JPS6050864B2 - 曲げ加工性に優れた成形加工用アルミニウム合金材料およびその製造法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、曲げ加工性に優れた成形加工用アルミニウム
合金材料およびその製造法に関するもの’であり、特に
優れた強度、伸び、成形性を具備するとともに、曲け加
工性が著しく向上された自動車車体加工用として好適な
アルミニ・クム合金材料に関するものである。

従来から、自動車車体アルミニウム（Ａｌ）合・金とし
ては、５１８２、Ｘ５０８蒋の非熱処理型合金；ＡＵ２
Ｇ）２０３賑２００２、６００代６０１０等の熱処理型
合金が開発され、一部実用化されている。

これらの合金の機械的性質を一般に自動車車体として使
用されている冷延鋼板と比較すると、強度、特に引フ張
強さは略同程度であり、それ故強度面ては車体用合金と
して実用上問題はないのてあるが、車体パーツヘのプレ
ス成形性については、上記公知の合金は何れも冷延鋼板
より成形性が劣り、必ずしも満足な成形品が得られない
という欠点があつた。この為、本発明者らは、特公５６
−３１８５８号、特公５６−３１８６０号として、先に
、マグネシウム（Ｍｇ）３．５〜５．５％、亜鉛（Ｚｎ
）０．５〜２．０％、銅（Ｃｕ）０．３〜１．２％を含
むＡ１合金、更にはこれに微量のマンガン、クロム、ジ
ルコニウム、バナジウムの少なくとも１種を添加したも
のについて提案し、これによつて高い強度と優れた成形
加工性を具備せしめ得たのである。

しかしながら、これらの合金の中でも、先述の如く、前
記従来から公知のＮ合金は強度的には自動車車体用とし
て使用されている冷延鋼板と同レベルであるものの、ブ
レス成形性に加えて、曲げ性が著しく劣る欠点があつた
のであり、また本発明者らが先に提案したＭｇ−Ｚｎ−
Ｃｕ系Ａ１合金とても、その曲け性において今一つ改良
の余地が残され、その実際の使用過程の上で一つの問題
となつているのである。

すなわち、自動車ボディパネルの製造工程においては、
アウターパネルとインナーパネルとを曲げ加工により接
合することが一般に行なわれているが、既存の自動車車
体用アルミニウム合金は前述のように冷延鋼板に比べて
曲げ性が著しく劣るため、ボディパネルのアルミ化を図
る上での技術上の大きな問題点となつているのである。

本発明者らは、かかる点に鑑みて種々研究を重ねた結果
、合金成分および製造法を種々工夫することによつて、
Ｍｇ−Ｚｎ−Ｃｕ系に合金の本来の特徴てある強度、伸
び、成形性等を何等阻害することなく、その曲け加工性
を著しく改善したＡ１合．金並びにその製造法を見い出
し、本発明に到達したのである。すなわち、本発明の目
的とするところは、曲げ加工性に優れた、特に自動車車
体用として好適な強度、伸び、優れた成形性を有する実
用的なＡ１！合金およびその製造法を提供することにな
り、そのために、重量で、３．６〜５．４％のＭｇと、
０．６〜２．０％のＺｎと、０．０３〜０．２８％のＣ
ｕと、０．０３〜０．２５％の鉄（Ｆｅ）と、０．０３
〜０．２０％のケイ素（Ｓｉ）と、０．０１〜０．１５
％のチタン（Ｔｉ）と、１〜５００ｐｐｍ（７）くホウ
素（Ｂ）と、１〜１００ｐｐｍのベリリウム（Ｂｅ）と
を含み（但し、Ｆｅ／Ｓｉの含量比は０．２〜８の範囲
内にある）、残りがにおよび不純物よりなるように、合
金成分を調整したのである。

