JPH0734208A

JPH0734208A - 成形性に優れたアルミニウム合金板の製造方法

Info

Publication number: JPH0734208A
Application number: JP20012593A
Authority: JP
Inventors: Hiroshi Saito; 洋斉藤; Yoshinobu Komiyama; 慶信込山; Koichi Ohori; 紘一大堀
Original assignee: Mitsubishi Aluminum Co Ltd
Current assignee: MA Aluminum Corp
Priority date: 1993-07-21
Filing date: 1993-07-21
Publication date: 1995-02-03

Abstract

(57)【要約】（修正有）【目的】良好な成形性が要求される自動車用ボディ材
に好適なアルミニウム合金板材を提供する。【構成】特定組成のアルミニウム合金を熱間圧延し、
冷間加工率を５０％以上に制御した第１の冷間圧延を行
い、さらに４５０〜５４０℃に急速加熱し、３０秒以内
保持後急冷する中間焼鈍を行なった後、冷間加工率を５
〜１４％に制御した第２の冷間圧延を行い、その後４５
０〜５４０℃に急速加熱し、３０秒以内保持後急冷する
最終焼鈍を行なう。【効果】深絞り性、張出し性ともに非常に優れた高強
度アルミニウム合金板が得られる。自動車用ボディ材な
どの厳しい成形性が求められる用途にも使用でき、車両
などの軽量化が可能になる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、良好な成形性が要求
される自動車用ボディ材などに適したアルミニウム合金
板の製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】従来、自動車用ボディ材においては、車
両の軽量化のために、アルミニウム材の使用が検討され
ており、一部において高強度の成形加工用Ａｌ−Ｍｇ系
合金を用いたボディ材が提案され、また実用化されてい
る。ところで、自動車用ボディ材の成形加工では、過酷
な成形条件が課せられるため、その材料には深絞り性を
含めて成形性に優れていることが必要とされる。

【０００３】ボディ材では、成形性として深絞り性が重
視されており、その評価方法として、いわゆるランクフ
ォード値（ｒ値）が用いられている。ランクフォード値
は、引張試験における幅方向歪ε_wと厚方向歪ε_tとの比
ε_w／ε_tの値をいうものであるが、圧延方向に対し０
°、４５°、９０°のランクフォード値のｒ₀、ｒ₄₅、
ｒ₉ ₀の重み平均ｒ値（次式）が指標としてよく用いられ
ている。以下で述べるランクフォード値は、このｒ値を
いうものである。ｒ＝（ｒ₀＋２ｒ₄₅＋ｒ₉₀）／４一般に、成形加工用アルミニウム合金板は、成形加工用
鋼板に比べてランクフォード値が低く、深絞り性に劣っ
ているため、このランクフォード値を高めたアルミニウ
ム合金板の開発が進められている。

【０００４】例えば、特開平３−２７１３４９号や特開
平４−３０１０５５号には、アルミニウム合金板のｒ値
を向上させるため、２つの冷間加工工程の間に中間焼鈍
を施し、さらに、これら冷間加工における加工率を制御
する方法が示されている。具体的には、特開平４−３０
１０５５では、得られた鋳塊を熱間圧延後、加工度５０
％以上の冷間圧延を施した後、２８０℃以上４４０℃未
満で３０分以上１２時間未満の中間焼鈍を施し、さらに
１０％以上５０％未満の加工度の冷間圧延を施し、最終
熱処理に供している。また、特開平３−２７１３４９号
では、中間焼鈍後の冷間圧延を圧延率１５〜４０％で行
なうことが示されている。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】しかし、前記した製造
方法では、ランクフォード値を０．７もしくは０．７５
以上にすることを目途としており、自動車用ボディ材と
して良好な深絞り性を得るためには、さらに高いランク
フォード値（例えば０．８５以上）を得ることが望まし
い。また、前記各製造方法では、中間焼鈍後の冷間圧延
率が下限より少ないと最終熱処理時に結晶粒が粗大化し
て、成形性が低下し、またｒ値も低くなることが述べら
れている。

