JP4086350B2 - 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、自動車ボディシートや部品、各種機械器具、家電部品等の素材として、成形加工および塗装焼付を施して使用されるアルミニウム合金板の製造方法に関するものであり、特に成形性が良好であるとともに、塗装焼付後の強度が高く、かつ室温での経時変化が少ない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】
自動車のボディシートには、従来は主として冷延鋼板を使用することが多かったが、最近では車体軽量化の観点から、アルミニウム合金圧延板を使用することが進められている。自動車のボディシートはプレス加工を施して使用するところから、成形加工性が優れていること、また成形加工時におけるリューダースマークが発生しないことが要求され、また高強度を有することも必須であって、特に塗装焼付を施すことから、塗装焼付後に高強度が得られることが要求される。
【０００３】
従来このような自動車用ボディシート向けのアルミニウム合金としては、時効性を有するＪＩＳ６０００番系合金、すなわちＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金が主として使用されている。この時効性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金では、塗装焼付前の成形加工時においては比較的強度が低く、成形性が優れており、一方塗装焼付時の加熱によって時効されて塗装焼付後の強度が高くなる利点を有するほか、リューダースマークが発生しない等の利点を有する。
【０００４】
ところで塗装焼付時における時効硬化を期待したＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法としては、鋳塊を均質化熱処理した後、熱間圧延および冷間圧延を行なって所定の板厚とし、かつ必要に応じて熱間圧延と冷間圧延との間あるいは冷間圧延の中途において中間焼鈍を行ない、冷間圧延後に溶体化処理を行なって焼入れるのが通常である。しかしながらこのような従来の一般的な製造方法では、最近の自動車用ボディシートに要求される特性を充分に満足させることは困難である。
【０００５】
すなわち、最近ではコストの一層の低減のためにさらに薄肉化することが強く要求されており、そのため薄肉でも充分な強度が得られるように、一層の高強度化が求められているが、この点で従来の一般的な製造方法によって得られたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板では不充分であった。
【０００６】
また、上記の問題点を解決するため、特開昭６２−８９８５２号公報、特開昭６２−１７７１４３号公報、特開平２−２０５６６０号公報、特開平４−１４７９５１号公報、特開平４−２１０４５６号公報、特開平５−１１２８３９号公報、特開平５−１２５５０５号公報、特開平５−２７９８２２号公報、特開平７−１５０２８２号公報、特開平７−１６６２８５号公報、特開平８−４９０５２号公報、特開平８−６０３１４号公報、特開平８−６０３１５号公報、特開平８−７４０１４号公報、特開平９−１４３６４４号公報などの方法が提案されている。
しかし、いずれも、溶体化処理後、すぐ、あるいは制約された時間内で、改めて、ある特定の温度で保持を行うことになっている。これらの提案は十分な塗装焼付硬化性を得られるとしても、工業的に実施するには不便であり、また、特殊な設備対応が必要となるため、製造コストが高い問題点がある。
さらに特開平６−１７２０８号公報は溶体化処理後の冷却速度のコントロールで経済性を図ったが、必ずしも、冷却速度の制御範囲は最適であると言えない。特に材料製造後の室温経時変化性について十分な配慮を払っていると言えない。すなわち、板製造後に室温に放置した場合に自然時効により硬化が生じやすくなり、そのため成形性が阻害され勝ちであるという問題がある。
【０００７】
この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、良好な成形加工性、良好な曲げ加工性を有すると同時に、焼付硬化性が優れていて、塗装焼付時における強度上昇が高く、しかも板製造後の室温での経時的な変化が少なく、長期間放置した場合でも自然時効による硬化に起因する成形性の低下が少ない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を目的とするものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