そして、また、本発明にあつては、かかる合金成分から
なるに合金を用い、それより鋳塊を製造し、３８０〜５
２０℃の温度で２〜４時間の１段または多段ソーキング
を行なつた後、３８０〜５００段Ｃの温度で９７〜９９
．８％の加工度の熱間圧延を行ない、次いで、必要に応
じて途中軟化と冷間圧延を繰り返しながら、４０〜９０
％の加工度の最終冷間圧延を施した後、４６０〜５４０
℃の温度に１０００Ｃ／分以上の加熱速度で急速に加熱
し、５〜（４）秒間保持した後、川０００℃／秒乃至２
℃／秒の冷却速度で焼入れ操作を施すことによつて、効
果的に、目的とするＡ１合金材料を製造することが出来
、そしてこれによつて得られたＡ１合金材料は曲げ加工
性に優れた、実用的な自動車車体材料として好適に使用
さ・れ得ることとなつたのである。ここにおいて、本発
明に従つてＡ１に配合される主要合金成分の一つとして
のＭｇは３．６〜５．４％（重量基準。

以下同じ）の範囲内で添加する必要があり、これによつ
て目的とするＡ１合金材料の・強度を著しく高め得、ま
たこれとともに伸び、成形性、曲げ性等の改善にも寄与
するのである。なお、３．６％より少ないＭｇ量ではこ
の効果が十分でなく、またＭｇ量が５．４％を越えるよ
うになると熱間加工性が低下するなどの問題を惹起せし
める。また、他の主要合金成分たるＺｎは〜．６〜２．
０％の配合量によつて合金に時効性を与え、焼入れ後の
室温時効により強度を向上せしめると共に、Ｍｇと共存
して合金の伸び、成形性、曲げ性等を改良する。なお、
Ｚｎの配合量が前記下限未満ではこの効果が十分でなく
、また上限を越えると熱間加工性が低下するとともに、
伸び、成形性、曲げ性等が低下する問題を生じる。更に
、主要合金成分の一つであるＣｕは０．０３〜０．２８
％の割合で添加する必要があり、これによつてＺｎおよ
びＭｇと同様、合金に時効性を与え、強度を向上させる
とともに、その曲げ性を著しく改良する。そして、Ｃｕ
の添加量が下限値の０．０３％より少ない場合にはこれ
らの効果が不十分であり、また上限値の０．２８％を越
えるＣｕ添加量を採用した場合には、合金の曲げ性や、
成形性が低下するようになる。特に、かかるＣｕ量は焼
入れ後室温時効したときの曲げ性と成形性、特に曲げ加
工性に著しい影響を及ぼすので、かかる上限を越えては
ならず、一方Ｃｕ量がかかる上限を越えると粒界割れと
応力腐食割れが起こり易くなるのであり、しかも広幅板
の圧延加工性の点からも、Ｃｕは０．２８％以下である
ことが必要である。また、Ｆｅは不溶性化合物として晶
出し、曲げ性、伸び、成形性等を低下させるので、０．
２５％を越えると好ましくなく、また０．０３％未満で
は焼入れ後の結晶粒が粗大化するので問題がある。した
がつて、Ｆｅの添加量は０．０３〜０．２５％に留めな
ければならない。Ｓｉは、０．０３〜０．２０％の割合
で含有せしめられる必要があり、これはＭｇと共存して
時効硬化性を示すが、この効果は０．０３％未満では認
められないのてある。

また、かかるＳｌはＦｅと同じく不溶性化合物として晶
出するが、その土限である０．２０％を越えるようにな
ると最終の合金材料の曲げ性、伸び、成形性等の性能を
低下させる問題を生ずる。そして、かかるＦｅ．ｌ５Ｓ
ｌは、Ｆｅ／Ｓｉ含量比においてそれが０．２〜８の範
囲内にあるようにすべきである。

