JPH07166285A

JPH07166285A - 焼付硬化型Ａｌ合金板及びその製造方法

Info

Publication number: JPH07166285A
Application number: JP15168194A
Authority: JP
Inventors: Takeo Sakurai; 健夫櫻井; Akinori Yoshizawa; 成則吉澤; Hiroshi Iwamura; 宏岩村; Shojiro Oya; 正二郎大家; Osamu Takezoe; 修竹添
Original assignee: Shinko Alcoa Yuso Kizai KK
Current assignee: Shinko Alcoa Yuso Kizai KK
Priority date: 1993-06-08
Filing date: 1994-06-08
Publication date: 1995-06-27

Abstract

(57)【要約】（修正有）【目的】成形加工性に優れ、又は成形加工性に優れて
いると共に、常温時効性が抑制された焼付硬化型Ａｌ合
金板。【構成】重量％で、Ｍｇ：０．１〜１．０、Ｓｉ：
０．５〜２．０の範囲において、Ｍｇ_２Ｓｉを構成する
Ｍｇに対しＳｉ過剰の配合であって、ＭｇとＳｉがＭｇ
_２Ｓｉ量として０．３５〜１．５で含み、且つ、残留す
るＳｉ量が０．３５〜１．２で含有し、更にＣｕ：０．
５〜２．０及びＭｎ：０．０５〜０．５０を含有し、残
部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、板材の組織が結
晶粒径で３５μｍ以下で、且つ板の表面及び断面の組織
が等軸粒である、焼付硬化型Ａｌ合金板。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、成形加工性に優れ、又
は成形加工性に優れていると共に、常温時効性が抑制さ
れた焼付硬化型Ａｌ合金板及びその製造方法に関し、更
に詳述すると、自動車用、家電用及び機械部品用等パネ
ル材に用いられるＡｌ合金板材で、プレス又は曲げ等の
加工時の成形加工性が優れ、これらの製造工程にある焼
付塗装（ベーキング）等の短時間加熱処理において強度
が向上する焼付硬化型Ａｌ合金板及びその製造方法に関
する。

【０００２】

【従来の技術】従来、自動車用、家電用、機械部品用等
の軽量化を目的に主として使用されているＡｌ合金板
は、プレス又は曲げ等の成形加工が行われ、加工後の塗
装工程において塗装膜に強度を与えるために加熱処理
（焼付塗装、ベーキング）が行われている。その際の加
熱温度を利用してＡｌ合金板の強度を向上させる方法が
行われている。

【０００３】かかるＡｌ合金板としては、プレス等の成
形加工時には強度を低くし、成形が容易であり、一方、
成形加工後は焼付塗装の加熱処理により強度が著しく向
上する材料であることが理想とされ、主としてＡｌ−Ｍ
ｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金が使用されている。このよ
うにＡｌ合金については、特開平１−１１１８５１号が
提案されている。

【０００４】しかし、従来、この種の用途に使用される
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金及びその製造方法
においては、成形性又は形状凍結性の重視により、Ｔ４
状態での強度が極めて低く、更には焼付硬化後に強度が
向上したとしても十分な強度が得られず、軽度な外力を
加えただけで変形してしまうという問題があった。

【０００５】一方、自動車用部品においては、自動車の
低燃費規制により、更に軽量化が促進する傾向にある。
これにより、Ａｌ合金板の薄肉化が要求されるが、従来
のＡｌ合金板及びその製造方法では、Ｔ４状態での素材
強度を低くし成形性を向上させると上記問題が生じ、又
は薄肉化のため素材強度を高くすると成形性が著しく劣
る等の問題があった。

