【００１４】
【実施例】以下、本発明の実施例についてその比較例と
比較して説明する。 （実施例１）表１のＮｏ．１に示す組成の合金鋳塊をＤ
Ｃ鋳造法にて制作し、５４０℃×４ｈｒｓの均質化処理
後、板厚２．５ｍｍまで熱間圧延を行った。その後５０
０℃で中間焼鈍を行い（５００℃での保持時間０ｓｅ
ｃ）、さらに板厚１ｍｍまで最終冷間圧延を行った。そ
の後、表２に示すＡ〜Ｅの各条件にて最終溶体化処理
（溶体化処理温度と保持時間は一律５４０℃×３０ｓｅ
ｃ）及び２段目の低温加熱を行った。なお、最終溶体化
処理の冷却速度は、放冷、強制空冷、温湯冷、水冷によ
り調整した。
比較して説明する。 （実施例１）表１のＮｏ．１に示す組成の合金鋳塊をＤ
Ｃ鋳造法にて制作し、５４０℃×４ｈｒｓの均質化処理
後、板厚２．５ｍｍまで熱間圧延を行った。その後５０
０℃で中間焼鈍を行い（５００℃での保持時間０ｓｅ
ｃ）、さらに板厚１ｍｍまで最終冷間圧延を行った。そ
の後、表２に示すＡ〜Ｅの各条件にて最終溶体化処理
（溶体化処理温度と保持時間は一律５４０℃×３０ｓｅ
ｃ）及び２段目の低温加熱を行った。なお、最終溶体化
処理の冷却速度は、放冷、強制空冷、温湯冷、水冷によ
り調整した。
【００１５】
【表１】
【００１６】
【表２】
【００１７】以上のようにして得られた板を、さらに室
温に７日（２５℃×７日）及び９０日（２５℃×９０
日）放置した後、各板の機械的性質について調査した。
さらに、各板を２％ストレッチ→１７０℃×２０ｍｉｎ
加熱処理（焼付塗装相当の加熱）を行い、加熱後の特性
を調査した。以上の結果を表３に示す。表３において、
Δσ0.2は９０日放置後の耐力と７日放置後の耐力の差
（常温時効性を示す）であり、ベーク後耐力とは焼付塗
装相当の加熱後の耐力を意味する。また、成形性（スプ
リングバック）は、Δσ0.2が２０Ｎ／ｍｍ２以下のも
のを○と評価し、２０Ｎ／ｍｍ２を越えるものを×と評
価した。これは、耐力値はそのままスプリングバック量
と評価でき、Δσ0.2は７日放置後の時点で成形したと
きのスプリングバック量と９０日放置後の時点で成形し
たときのスプリングバック量の差（同じアルミニウム合
金板のスプリングバック量のバラツキ）と評価でき、従
って、Δσ0.2が少ない（常温時効が小さい）方がスプ
リングバック量のバラツキが小さく、成形性に優れると
評価できるためである。
温に７日（２５℃×７日）及び９０日（２５℃×９０
日）放置した後、各板の機械的性質について調査した。
さらに、各板を２％ストレッチ→１７０℃×２０ｍｉｎ
加熱処理（焼付塗装相当の加熱）を行い、加熱後の特性
を調査した。以上の結果を表３に示す。表３において、
Δσ0.2は９０日放置後の耐力と７日放置後の耐力の差
（常温時効性を示す）であり、ベーク後耐力とは焼付塗
装相当の加熱後の耐力を意味する。また、成形性（スプ
リングバック）は、Δσ0.2が２０Ｎ／ｍｍ２以下のも
のを○と評価し、２０Ｎ／ｍｍ２を越えるものを×と評
価した。これは、耐力値はそのままスプリングバック量
と評価でき、Δσ0.2は７日放置後の時点で成形したと
きのスプリングバック量と９０日放置後の時点で成形し
たときのスプリングバック量の差（同じアルミニウム合
金板のスプリングバック量のバラツキ）と評価でき、従
って、Δσ0.2が少ない（常温時効が小さい）方がスプ
リングバック量のバラツキが小さく、成形性に優れると
評価できるためである。
【００１８】
【表３】
【００１９】表３に示すように、本発明法で製造した板
は、２５℃×９０日保持後の耐力値の上昇（Δσ0.2）
が少なく常温時効性が抑制され、同じ板の経時変化によ
るスプリングバックのバラツキが抑制され、ベーク後の
耐力が２００Ｎ／ｍｍ２以上と高いにも関わらず成形性
にも優れていることが分かる。これに対し、比較例に示
す条件で製造した板は、常温時効が進んで２５℃×９０
日保持後の耐力の上昇（Δσ0.2）が大きく、スプリン
グバック量のバラツキが大きくなり、成形性が劣ること
が分かる（１Ｄ、１Ｅ）。また、耐力の上昇（Δσ0.