【０００６】しかし、これに反して、本願発明者は、ボ
ディ材に用いるアルミニウム合金の組成を適正に選定す
ることにより、最終焼鈍後のｒ値は中間焼鈍後の冷間加
工度が低くなるほど高くなるという結果を得た。ところ
がこの方法では、ｒ値が高くなっても、必ずしも深絞り
性は向上せず、逆に低下することが有り、また張出し性
も低下して、総合的な成形性が低下する場合が多かっ
た。この原因としては、上記製造方法にも示されている
ように、結晶粒が粗大化しやすいことが、関係している
と考えられた。本願発明者はさらに研究を進めた結果、
組成の選定に加え、さらに焼鈍条件を制御することによ
り、０．８５以上のランクフォード値が達成されて、良
好な深絞り性が確保されるとともに、張出し性にも優れ
たアルミニウム合金板を得ることができる製造方法を見
出し、本発明を完成するに至ったものである。

【０００７】

【課題を解決するための手段】すなわち、本願発明は、
重量％でＭｇ：４〜６％、Ｃｕ：０．１〜０．３％と、
Ｍｎ：０．０５〜０．１０％またはＴｉ：０．０２〜
０．１０％の１種または２種とを必須成分として含有
し、かつ不純物として含有するＦｅおよびＳｉ量をそれ
ぞれ、Ｆｅ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０３〜
０．１５％に規制し、さらに必要に応じて、Ｂ：０．０
００１〜０．００５％、Ｂｅ：０．０００１〜０．００
５％の１種または２種を含有するアルミニウム合金から
なる成形性に優れたアルミニウム合金板の製造方法であ
って、熱間圧延後、冷間加工率を５０％以上に制御した
第１の冷間圧延を行い、さらに４５０〜５４０℃に急速
加熱し、３０秒以内保持後急冷する中間焼鈍を行なった
後、冷間加工率を５〜１４％に制御した第２の冷間圧延
を行い、その後４５０〜５４０℃に急速加熱し、３０秒
以内保持後急冷する最終焼鈍を行なうことを特徴とす
る。

【０００８】なお、上記アルミニウム合金の成分とし
て、さらに重量％で、Ｚｎ：０．１〜０．６％含有させ
ることができる。また、中間焼鈍および最終焼鈍につい
ては、急速加熱時の２００〜４５０℃までの平均加熱速
度を１０℃／秒以上、急冷時の２００℃以下までの平均
冷却速度を２０〜１００℃／秒とするのが望ましい。

【０００９】

【作用】本願発明によれば、ランクフォード値で０．９
以上、ＬＤＲが２．１０以上、エリクセン値で９．７以
上の値を有し、深絞り性、張出し性ともに優れた成形性
の良好なアルミニウム合金板を得ることができる。次
に、本発明におけるアルミニウム合金の成分の限定理
由、製造条件の限定理由について述べる。

【００１０】［化学成分］Ｍｇ：４〜６％Ｍｇは合金の加工硬化性を高くし、張出し性を向上させ
る。さらにこの結果引張強さと耐力との差を大きくし、
深絞り性の向上にも寄与する。これらの効果を十分に得
るために、４％以上の含有が必要である。なお、Ｍｇ含
有量は高い程、高いｒ値が得られるが、６％を越えて含
有させても効果はそれ以上増加せず、一方熱間圧延性が
著しく低下するのでＭｇ含有量を４〜６％に限定した。

【００１１】Ｃｕ：０．１〜０．３％Ｃｕは成形加工および塗装処理後の焼付け工程における
加熱による成形加工品の軟化を防止する。さらにＭｇと
同様、加工硬化性を高くし、張出し性を向上させ、引張
強さと耐力との差を大きくして、深絞り性の向上に寄与
する。さらに、ｒ値をより一層高める効果を有し、かつ
最終焼鈍後の結晶粒の粗大化を防止する。これら効果を
得るためには０．１％以上の含有が必要である。しか
し、０．３％を越えて含有させると、張出し性が低下す
る。この理由は、高温での焼鈍を行なっても、熱間圧延
時などに析出したＣｕが完全に溶体化されず、金属間化
合物として残存するためと考えられる。以上の点からＣ
ｕ含有量を０．１〜０．３％に限定した。