前述のような課題を解決するべく本発明者等が実験・検討を重ねた結果、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の成分組成を適切に選択すると同時に、板製造プロセス中において、溶体化処理後に適切な熱処理を行なうことによって、前述の課題を解決し得ることを見出し、この発明をなすに至った。
【０００９】
具体的には、本発明は下記のとおりである。
（１）重量％で、
Ｍｇ：０．２〜２．０％、
Ｓｉ：０．３〜３．０％、
Ｃｕ：０．０５％以下、
Ｍｎ：０．０１〜０．４％、Ｃｒ：０．０１〜０．４％、Ｚｒ：０．０１〜０．４％、Ｖ：０．０１〜０．４％、Ｆｅ：０．０３〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、およびＺｎ：０．０１〜３．０％から選ばれた１種または２種以上、および
残部：Ａｌおよび不可避的不純物よりなる合金を圧延後、４８０℃以上の温度で５分以内の溶体化処理を行ってから、５０〜１５０℃の温度域まで５０〜９００℃ /minの平均冷却速度で冷却する第１段冷却を行い、第１段冷却終了直後から３５℃までを下記式：
−１＜ｌｏｇ（Ｒ）＜（０．０１７８Ｔ−１．２８９）
〔ただし、Ｒ：第２段冷却の平均冷却速度（℃／ｈ）、Ｔ：第１段冷却終了温度（℃）〕
に従う第２段冷却を行うことを特徴とする焼付硬化性に優れた成形加工用アルミニウム合金板の製造方法。
（２）鋳塊に均質化処理、熱間圧延および冷間圧延を行い、冷間圧延途中において４５０〜５８０℃の温度範囲で５分以内の中間焼鈍を施してから、１０℃/min以上の平均冷却速度で冷却することを特徴とする（１）記載の方法。
（３）（１）または（２）記載の２段冷却が終了後、さらに２０℃/min以上の平均昇温速度で１７０〜３７０℃の温度範囲で１０分以内の復元処理を行ってから２０℃/min以上の平均冷却速度で冷却することを特徴とする（１）または（２）記載の方法。
【００１０】
【発明の実施の形態】
先ずこの発明の製造方法で用いる合金の成分組成限定理由について説明する。
Ｍｇ：
Ｍｇはこの発明で対象としている系の合金で基本となる合金元素であって、Ｓｉと共同して強度向上に寄与する。Ｍｇ量が０．３％未満では塗装焼付時に析出硬化によって強度向上に寄与するＭｇ2 Ｓｉの生成量が少なくなるため、充分な強度向上が得られず、一方２．０％を越えれば成形性が低下するから、Ｍｇ量は０．３〜２．０％の範囲内とした。
【００１１】
Ｓｉ：
Ｓｉもこの発明の系の合金で基本となる合金元素であって、Ｍｇと共同して強度向上に寄与する。またＳｉは、鋳造時に金属Ｓｉの晶出物として生成され、その金属Ｓｉ粒子の周囲が加工によって変形されて、溶体化処理の際に再結晶核の生成サイトとなるため、再結晶組織の微細化にも寄与する。Ｓｉが０．３％未満では上記の効果が充分に得られず、一方２．０％を越えれば粗大Ｓｉが生じて合金の靱性低下を招く。したがってＳｉは０．３〜３．０％の範囲内とした。
【００１２】
Ｃｕ：
Ｃｕはこの発明の系の合金で必須な元素ではないが、強度向上や表面処理性の改善に有効な元素である。０．０５％以上になると合金の耐糸錆性が劣化するため、Ｃｕの含有量は０．０５％以下に規制する。
【００１３】
Ｚｎ：
Ｚｎは時効による強度向上と表面処理性の向上のために添加される。含有量が０．０３％未満では上記の効果が充分に得られず、一方それぞれ３．０％を越えれば、成形性が低下するからＺｎ量は０．０３から３．０％とした。
【００１４】
Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ，Ｔｉ，Ｆｅ：
これらは強度向上や結晶粒微細化のために１種または２種以上添加される。これらのうち、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖはいずれも強度向上と結晶粒の微細化および組織の安定化に効果がある元素であり、いずれも含有量が０．０１％未満では上記の効果が充分に得られず、一方それぞれ０．４％を越えれば上記の効果が飽和するばかりでなく、巨大金属間化合物が生成されて成形性に悪影響を及ぼすおそれがあり、したがってＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖはいずれも０．０１〜０．４％の範囲内とした。またＴｉも強度向上と鋳塊組織の微細化に有効な元素であり、その含有量が０．００５％未満では充分な効果が得られず、一方０．２％を越えればＴｉ添加の効果が飽和するばかりでなく、巨大晶出物が生じるおそれがあるから、Ｔｉは０．００５〜０．２％の範囲内とした。そしてまたＦｅも強度向上と結晶粒微細化に有効な元素であり、その含有量が０．０３％未満では充分な効果が得られず、一方０．５％を越えれば成形性が低下するおそれがあり、したがってＦｅは０．０３〜０．５％の範囲内とした。なおこれらのＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ，Ｔｉ，Ｆｅの範囲は、積極的な添加元素としてこれらの元素を含む場合について示したものであり、いずれもその下限値よりも少ない量を不純物として含有していることは特に支障ない。特に、０．０３％未満のＦｅは、通常のアルミ地金を用いれば不可避的に含有されるのが通常である。