2）が小さいものは、ベーク前の耐力及びベーク後の耐
力が低くなっている（１Ｃ）。
は、２５℃×９０日保持後の耐力値の上昇（Δσ0.2）
が少なく常温時効性が抑制され、同じ板の経時変化によ
るスプリングバックのバラツキが抑制され、ベーク後の
耐力が２００Ｎ／ｍｍ２以上と高いにも関わらず成形性
にも優れていることが分かる。これに対し、比較例に示
す条件で製造した板は、常温時効が進んで２５℃×９０
日保持後の耐力の上昇（Δσ0.2）が大きく、スプリン
グバック量のバラツキが大きくなり、成形性が劣ること
が分かる（１Ｄ、１Ｅ）。また、耐力の上昇（Δσ0.
2）が小さいものは、ベーク前の耐力及びベーク後の耐
力が低くなっている（１Ｃ）。
【００２０】（実施例２）表１に示す合金鋳塊をＤＣ鋳
造法にて制作し、５４０℃×４ｈｒｓの均質化処理後、
板厚２．５ｍｍまで熱間圧延を行った。その後５００℃
×０ｓｅｃの中間焼鈍を行い、さらに板厚１ｍｍまで最
終冷間圧延を行った。その後、本発明プロセス（実施例
１のＡ法）にて最終溶体化処理を行い、得られた各板に
ついて、実施例１と全く同様の要領で、各板の機械的性
質及び成形性を調査した。結果を表４に示す。
造法にて制作し、５４０℃×４ｈｒｓの均質化処理後、
板厚２．５ｍｍまで熱間圧延を行った。その後５００℃
×０ｓｅｃの中間焼鈍を行い、さらに板厚１ｍｍまで最
終冷間圧延を行った。その後、本発明プロセス（実施例
１のＡ法）にて最終溶体化処理を行い、得られた各板に
ついて、実施例１と全く同様の要領で、各板の機械的性
質及び成形性を調査した。結果を表４に示す。
【００２１】
【表４】
【００２２】本発明法で製造した板は、２５℃×９０日
保持後の耐力値の上昇（Δσ0.2）が少なく、常温時効
性が抑制され、同じ板の経時変化によるスプリングバッ
クのバラツキが抑制され、ベーク後の耐力が２００Ｎ／
ｍｍ２以上と高いにも関わらず成形性にも優れている。
これに対し、比較例７、８はベーク前及びベーク後の耐
力が低く、比較例９は常温時効が進んで２５℃×９０日
保持後の耐力値の上昇（Δσ0.2）が大きく、スプリン
グバックのバラツキが大きく成形性が劣り、９０日放置
後のベーク後の耐力が低い。
保持後の耐力値の上昇（Δσ0.2）が少なく、常温時効
性が抑制され、同じ板の経時変化によるスプリングバッ
クのバラツキが抑制され、ベーク後の耐力が２００Ｎ／
ｍｍ２以上と高いにも関わらず成形性にも優れている。
これに対し、比較例７、８はベーク前及びベーク後の耐
力が低く、比較例９は常温時効が進んで２５℃×９０日
保持後の耐力値の上昇（Δσ0.2）が大きく、スプリン
グバックのバラツキが大きく成形性が劣り、９０日放置
後のベーク後の耐力が低い。
【００２３】
【発明の効果】本発明によれば、常温時効性が抑制さ
れ、かつ成形性、焼付硬化性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ
系アルミニウム合金板が製造できる。この、Ａｌ−Ｍｇ
−Ｓｉ系アルミニウム合金板は、自動車パネル、内装部
品等の用途に好適に使用することができる。
れ、かつ成形性、焼付硬化性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ
系アルミニウム合金板が製造できる。この、Ａｌ−Ｍｇ
−Ｓｉ系アルミニウム合金板は、自動車パネル、内装部
品等の用途に好適に使用することができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８６ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８６Ｂ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９２ ６９２Ａ ６９２Ｂ ６９３ ６９３Ａ
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％でＭｇ：０．３〜１．０％、Ｓ
ｉ：０．８〜１．３％を含有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系ア
ルミニウム合金を、溶解鋳造後、均熱処理し、次いで熱
間圧延、冷間圧延を施して所望の板厚とし、その後最終
熱処理として、５１０〜５９０℃の温度に加熱して溶体
化処理を行った後、４００℃の温度まで２０℃／ｓｅｃ
以上の冷却速度で冷却し、その後４００℃から３００℃
の温度範囲を４〜１０℃／ｓｅｃの速度で冷却、その後
室温まで４℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却することを特徴
とする常温時効性を抑制したアルミニウム合金板の製造
方法。 - 【請求項２】 請求項１に記載のアルミニウム合金を溶
解鋳造後、均熱処理し、次いで熱間圧延、冷間圧延を施
して所望の板厚とし、その後最終熱処理として、５１０
〜５９０℃の温度に加熱して溶体化処理を行った後、４
００℃の温度まで２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却
し、その後４００℃〜３００℃の温度範囲を４〜１０℃
／ｓｅｃの 冷却速度で冷却し、その後５０〜８０℃ま
で４℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却、あるいは室温まで４
℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却した後１０ｍｉｎ以内に５
０〜８０℃に加熱し、この温度域で１〜１０ｈｒｓ保持
することを特徴とする常温時効性を抑制したアルミニウ
ム合金板の製造方法。 - 【請求項３】 アルミニウム合金板の２５℃で７日放置
後と２５℃で９０日放置後の耐力差が２０Ｎ／ｍｍ２以
下であることを特徴とする請求項１又は２に記載された
常温時効性を抑制したアルミニウム合金板の製造方法。 - 【請求項４】 アルミニウム合金板の１７０℃×２０分
の焼付塗装後の耐力が２００Ｎ／ｍｍ２以上であること
を特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載された常温
時効性を抑制し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 |
|---|---|---|---|
