JPH09137243A - プレス成形後曲げ性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 - Google Patents
プレス成形後曲げ性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法Info
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- JPH09137243A JPH09137243A JP29295595A JP29295595A JPH09137243A JP H09137243 A JPH09137243 A JP H09137243A JP 29295595 A JP29295595 A JP 29295595A JP 29295595 A JP29295595 A JP 29295595A JP H09137243 A JPH09137243 A JP H09137243A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】プレス成形性、塗装焼付後耐力、常温遅時効
性、塗装後耐食性、熱間圧延性に優れ、ＳＳＭが発生し
ないという自動車ボディー用として必要な特性を満たし
つつ、さらにプレス成形後の曲げ性が良好なアルミニウ
ム合金板およびその製造方法を提供すること。 【構成】重量％で、Ｍｇ：２．０〜３．０％、Ｃｕ：
０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０８〜０．１５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１５％、Ｂ：０．０００２〜
０．０５％を含有し、不可避的不純物としてのＦｅが
０．３％以下であり、残部が実質的にＡｌからなる、プ
レス成形後曲げ性に優れたアルミニウム合金板。
性、塗装後耐食性、熱間圧延性に優れ、ＳＳＭが発生し
ないという自動車ボディー用として必要な特性を満たし
つつ、さらにプレス成形後の曲げ性が良好なアルミニウ
ム合金板およびその製造方法を提供すること。 【構成】重量％で、Ｍｇ：２．０〜３．０％、Ｃｕ：
０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０８〜０．１５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１５％、Ｂ：０．０００２〜
０．０５％を含有し、不可避的不純物としてのＦｅが
０．３％以下であり、残部が実質的にＡｌからなる、プ
レス成形後曲げ性に優れたアルミニウム合金板。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、塗装焼付後耐
力、常温遅時効性、耐食性等に優れたプレス成形用のア
ルミニウム合金板に関し、特にプレス成形後曲げ性に優
れた、自動車車体等に好適なアルミニウム合金板および
その製造方法に関する。
力、常温遅時効性、耐食性等に優れたプレス成形用のア
ルミニウム合金板に関し、特にプレス成形後曲げ性に優
れた、自動車車体等に好適なアルミニウム合金板および
その製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来より自動車ボディ−シ−ト等の成形
加工用板材として表面処理冷延鋼板が多用されている
が、近年、自動車の燃費向上のための軽量化の要望が高
まっており、その要望を満たすべく自動車ボディ−シ−
ト等にアルミニウム合金板が使用され始めてきている。
加工用板材として表面処理冷延鋼板が多用されている
が、近年、自動車の燃費向上のための軽量化の要望が高
まっており、その要望を満たすべく自動車ボディ−シ−
ト等にアルミニウム合金板が使用され始めてきている。
【０００３】現在、自動車ボディー用アルミニウム合金
としては、日本国内では主として成形性の観点からＭ
ｇ：４〜５％の５０００系合金が主として使用されてい
る。しかし、この種の合金は、固溶Ｍｇ原子による動的
歪時効に起因したストレッチャーストレインマーク（以
下ＳＳＭと略記する）の発生を防止することが困難であ
り、現状ではプレス後、成形品の表面を研磨するなどし
て調整する必要があるため生産性が低下している。さら
にＭｇ濃度が３％以上になると熱間圧延時にエッジ割
れ、ワニ口われが発生しやすくなり、歩留まりの低下を
招く。
としては、日本国内では主として成形性の観点からＭ
ｇ：４〜５％の５０００系合金が主として使用されてい
る。しかし、この種の合金は、固溶Ｍｇ原子による動的
歪時効に起因したストレッチャーストレインマーク（以
下ＳＳＭと略記する）の発生を防止することが困難であ
り、現状ではプレス後、成形品の表面を研磨するなどし
て調整する必要があるため生産性が低下している。さら
にＭｇ濃度が３％以上になると熱間圧延時にエッジ割
れ、ワニ口われが発生しやすくなり、歩留まりの低下を
招く。
【０００４】一方、６０００系合金はＭｇ濃度が低くＳ
ＳＭが発生しにくく、また熱間圧延性も良好であるが、
プレス成形性は５０００系と比較すると著しく劣る。特
開昭６２−１７７１４３号公報では、６０００系合金を
溶体化処理後、７２時間以内に４０〜１２０℃の温度で
８〜３６時間の低温加熱処理を行うことにより、成形
性、焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板が得られる
としているが、この合金は元来プレス成形性は良好では
なく、特に曲げ性に著しく劣る。
ＳＭが発生しにくく、また熱間圧延性も良好であるが、
プレス成形性は５０００系と比較すると著しく劣る。特
開昭６２−１７７１４３号公報では、６０００系合金を
溶体化処理後、７２時間以内に４０〜１２０℃の温度で
８〜３６時間の低温加熱処理を行うことにより、成形
性、焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板が得られる
としているが、この合金は元来プレス成形性は良好では
なく、特に曲げ性に著しく劣る。
【０００５】これに対して、先に本発明者らはＳＳＭの
発生を抑制し、熱間圧延性が良好でかつプレス成形性が
優れた、５０００系と６０００系との中間的組成に位置
する３％Ｍｇ系アルミニウム合金板を開発した（特開平
４−３０４３３９号公報、特開平４−３６５８３４号公
報、特開平６−３３１７９号公報参照）。また、これら
の諸特性に加えて常温遅時効性を付与したアルミニウム
合金板をも開発した（特開平６−２５６１７号公報、特
開平７−９７６６７号公報）。
発生を抑制し、熱間圧延性が良好でかつプレス成形性が
優れた、５０００系と６０００系との中間的組成に位置
する３％Ｍｇ系アルミニウム合金板を開発した（特開平
４−３０４３３９号公報、特開平４−３６５８３４号公
報、特開平６−３３１７９号公報参照）。また、これら
の諸特性に加えて常温遅時効性を付与したアルミニウム