【０００６】更に、最近の焼付塗装の焼付条件は、省エ
ネルギ化及び生産性向上のため、加えて樹脂などの高温
に処理できない部品が増える等、部品の多様化が進み、
塗料が進歩したこと等により低温化してきている。例え
ば、自動車用部品に用いられるＡｌ合金の焼付温度は、
従来は約２００℃であったが、近年、１５０〜１７０℃
の低温で処理されるようになっている。しかし、従来、
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板及びその製造方
法において、このような低温・短時間処理によって焼付
硬化性を向上させるための製造方法が提案されている
が、この処理法を行うと、殆どの合金において成形加工
性が著しく低下するという欠点があった。そこで、この
低温焼付塗装処理に対応すべく、特開昭６２−８９８５
２号が提案されている。

【０００７】しかし、これらの提案では、室温に放置す
ると、強度の増加とそれに伴う加工後のスプリングバッ
ク量の増加と成形性の劣化が著しい。このため、製造
後、数カ月放置すると、プレス加工が困難になり、製造
直後のプレス加工条件では、加工形状が得られなかった
り、成形不可能となるという問題がある。

【０００８】本発明はかかる問題点に鑑みてなされたも
のであって、軽量化に伴う薄肉化に対応した素材強度の
高強度化と、低温・短時間の焼付塗装の焼付条件におい
て十分な焼付硬化性と共に優れた成形加工性とが得ら
れ、更に常温時効性が抑制された成形加工性が優れた焼
付硬化型Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｎ系Ａｌ合金板及
びその製造方法を提供することを目的とする。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明に係る焼付硬化型
Ａｌ合金板は、Ｍｇ：０．２〜１．０％、Ｓｉ：０．５
〜２．０％の範囲において、Ｍｇ₂Ｓｉを構成するＭｇ
に対しＳｉ過剰の配合であって、ＭｇとＳｉがＭｇ₂Ｓ
ｉ量として０．３５〜１．５％で含み、且つ、残留する
Ｓｉ量が０．３５〜１．２％で含有し、更にＣｕ：０．
５〜２．０％及びＭｎ：０．０５〜０．５０％を含有
し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、板材の組
織が結晶粒径で３５μｍ以下で、且つ板の表面及び断面
の組織が等軸粒であることを特徴とする。

【００１０】また、本発明に係る他の焼付硬化型Ａｌ合
金板は、Ｍｇ：０．３〜１．０％、Ｓｉ：０．５〜１．
４％の範囲において、Ｍｇ₂Ｓｉを構成するＭｇに対し
Ｓｉ過剰の配合であって、ＭｇとＳｉがＭｇ₂Ｓｉ量と
して０．９〜１．１％で含み、且つ、残留するＳｉ量が
０．６〜１．２％で含有し、更にＣｕ：０．５〜１．０
％及びＭｎ：０．０５〜０．５０％を含有し、残部がＡ
ｌ及び不可避的不純物からなり、板材の組織が結晶粒径
で３５μｍ以下で、且つ板の表面及び断面の組織が等軸
粒であることを特徴とする。

【００１１】これらの焼付硬化型Ａｌ合金板は、更に、
Ｚｒ：０．３％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｔｉ：０．
１％以下及びＦｅ：０．３％以下からなる群から選択さ
れた１種又は２種以上を含有してもよい。

【００１２】そして、本発明に係る焼付硬化型Ａｌ合金
板の製造方法は、前記いずれかの化学成分を有するＡｌ
合金鋳塊にバーニング温度以下の温度で均質化処理する
工程と、熱間圧延する工程と、加熱速度３００℃／分以
上で４５０〜５２０℃の温度に０〜１０秒保持し、且
つ、冷却速度３００℃／分以上で冷却する焼鈍処理する
工程と、所望の板厚に冷間圧延する工程と、溶体化処理
する工程と、３００℃／分以上の冷却速度で５０〜１２
０℃の温度に焼入れし、５分以内に、５０〜１２０℃の
温度に１〜４８時間保持する工程とを有することを特徴
とする。

【００１３】また、前記５０〜１２０℃の温度に１〜４
８時間保持する工程の後工程として、焼付塗装（ベーキ
ング処理）を温度１５０〜２００℃で５〜１２０分保持
の条件で行い、時効析出物β´−Ｍｇ₂Ｓｉをマトリッ
クスの全体の体積含有率で１０〜４５％の範囲で析出さ
せる工程を設けても良い。