【００１５】
さらに高温時効促進元素あるいは室温時効抑制元素Ａｇ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｂｅ，Ｓｎの添加は０．３％以下なら、特に支障ない。
以上の各元素のほかは、基本的にはＡｌおよび不可避的不純物とすれば良い。一般に結晶粒微細化のために前述のＴｉと同時にＢを添加することもあり、この発明の場合もＴｉとともに５００ppm 以下のＢを添加することは許容される。
【００１６】
次にこの発明の方法における製造プロセスについて説明する。
【００１７】
均質化処理、熱間圧延、冷間圧延の工程は従来の一般的なＪＩＳ ６０００番系のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金と同様であれば良い。すなわち、ＤＣ鋳造法等によって鋳造した後、常法により均質化処理を施し、熱間圧延および冷間圧延を行なって所要の板厚とすれば良い。
【００１８】
熱間圧延と冷間圧延との間、あるいは冷間圧延の中途において４５０〜５８０℃の温度範囲で５分以内の中間焼鈍を行なっても良い。この中間焼鈍は熱間圧延で残存された結晶組織、結晶方位などを新たな再結晶で変化させ、溶体化処理と組み合わせて板の集合組織を制御し、成形性の向上に寄与する。また、この処理は溶体化処理を行う前により多くのＭｇとＳｉ原子の固溶量を確保し、溶体化処理の負荷を低減させる役割がある。４５０℃未満では、上記の効果が不十分で、５８０℃越えると共晶融解、再結晶粒粗大化の恐れがあるから中間焼鈍温度が４５０〜５８０℃とした。中間焼鈍時間は５分越えると上記の効果が飽和し、経済性を損なうから、中間焼鈍の時間は５分以内とした。また、冷却速度が１０℃／min 以下では、冷却中に多量の析出物が生じて、固溶量の低下に繋がり、結果的に塗装焼付硬化性に悪影響を及ぼす。したがって、冷却速度が１０℃／min 以上とした。
【００１９】
上述のようにして所要の製品板厚とした後、４８０℃以上の温度で５分以内の溶体化処理を行なう。この溶体化処理は、Ｍｇ2 Ｓｉ、単体Ｓｉ等をマトリックスに固溶させ、これにより焼付硬化性を付与して塗装焼付後の強度向上を図るために重要な工程である。この工程はＭｇ2 Ｓｉ、単体Ｓｉ粒子等の固溶により、第二相粒子の分布密度が低下し、延性と曲げ性の向上にも寄与し、また、再結晶により全般良好な成形性を得るための工程でもある。溶体化処理温度が４８０℃未満では室温の経時変化の抑制に有利と思われるが、Ｍｇ2 Ｓｉ，Ｓｉなどの固溶量が少なく、充分な焼付硬化性が得られないばかりではなく、延性と曲げ性も著しく悪化する。溶体化処理温度の上限は特に規定しないが、共晶融解の発生のおそれや再結晶粒粗大化等を考慮して、通常は５８０℃以下とすることが望ましい。また溶体化処理の時間は５分越えると、溶体化効果が飽和し、経済性を損なうばかりではなく、結晶粒の粗大化の恐れもあるから溶体化処理の時間は５分以内とした。
【００２０】
溶体化処理後には、平均５０〜９００℃／ min の冷却速度で、５０〜１５０℃の温度域まで第１段の冷却を行う。ここで、溶体化処理後の平均冷却速度が５０℃／min 未満では、冷却中にＭｇ2 Ｓｉあるいは単体Ｓｉが粒界に多量に析出してしまい、成形性が低下すると同時に、焼付硬化性が低下して塗装焼付時の充分な強度向上が望めなくなる。
【００２１】
前述のようにして４８０℃以上の温度での溶体化処理の後、平均５０〜９００℃／ minの冷却速度で５０〜１５０℃の温度域内で冷却し、この第１段冷却から３５℃までの第２段冷却は以下の数式に従う。
−１＜ＬＯＧ（Ｒ）＜（０．０１７８Ｔ−１．２８９）
Ｒ：第２段冷却速度（℃／ｈ）、Ｔ：５０〜１５０℃範囲内の温度
上記の式にしたがって第２段冷却を行うことは３５℃以下の室温になる前に構造的に安定なＧＰゾーンあるいは中間相β′を生成させ、室温経時変化の抑制と焼付硬化性の確保に不可欠である。しかも、冷却を制御することで省エネ、低コストでもある。Ｒは０．１℃／ｈより遅いと第２段冷却の時間が長すぎて経済性を損なう。１０(0.0178T-1.289) より大きいと室温経時変化の抑制に不十分となり、また、室温経時変化により焼付硬化性も劣化する恐れがあるため、Ｒは０．１〜１０(0.0178T-1.289) の範囲とした。Ｒは０．５℃／ｈ以上が好ましい。
また、Ｔは５０℃未満では室温経時変化の抑制と焼付硬化性に不十分である。１５０℃超では室温経時変化の抑制に不十分である。また、１５０℃超の高温域から冷却速度を１０(0.0178T-1.289) 以下と遅くすると、粒界析出による成形性の低下の恐れもあるため、５０〜１５０℃の範囲とした。