| JP10333722A JP2000160310A (ja) | 1998-11-25 | 1998-11-25 | 常温時効性を抑制したアルミニウム合金板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10333722A JP2000160310A (ja) | 1998-11-25 | 1998-11-25 | 常温時効性を抑制したアルミニウム合金板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000160310A true JP2000160310A (ja) | 2000-06-13 |
Family
ID=18269236
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10333722A Pending JP2000160310A (ja) | 1998-11-25 | 1998-11-25 | 常温時効性を抑制したアルミニウム合金板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000160310A (ja) |
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006291338A (ja) * | 2005-04-14 | 2006-10-26 | Kobe Steel Ltd | 成形性に優れたアルミニウム合金板 |
| EP2110235A1 (en) * | 2008-10-22 | 2009-10-21 | Aleris Aluminum Duffel BVBA | Al-Mg-Si alloy rolled sheet product with good hemming |
| WO2012124676A1 (ja) | 2011-03-15 | 2012-09-20 | 株式会社神戸製鋼所 | 焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板 |
| US8328963B2 (en) | 2008-03-31 | 2012-12-11 | Kobe Steel, Ltd. | Aluminum alloy sheet superior in paint baking hardenability and invulnerable to room temperature aging, and method for production thereof |
| CN103305727A (zh) * | 2012-03-07 | 2013-09-18 | 株式会社神户制钢所 | 汽车的发动机罩内面板用铝合金板 |
| KR20150038662A (ko) | 2012-09-19 | 2015-04-08 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 베이킹 도장 경화성이 우수한 알루미늄 합금판 |
| KR20180095591A (ko) * | 2015-12-18 | 2018-08-27 | 노벨리스 인크. | 고 강도 6ｘｘｘ 알루미늄 합금들 및 이를 만드는 방법들 |
| US10538834B2 (en) | 2015-12-18 | 2020-01-21 | Novelis Inc. | High-strength 6XXX aluminum alloys and methods of making the same |
| CN114990392A (zh) * | 2022-06-17 | 2022-09-02 | 吉林大学 | 一种高性能、耐高温Al-Mg-Si系铝合金及其制备方法 |
| US11932928B2 (en) | 2018-05-15 | 2024-03-19 | Novelis Inc. | High strength 6xxx and 7xxx aluminum alloys and methods of making the same |
-
1998
- 1998-11-25 JP JP10333722A patent/JP2000160310A/ja active Pending
Cited By (19)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006291338A (ja) * | 2005-04-14 | 2006-10-26 | Kobe Steel Ltd | 成形性に優れたアルミニウム合金板 |
| US8328963B2 (en) | 2008-03-31 | 2012-12-11 | Kobe Steel, Ltd. | Aluminum alloy sheet superior in paint baking hardenability and invulnerable to room temperature aging, and method for production thereof |
| EP2110235A1 (en) * | 2008-10-22 | 2009-10-21 | Aleris Aluminum Duffel BVBA | Al-Mg-Si alloy rolled sheet product with good hemming |
| WO2012124676A1 (ja) | 2011-03-15 | 2012-09-20 | 株式会社神戸製鋼所 | 焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板 |
| US9399808B2 (en) | 2011-03-15 | 2016-07-26 | Kobe Steel, Ltd. | Aluminum alloy sheet excellent in baking finish hardenability |
| CN103305727A (zh) * | 2012-03-07 | 2013-09-18 | 株式会社神户制钢所 | 汽车的发动机罩内面板用铝合金板 |
| CN104674077A (zh) * | 2012-03-07 | 2015-06-03 | 株式会社神户制钢所 | 汽车发动机罩内面板用铝合金板的制造方法以及铝合金板 |
| KR20150038662A (ko) | 2012-09-19 | 2015-04-08 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 베이킹 도장 경화성이 우수한 알루미늄 합금판 |