【００１４】

【作用】本願発明者等は前記課題を解決すべく鋭意研究
を重ねた結果、従来のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の強化機
構は以下のような時効硬化機構に基づくものであること
が判明した。Ｓ．Ｓ．（固溶体）→Ｇ．Ｐ．ゾーン（Ｔ
４状態）→β′−Ｍｇ₂Ｓｉ（焼付塗装後）。

【００１５】即ち、素材強度を高強度化する機構は、こ
の時効析出物によるものであり、低温・短時間の焼付塗
装処理において焼付硬化性を増加させる製造法では、素
材がＴ４状態での強度が高いため、成形性は著しく低下
する。よって、Ｍｇ及びＳｉ量が適正でないと、強度と
成形性との関係が双方ともに良好な値をとることが難し
い。従って、高強度化の主たる機構を時効析出物β′−
Ｍｇ₂Ｓｉに依存する機構とするのは望ましくないこと
が判明した。

【００１６】一方、６００９及び６０１０で知られるＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は、Ｃｕを添加した合金であり、
時効析出物θ′−ＣｕＡｌ₂を析出させて強度を増加さ
せるものである。更に、ＣｕはＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金
の時効析出物β′−Ｍｇ₂Ｓｉの密度を上げて緻密に
し、ベークハード性を向上させたり、更に変形機構を均
一変形にする効果がある。従って、高強度化の主たる機
構を時効析出物β′−Ｍｇ₂Ｓｉに依存する機構とする
のが望ましいことが判明した。

【００１７】更に、Ｍｎを主添加元素とすることで、再
結晶を抑制し、結晶粒を３５μｍ以下にすることで、高
い成形性が得られることを見い出した。

【００１８】また、常温時効性に関しては、前述のとお
り、従来のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金では、低温で高いベ
ークハード性を得るための手法で製造すると、室温での
経時変化が著しく、室温に数カ月放置すると、強度の増
加と、それに伴うスプリングバック量の増加及び成形性
の著しい劣化が起こる。これは、低温でベークハードさ
せるために、溶体化焼入れ処理後の焼入れ処理で、マト
リックス中に、析出の核を生成させ、低温・短時間処理
においてこの析出の核が成長し、時効析出物となり、強
度を増加させる機構を利用している。これにより、この
析出物が温度に敏感に反応し、常温でも成長し、強度の
増加と、それに伴うスプリングバック量の増加及び成形
性低下の原因となることが判明した。

【００１９】この問題に対しては、Ｃｕの添加と、Ｍｇ
₂Ｓｉ量を一定範囲に規制することでＴ４状態での常温
時効性を抑制できることを見い出した。

【００２０】本発明はこのような知見に基づき、更にそ
の含有成分及び製造条件について詳細に研究を重ねた結
果、完成したものである。

【００２１】以下、本発明について更に詳細に説明す
る。先ず、本発明における成分添加理由及び組成限定理
由について説明する。ＭｇＭｇは、それ自体の固溶体強化と、Ｓｉと共同して強度
を付与する元素で、時効析出物β´−Ｍｇ₂Ｓｉを析出
し、この量はＭｇの添加量に依存する。しかし、０．２
％未満では十分な強度（以下、強度とは、素材及び１７
０℃の焼付塗装後の耐力をいう）が得られず、また、
１．０％を超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ることによ
り成形性が著しく低下する。よって、Ｍｇ含有量は０．
２〜１．０％の範囲とする。

【００２２】ＳｉＳｉはＭｇと共同し主として時効析出物β´−Ｍｇ₂Ｓ
ｉの析出による析出硬化で強度に付与する元素で、この
量は添加量に依存する。しかし、０．５％未満では十分
な強度が得られず、また、２．０％を超えると平衡相Ｍ
ｇ₂Ｓｉが晶出し、伸びを大きく低下させ、成形性の劣
化が生ずる。よって、Ｓｉ含有量は０．５〜２．０％の
範囲とする。

