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
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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 |
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KR20150038662A (ko) | 2012-09-19 | 2015-04-08 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 베이킹 도장 경화성이 우수한 알루미늄 합금판 |
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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 |
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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 |
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