合金板をも開発した（特開平６−２５６１７号公報、特
開平７−９７６６７号公報）。
【０００６】さらに、特開昭６２−２７５４４号公報、
特開平２−１１８０４９号公報には、上記と類似成分に
おいて、強度、Ｔ４熱処理での成形加工性（曲げ性およ
び張出性）、ＳＳＭ特性、常温時効特性、耐ＳＣＣ性を
考慮した技術が開示されている。
特開平２−１１８０４９号公報には、上記と類似成分に
おいて、強度、Ｔ４熱処理での成形加工性（曲げ性およ
び張出性）、ＳＳＭ特性、常温時効特性、耐ＳＣＣ性を
考慮した技術が開示されている。
【０００７】しかしながら、これら先行技術の組成範囲
のアルミニウム合金板においても、Ｍｇ濃度が３％を超
える場合にはＳＳＭの発生を抑制することが困難であ
る。一方、Ｍｇ濃度を低くしていくと、プレス加工に続
く塗装焼付処理後の耐力が鋼板や従来の５０００系合金
と比較して劣るという問題がある。塗装焼付処理後の耐
力はプレス後部品の耐デント性と相関があり、自動車外
板用材料として必要不可欠の特性であるが、Ｍｇ濃度が
低いアルミニウム合金ではこの塗装焼付処理後の耐力が
不十分である。
のアルミニウム合金板においても、Ｍｇ濃度が３％を超
える場合にはＳＳＭの発生を抑制することが困難であ
る。一方、Ｍｇ濃度を低くしていくと、プレス加工に続
く塗装焼付処理後の耐力が鋼板や従来の５０００系合金
と比較して劣るという問題がある。塗装焼付処理後の耐
力はプレス後部品の耐デント性と相関があり、自動車外
板用材料として必要不可欠の特性であるが、Ｍｇ濃度が
低いアルミニウム合金ではこの塗装焼付処理後の耐力が
不十分である。
【０００８】そこで本発明者らは、前記３％Ｍｇ系アル
ミニウム合金について熱処理を考慮することにより、プ
レス成形性、塗装焼付後耐力、常温遅時効性、塗装後耐
食性、熱間圧延性に優れ、ＳＳＭの発生しないアルミニ
ウム合金板を開発した。
ミニウム合金について熱処理を考慮することにより、プ
レス成形性、塗装焼付後耐力、常温遅時効性、塗装後耐
食性、熱間圧延性に優れ、ＳＳＭの発生しないアルミニ
ウム合金板を開発した。
【０００９】しかしながら、この合金板は今まで自動車
用アルミニウム合金板として要求されていた特性を全て
満たしているものの、プレス成形後の曲げ性が悪いとい
う新たな問題が生じた。
用アルミニウム合金板として要求されていた特性を全て
満たしているものの、プレス成形後の曲げ性が悪いとい
う新たな問題が生じた。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】この発明はかかる事情
に鑑みてなされたものであって、プレス成形性、塗装焼
付後耐力、常温遅時効性、塗装後耐食性、熱間圧延性に
優れ、ＳＳＭが発生しないという自動車ボディー用とし
て必要な特性を満たしつつ、さらにプレス成形後の曲げ
性が良好なアルミニウム合金板およびその製造方法を提
供することを目的とする。
に鑑みてなされたものであって、プレス成形性、塗装焼
付後耐力、常温遅時効性、塗装後耐食性、熱間圧延性に
優れ、ＳＳＭが発生しないという自動車ボディー用とし
て必要な特性を満たしつつ、さらにプレス成形後の曲げ
性が良好なアルミニウム合金板およびその製造方法を提
供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】自動車ボディーシート用
として要求される種々の特性に対して、５％Ｍｇ系の５
０００系合金では、強度、プレス成形性は良好なもの
の、ＳＳＭが発生する問題があり、１％Ｍｇ系の６００
０系合金では、ＳＳＭ、強度は良好なものの、プレス成
形性に問題があった。すなわち、従来自動車ボディーシ
ート用アルミニウム合金として検討されていた５０００
系合金および６０００系合金には、それぞれ一長一短が
あった。
として要求される種々の特性に対して、５％Ｍｇ系の５
０００系合金では、強度、プレス成形性は良好なもの
の、ＳＳＭが発生する問題があり、１％Ｍｇ系の６００
０系合金では、ＳＳＭ、強度は良好なものの、プレス成
形性に問題があった。すなわち、従来自動車ボディーシ
ート用アルミニウム合金として検討されていた５０００
系合金および６０００系合金には、それぞれ一長一短が
あった。
【００１２】そこで、本発明者らが、Ｍｇがこれらの中
間の２〜３％ＭｇとしたＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ−Ｓｉ系合金
について検討を行った結果、この合金はＳＳＭ特性とプ
レス成形性は良好であるものの、強度が５０００系およ
び６０００系に比べるとやや低いことが判明した。その
ため、前記３％Ｍｇ系合金では省略していた溶体化焼入
後の時効熱処理を行うことにより強度の向上を図った。
間の２〜３％ＭｇとしたＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ−Ｓｉ系合金
について検討を行った結果、この合金はＳＳＭ特性とプ
レス成形性は良好であるものの、強度が５０００系およ
び６０００系に比べるとやや低いことが判明した。その
ため、前記３％Ｍｇ系合金では省略していた溶体化焼入
後の時効熱処理を行うことにより強度の向上を図った。
【００１３】ところが、これにより強度を向上させるこ
とはできたものの、プレス成形後の曲げ性が極めて悪
く、プレス成形後にヘミング加工を行うと割れが生じる
という新たな問題点が生じた。
とはできたものの、プレス成形後の曲げ性が極めて悪
く、プレス成形後にヘミング加工を行うと割れが生じる
という新たな問題点が生じた。
【００１４】従来、この種の合金板においてプレス成形
後の曲げ性は全く問題にされておらず、考慮されたこと
がなかった。もちろん、プレス成形性の一部として曲げ
性は考慮されていたが、実際の自動車外板の製造におけ
る曲げ加工はプレス成形後に行われるため、単に製造ま
まの合金板の曲げ試験において密着曲げが可能であって
も、製造時に割れが発生する場合があった。つまり、単
なる曲げ試験における曲げ性とプレス成形後の曲げ加工
性は必ずしも一致せず、従来の曲げ試験による評価では
十分に成形性が評価できていなかったのである。これ
は、プレス成形の変形モードと成形後の曲げ加工での変
形モードの相互作用が材料特性によって変化するためと
考えられる。
後の曲げ性は全く問題にされておらず、考慮されたこと
がなかった。もちろん、プレス成形性の一部として曲げ
性は考慮されていたが、実際の自動車外板の製造におけ
る曲げ加工はプレス成形後に行われるため、単に製造ま
まの合金板の曲げ試験において密着曲げが可能であって
も、製造時に割れが発生する場合があった。つまり、単
なる曲げ試験における曲げ性とプレス成形後の曲げ加工
性は必ずしも一致せず、従来の曲げ試験による評価では
十分に成形性が評価できていなかったのである。これ
は、プレス成形の変形モードと成形後の曲げ加工での変
形モードの相互作用が材料特性によって変化するためと
考えられる。
【００１５】本発明者らは、このような知見に基づき、