【００１２】Ｍｎ：０．０５〜０．１０％Ｔｉ：０．０２〜０．１０％両元素はいずれも、アルミニウム合金板のｒ値をより一
層高める効果を有し、さらに最終焼鈍後の結晶粒の粗大
化を防止するので１種以上を添加する。これら効果を得
るためには、Ｍｎでは０．０５％、Ｔｉでは０．０２％
以上の含有が必要である。しかし、いずれも０．１０％
を越えて含有させると、形成される金属間化合物の量が
多くなって、成形性、特に張出し性が著しく低下するの
で、含有量を上記範囲に限定した。なお、Ｔｉを０．０
２％以上添加する場合は、後述する鋳塊の結晶粒の微細
化のための添加方法とは異なり、添加後、鋳塊するまで
に十分な保持時間を取り、完全に溶解させる必要があ
る。

【００１３】Ｚｎ：０．１〜０．６％Ｚｎは燐酸亜鉛処理性を向上させるため所望により添加
する。必要な効果を得るためには０．１％以上の添加が
必要であり、一方、０．６％を越えて添加すると、Ｃｕ
と同様張出し性を低下させる。この理由としては、第１
にＣｕと同様溶体化されずに金属間化合物として残存す
るため、第２に常温時効硬化性を付与するため、常温放
置中に硬化するためと考えられる。以上の理由からＺｎ
の含有量を０．１〜０．６％に限定した。

【００１４】Ｆｅ：０．０５％〜０．２０％Ｓｉ：０．０３〜０．１５％これらはいずれも不可避不純物としてアルミニウム地金
中に含まれる成分であるが、それぞれの上限を越えて含
有していると、いずれも金属間化合物を形成して張出し
性を著しく損なう。しかし含有量が少なすぎると、最終
焼鈍後の結晶粒が粗大化しやすくなるので、それぞれ上
記範囲に限定した。Ｂ：０．０００１〜０．００５％Ｂｅ：０．０００１〜０．００５％Ｂは鋳塊の結晶粒を微細化するためＡｌ−Ｔｉ−Ｂ母合
金として、常法に従い鋳造の直前に必要に応じて添加す
る。したがって、Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ母合金中の金属間化合
物は、鋳造される前に完全に溶解しないため、添加量が
多すぎると張出性を害する。したがって、鋳造直前に添
加するＴｉ、Ｂ量はそれぞれ０．０１５％、０．００５
％以下とする必要がある。Ｂｅは鋳造時や均質化処理時
の酸化防止のため必要に応じて添加する。しかし、いず
れも添加量が多すぎると、張出し性を害するので上限を
定めた。

【００１５】［鋳造および均質化処理］本発明のアルミ
ニウム合金鋳塊の製造には、常法にしたがって半連続鋳
造法（ＤＣ鋳造法）を適用できる。また、熱間圧延を行
なう前に、成形性向上および結晶粒を安定化させる目的
で約４８０〜５２０℃の温度範囲で８〜２４時間の均質
化処理を行なうことが望ましい。均質化処理の温度は４
８０℃未満では十分な均質化効果が期待できず、また５
２０℃を越える温度では巨大再結晶の成長があることか
ら４８０〜５２０℃の範囲が望ましい。

【００１６】［熱間圧延、第１の冷間圧延］熱間圧延は
常法に従って行い、その後第１の冷間圧延を行なってか
ら中間焼鈍を施す。第１の冷間圧延における圧延率を５
０％以上とすることにより、中間焼鈍において結晶粒が
粗大化するのを防止する。この圧延率が５０％未満であ
ると、結晶粒が著しく粗大なものとなり、ランクフォー
ド値が低下してしまうので、５０％以上の圧延率が必要
となる。なお、同様の理由で、圧延率を６０〜９０％と
するのが望ましい。