この含量比が上段を越えるようになると、Ｆｅ系の不溶
性化合物量が増加し、最終合金材料の曲げ性、伸び、成
形性等の諸物性が低下する問題があり、またその下限未
満の場合にはＦｅ系の不溶性化合物量が非常に少なくな
つて、焼入れ後の結晶粒が粗大化するなどの問題を生ず
るので、前記範囲内に維持しなければならない。また、
ＴｌとＢは、何れも鋳塊組織を微細化する作用があり、
これによつて鋳塊の熱間加工性の改善、最終製品の曲げ
性、成形性等の向上に効果があり、本発明にあつては、
Ｔｌは０．０１〜０．１５％、そしてＢは１〜５００ｐ
ｐｍの割合で含有せしめられることとなる。なお、それ
らの添加量が下限未満ては目的とする効果が十分でなく
、また、上限を越えるようになると、巨大な合金間化合
物が晶出して曲け性、成形性等を低下せしめるのて好ま
しくない。更に、Ｂｅは、１〜１００ｐｐｍの割合で添
加せしめられ、これによつて鋳造性、熱間圧延加工性、
広幅熱間圧延時の板面の表面状態の向上等の効果を奏す
る。

そして、かかるＢｅが１ｐｐｍより少なくなるとその効
果が十分でなく、また上限の１００ｐｐｍを越える添加
量にすることは毒性の点からも好ましくない。したがつ
て、Ｂｅは１〜１００ｐｐｍの範囲内で合金中に配合さ
れる必要がある。本発明では、これら合金成分、すなわ
ちＭｇｌＺｎ．Ｃｕ．Ｆｅ．Ｓｉ．Ｔｉ．Ｂ及び？を前
記配合量の範囲内において、Ａ１（不純物を含む）に添
加してＮ合金と為すものであつて、これにより、Ｍｇ−
Ｚｎ−Ｃｕ系Ａ１合金の本来の特徴を維持しつつ、曲げ
加工性に著しく優れた良好な特性を有する自動車車体用
材料として好適な実用Ａｌ合金材料が得られることとな
つたのである。

そして、かくの如き合金成分並びに組成範囲において、
Ａ１合金溶湯が調製された後、目的とするＡ１合金材料
を得るために、該溶湯から公知の通常の手法に従つて所
定の合金鋳塊が鋳造され、次いでその得られた鋳塊には
凝固組織（合金成分）を均一化せしめるための熱処理、
所謂ソーキング（均質化処理）等が施されることとなる
が、本発明のＡ１合金の良好な性能を最大限に発揮せし
めた材料を得るには、以下の如き工程て製造することが
推奨されるのである。

すなわち、先ず、ソーキングは、本発明に従うＮ合金鋳
塊を、鋳塊の状態で３８０〜５２０℃の温度で２〜北時
間の１段または多段の操作にて行なわれ、これによつて
鋳造時に晶出した共晶化合物を可能な限り溶入化させる
ことが望ましい。

この溶入化が不十分な場合には、最終製品、たとえば板
材に残存する化合物量が多くなつて、最終板材の曲げ性
、伸び、成形性等が低下するととに、鋳塊の熱間加工性
が低下する問題を惹起するのてある。なお、このソーキ
ング温度が３８０℃よりも低い場合には、前記諸性能の
改善効果が不十分であ・り、また５２０′Ｃを越えるソ
ーキング温度を採用した場合には、鋳塊に共晶融解が生
じるので好ましくない。次いで、かかる均質化処理の施
されたＡＩ合金鋳塊に対しては熱間圧延が施されるが、
この熱間・圧延の温度は３８０〜５００′Ｃの領域にあ
ることか望ましく、またその熱間圧延時の加工度は９．
７〜９９．８％とすることが望ましい。

かかる熱間圧延温度が３８０′Ｃよりも低い場合には、
熱間変形抵抗が高く、熱間圧延が因難となり、またそれ
が５００′Ｃを）越えると熱間圧延時の板端面の耳割れ
が大きくなり問題となる。また、このように、熱間加工
度が大きい場合には、ソーキング終了後に鋳塊中に残存
している共晶化合物が細かく破砕され、そのため最終板
の曲げ性、伸び、成形性等が向上されるのである。なお
、この加工度が下限未満の場合には、上記の効果が小さ
く、またその上限を越えると熱間圧延時における板端面
の耳割れが大きく、問題となるのである。そして、かか
る熱間圧延が終了した後に、必要に応じて中間焼鈍を行
ないながら所定の肉厚まで冷間圧延されることとなるが
、その際、最終冷間圧延加工度としては４０〜９０％が
望ましい。