Ｍｇ量が５０００系合金と６０００系合金の中間に位置
するＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ−Ｓｉ系合金に溶体化焼入後の時
効熱処理を行うことを前提に、自動車ボディーシート用
として従来要求されている諸特性を犠牲にすることな
く、プレス成形後の曲げ性を改善すべく、さらに検討を
重ねた結果、Ｍｇ−Ｓｉの量を特定の狭い範囲に規定
し、さらにＣｕ量を調整し、加えて全特性のバランス良
好なものにするためにＴｉ、Ｂを微量添加すればよいこ
とを見出した。
Ｍｇ量が５０００系合金と６０００系合金の中間に位置
するＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ−Ｓｉ系合金に溶体化焼入後の時
効熱処理を行うことを前提に、自動車ボディーシート用
として従来要求されている諸特性を犠牲にすることな
く、プレス成形後の曲げ性を改善すべく、さらに検討を
重ねた結果、Ｍｇ−Ｓｉの量を特定の狭い範囲に規定
し、さらにＣｕ量を調整し、加えて全特性のバランス良
好なものにするためにＴｉ、Ｂを微量添加すればよいこ
とを見出した。
【００１６】本発明は、本発明者らのこのような知見に
基づいてなされたものである。すなわち、本発明は、重
量％で、Ｍｇ：２．０〜３．０％、Ｃｕ：０．３〜０．
６％、Ｓｉ：０．０８〜０．１５％、Ｔｉ：０．００５
〜０．１５％、Ｂ：０．０００２〜０．０５％を含有
し、不可避的不純物としてのＦｅが０．３％以下であ
り、残部が実質的にＡｌからなることを特徴とする、プ
レス成形後曲げ性に優れたアルミニウム合金板を提供す
るものである。
基づいてなされたものである。すなわち、本発明は、重
量％で、Ｍｇ：２．０〜３．０％、Ｃｕ：０．３〜０．
６％、Ｓｉ：０．０８〜０．１５％、Ｔｉ：０．００５
〜０．１５％、Ｂ：０．０００２〜０．０５％を含有
し、不可避的不純物としてのＦｅが０．３％以下であ
り、残部が実質的にＡｌからなることを特徴とする、プ
レス成形後曲げ性に優れたアルミニウム合金板を提供す
るものである。
【００１７】また、本発明は、重量％で、Ｍｇ：２．０
〜３．０％、Ｃｕ：０．３〜０．６％、Ｓｉ：０．０８
〜０．１５％、Ｔｉ：０．００５〜０．１５％、Ｂ：
０．０００２〜０．０５％を含有し、さらにＭｎ：０．
０５〜０．３０％、Ｃｒ：０．０５〜０．１０％、Ｚ
ｒ：０．０５〜０．１０％のうち１種または２種以上を
含有し、不可避的不純物としてのＦｅが０．３％以下で
あり、残部が実質的にＡｌからなることを特徴とする、
プレス成形後曲げ性に優れたアルミニウム合金板を提供
するものである。
〜３．０％、Ｃｕ：０．３〜０．６％、Ｓｉ：０．０８
〜０．１５％、Ｔｉ：０．００５〜０．１５％、Ｂ：
０．０００２〜０．０５％を含有し、さらにＭｎ：０．
０５〜０．３０％、Ｃｒ：０．０５〜０．１０％、Ｚ
ｒ：０．０５〜０．１０％のうち１種または２種以上を
含有し、不可避的不純物としてのＦｅが０．３％以下で
あり、残部が実質的にＡｌからなることを特徴とする、
プレス成形後曲げ性に優れたアルミニウム合金板を提供
するものである。
【００１８】さらに、本発明は、上記いずれかの合金組
成を有する鋳塊に対し、４００〜５８０℃の範囲内の温
度で１段または多段の均質化処理を施した後、この鋳塊
を熱間圧延および冷間圧延することにより所望の板厚と
し、次いで５００〜５８０℃の範囲内の温度まで３℃／
秒以上の加熱速度で加熱してその温度で０〜６０秒間保
持し、引き続き１００℃まで２℃／秒以上の冷却速度で
冷却する熱処理を１回または２回以上繰り返し、その後
６０〜１５０℃の温度で１〜４８時間保持することを特
徴とする、プレス成形後曲げ性に優れたアルミニウム合
金板の製造方法を提供するものである。
成を有する鋳塊に対し、４００〜５８０℃の範囲内の温
度で１段または多段の均質化処理を施した後、この鋳塊
を熱間圧延および冷間圧延することにより所望の板厚と
し、次いで５００〜５８０℃の範囲内の温度まで３℃／
秒以上の加熱速度で加熱してその温度で０〜６０秒間保
持し、引き続き１００℃まで２℃／秒以上の冷却速度で
冷却する熱処理を１回または２回以上繰り返し、その後
６０〜１５０℃の温度で１〜４８時間保持することを特
徴とする、プレス成形後曲げ性に優れたアルミニウム合
金板の製造方法を提供するものである。
【００１９】
【発明の実施の形態】以下、この発明について詳細に説
明する。本発明に係るアルミニウム合金板は、重量％
で、Ｍｇ：２．０〜３．０％、Ｃｕ：０．３０〜０．６
０％、Ｓｉ：０．０８〜０．１５％、Ｔｉ：０．００５
〜０．１５％、Ｂ：０．０００２〜０．０５％を含有
し、不可避的不純物としてのＦｅが０．３％以下であ
り、残部が実質的にＡｌからなる。また、さらにＭｎ：
０．０５〜０．３０％、Ｃｒ：０．０５〜０．１０％、
Ｚｒ：０．０５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．
１５％のうち１種又は２種以上を含有してもよい。
明する。本発明に係るアルミニウム合金板は、重量％
で、Ｍｇ：２．０〜３．０％、Ｃｕ：０．３０〜０．６
０％、Ｓｉ：０．０８〜０．１５％、Ｔｉ：０．００５
〜０．１５％、Ｂ：０．０００２〜０．０５％を含有
し、不可避的不純物としてのＦｅが０．３％以下であ
り、残部が実質的にＡｌからなる。また、さらにＭｎ：
０．０５〜０．３０％、Ｃｒ：０．０５〜０．１０％、
Ｚｒ：０．０５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．
１５％のうち１種又は２種以上を含有してもよい。
【００２０】本発明における合金組成はＡｌ−Ｍｇ−Ｃ
ｕ−Ｓｉ系を基本としており、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の化
合物析出前段階の変調構造（ＧＰＢゾーン）を形成させ
ることによって塗膜焼付硬化性を優れたものとし、その
製造に際し、溶体化熱処理後急冷し、その後低温で熱処
理することによりプレス成形性、塗膜焼付後耐力、常温
遅時効性を得ており、さらに合金成分を適正化すること
により優れたプレス成形後の曲げ加工性を得ている。
ｕ−Ｓｉ系を基本としており、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の化
合物析出前段階の変調構造（ＧＰＢゾーン）を形成させ
ることによって塗膜焼付硬化性を優れたものとし、その
製造に際し、溶体化熱処理後急冷し、その後低温で熱処
理することによりプレス成形性、塗膜焼付後耐力、常温
遅時効性を得ており、さらに合金成分を適正化すること
により優れたプレス成形後の曲げ加工性を得ている。
【００２１】次に、上記組成範囲に規定した理由を各成
分毎に説明する。 Ｍｇ： Ｍｇは固溶元素として加工硬化係数の上昇、ひ
いては一様伸びの向上に寄与するとともに、焼付硬化性