【００２２】
前記（１）の処理後、室温放置した材料を２０℃／min 以上の平均昇温速度で１７０〜３７０℃の温度範囲で１０分以内の復元処理を行ってから２０℃／min 以上の平均冷却速度で冷却することは空孔濃度を緩和させ、不安定なＧＰゾーン成分を溶解し、室温経時変化の抑制と焼付硬化性の向上にさらなる効果を発揮する。しかし、工程が一つ増えることで前記（１）より若干のコスト上昇はやむを得ない。平均昇温速度と平均冷却速度が２０℃／min より遅いと、また、保持時間１０分を超えると、粒界析出あるいは高温時効による成形性の低下を招く恐れがある。復元処理温度が１７０℃未満あるいは３７０℃超では室温経時変化の抑制と焼付硬化性の向上に効果が不十分である。
【００２３】
以上のようにこの発明の製造方法では、合金の成分組成を適切に調整するとともに、製造プロセス中において、中間焼鈍、溶体化、２段冷却、復元処理などを施すことにより、成形性特に板製造後の室温での経時変化、すなわち室温での自然時効の進行を阻止することも可能となり、その結果、板製造後に長期間放置されてから成形加工、塗装焼付を施す場合でも、良好な成形性、優れた焼付硬化性を充分に確保することが可能となったのである。
【００２４】
【実施例】
第１に示す本発明成分組成範囲内の合金記号Ａ１〜Ａ３合金、および本発明成分組成範囲外の合金記号Ａ４、Ｂ１の合金について、それぞれ常法に従ってＤＣ鋳造法により鋳造し、得られた鋳塊に種々の均質化処理を施してから、熱間圧延を開始し、続いて冷間圧延を行なった。冷間圧延途中に種々の中間焼鈍を行った。最終的に厚さ１mmの圧延板とした。次いで各圧延板に対し、種々の溶体化処理を行なってから、２段冷却と復元処理を行なった。復元処理の平均昇温速度と平均冷却速度は２００℃／min とした。詳細な条件を表２中に示す。
【００２５】
以上のように安定化処理を行なって得られた板を、さらに室温に１日もしくは１００日放置した各板について、それぞれ１７０℃×３０分の加熱の塗装焼付処理を施し、かつその焼付前の機械的特性および成形性と耐食性、焼付後の機械的特性を調べた。その結果を表３に示す。
【００２６】
【表１】
【００２７】
【表２】
【表３】
【００２８】
製造番号１と６は、合金の成分組成がこの発明で規定する範囲内でかつ製造条件もこの発明で規定する条件を満たしたものであるが、これの場合は、塗装焼付前の伸びおよびエリクセン値が充分に高くて、かつ焼付硬化性が高くて塗装焼付時に大きな強度上昇が生じており、特に板製造後１００日室温に放置した場合においても、伸びおよびエリクセン値の低下が少なくて、かつ充分な焼付硬化性を示した。その中で１と２番は合金成分が同じで製造プロセスが異なるが、１番は復元処理により２番と比べて室温経時変化性と焼付硬化性が若干良い。
【００２９】
これに対し製造番号７，８，９は、合金の成分組成及び製造条件がこの発明で規定する条件を満たさなかったものである。特に第２段冷却速度がＱの値を越えて冷却されたことにより本発明例（製造番号１〜６）と比較して１００日室温放置後、経時変化が大きく、焼付硬化性が劣った。
【００３０】
一方製造番号１０は成分組成がこの発明で規定する範囲を外れた合金について、この発明で規定する範囲内の条件のプロセスを適用したものであるが、この場合には素材強度が低いばかりでなく、塗装焼付後の強度も充分に得られなかった。
【００３１】
【発明の効果】
この発明の成形加工用アルミニウム合金板の製造方法によれば、従来のような工業的に実施しにくい低温安定化処理を省略でき、低コストで高品質を確保できる。特徴として室温での経時変化が少ない。すなわち、板製造後に室温で長期間放置した場合にも成形性の低下が少ない。塗装焼付前は低耐力と高い延性が維持される。塗装焼付後の強度が著しく高くとともに焼付硬化性の変化も少ない、安定な成形加工用アルミニウム合金板を得ることができ、したがって自動車用ボディシート、家電部品、各種機械器具部品、そのほか成形加工および塗装焼付を施して用いる用途のアルミニウム合金の製造に最適である。
【発明の属する技術分野】
この発明は、自動車ボディシートや部品、各種機械器具、家電部品等の素材として、成形加工および塗装焼付を施して使用されるアルミニウム合金板の製造方法に関するものであり、特に成形性が良好であるとともに、塗装焼付後の強度が高く、かつ室温での経時変化が少ない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】
自動車のボディシートには、従来は主として冷延鋼板を使用することが多かったが、最近では車体軽量化の観点から、アルミニウム合金圧延板を使用することが進められている。自動車のボディシートはプレス加工を施して使用するところから、成形加工性が優れていること、また成形加工時におけるリューダースマークが発生しないことが要求され、また高強度を有することも必須であって、特に塗装焼付を施すことから、塗装焼付後に高強度が得られることが要求される。