【００２３】但し、ＭｇとＳｉとの関係については、Ｍ
ｇに対し、Ｓｉ過剰の配合であって、ＭｇとＳｉがＭｇ
₂Ｓｉ量として０．３５〜１．５で含み、且つ、残留す
るＳｉ量が０．３５〜１．２％で含有する必要がある。

【００２４】即ち、強度及び成形性はＭｇ、Ｓｉの添加
量に依存し、強度及び焼付塗装において強度上昇に寄与
するのがこれらによって造られるβ´−Ｍｇ₂Ｓｉによ
るものである。しかし、Ｍｇ₂Ｓｉ量が０．３５％未満
では強度が非常に低く、焼付硬化性も殆どなく、また、
１．５％を超えると伸びが低下し、成形性が著しく低下
する。よって、Ｍｇ、Ｓｉ量はＭｇ₂Ｓｉとして０．３
５〜１．５％の範囲とする。更に、ＳｉはＭｇに対し
過剰に添加するとＭｇ₂Ｓｉとして造られずに残ったＳ
ｉが残Ｓｉとして存在し、これは成形性を上昇させる効
果がある。しかもこの残ＳｉがＴ４状態で固溶している
と、固溶体硬化により強度は上昇する。しかし、残Ｓｉ
が０．３５％未満では強度は十分得られず、また、１．
２％を超えると強度が増加し、成形性は劣化する。従っ
て、残Ｓｉ量は０．３５〜１．２％の範囲とする。この
ようなＭｇ₂Ｓｉ量と残Ｓｉの量を考慮して、Ｍｇ及び
Ｓｉ量を適正に配合する。

【００２５】ＭｎＭｎはＣｕと同様に第二相析出物としてＭｎＡｌ₆が析
出し、溶体化処理を十分に行い固溶させて強度を上昇さ
せることができ、しかも、合金組織の再結晶を抑制して
結晶粒を微細化する効果がある。そのため、成形向上に
付与する元素である。しかし、０．０５％未満では、結
晶粒微細化効果が現れず、しかも第二相析出物ＭｎＡｌ
₆の析出が顕著でないため、成形加工性の向上が認めら
れない。また、０．５０％を超えて含有すると粗大な晶
出物を生成し、成形性を低下させる。よって、Ｍｎの含
有量は０．０５〜０．５０％の範囲とする。この範囲で
Ｍｎを添加することにより、溶体化処理を十分に行い素
材強度を上げても、結晶粒が３５μｍ以下となるため、
成形性の劣化は認められない。

【００２６】ＣｕＣｕは時効析出物θ´−ＣｕＡｌ₂により強度を付与す
る元素である。本発明では、強度の増加はβ´−Ｍｇ₂
Ｓｉ（焼付塗装後）によるものだけでなく、Ｃｕ添加に
よりこの時効析出物β´が緻密で微細になることによ
り、強度の向上と共に低温焼付での焼付硬化性を向上さ
せる。しかし、Ｃｕが０．５％未満では低温焼付時に十
分な強度が得られず、また、２．０％を超えると、θ´
−ＣｕＡｌ₂の析出が増大し、且つ、このθ´−ＣｕＡ
ｌ₂の析出物は室温で成長するため、経時変化により強
度が上がり、それに伴い、伸びと成形性が低下する。よ
って、Ｃｕ含有量は０．５〜２．０％の範囲とする。こ
の範囲でＣｕを添加すると、上述のようにβ´−Ｍｇ₂
Ｓｉ（焼付塗装後）を緻密で微細にし、強度向上の効果
があると共に、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の変形機構を均
一変形させるため、成形性を向上させる効果がある。

【００２７】本発明では、上述の成分調整により、薄肉
化に対応する素材強度の高強度化、低温短時間の焼付塗
装での十分な焼付硬化性と共に優れた成形性が得られる
が、更に、常温時効性を抑制するには、以下の成分組成
とすることが好ましい。