に寄与するＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の変調構造の構成元素で
もある。しかし、その含有量が２．０％未満では延性の
低下、プレス成形性の低下を招くばかりか、Ａｌ−Ｃｕ
−Ｍｇ系の変調構造の生成が遅くなり、３．０％を超え
ると熱間圧延割れが生じやすく、さらにスポット溶接性
を劣化させる。したがって、Ｍｇ含有量を２．０〜３．
０％の範囲に規定する。なお、プレス成形性（特に張出
性）およびプレス成形後の曲げ性の観点からは２．５％
以上であることが望ましい。
分毎に説明する。 Ｍｇ： Ｍｇは固溶元素として加工硬化係数の上昇、ひ
いては一様伸びの向上に寄与するとともに、焼付硬化性
に寄与するＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の変調構造の構成元素で
もある。しかし、その含有量が２．０％未満では延性の
低下、プレス成形性の低下を招くばかりか、Ａｌ−Ｃｕ
−Ｍｇ系の変調構造の生成が遅くなり、３．０％を超え
ると熱間圧延割れが生じやすく、さらにスポット溶接性
を劣化させる。したがって、Ｍｇ含有量を２．０〜３．
０％の範囲に規定する。なお、プレス成形性（特に張出
性）およびプレス成形後の曲げ性の観点からは２．５％
以上であることが望ましい。
【００２２】Ｃｕ： Ｃｕは固溶元素として材料の強度
上昇に寄与するとともに、上述のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の
変調構造の構成元素である。しかし、その含有量が０．
３０％未満では変調構造が生成せず、強度、塗膜焼付硬
化性ともに不十分である。また塗装時の燐酸亜鉛処理の
観点からも０．３０％以上であることが必須である。一
方、０．６０％を超えると熱間圧延時に割れが発生しや
すくなるとともに、塗装後耐食性が劣化する。したがっ
て、Ｃｕ含有量を０．３０〜０．６０％の範囲に規定す
る。なおＣｕは一層の高強度化の観点からは０．４０％
以上であることが望ましい。また、耐食性の観点からは
０．５５％以下であることが望ましい。
上昇に寄与するとともに、上述のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の
変調構造の構成元素である。しかし、その含有量が０．
３０％未満では変調構造が生成せず、強度、塗膜焼付硬
化性ともに不十分である。また塗装時の燐酸亜鉛処理の
観点からも０．３０％以上であることが必須である。一
方、０．６０％を超えると熱間圧延時に割れが発生しや
すくなるとともに、塗装後耐食性が劣化する。したがっ
て、Ｃｕ含有量を０．３０〜０．６０％の範囲に規定す
る。なおＣｕは一層の高強度化の観点からは０．４０％
以上であることが望ましい。また、耐食性の観点からは
０．５５％以下であることが望ましい。
【００２３】Ｓｉ： ＳｉはＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の変調
構造の生成を促進させて硬化能を高める元素である。そ
の機能を発揮するためには０．０８％以上含有すること
が必須である。一方、その含有量が０．１５％を超える
と粗大なＭｇ2 Ｓｉ系晶出物が増加する結果、特にプレ
ス後の曲げ加工性が著しく劣化し、ヘミング時の割れ等
の不良の発生の原因となる。したがって、Ｓｉ含有量を
０．０８〜０．１５％の範囲に規定する。
構造の生成を促進させて硬化能を高める元素である。そ
の機能を発揮するためには０．０８％以上含有すること
が必須である。一方、その含有量が０．１５％を超える
と粗大なＭｇ2 Ｓｉ系晶出物が増加する結果、特にプレ
ス後の曲げ加工性が著しく劣化し、ヘミング時の割れ等
の不良の発生の原因となる。したがって、Ｓｉ含有量を
０．０８〜０．１５％の範囲に規定する。
【００２４】Ｆｅ: Ｆｅは不可避的不純物として通常
アルミニウム合金に含有されるものであり、含有量が
０．３％を超えるとＡｌ−Ｆｅ系の粗大晶出物の形成が
著しくなり、これが特にプレス成形後の曲げにおける亀
裂の伝播を促進することとなる。したがって、Ｆｅの含
有量を０．３％以下に規制する。
アルミニウム合金に含有されるものであり、含有量が
０．３％を超えるとＡｌ−Ｆｅ系の粗大晶出物の形成が
著しくなり、これが特にプレス成形後の曲げにおける亀
裂の伝播を促進することとなる。したがって、Ｆｅの含
有量を０．３％以下に規制する。
【００２５】Ｔｉ，Ｂ： Ｔｉ，ＢはＴｉＢ2 を形成
し、鋳塊の結晶粒を均一にする効果を有する。しかし、
Ｔｉ，Ｂがそれぞれ０．００５％、０．０００２％未満
では鋳造組織が粗大となり、その結果Ｍｇ2 ＳｉやＡｌ
−Ｆｅ系の晶出物を粗大化させ、そのため熱間圧延時に
割れが発生しやすくなるとともに、粗大析出物がプレス
成形後の曲げ特性を劣化させる。一方、これらを過剰に
添加するとＴｉ，Ｂが粗大な晶出物を生成し、成形性を
劣化させる。したがって、ＴｉおよびＢの含有量を、そ
れぞれ０．００５〜０．１５％、および０．０００２〜
０．０５％の範囲に規定する。
し、鋳塊の結晶粒を均一にする効果を有する。しかし、
Ｔｉ，Ｂがそれぞれ０．００５％、０．０００２％未満
では鋳造組織が粗大となり、その結果Ｍｇ2 ＳｉやＡｌ
−Ｆｅ系の晶出物を粗大化させ、そのため熱間圧延時に
割れが発生しやすくなるとともに、粗大析出物がプレス
成形後の曲げ特性を劣化させる。一方、これらを過剰に
添加するとＴｉ，Ｂが粗大な晶出物を生成し、成形性を
劣化させる。したがって、ＴｉおよびＢの含有量を、そ
れぞれ０．００５〜０．１５％、および０．０００２〜
０．０５％の範囲に規定する。
【００２６】Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ： これらの元素は一般
的に再結晶粒成長を抑制する目的で添加される。結晶粒
を微細化することにより、特にプレス成形後の肌荒れが
抑制される。肌荒れは製品の外観を損ねるばかりか、プ
レス成形後のヘミング加工時に割れの起点として作用す
るため、結晶粒を適正に微細化することにより、プレス
成形後の曲げ加工性が向上する。このような作用はＭ
ｎ，Ｃｒ，Ｚｒをそれぞれ０．０５％以上添加すること
により有効に発揮させることができる。しかしながら、
Ｍｎが０．３０％、Ｃｒが０．１０％、Ｚｒが０．１０
％を超えて添加されると、結晶粒径が微細化しすぎてＳ
ＳＭが発生し、また延性が低下する。したがって、Ｍ
ｎ：０．０５〜０．３０％、Ｃｒ：０．０５〜０．１０
％、Ｚｒ：０．０５〜０．１０％のうち１種または２種
以上を必要に応じて添加することが好ましい。
的に再結晶粒成長を抑制する目的で添加される。結晶粒
を微細化することにより、特にプレス成形後の肌荒れが
抑制される。肌荒れは製品の外観を損ねるばかりか、プ
レス成形後のヘミング加工時に割れの起点として作用す
るため、結晶粒を適正に微細化することにより、プレス
成形後の曲げ加工性が向上する。このような作用はＭ