【０００３】
従来このような自動車用ボディシート向けのアルミニウム合金としては、時効性を有するＪＩＳ６０００番系合金、すなわちＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金が主として使用されている。この時効性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金では、塗装焼付前の成形加工時においては比較的強度が低く、成形性が優れており、一方塗装焼付時の加熱によって時効されて塗装焼付後の強度が高くなる利点を有するほか、リューダースマークが発生しない等の利点を有する。
【０００４】
ところで塗装焼付時における時効硬化を期待したＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法としては、鋳塊を均質化熱処理した後、熱間圧延および冷間圧延を行なって所定の板厚とし、かつ必要に応じて熱間圧延と冷間圧延との間あるいは冷間圧延の中途において中間焼鈍を行ない、冷間圧延後に溶体化処理を行なって焼入れるのが通常である。しかしながらこのような従来の一般的な製造方法では、最近の自動車用ボディシートに要求される特性を充分に満足させることは困難である。
【０００５】
すなわち、最近ではコストの一層の低減のためにさらに薄肉化することが強く要求されており、そのため薄肉でも充分な強度が得られるように、一層の高強度化が求められているが、この点で従来の一般的な製造方法によって得られたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板では不充分であった。
【０００６】
また、上記の問題点を解決するため、特開昭６２−８９８５２号公報、特開昭６２−１７７１４３号公報、特開平２−２０５６６０号公報、特開平４−１４７９５１号公報、特開平４−２１０４５６号公報、特開平５−１１２８３９号公報、特開平５−１２５５０５号公報、特開平５−２７９８２２号公報、特開平７−１５０２８２号公報、特開平７−１６６２８５号公報、特開平８−４９０５２号公報、特開平８−６０３１４号公報、特開平８−６０３１５号公報、特開平８−７４０１４号公報、特開平９−１４３６４４号公報などの方法が提案されている。
しかし、いずれも、溶体化処理後、すぐ、あるいは制約された時間内で、改めて、ある特定の温度で保持を行うことになっている。これらの提案は十分な塗装焼付硬化性を得られるとしても、工業的に実施するには不便であり、また、特殊な設備対応が必要となるため、製造コストが高い問題点がある。
さらに特開平６−１７２０８号公報は溶体化処理後の冷却速度のコントロールで経済性を図ったが、必ずしも、冷却速度の制御範囲は最適であると言えない。特に材料製造後の室温経時変化性について十分な配慮を払っていると言えない。すなわち、板製造後に室温に放置した場合に自然時効により硬化が生じやすくなり、そのため成形性が阻害され勝ちであるという問題がある。
【０００７】
この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、良好な成形加工性、良好な曲げ加工性を有すると同時に、焼付硬化性が優れていて、塗装焼付時における強度上昇が高く、しかも板製造後の室温での経時的な変化が少なく、長期間放置した場合でも自然時効による硬化に起因する成形性の低下が少ない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を目的とするものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
前述のような課題を解決するべく本発明者等が実験・検討を重ねた結果、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の成分組成を適切に選択すると同時に、板製造プロセス中において、溶体化処理後に適切な熱処理を行なうことによって、前述の課題を解決し得ることを見出し、この発明をなすに至った。
【０００９】
具体的には、本発明は下記のとおりである。
（１）重量％で、
Ｍｇ：０．２〜２．０％、
Ｓｉ：０．３〜３．０％、
Ｃｕ：０．０５％以下、
Ｍｎ：０．０１〜０．４％、Ｃｒ：０．０１〜０．４％、Ｚｒ：０．０１〜０．４％、Ｖ：０．０１〜０．４％、Ｆｅ：０．０３〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、およびＺｎ：０．０１〜３．０％から選ばれた１種または２種以上、および