【００２８】即ち、Ｍｇ：０．３〜１．０％、Ｓｉ：
０．５〜１．４％の範囲において、Ｍｇ₂Ｓｉを構成す
るＭｇに対しＳｉ過剰の配合であって、ＭｇとＳｉがＭ
ｇ₂Ｓｉ量として０．９〜１．１％で含み、且つ残留す
るＳｉ量が０．６〜１．２％で含有し、更にＣｕ：０．
５〜１．０％及びＭｎ：０．０５〜０．５０％を含有
し、必要に応じて更に、Ｚｒ：０．３％以下、Ｃｒ：
０．３％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｆｅ：０．３％以
下のうちの１種又は２種以上を含有し、残部がＡｌ及び
不純物からなる組成である。その理由は以下のとおりで
ある。

【００２９】前述のように、Ｃｕは時効析出物θ´−Ｃ
ｕＡｌ₂により強度を付与する元素である。しかし、本
発明では、強度の増加はほぼβ´−Ｍｇ₂Ｓｉによるも
ので、Ｃｕの添加効果は、この時効析出物を緻密で微細
にすることにより、強度の向上並びに低温焼付で焼付硬
化性を向上させるものである。更に、Ｃｕの添加は、常
温時効性を抑制する効果がある。後述の実施例に示すよ
うに強度及び成形性共にＣｕの添加範囲が０．５〜１．
０％で、常温時効性が急激に抑制されていることが判明
した。しかし、０．５％未満では強度の増加及び常温時
効性を抑制する効果が認められず、また、１．０％を超
えるとθ´−ＣｕＡｌ₂の析出が増大し、且つこのθ´
−ＣｕＡｌ₂の析出物は伸びと成形性を低下させ、更に
耐食性が劣化する。よって、Ｃｕ含有量は０．５〜１．
０％の範囲とする。

【００３０】更に、常温時効による強度の増加とそれに
伴う成形性の劣化を抑制するために、Ｍｇの下限を０．
３％、Ｓｉの上限を１．４％とすると共に、Ｍｇ₂Ｓｉ
量を０．９〜１．１％、残留するＳｉ量を０．６〜１．
２％とする。

【００３１】なお、本発明におけるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−
Ｃｕ−Ｍｎ系合金は、上述のＭｇ、Ｓｉ、Ｃｕ及びＭｎ
を必須成分とすれば、その効果は十分得られるが、他の
元素を本発明の効果を損なわない限度で必要に応じて添
加し、又は不純物として許容できる。特に、Ｚｒ：０．
３％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｔｉ：０．１％以下、
Ｆｅ：０．３％以下のうちの１種又は２種以上を含有さ
せると、成形性が向上する。

【００３２】ここで、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与えるが、０．３％を超えて添
加すると、粗大な金属間化合物として成長し、伸びの著
しい低下と成形性の急激な劣化の原因となる。従って、
Ｃｒの添加量は０．３％以下が望ましい。

【００３３】Ｚｒは、Ｃｒと同様に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与えるが、０．３％を超え
て添加すると、粗大な金属間化合物として成長し、伸び
の著しい低下と成形性の急激な劣化の原因となる。従っ
て、Ｃｒの添加量は０．３％以下が望ましい。

【００３４】Ｔｉは鋳塊の結晶粒を微細にし、且つ成形
性を向上させる元素であるが、０．１％を超えて含有す
ると、粗大な晶出物を生成し、成形性を低下させる。よ
って、Ｔｉの含有量は０．１％以下が望ましい。

【００３５】Ｆｅは強度向上効果は小さいが、０．３％
を超えると晶出物の生成が著しく、粗大化の原因ともな
り、更に結晶粒を粗大化させる。これらは、成形性を著
しく低下させることになる。よって、Ｆｅ含有量は０．
３％以下が望ましい。

【００３６】次に、本発明の製造条件について説明す
る。

【００３７】上記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｎ系アル
ミニウム合金は、常法により、溶解→鋳造→均質化熱処
理→熱間圧延を行い、熱間圧延後、組織制御のため焼鈍
処理を行う。