ｎ，Ｃｒ，Ｚｒをそれぞれ０．０５％以上添加すること
により有効に発揮させることができる。しかしながら、
Ｍｎが０．３０％、Ｃｒが０．１０％、Ｚｒが０．１０
％を超えて添加されると、結晶粒径が微細化しすぎてＳ
ＳＭが発生し、また延性が低下する。したがって、Ｍ
ｎ：０．０５〜０．３０％、Ｃｒ：０．０５〜０．１０
％、Ｚｒ：０．０５〜０．１０％のうち１種または２種
以上を必要に応じて添加することが好ましい。
【００２７】なお、その他の元素としてＢｅを０．０１
％まで添加してもよい。Ｂｅは鋳造時の酸化を防止し、
鋳造性、熱間圧延性を向上させ、合金板の成形性を向上
させる元素である。しかし、その含有量が０．０１％を
超えるとその効果が飽和するばかりでなく、毒性の強い
元素であるので鋳造作業環境を害する恐れがあるので好
ましくない。したがって、そのＢｅを添加する場合にも
その添加量は０．０１％までに制限する。
％まで添加してもよい。Ｂｅは鋳造時の酸化を防止し、
鋳造性、熱間圧延性を向上させ、合金板の成形性を向上
させる元素である。しかし、その含有量が０．０１％を
超えるとその効果が飽和するばかりでなく、毒性の強い
元素であるので鋳造作業環境を害する恐れがあるので好
ましくない。したがって、そのＢｅを添加する場合にも
その添加量は０．０１％までに制限する。
【００２８】これらの元素の他、通常のアルミニウム合
金と同様、不可避的不純物が含有されるが、その量は本
発明の効果が損なわれない範囲であれば許容される。次
に、以上の組成を有する合金板の製造条件について説明
する。
金と同様、不可避的不純物が含有されるが、その量は本
発明の効果が損なわれない範囲であれば許容される。次
に、以上の組成を有する合金板の製造条件について説明
する。
【００２９】上記範囲に成分・組成が規定されたアルミ
ニウム合金を常法により溶解・鋳造し、その鋳塊に対し
て４００〜５８０℃の範囲内の温度で１段または多段の
均質化熱処理を施す。このような均質化処理を施すこと
により、鋳造時に晶出した共晶化合物の拡散固溶を促進
し、局部的ミクロ偏析を軽減する。また、この処理によ
り、最終製品の結晶粒の異常粒成長を抑制し、均一化を
図るうえで重要な役割を果たすＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒの化合
物を微細に析出させることができる。しかし、この処理
の温度が４００℃未満の場合には上述したような効果が
不十分であり、一方５８０℃を超えると共晶融解が生じ
る。従って、均質化処理の温度を４００〜５８０℃の範
囲とする。なお、この温度範囲内での保持時間が１時間
未満では上述の効果が十分に得られず、７２時間を超え
る長時間の加熱はその効果が飽和してしまうため、この
均質化処理の保持時間は１〜７２時間が望ましい。
ニウム合金を常法により溶解・鋳造し、その鋳塊に対し
て４００〜５８０℃の範囲内の温度で１段または多段の
均質化熱処理を施す。このような均質化処理を施すこと
により、鋳造時に晶出した共晶化合物の拡散固溶を促進
し、局部的ミクロ偏析を軽減する。また、この処理によ
り、最終製品の結晶粒の異常粒成長を抑制し、均一化を
図るうえで重要な役割を果たすＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒの化合
物を微細に析出させることができる。しかし、この処理
の温度が４００℃未満の場合には上述したような効果が
不十分であり、一方５８０℃を超えると共晶融解が生じ
る。従って、均質化処理の温度を４００〜５８０℃の範
囲とする。なお、この温度範囲内での保持時間が１時間
未満では上述の効果が十分に得られず、７２時間を超え
る長時間の加熱はその効果が飽和してしまうため、この
均質化処理の保持時間は１〜７２時間が望ましい。
【００３０】次いで、このような均質化処理が施された
鋳塊に対し、常法に従って所定の板厚を得るために熱間
圧延および冷間圧延を行う。また、歪矯正又は表面粗度
調整のため、以下に示す熱処理の前後両方、またはいず
れか一方で５％以下のレベリング、ストレッチング、ま
たはスキンパス圧延を実施してもよい。
鋳塊に対し、常法に従って所定の板厚を得るために熱間
圧延および冷間圧延を行う。また、歪矯正又は表面粗度
調整のため、以下に示す熱処理の前後両方、またはいず
れか一方で５％以下のレベリング、ストレッチング、ま
たはスキンパス圧延を実施してもよい。
【００３１】圧延終了後、このような圧延板材に対し、
５００〜５８０℃の範囲内の温度に３℃／秒以上の加熱
速度で加熱して、その温度に達して後即座に、または６
０秒間以下の期間保持した後、１００℃まで２℃／秒以
上の冷却速度で急速冷却するといった条件の熱処理を施
す。この熱処理は、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化合物の変調構
造を構成するＣｕ、Ｍｇの溶体化を図り、その後の塗膜
焼付時の加熱による時効硬化プロセスにおいて十分な焼
付硬化を得るために行うものである。この場合に、加熱
温度が５００℃未満では、溶体化が不十分となる結果、
焼付硬化量が不十分となる。また、加熱温度が５８０℃
を超えたり、加熱速度が３℃／秒未満であったり、保持
時間が６０秒を超えると、共晶融解を生じたり、結晶粒
の一部が異常粒成長するなど、ミクロ組織不良を起こし
やすくなるため、成形性が低下する。さらに、１００℃
までの冷却速度が２℃／秒未満では、冷却中にＡｌ−Ｃ
ｕ−Ｍｇ系化合物が析出し、焼付委硬化性を損なうため
好ましくない。なお、この熱処理を２回以上繰り返すこ
とにより、生産性を損なうものの、焼付硬化性が向上す
るので必要に応じて２回以上行ってもよい。
５００〜５８０℃の範囲内の温度に３℃／秒以上の加熱
速度で加熱して、その温度に達して後即座に、または６
０秒間以下の期間保持した後、１００℃まで２℃／秒以
上の冷却速度で急速冷却するといった条件の熱処理を施
す。この熱処理は、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化合物の変調構
造を構成するＣｕ、Ｍｇの溶体化を図り、その後の塗膜
焼付時の加熱による時効硬化プロセスにおいて十分な焼
付硬化を得るために行うものである。この場合に、加熱
温度が５００℃未満では、溶体化が不十分となる結果、
焼付硬化量が不十分となる。また、加熱温度が５８０℃
を超えたり、加熱速度が３℃／秒未満であったり、保持
時間が６０秒を超えると、共晶融解を生じたり、結晶粒
の一部が異常粒成長するなど、ミクロ組織不良を起こし
やすくなるため、成形性が低下する。さらに、１００℃
までの冷却速度が２℃／秒未満では、冷却中にＡｌ−Ｃ
ｕ−Ｍｇ系化合物が析出し、焼付委硬化性を損なうため
好ましくない。なお、この熱処理を２回以上繰り返すこ
とにより、生産性を損なうものの、焼付硬化性が向上す
るので必要に応じて２回以上行ってもよい。
【００３２】このような溶体化処理の後、室温に保持後