残部：Ａｌおよび不可避的不純物よりなる合金を圧延後、４８０℃以上の温度で５分以内の溶体化処理を行ってから、５０〜１５０℃の温度域まで５０〜９００℃ /minの平均冷却速度で冷却する第１段冷却を行い、第１段冷却終了直後から３５℃までを下記式：
−１＜ｌｏｇ（Ｒ）＜（０．０１７８Ｔ−１．２８９）
〔ただし、Ｒ：第２段冷却の平均冷却速度（℃／ｈ）、Ｔ：第１段冷却終了温度（℃）〕
に従う第２段冷却を行うことを特徴とする焼付硬化性に優れた成形加工用アルミニウム合金板の製造方法。
（２）鋳塊に均質化処理、熱間圧延および冷間圧延を行い、冷間圧延途中において４５０〜５８０℃の温度範囲で５分以内の中間焼鈍を施してから、１０℃/min以上の平均冷却速度で冷却することを特徴とする（１）記載の方法。
（３）（１）または（２）記載の２段冷却が終了後、さらに２０℃/min以上の平均昇温速度で１７０〜３７０℃の温度範囲で１０分以内の復元処理を行ってから２０℃/min以上の平均冷却速度で冷却することを特徴とする（１）または（２）記載の方法。
【００１０】
【発明の実施の形態】
先ずこの発明の製造方法で用いる合金の成分組成限定理由について説明する。
Ｍｇ：
Ｍｇはこの発明で対象としている系の合金で基本となる合金元素であって、Ｓｉと共同して強度向上に寄与する。Ｍｇ量が０．３％未満では塗装焼付時に析出硬化によって強度向上に寄与するＭｇ2 Ｓｉの生成量が少なくなるため、充分な強度向上が得られず、一方２．０％を越えれば成形性が低下するから、Ｍｇ量は０．３〜２．０％の範囲内とした。
【００１１】
Ｓｉ：
Ｓｉもこの発明の系の合金で基本となる合金元素であって、Ｍｇと共同して強度向上に寄与する。またＳｉは、鋳造時に金属Ｓｉの晶出物として生成され、その金属Ｓｉ粒子の周囲が加工によって変形されて、溶体化処理の際に再結晶核の生成サイトとなるため、再結晶組織の微細化にも寄与する。Ｓｉが０．３％未満では上記の効果が充分に得られず、一方２．０％を越えれば粗大Ｓｉが生じて合金の靱性低下を招く。したがってＳｉは０．３〜３．０％の範囲内とした。
【００１２】
Ｃｕ：
Ｃｕはこの発明の系の合金で必須な元素ではないが、強度向上や表面処理性の改善に有効な元素である。０．０５％以上になると合金の耐糸錆性が劣化するため、Ｃｕの含有量は０．０５％以下に規制する。
【００１３】
Ｚｎ：
Ｚｎは時効による強度向上と表面処理性の向上のために添加される。含有量が０．０３％未満では上記の効果が充分に得られず、一方それぞれ３．０％を越えれば、成形性が低下するからＺｎ量は０．０３から３．０％とした。
【００１４】
Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ，Ｔｉ，Ｆｅ：
これらは強度向上や結晶粒微細化のために１種または２種以上添加される。これらのうち、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖはいずれも強度向上と結晶粒の微細化および組織の安定化に効果がある元素であり、いずれも含有量が０．０１％未満では上記の効果が充分に得られず、一方それぞれ０．４％を越えれば上記の効果が飽和するばかりでなく、巨大金属間化合物が生成されて成形性に悪影響を及ぼすおそれがあり、したがってＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖはいずれも０．０１〜０．４％の範囲内とした。またＴｉも強度向上と鋳塊組織の微細化に有効な元素であり、その含有量が０．００５％未満では充分な効果が得られず、一方０．２％を越えればＴｉ添加の効果が飽和するばかりでなく、巨大晶出物が生じるおそれがあるから、Ｔｉは０．００５〜０．２％の範囲内とした。そしてまたＦｅも強度向上と結晶粒微細化に有効な元素であり、その含有量が０．０３％未満では充分な効果が得られず、一方０．５％を越えれば成形性が低下するおそれがあり、したがってＦｅは０．０３〜０．５％の範囲内とした。なおこれらのＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ，Ｔｉ，Ｆｅの範囲は、積極的な添加元素としてこれらの元素を含む場合について示したものであり、いずれもその下限値よりも少ない量を不純物として含有していることは特に支障ない。特に、０．０３％未満のＦｅは、通常のアルミ地金を用いれば不可避的に含有されるのが通常である。
【００１５】
さらに高温時効促進元素あるいは室温時効抑制元素Ａｇ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｂｅ，Ｓｎの添加は０．３％以下なら、特に支障ない。
以上の各元素のほかは、基本的にはＡｌおよび不可避的不純物とすれば良い。一般に結晶粒微細化のために前述のＴｉと同時にＢを添加することもあり、この発明の場合もＴｉとともに５００ppm 以下のＢを添加することは許容される。
【００１６】