【００３８】但し、本発明では、この焼鈍を行うことに
より、合金中の析出物を微細で、且つ、均一分散させ、
再結晶を抑制することによって、冷間圧延→溶体化処理
後の結晶粒組織を微細にする効果があり、結晶粒の微細
化により成形性の増加を得るための処理である。しか
し、その加熱及び冷却速度が３００℃／分未満では、焼
鈍時に時効析出物であるＭｇ₂Ｓｉが粗大析出し、冷延
後Ｔ４処理してもこの析出物は溶けることがないため低
温・短時間ベーキングでのベークハード性が低減する。
よって、この焼鈍時の加熱・冷却速度は３００℃／分以
上とする。また、そのときの加熱温度は、４５０℃未満
では、結晶粒の微細化効果が無く、成形性は向上しな
い。更に、５２０℃を超えると、溶体化処理温度に近づ
き固溶体強化が起き、強度が上がるため、その後の冷間
圧延で耳割れ等を起こす原因となる。よって、熱間圧延
後の焼鈍温度は、４５０〜５２０℃の範囲とする。な
お、保持時間は１０秒以下で十分である。

【００３９】その後、冷間圧延を行って所望の板厚とし
た後、溶体化処理を施す。冷間圧延→溶体化処理の工程
の条件は特に制限されない。

【００４０】溶体化処理後は、従来は常温まで水冷又は
空冷により焼入れが行われていたが、本発明では、焼入
れ→保持の新規プロセスを採用し、以下に示すように、
焼入温度、焼入時の冷却速度並びに焼入温度での保持時
間をコントロールするものである。

【００４１】焼入温度（即ち、焼入終了温度）が５０℃
未満では、１５０℃程度の非常に低い温度での焼付塗装
で焼付硬化性が殆どなく、更に常温に放置する時間の経
過と共に消失する。一方、焼入温度が１２０℃を超える
と、Ｍｇ₂Ｓｉの析出により、Ｔ４処理での強度が上が
りすぎて、成形性が劣化し並びに焼付硬化性が認められ
ない。従って、焼入温度の範囲は５０〜１２０℃とす
る。

【００４２】この焼入温度（５０〜１２０℃）に焼入れ
るときの冷却速度は、３００℃／分未満では焼入後の強
度が低くなり、且つ、低温（１５０℃）での焼付硬化性
が認められなくなる。従って、冷却速度は３００℃／分
以上とする。

【００４３】次に、焼入温度での保持時間については、
５０℃という低温焼入れの場合、短時間保持では目的と
する低温での焼付硬化性の向上は認められず、また、１
２０℃で長時間保持すると平衡相Ｍｇ₂Ｓｉが析出し、
Ｔ４処理での強度が上がりすぎて、焼付硬化性は認めら
れなくなる。また、焼付温度が５０℃未満の時、４８時
間を超えて長時間保持すると、低温焼付硬化性は消失
し、また１２０℃を超える温度で１時間未満の短時間保
持を行ってもＭｇ₂Ｓｉが既に析出しているため、焼付
硬化性は認められない。従って、焼入条件としては、焼
入温度は５０〜１２０℃、保持時間は１〜４８時間とす
る。更に、この焼入温度での保持工程は、焼入れ後５分
以上経過した後に行うと、低温時の焼付硬化性が著しく
低下するため、５分以内に行うこととする。

【００４４】更に、本発明のＡｌ合金板材の組織につい
て説明する。

【００４５】結晶粒径は、成形性、ＳＳマーク、肌荒れ
性、曲げ加工性等を左右する重要なファクターである。
成形性、特に張出性は結晶粒径が小さいと向上し、肌荒
れ性、曲げ加工性についても、結晶粒径が小さい程良好
となる。ＳＳマークについては、Ａｌ−Ｍｇ系合金等に
見られるような結晶粒の微細による劣化は、本発明合金
系であるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金では殆ど認められず、
結晶粒径は、微細化してもＳＳマークは発生しない。従
って、結晶粒径は３５μｍより大きいと、特に成形性及
び肌荒れ性を著しく低下させるため、３５μｍ以下とす
る。