または直接、６０〜１５０℃の温度で１〜４８時間の熱
処理（低温時効処理）を行う。この熱処理によって、予
めある程度のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系変調構造を形成させる
ことによって常温における特性の安定性を向上させる。
さらにここで形成される変調構造はプレス成形で導入さ
れた加工歪みが塗膜焼付時に回復するのを抑制するため
に、塗膜焼付処理中に形成されるＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系変
調構造とともに、塗膜焼付後の強度上昇に寄与する。ま
た、変調構造を形成したＭｇ原子は動的歪時効に寄与し
なくなるため、この熱処理によってＳＳＭの発生が抑制
される。しかし、この熱処理温度が６０℃未満の場合ま
たは保持時間が１時間未満の場合には、上述の硬化を十
分に得ることができず、また加熱温度が１５０℃を超え
た場合または保持時間が４８時間を超える場合には変調
構造が過度に形成されてしまい、焼付硬化能が不十分に
なるばかりか、強度への寄与の小さい粗大なＡｌ−Ｃｕ
−Ｍｇ系化合物が析出するために好ましくない。
または直接、６０〜１５０℃の温度で１〜４８時間の熱
処理（低温時効処理）を行う。この熱処理によって、予
めある程度のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系変調構造を形成させる
ことによって常温における特性の安定性を向上させる。
さらにここで形成される変調構造はプレス成形で導入さ
れた加工歪みが塗膜焼付時に回復するのを抑制するため
に、塗膜焼付処理中に形成されるＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系変
調構造とともに、塗膜焼付後の強度上昇に寄与する。ま
た、変調構造を形成したＭｇ原子は動的歪時効に寄与し
なくなるため、この熱処理によってＳＳＭの発生が抑制
される。しかし、この熱処理温度が６０℃未満の場合ま
たは保持時間が１時間未満の場合には、上述の硬化を十
分に得ることができず、また加熱温度が１５０℃を超え
た場合または保持時間が４８時間を超える場合には変調
構造が過度に形成されてしまい、焼付硬化能が不十分に
なるばかりか、強度への寄与の小さい粗大なＡｌ−Ｃｕ
−Ｍｇ系化合物が析出するために好ましくない。
【００３３】以上のように、上述の組成のアルミニウム
合金に対してこのような工程を施すことにより、従来か
ら自動車ボディー用に要求されている塗膜焼付硬化性、
常温遅時効性等に加え、プレス成形後の曲げ加工性もが
優れ、自動車車体用として好適なアルミニウム合金板が
得られる。
合金に対してこのような工程を施すことにより、従来か
ら自動車ボディー用に要求されている塗膜焼付硬化性、
常温遅時効性等に加え、プレス成形後の曲げ加工性もが
優れ、自動車車体用として好適なアルミニウム合金板が
得られる。
【００３４】
【実施例】以下、この発明の実施例について説明する。 （実施例１）表１に示すような成分・組成を有する合金
を溶解、ＤＣ鋳造し、得られた鋳塊を４４０℃で４時間
その後５１０℃で１０時間の２段の均質化熱処理を実施
し、次いで鋳片を４６０℃に加熱し、板厚４ｍｍまで熱
間圧延を行なった。次いで、室温に冷却した後、最終板
厚まで冷間圧延を行って厚さ１ｍｍの板材とした。な
お、熱間圧延の仕上がり温度は２８０℃であった。この
厚さ１ｍｍの板材を５５０℃まで１０℃／秒の速度で加
熱し、１０秒間保持後、１００℃まで２０℃／秒の冷却
速度で強制空冷を行った。この熱処理後、常温にて２日
間放置し、その後１００℃で２４時間熱処理を行った。
を溶解、ＤＣ鋳造し、得られた鋳塊を４４０℃で４時間
その後５１０℃で１０時間の２段の均質化熱処理を実施
し、次いで鋳片を４６０℃に加熱し、板厚４ｍｍまで熱
間圧延を行なった。次いで、室温に冷却した後、最終板
厚まで冷間圧延を行って厚さ１ｍｍの板材とした。な
お、熱間圧延の仕上がり温度は２８０℃であった。この
厚さ１ｍｍの板材を５５０℃まで１０℃／秒の速度で加
熱し、１０秒間保持後、１００℃まで２０℃／秒の冷却
速度で強制空冷を行った。この熱処理後、常温にて２日
間放置し、その後１００℃で２４時間熱処理を行った。
【００３５】以上のような処理を施した板材を常温で１
週間保持後、所定形状に切り出し、引張試験（ＪＩＳ５
号，引張方向：圧延方向）および深絞り試験、張出し成
形試験を行った。
週間保持後、所定形状に切り出し、引張試験（ＪＩＳ５
号，引張方向：圧延方向）および深絞り試験、張出し成
形試験を行った。
【００３６】常温時効量を評価するために、採取した引
張試験片に対して４０℃において９０日間加速時効処理
を施した後、引張試験を行い、製造直後の耐力と比較し
た。また、プレス成形後の塗膜焼付をシミュレートする
ために、２％および５％引張変形（プレス加工に対応）
後、１７０℃において２０分間の熱処理（塗膜焼付に対
応、以下ＢＨ処理と略記する）を行い、引張試験を行っ
た。
張試験片に対して４０℃において９０日間加速時効処理
を施した後、引張試験を行い、製造直後の耐力と比較し
た。また、プレス成形後の塗膜焼付をシミュレートする
ために、２％および５％引張変形（プレス加工に対応）
後、１７０℃において２０分間の熱処理（塗膜焼付に対
応、以下ＢＨ処理と略記する）を行い、引張試験を行っ
た。
【００３７】張出試験は円板状試験片をビード付きのし
わ押さえで完全ロックし、球頭ポンチで成形することに
より行い、亀裂が発生する最小高さを測定して、それに
よって張出成形性を評価した。深絞り試験は円板状試験
片に一定のしわ押さえ力をかけて、円筒ポンチで成形す
ることにより行い、張出と同様にして高さを測定して、
それによって深絞成形性を評価した。
わ押さえで完全ロックし、球頭ポンチで成形することに
より行い、亀裂が発生する最小高さを測定して、それに
よって張出成形性を評価した。深絞り試験は円板状試験
片に一定のしわ押さえ力をかけて、円筒ポンチで成形す
ることにより行い、張出と同様にして高さを測定して、
それによって深絞成形性を評価した。
【００３８】プレス成形後の曲げ加工性は、２０×２０
０ｍｍの短冊状試験変を用い引張試験機によって予め加
工したものをさらに１８０°密着曲げ加工し、割れが発
生する最小の予歪量で評価した。この値が大きいほどプ
レス成形後の曲げ加工性に優れることを示す。
０ｍｍの短冊状試験変を用い引張試験機によって予め加
工したものをさらに１８０°密着曲げ加工し、割れが発
生する最小の予歪量で評価した。この値が大きいほどプ
レス成形後の曲げ加工性に優れることを示す。
【００３９】ＳＳＭの評価は、プレス成形でのＳＳＭの
発生をシミュレートするために４０×２００ｍｍの短冊
状試験片を用い、引張り試験機によって歪速度１０-2で
１０％引張り、試験片表面に発生するパラレルバンドの
有無を目視で評価した。
発生をシミュレートするために４０×２００ｍｍの短冊