この冷間圧延加工度が大きいほど、熱間圧延組織が破壊
されるとともに、熱間圧延時に細かく破砕された共晶化
合物とか、ＦｅやＳｊ系の不溶性化合物がさらに微細に
破砕されるため、曲げ性、伸び、成形性等が向上するの
である。なお、この冷間圧延加工度が下限未満の場合に
は、上記の効果が不十分てあるとともに、焼入れ後の結
晶粒が粗大化する問題があり、また、かかる加工度が上
限を越えるようになると、圧延時の板端面の耳割れが大
きくなり、問題となる。そして、かかる冷間圧延が施さ
れて目的とする製品肉厚まで圧延されたＡ１合金材料に
は、その終了後に更に最終調質（最終熱処理）が施され
ることとなるが、この最終調質は、例えば連続焼入れ炉
を使用して以下の如き条件下に、Ｔ４処理することが望
ましい。

また、この最終製品たるＴ４処理材を得るための溶体化
処理条件としては、４６０〜５４０゜Ｃの温度で５〜６
＠保持することが好適に採用されるのである。そして、
この溶体化処理温度への冷間圧延材の加熱速度は１００
℃／分以上とすることが望ましく、またかかる溶体化処
理後の冷却速度は１０００゜Ｃ／秒〜２℃／秒とするこ
とが．望ましい。なお、これら溶体化処理温度や保持時
間がその下限値未満の場合にはＭｇＮｚｎ．．ｃｕ等の
添加元素の溶入化が不十分となり、強度、曲げ性、伸び
、成形性等が低下する問題を生じる。そして、かかる加
熱温度や保持時間が上限を越える！と、結晶粒が粗大化
するようになり、好ましくない。また、かかる溶体化処
理後の冷却速度がその下限未満の場合には、冷却途上で
Ｍｇ−Ｚｎ系の化合物が結晶粒界に析出し、曲げ性、伸
び、成形性、強度等に悪影響をもたらすこととなる。更
・に、冷却速度がその上限値を越えるようになると、焼
入れ後の板の歪が大きく、そのため歪取り矯正加工が必
要となり、曲げ性や伸びが低下する問題を生する。一方
、溶体化処理時の加熱速度が下限未満の場合には、結晶
粒が粗大したり、焼入能率が低下するなどの問題がある
。かくして得られるＡｌ合金材料は、強度、伸び、成形
性に優れるとともに、その曲げ加工性において著しく優
れているため、それを自動車ボディパネル材料として効
果的に使用し得て、そのア・ウターパネルとの曲げ加工
による接合も有効に行なわれ得て、該ボディパネルのア
ルミ化を実現し得ることとなつたのである。

以下に、本発明を更に具体的に明らかにするために、本
発明の実施例をいくつか挙げるが、本発明がかかる実施
例の記載によつて何等の制約をも受けるものでないこと
は言うまでもないところである。

なお、実施例中、特に断わりのない限り百分率は何れも
重量基準で示すこととする。実施例１ 下記第１表に示される化学成分を有する、厚さ３００ｍ
ｆｆｔの各種のＡｌ合金鋳塊を作製し、これに４９０℃
×２４ＶＩ！間の均質化処理を施した後に、４８０℃の
温度で熱間圧延を行ない、厚さ３７ｍの板材に圧延した
（熱間加工度：９９％）。

次いで、かかる３ＴＩｕ１ｔ板を３８０℃×２時間の軟
化処理した後、約６６％の冷間圧延を施し、板厚１Ｔ！
ｒ！ｎの各種の冷延板とした。次いで、かかる１７ｒ０
ｎ厚の冷延板を、連続焼入れ炉を使用して、平均加熱速
度８００℃／分で５００℃の温度に加熱し、そしてその
温度で２５８′間保持した後に、２０℃／秒の平均冷却
速度で室温まで冷却し、その後３０日間の室温時効を施
して、η板とした。