次にこの発明の方法における製造プロセスについて説明する。
【００１７】
均質化処理、熱間圧延、冷間圧延の工程は従来の一般的なＪＩＳ ６０００番系のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金と同様であれば良い。すなわち、ＤＣ鋳造法等によって鋳造した後、常法により均質化処理を施し、熱間圧延および冷間圧延を行なって所要の板厚とすれば良い。
【００１８】
熱間圧延と冷間圧延との間、あるいは冷間圧延の中途において４５０〜５８０℃の温度範囲で５分以内の中間焼鈍を行なっても良い。この中間焼鈍は熱間圧延で残存された結晶組織、結晶方位などを新たな再結晶で変化させ、溶体化処理と組み合わせて板の集合組織を制御し、成形性の向上に寄与する。また、この処理は溶体化処理を行う前により多くのＭｇとＳｉ原子の固溶量を確保し、溶体化処理の負荷を低減させる役割がある。４５０℃未満では、上記の効果が不十分で、５８０℃越えると共晶融解、再結晶粒粗大化の恐れがあるから中間焼鈍温度が４５０〜５８０℃とした。中間焼鈍時間は５分越えると上記の効果が飽和し、経済性を損なうから、中間焼鈍の時間は５分以内とした。また、冷却速度が１０℃／min 以下では、冷却中に多量の析出物が生じて、固溶量の低下に繋がり、結果的に塗装焼付硬化性に悪影響を及ぼす。したがって、冷却速度が１０℃／min 以上とした。
【００１９】
上述のようにして所要の製品板厚とした後、４８０℃以上の温度で５分以内の溶体化処理を行なう。この溶体化処理は、Ｍｇ2 Ｓｉ、単体Ｓｉ等をマトリックスに固溶させ、これにより焼付硬化性を付与して塗装焼付後の強度向上を図るために重要な工程である。この工程はＭｇ2 Ｓｉ、単体Ｓｉ粒子等の固溶により、第二相粒子の分布密度が低下し、延性と曲げ性の向上にも寄与し、また、再結晶により全般良好な成形性を得るための工程でもある。溶体化処理温度が４８０℃未満では室温の経時変化の抑制に有利と思われるが、Ｍｇ2 Ｓｉ，Ｓｉなどの固溶量が少なく、充分な焼付硬化性が得られないばかりではなく、延性と曲げ性も著しく悪化する。溶体化処理温度の上限は特に規定しないが、共晶融解の発生のおそれや再結晶粒粗大化等を考慮して、通常は５８０℃以下とすることが望ましい。また溶体化処理の時間は５分越えると、溶体化効果が飽和し、経済性を損なうばかりではなく、結晶粒の粗大化の恐れもあるから溶体化処理の時間は５分以内とした。
【００２０】
溶体化処理後には、平均５０〜９００℃／ min の冷却速度で、５０〜１５０℃の温度域まで第１段の冷却を行う。ここで、溶体化処理後の平均冷却速度が５０℃／min 未満では、冷却中にＭｇ2 Ｓｉあるいは単体Ｓｉが粒界に多量に析出してしまい、成形性が低下すると同時に、焼付硬化性が低下して塗装焼付時の充分な強度向上が望めなくなる。
【００２１】
前述のようにして４８０℃以上の温度での溶体化処理の後、平均５０〜９００℃／ minの冷却速度で５０〜１５０℃の温度域内で冷却し、この第１段冷却から３５℃までの第２段冷却は以下の数式に従う。
−１＜ＬＯＧ（Ｒ）＜（０．０１７８Ｔ−１．２８９）
Ｒ：第２段冷却速度（℃／ｈ）、Ｔ：５０〜１５０℃範囲内の温度
上記の式にしたがって第２段冷却を行うことは３５℃以下の室温になる前に構造的に安定なＧＰゾーンあるいは中間相β′を生成させ、室温経時変化の抑制と焼付硬化性の確保に不可欠である。しかも、冷却を制御することで省エネ、低コストでもある。Ｒは０．１℃／ｈより遅いと第２段冷却の時間が長すぎて経済性を損なう。１０(0.0178T-1.289) より大きいと室温経時変化の抑制に不十分となり、また、室温経時変化により焼付硬化性も劣化する恐れがあるため、Ｒは０．１〜１０(0.0178T-1.289) の範囲とした。Ｒは０．５℃／ｈ以上が好ましい。
また、Ｔは５０℃未満では室温経時変化の抑制と焼付硬化性に不十分である。１５０℃超では室温経時変化の抑制に不十分である。また、１５０℃超の高温域から冷却速度を１０(0.0178T-1.289) 以下と遅くすると、粒界析出による成形性の低下の恐れもあるため、５０〜１５０℃の範囲とした。
【００２２】
前記（１）の処理後、室温放置した材料を２０℃／min 以上の平均昇温速度で１７０〜３７０℃の温度範囲で１０分以内の復元処理を行ってから２０℃／min 以上の平均冷却速度で冷却することは空孔濃度を緩和させ、不安定なＧＰゾーン成分を溶解し、室温経時変化の抑制と焼付硬化性の向上にさらなる効果を発揮する。しかし、工程が一つ増えることで前記（１）より若干のコスト上昇はやむを得ない。平均昇温速度と平均冷却速度が２０℃／min より遅いと、また、保持時間１０分を超えると、粒界析出あるいは高温時効による成形性の低下を招く恐れがある。復元処理温度が１７０℃未満あるいは３７０℃超では室温経時変化の抑制と焼付硬化性の向上に効果が不十分である。
【００２３】