| KR20180095591A (ko) * | 2015-12-18 | 2018-08-27 | 노벨리스 인크. | 고 강도 6ｘｘｘ 알루미늄 합금들 및 이를 만드는 방법들 |
| JP2019501288A (ja) * | 2015-12-18 | 2019-01-17 | 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 |
| 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 |
| EP3390678B1 (en) | 2015-12-18 | 2020-11-25 | Novelis, Inc. | High strength 6xxx aluminum alloys and methods of making the same |
| KR102228792B1 (ko) | 2015-12-18 | 2021-03-19 | 노벨리스 인크. | 고 강도 6ｘｘｘ 알루미늄 합금들 및 이를 만드는 방법들 |
| 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 |
| US11932928B2 (en) | 2018-05-15 | 2024-03-19 | Novelis Inc. | High strength 6xxx and 7xxx aluminum alloys and methods of making the same |
| CN114990392A (zh) * | 2022-06-17 | 2022-09-02 | 吉林大学 | 一种高性能、耐高温Al-Mg-Si系铝合金及其制备方法 |
| CN114990392B (zh) * | 2022-06-17 | 2023-01-03 | 吉林大学 | 一种高性能、耐高温Al-Mg-Si系铝合金及其制备方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPWO2005056859A1 (ja) | ベークハード性およびヘム加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金板の製造方法 | |
| JPH0569898B2 (ja) | ||
| CN112458344B (zh) | 一种高强耐蚀的铝合金及其制备方法和应用 | |
| JP2000160310A (ja) | 常温時効性を抑制したアルミニウム合金板の製造方法 | |
| JPH10219382A (ja) | 成形加工性および塗装焼付け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 | |
| JP4086350B2 (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 | |
| JPH06240424A (ja) | 成形性および焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板の製造方法 | |
| JPH0874014A (ja) | 高成形性と良好な焼付硬化性を有するアルミニウム合金板の製造方法 | |
| JPH09249950A (ja) | 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の製造方法 | |
| JP2626958B2 (ja) | 成形性および焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板の製造方法 | |
| JPH08176764A (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 | |
| JPH06340940A (ja) | プレス成形性、焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板及びその製造方法 | |
| JP2599861B2 (ja) | 塗装焼付硬化性、成形性、形状凍結性に優れた成形加工用アルミニウム合金材の製造法 | |
| JPS61272342A (ja) | 成形性、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法 | |
| JPH11350058A (ja) | 成形性及び焼き付け硬化性に優れるアルミニウム合金板及びその製造方法 | |
| JP3278119B2 (ja) | 成形性及び焼付硬化性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法 | |
| TW201738390A (zh) | Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板之製造方法 | |
| JP2613466B2 (ja) | 焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板の製造方法 | |
| JPH0788558B2 (ja) | 成形性及び焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板の製造方法 | |
| JP3697539B2 (ja) | 成形加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板及びその製造方法 | |
| JP3686146B2 (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 | |
| JPH05112839A (ja) | 低温焼付硬化性に優れた成形加工用アルミニウム合金板及びその製造方法 | |
| JPH04318144A (ja) | 強度、焼付硬化性かつ成形性に優れたＡｌ合金板及びその製造方法 | |
| JP3359428B2 (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 | |
| JPH04276048A (ja) | 焼付硬化性に優れた成形用アルミニウム合金板材の製造方法 |