状試験片を用い、引張り試験機によって歪速度１０-2で
１０％引張り、試験片表面に発生するパラレルバンドの
有無を目視で評価した。
【００４０】塗装後耐食性試験は、処理後のコイルから
７０×１５０ｍｍの試験片を切り出し、脱脂および酸洗
後、市販の燐酸亜鉛処理液にて化成処理を行い、水洗し
乾燥した後、カチオン電着塗装による下塗、さらには吹
き付けによる中塗、上塗を行ってサンプルを作製し、こ
のサンプルを用いて行った。この時、トータル塗装膜厚
さは約１００μｍであった。このサンプル表面に、アル
ミニウム素地まで達するクロスカットを入れ、ＪＩＳ
Ｚ ２３７１による塩水噴霧試験を２４時間行い、その
後５０℃、９５％ＲＨの湿潤雰囲気に２０００時間放置
した後に、クロスカット部から発生した糸錆の最大長さ
を測定し、これにより塗装後耐食性を評価した。これら
の試験結果を表２に示す。
７０×１５０ｍｍの試験片を切り出し、脱脂および酸洗
後、市販の燐酸亜鉛処理液にて化成処理を行い、水洗し
乾燥した後、カチオン電着塗装による下塗、さらには吹
き付けによる中塗、上塗を行ってサンプルを作製し、こ
のサンプルを用いて行った。この時、トータル塗装膜厚
さは約１００μｍであった。このサンプル表面に、アル
ミニウム素地まで達するクロスカットを入れ、ＪＩＳ
Ｚ ２３７１による塩水噴霧試験を２４時間行い、その
後５０℃、９５％ＲＨの湿潤雰囲気に２０００時間放置
した後に、クロスカット部から発生した糸錆の最大長さ
を測定し、これにより塗装後耐食性を評価した。これら
の試験結果を表２に示す。
【００４１】
【表１】
【００４２】
【表２】
【００４３】表２から明らかなように、本発明の組成範
囲内である合金番号１〜１４は、２％および５％引張後
ＢＨ処理後の耐力が高く、４０℃で９０日間の加速時効
処理においても耐力変化がほとんどないことが確認され
た。また、張出し、深絞り成形性が良好で、１４％の予
歪後密着曲げを行っても割れが発生しない良好な成形後
曲げ加工性を有していた。さらに、ＳＳＭも発生せず、
塗装後耐食性も優れていた。なお、Ｃｕ量が０．５％以
下の合金が特に耐食性に優れていることが確認された。
囲内である合金番号１〜１４は、２％および５％引張後
ＢＨ処理後の耐力が高く、４０℃で９０日間の加速時効
処理においても耐力変化がほとんどないことが確認され
た。また、張出し、深絞り成形性が良好で、１４％の予
歪後密着曲げを行っても割れが発生しない良好な成形後
曲げ加工性を有していた。さらに、ＳＳＭも発生せず、
塗装後耐食性も優れていた。なお、Ｃｕ量が０．５％以
下の合金が特に耐食性に優れていることが確認された。
【００４４】これに対して、本発明の組成範囲から外れ
る合金番号１５〜２６では、上記いずれかの特性が劣っ
ていた。例えば、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｕのいずれかが低い、
合金番号１６、１８、２０は、ＢＨ処理後の硬化性（塗
膜焼付硬化性）が低かった。ＴｉおよびＢを添加してい
ない合金番号１５は異常結晶粒成長を生じ、伸び、成形
性、成形後曲げ加工性が劣っていた。Ｍｇ量が多い合金
番号１７はＳＳＭが発生した。Ｓｉ量が多い合金番号１
９、２２は常温時効量が多く、また成形後の曲げ加工性
が著しく低かった。Ｃｕ量の多い合金番号２１は常温時
効量が多く、また耐食性が著しく劣っていた。Ｍｎ、Ｃ
ｒ、Ｚｒを過剰に添加した合金番号２３、２４、２５は
結晶粒が微細になりすぎてＳＳＭが発生し、また成形後
曲げ加工性も劣化した。Ｆｅ含有量の多い合金番号２６
はＡｌ−Ｆｅ系の晶出物が多く、成形性、成形後曲げ加
工性が劣っていた。 （実施例２）表１に示した合金のうち、合金番号１１の
組成を有する合金を用い、溶解、ＤＣ鋳造し、得られた
鋳塊を４４０℃で４時間その後５１０℃で１０時間の２
段の均質化熱処理を実施し、次いで鋳片を４６０℃に加
熱し、板厚４ｍｍまで熱間圧延を行なった。次いで、室
温に冷却した後、最終板厚まで冷間圧延を行って厚さ１
ｍｍの板材とした。なお、熱間圧延の仕上がり温度は２
８０℃であった。この厚さ１ｍｍの板材を５５０℃まで
１０℃／秒の速度で加熱し、１０秒間保持後、１００℃
まで２０℃／秒の冷却速度で強制空冷を行った。この熱
処理後、常温にて２日間放置し、その後表３に示すよう
な熱処理を行った。このようにして製造した合金板につ
いて実施例１と同様の評価試験を行った。その結果を表
３に併記する。
る合金番号１５〜２６では、上記いずれかの特性が劣っ
ていた。例えば、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｕのいずれかが低い、
合金番号１６、１８、２０は、ＢＨ処理後の硬化性（塗
膜焼付硬化性）が低かった。ＴｉおよびＢを添加してい
ない合金番号１５は異常結晶粒成長を生じ、伸び、成形
性、成形後曲げ加工性が劣っていた。Ｍｇ量が多い合金
番号１７はＳＳＭが発生した。Ｓｉ量が多い合金番号１
９、２２は常温時効量が多く、また成形後の曲げ加工性
が著しく低かった。Ｃｕ量の多い合金番号２１は常温時
効量が多く、また耐食性が著しく劣っていた。Ｍｎ、Ｃ
ｒ、Ｚｒを過剰に添加した合金番号２３、２４、２５は
結晶粒が微細になりすぎてＳＳＭが発生し、また成形後
曲げ加工性も劣化した。Ｆｅ含有量の多い合金番号２６
はＡｌ−Ｆｅ系の晶出物が多く、成形性、成形後曲げ加
工性が劣っていた。 （実施例２）表１に示した合金のうち、合金番号１１の
組成を有する合金を用い、溶解、ＤＣ鋳造し、得られた
鋳塊を４４０℃で４時間その後５１０℃で１０時間の２
段の均質化熱処理を実施し、次いで鋳片を４６０℃に加
熱し、板厚４ｍｍまで熱間圧延を行なった。次いで、室
温に冷却した後、最終板厚まで冷間圧延を行って厚さ１
ｍｍの板材とした。なお、熱間圧延の仕上がり温度は２
８０℃であった。この厚さ１ｍｍの板材を５５０℃まで
１０℃／秒の速度で加熱し、１０秒間保持後、１００℃
まで２０℃／秒の冷却速度で強制空冷を行った。この熱
処理後、常温にて２日間放置し、その後表３に示すよう
な熱処理を行った。このようにして製造した合金板につ
いて実施例１と同様の評価試験を行った。その結果を表
３に併記する。
【００４５】
【表３】
【００４６】表３から明らかなように、本発明の条件を
満足する記号Ａ〜Ｄはいずれも２％および５％引張後Ｂ
Ｈ処理後の耐力が高く、張出し、深絞り成形性が良好
で、１４％の予歪後密着曲げを行っても割れが発生しな
い良好な成形後曲げ加工性を有していた。
満足する記号Ａ〜Ｄはいずれも２％および５％引張後Ｂ
Ｈ処理後の耐力が高く、張出し、深絞り成形性が良好
で、１４％の予歪後密着曲げを行っても割れが発生しな
い良好な成形後曲げ加工性を有していた。
【００４７】これに対して、本発明の条件を満足しない
記号Ｅ〜Ｈはいずれかの特性が劣っていた。例えば、本
発明の低温時効処理を行わない記号Ｅ、および低温時効
処理の温度が低い記号Ｆは、４０℃で９０日の加速時効