かくして得られた種々なるＴ倣（１Ｔ１ｒｍ厚）の諸性
能を測定し、その結果を第２表に示すが、かかる第２表
の結果より明らかなように、本発明に従う合金ＮＯ．ｌ
〜７からなる組成を有するＡ１合金材料は、比較材ＮＯ
．８〜１４に比べて、曲げ加工性が著しく優れているば
かりでなく、成形性（エリクセン値大なるほど良好）等
も優れていることも、理解されるのである。

実施例２ 前記第１表に示した各種Ｎ合金鋳塊に対して第３表の如
き種々の均質化処理（ソーキング）を行なつた後に、実
施例１と同様な条件にて、１７ｍ厚のＴ泪反を製造した
。

かくして得られた各種のＴ徽の諸性能と均質化処理条件
との関係を第３表に併せて示すが、その結果から明らか
なように、所定の均質化条件の採用によつて、得られる
Ａｌ合金材料の性能をよソー層向上せしめ得るのである
。

実施例３ 第１表の各種合金成分からなる３００Ｔｒ０ｎ厚のＮ合
金鋳塊を、４８０℃×２４時間の均質化処理の後に、下
記第４表に示される条件下に圧延（熱延十冷延）し、０
．８〜２ｗｍ厚の冷延板を得た。

その後、かかる冷延板を実施例１と同様な条件下にＴ４
処＊＊理をした。かくして得られた各種Ｔ４板の性能を
下記第５表に示すが、かかる表より明らかなように、所
定の圧延条件の採用によつて板材性能のよソー層の向上
が達成されるのである。

実施例４ 第１表に示された各種合金成分からなる鋳塊を、実施例
１と同様な条件にて、均質化、熱延．し、そして１ｒｗ
Ｌ厚の板にまで冷延し、その後下記第６表に示す条件下
に種々なＴ４処理を施した。

かくして得られた各種Ｔ４処理板についての諸性能を第
７表に示したが、かかる表より明らかな如く、所定の条
件下にて処理されたＴ４処理板が、何れもより良好な性
能を有することが認められた。実施例５ 前記第１表に示された各種合金成分からなる３００Ｔｍ
ｍ厚のＡＩ合金鋳塊を、下記第８表に示される製造条件
下に１Ｔ！ｒ：Ｆｎ厚のＴ徽とした。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量で、３．６〜５．４％のマグネシウムと、０．
   ６〜２．０％の亜鉛と、０．０３〜０．２８％の銅と、
   ０．０３〜０．２５％の鉄と、０．０３〜０．２０％の
   ケイ素と、０．０１〜０．１５％のチタンと、１〜５０
   ０ｐｐｍのホウ素と、１〜１００ｐｐｍのベリリウムと
   を含み（但し、鉄／ケイ素の含量比は０．２〜８の範囲
   内にある）、残りがアルミニウムおよび不純物よりなる
   曲げ加工性に優れた成形加工用アルミニウム合金材料。 ２ 重量で、３．６〜５．４％のマグネシウムと、０．
   ６〜２．０％の亜鉛と、０．０３〜０．２８％の銅と、
   ０．０３〜０．２５％の鉄と、０．０３〜０．２０％の
   ケイ素と、０．０１〜０．１５％のチタンと、１〜５０
   ０ｐｐｍのホウ素と、１〜１００ｐｐｍのベリリウムと
   を含み（但し、鉄／ケイ素の含量比は０．２〜８の範囲
   内にある）、残りがアルミニウムおよび不純物よりなる
   アルミニウム合金鋳塊を製造する工程と、該アルミニウ
   ム合金鋳塊に対して、３８０〜５２０℃の温度で２〜４
   時間の１段または多段ソーキングを施す工程と、該ソー
   キング終了後、３８０〜５００℃の温度で９７〜９９．
   ８％の加工度の熱間圧延を行なう工程と、かかる熱間圧
   延の後に、４０〜９０％の加工度にて冷間圧延を行なう
   工程と、その後、４６０〜５４０℃の温度に１００℃／
   分以上の加熱速度で加熱し、５〜６０秒間保持した後、
   １０００℃／秒乃至２℃／秒の冷却速度で焼入れする工
   程とを、含むことを特徴とする曲げ加工性に優れた成形
   加工用アルミニウム合金材料の製造法。