【００１７】［中間焼鈍］中間焼鈍を急速加熱、短時間
保持、急冷で行なうことにより、結晶粒の粗大化を招く
ことなく、ｒ値を向上させることができ。この中間焼鈍
を４５０℃以上の高温で行なうことにより、添加元素や
不純物元素の溶体化を促進し、張出し性を向上させるこ
とが出来る。一方、４５０℃未満の低温で焼鈍する場合
には、熱間圧延時に形成された金属間化合物が粗大・凝
集化するため、最終焼鈍を高温で行なっても、溶体化す
ることが難しくなり、張出し性が低下するので４５０℃
以上とすることが必要である。また５４０℃を越えて加
熱すると、結晶粒の粗大化を招き、またアルミニウム合
金の融点に近いため炉内破断のおそれがある。以上よ
り、中間焼鈍の加熱温度を４５０〜５４０℃の限定し
た。

【００１８】この温度に昇温させるまでの加熱速度は、
１０℃／秒以上とするのが望ましい。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るためであ
る。一方、１０℃／秒未満では、結晶粒が粗大になるの
で、上記範囲が望ましい加熱速度である。上記温度に加
熱した後の保持時間は、上記のとおり３０秒以内である
が、これは、３０秒を越えて保持すると、結晶粒が粗大
になるためである。また、所定温度に保持した後の急冷
では、２０〜１００℃／秒の冷却速度で冷却するのが望
ましい。この範囲で急冷することにより結晶粒微細化の
効果がある。一方、２０℃／秒未満では、結晶粒が粗大
になり、また１００℃／秒を越えると板の形状が悪化す
るので、上記範囲が望ましい冷却速度である。

【００１９】［第２の冷間圧延］中間焼鈍後の第２の冷
間圧延における冷間加工率を、５〜１４％に限定するこ
とにより結晶粒の粗大化を招くことなくｒ値を向上させ
ることができる。冷間加工率が５％未満であると、最終
焼鈍処理で結晶粒の粗大化を招き、成形性が低下する。
また、１４％を越えるとランクフォード値が低下するた
め、上記範囲に限定する。なお、より好ましい冷間加工
率は６〜１４％である。

【００２０】［最終焼鈍処理］最終焼鈍処理は、中間焼
鈍処理と同様に、急速加熱、短時間保持、急冷により行
なう。加熱温度は、４５０℃未満ではストレッチャース
トレインマークの発生が顕在化し、ランクフォード値ｒ
の異方性が大きくなり、逆に５４０℃を越えると、結晶
粒の粗大化を招くので、４５０〜５４０℃に限定した。
なお、好ましくは４９０〜５２０℃とする。この温度に
まで加熱する加熱速度は、１０℃／秒以上とするのが望
ましい。この範囲で急速加熱することにより結晶粒微細
化の効果があるためである。一方、１０℃／秒未満で
は、結晶粒が粗大となるので、上記範囲が望ましい加熱
速度である。

【００２１】上記温度に加熱した後の保持時間は、上記
のとおり３０秒以内であるが、これは、３０秒を越えて
保持すると、結晶粒が粗大になるためである。また、所
定温度に保持した後の急冷では、２０〜１００℃／秒の
冷却速度で冷却するのが望ましい。この範囲で急冷する
ことによりストレッチャーストレインマークが発生しな
い形状の良い板が得られる。一方、２０℃／秒未満で
は、ストレッチャーストレインマークが発生し、また１
００℃／秒を越えると板の形状が悪化するので、上記範
囲が望ましい冷却速度である。