以上のようにこの発明の製造方法では、合金の成分組成を適切に調整するとともに、製造プロセス中において、中間焼鈍、溶体化、２段冷却、復元処理などを施すことにより、成形性特に板製造後の室温での経時変化、すなわち室温での自然時効の進行を阻止することも可能となり、その結果、板製造後に長期間放置されてから成形加工、塗装焼付を施す場合でも、良好な成形性、優れた焼付硬化性を充分に確保することが可能となったのである。
【００２４】
【実施例】
第１に示す本発明成分組成範囲内の合金記号Ａ１〜Ａ３合金、および本発明成分組成範囲外の合金記号Ａ４、Ｂ１の合金について、それぞれ常法に従ってＤＣ鋳造法により鋳造し、得られた鋳塊に種々の均質化処理を施してから、熱間圧延を開始し、続いて冷間圧延を行なった。冷間圧延途中に種々の中間焼鈍を行った。最終的に厚さ１mmの圧延板とした。次いで各圧延板に対し、種々の溶体化処理を行なってから、２段冷却と復元処理を行なった。復元処理の平均昇温速度と平均冷却速度は２００℃／min とした。詳細な条件を表２中に示す。
【００２５】
以上のように安定化処理を行なって得られた板を、さらに室温に１日もしくは１００日放置した各板について、それぞれ１７０℃×３０分の加熱の塗装焼付処理を施し、かつその焼付前の機械的特性および成形性と耐食性、焼付後の機械的特性を調べた。その結果を表３に示す。
【００２６】
【表１】
【表２】
製造番号１と６は、合金の成分組成がこの発明で規定する範囲内でかつ製造条件もこの発明で規定する条件を満たしたものであるが、これの場合は、塗装焼付前の伸びおよびエリクセン値が充分に高くて、かつ焼付硬化性が高くて塗装焼付時に大きな強度上昇が生じており、特に板製造後１００日室温に放置した場合においても、伸びおよびエリクセン値の低下が少なくて、かつ充分な焼付硬化性を示した。その中で１と２番は合金成分が同じで製造プロセスが異なるが、１番は復元処理により２番と比べて室温経時変化性と焼付硬化性が若干良い。
【００２９】
これに対し製造番号７，８，９は、合金の成分組成及び製造条件がこの発明で規定する条件を満たさなかったものである。特に第２段冷却速度がＱの値を越えて冷却されたことにより本発明例（製造番号１〜６）と比較して１００日室温放置後、経時変化が大きく、焼付硬化性が劣った。
【００３０】
一方製造番号１０は成分組成がこの発明で規定する範囲を外れた合金について、この発明で規定する範囲内の条件のプロセスを適用したものであるが、この場合には素材強度が低いばかりでなく、塗装焼付後の強度も充分に得られなかった。
【００３１】
【発明の効果】
この発明の成形加工用アルミニウム合金板の製造方法によれば、従来のような工業的に実施しにくい低温安定化処理を省略でき、低コストで高品質を確保できる。特徴として室温での経時変化が少ない。すなわち、板製造後に室温で長期間放置した場合にも成形性の低下が少ない。塗装焼付前は低耐力と高い延性が維持される。塗装焼付後の強度が著しく高くとともに焼付硬化性の変化も少ない、安定な成形加工用アルミニウム合金板を得ることができ、したがって自動車用ボディシート、家電部品、各種機械器具部品、そのほか成形加工および塗装焼付を施して用いる用途のアルミニウム合金の製造に最適である。
Claims (3)
- 重量％で、
Ｍｇ：０．２〜２．０％、
Ｓｉ：０．３〜３．０％、
Ｃｕ：０．０５％以下、
Ｍｎ：０．０１〜０．４％、Ｃｒ：０．０１〜０．４％、Ｚｒ：０．０１〜０．４％、Ｖ：０．０１〜０．４％、Ｆｅ：０．０３〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、およびＺｎ：０．０１〜３．０％から選ばれた１種または２種以上、および
残部：Ａｌおよび不可避的不純物
よりなる合金を圧延後、４８０℃以上の温度で５分以内の溶体化処理を行ってから、５０〜１５０℃の温度域まで５０〜９００℃ /minの平均冷却速度で冷却する第１段冷却を行い、第１段冷却終了直後から３５℃までを下記式：
−１＜ｌｏｇ（Ｒ）＜（０．０１７８Ｔ−１．２８９）
〔ただし、Ｒ：第２段冷却の平均冷却速度（℃／ｈ）、Ｔ：第１段冷却終了温度（℃）〕
に従う第２段冷却を行うことを特徴とする焼付硬化性に優れた成形加工用アルミニウム合金板の製造方法。 - 鋳塊に均質化処理、熱間圧延および冷間圧延を行い、冷間圧延途中において４５０〜５８０℃の温度範囲で５分以内の中間焼鈍を施してから、１０℃/min以上の平均冷却速度で冷却することを特徴とする請求項１記載の方法。
- 請求項１または２記載の２段冷却が終了後、さらに２０℃/min以上の平均昇温速度で１７０〜３７０℃の温度範囲で１０分以内の復元処理を行ってから２０℃/min以上の平均冷却速度で冷却することを特徴とする請求項１または２記載の方法。
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