処理による耐力変化がそれぞれ４０ＭＰａ、３０ＭＰａ
と大きく、またＢＨ処理後の耐力も十分でなかった。ま
た、低温時効処理時間の長すぎる記号Ｇ、および温度の
高い記号Ｈは、伸び、成形性が低く、また成形後の加工
性が著しく低かった。
記号Ｅ〜Ｈはいずれかの特性が劣っていた。例えば、本
発明の低温時効処理を行わない記号Ｅ、および低温時効
処理の温度が低い記号Ｆは、４０℃で９０日の加速時効
処理による耐力変化がそれぞれ４０ＭＰａ、３０ＭＰａ
と大きく、またＢＨ処理後の耐力も十分でなかった。ま
た、低温時効処理時間の長すぎる記号Ｇ、および温度の
高い記号Ｈは、伸び、成形性が低く、また成形後の加工
性が著しく低かった。
【００４８】
【発明の効果】この発明によれば、プレス成形性、塗装
焼付後耐力、常温遅時効性、塗装後耐食性、熱間圧延性
に優れ、ＳＳＭが発生しないという自動車ボディー用と
して必要な特性を満たしつつ、さらにプレス成形後の曲
げ性が良好な、自動車ボディー用として最適なアルミニ
ウム合金板およびその製造方法を得ることができる。
焼付後耐力、常温遅時効性、塗装後耐食性、熱間圧延性
に優れ、ＳＳＭが発生しないという自動車ボディー用と
して必要な特性を満たしつつ、さらにプレス成形後の曲
げ性が良好な、自動車ボディー用として最適なアルミニ
ウム合金板およびその製造方法を得ることができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 新倉 正和 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 大堀 紘一 静岡県裾野市平松85番地 三菱アルミニウ ム株式会社技術開発センター内
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、Ｍｇ：２．０〜３．０％、Ｃ
ｕ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０８〜０．１５
％、Ｔｉ：０．００５〜０．１５％、Ｂ：０．０００２
〜０．０５％を含有し、不可避的不純物としてのＦｅが
０．３％以下であり、残部が実質的にＡｌからなること
を特徴とする、プレス成形後曲げ性に優れたアルミニウ
ム合金板。 - 【請求項２】 重量％で、Ｍｇ：２．０〜３．０％、Ｃ
ｕ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０８〜０．１５
％、Ｔｉ：０．００５〜０．１５％、Ｂ：０．０００２
〜０．０５％を含有し、さらにＭｎ：０．０５〜０．３
０％、Ｃｒ：０．０５〜０．１０％、Ｚｒ：０．０５〜
０．１０％のうち１種または２種以上を含有し、不可避
的不純物としてのＦｅが０．３％以下であり、残部が実
質的にＡｌからなることを特徴とする、プレス成形後曲
げ性に優れたアルミニウム合金板。 - 【請求項３】 請求項１または請求項２の合金組成を有
する鋳塊に対し、４００〜５８０℃の範囲内の温度で１
段または多段の均質化処理を施した後、この鋳塊を熱間
圧延および冷間圧延することにより所望の板厚とし、次
いで５００〜５８０℃の範囲内の温度まで３℃／秒以上
の加熱速度で加熱してその温度で０〜６０秒間保持し、
引き続き１００℃まで２℃／秒以上の冷却速度で冷却す
る熱処理を１回または２回以上繰り返し、その後６０〜
１５０℃の温度で１〜４８時間保持することを特徴とす
る、プレス成形後曲げ性に優れたアルミニウム合金板の
製造方法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29295595A JPH09137243A (ja) | 1995-11-10 | 1995-11-10 | プレス成形後曲げ性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 |
| CA 2189926 CA2189926A1 (en) | 1995-11-10 | 1996-11-08 | Aluminum alloy sheet and manufacturing method therefor |
| EP96117938A EP0773303A1 (en) | 1995-11-10 | 1996-11-08 | Aluminium alloy sheet manufacturing method therefor |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29295595A JPH09137243A (ja) | 1995-11-10 | 1995-11-10 | プレス成形後曲げ性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 |
Publications (1)
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|---|---|
| JPH09137243A true JPH09137243A (ja) | 1997-05-27 |
Family
ID=17788596
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| JP29295595A Pending JPH09137243A (ja) | 1995-11-10 | 1995-11-10 | プレス成形後曲げ性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 |
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|---|---|
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| JP (1) | JPH09137243A (ja) |
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-
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-
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- 1996-11-08 CA CA 2189926 patent/CA2189926A1/en not_active Abandoned
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Also Published As
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|---|---|
| EP0773303A1 (en) | 1997-05-14 |
| CA2189926A1 (en) | 1997-05-11 |
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