【００２２】

【実施例】表１に示す成分組成のアルミニウム合金を常
法に従って溶製し、ＤＣ鋳造して６００ｍｍ×１３００
ｍｍ×３０００ｍｍの鋳塊とした。この鋳塊に５１０℃
で１６ｈｒの均質化処理を行ない、熱間圧延により７ｍ
ｍ厚さの板とした。この後表２に示される条件で冷間圧
延→中間焼鈍→冷間圧延→最終焼鈍を施した。なお、発
明法の中間焼鈍、発明法及び比較法の最終焼鈍では、２
０℃／秒の加熱速度で急速加熱し、１０秒保持後、２５
℃／秒の冷却速度で急冷した。一方、比較法の中間焼鈍
では、所定温度まで徐々に昇温し（０．０３℃／秒）、
２時間保持した後、徐冷（０．０２℃／秒）した。この
ようにして得られた板について、圧延方向に対し、平
行、４５゜、９０゜の三方向の機械的性質、ランクフォ
ード値ｒおよびＬＤＲ、エリクセン値、結晶粒径を調べ
た。この結果を表３に示した。なお、表中には、ランク
フォード値が０．９０未満のものに×印、０．９０以上
のものに○印を記し、ＬＤＲが２．１０未満のものに×
印、２．１０以上のものに○印を記し、エリクセン値が
９．７未満のものに、×印、９．７以上のものには○印
を記した。

【００２３】

【表１】

【００２４】

【表２】

【００２５】

【表３】

【００２６】表３から明らかなように、本発明の方法に
よれば、ｒ値、ＬＤＲ、エリクセン値とも高い値が得ら
れており、深絞り性、張出し性に優れており、その他の
機械的性質においても優れていた。一方、本発明の範囲
外の合金を用いた試験片では、本発明の工程にしたがっ
て製造した場合でも、ｒ値とエリクセン値の一方、また
は両方が劣っている。なお、比較材１２については加工
性が悪く、圧延時に割れが生じたため、評価試験は行な
わなかった。また、比較法の中間焼鈍を採用したもので
は、ｒ値は良好であるものの、エリクセン値に劣ってい
る。さらに第２の冷間圧延の加工率が発明法の上限を越
えたものでは、ｒ値が低下していた。

【００２７】

【発明の効果】以上説明したように、本発明の成形性に
優れたアルミニウム合金板の製造方法は、特定組成のア
ルミニウム合金を熱間圧延後、冷間加工率を５０％以上
に制御した第１の冷間圧延を行い、さらに４５０〜５４
０℃に急速加熱し、３０秒以内保持後急冷する中間焼鈍
を行なった後、冷間加工率を５〜１４％に制御した第２
の冷間圧延を行い、その後４５０〜５４０℃に急速加熱
し、３０秒以内保持後急冷する最終焼鈍を行なうので、
深絞り性、張出し性ともに非常に優れた高強度アルミニ
ウム合金板が得られ、自動車用ボディ材を始めとする、
厳しい成形性が求められる用途に好適な軽量の成形用板
材が得られる効果がある。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％でＭｇ：４〜６％、Ｃｕ：０．１
〜０．３％と、Ｍｎ：０．０５〜０．１０％またはＴ
ｉ：０．０２〜０．１０％の１種または２種とを必須成
分として含有し、かつ不純物として含有するＦｅおよび
Ｓｉ量をそれぞれ、Ｆｅ：０．０５〜０．２０％、Ｓ
ｉ：０．０３〜０．１５％に規制し、さらに必要に応じ
て、Ｂ：０．０００１〜０．００５％、Ｂｅ：０．００
０１〜０．００５％の１種または２種を含有するアルミ
ニウム合金からなる成形性に優れたアルミニウム合金板
の製造方法であって、熱間圧延後、冷間加工率を５０％以上に制御した第１の
冷間圧延を行い、さらに４５０〜５４０℃に急速加熱
し、３０秒以内保持後急冷する中間焼鈍を行なった後、
冷間加工率を５〜１４％に制御した第２の冷間圧延を行
い、その後４５０〜５４０℃に急速加熱し、３０秒以内
保持後急冷する最終焼鈍を行なうことを特徴とする成形
性に優れたアルミニウム合金板の製造方法
【請求項２】アルミニウム合金の成分として、さらに
重量％で、Ｚｎ：０．１〜０．６％含有することを特徴
とする請求項１記載の成形性に優れたアルミニウム合金
板の製造方法