【００４６】また、板の表面及び断面の組織が等軸粒で
あるので、成形に対する方向性が殆どなく、局部的な変
形を伴わず、均一変形機構を有しながら変形するため、
張出や絞り等の成形を向上させる効果がある。製造条件
のうち特に、熱間圧延後の焼鈍処理（加熱速度３００℃
／分以上で４５０〜５２０℃の温度に０〜１０秒保持）
を行うことにより、この等軸粒が得られ、この処理が本
発明範囲外であると等軸粒を得るのが困難である。

【００４７】合金内部組織については、Ｃｕ添加による
効果と高温焼入処理による効果によって、１５０〜２０
０℃×５〜１２０分のベーキング処理後の時効析出物
β′−Ｍｇ₂Ｓｉの析出はマトリックス全体の体積含有
率で１０〜４５％が得られる。ベーキング処理後の時効
析出物の体積含有率が１０％未満では十分な強度を得る
ことができず、４５％を超えると過時効となり強度を低
下させる。

【００４８】素材の持つ変形機構については、６０００
系合金においては、局部変形タイプであり、全体の変形
は５０００系合金に比して小さいため成形性が悪い。し
かし、５０００系合金は均一変形タイプであるため、成
形がＡｌ合金の種類中では比較的良好である。この点、
本発明合金は、基本組成となる６０００系Ａｌ−Ｍｇ−
Ｓｉ中にＣｕを添加することにより、６０００系合金の
欠点を解消して５０００系合金の利点を生かしたものと
なり、変形機構が均一変形になる。

【００４９】

【実施例】次に、本発明の実施例について説明する。第１実施例下記表１に示す化学成分を有するアルミニウム合金を常
法により溶解→鋳造し得られた５０ｍｍ厚鋳塊に５１０
℃×４時間の均質化処理を施した後、４８０℃以下の温
度で板厚５ｍｍまでの熱間圧延を行った。熱間圧延材を
室温まで放置した後、昇温速度４０℃／時で４５０℃×
５秒の条件にて焼鈍処理を行い、その後、常温にて冷間
圧延を施し、板厚１ｍｍとし、実験に供した。

【００５０】この冷延材を５３０℃の溶体化処理温度に
加熱して２０秒間保持し、次いで表２に焼入条件、即
ち、５３０℃から常温まで冷却する時の平均冷却速度を
５０〜８００℃／分の範囲で変化させて焼入温度に焼入
れし、その焼入温度のまま０．３〜７２時間の範囲で保
持した後、常温まで冷却した。

【００５１】得られた材料について、焼入れ後室温にて
５日間放置後の機械的性質を調べると共に、１７０℃×
２０分のベーキング処理した時の機械的性質（焼付硬化
性）を調べた。それらの結果を表３に示す。

【００５２】表３から明らかなように、本発明の実施例
は、表２の焼入条件で焼入れを行うことにより、低温
（１７０℃）でのベーキング処理で焼付硬化性が極めて
優れていることが分かる。更に、本発明の実施例は、表
２に示す焼入条件で処理しても、成形性が優れているこ
とがわかる。一方、本発明範囲以外の化学成分のＡｌ合
金では、本発明範囲内の焼入条件を採用しても、焼付硬
化性は全く認められない。

【００５３】

【表１】

【００５４】

【表２】

【００５５】

【表３】

【００５６】第２実施例第１実施例の表１に示した合金No.３のＡｌ合金（本発
明範囲内の化学成分）と、No.１０のＡｌ合金（本発明
範囲外の化学成分）を常法で溶解、鋳造し、得られた鋳
塊について、加熱速度４０℃／時で５１０℃の温度に４
時間保持する均質化熱処理を施した後、熱間圧延を行
い、厚さ５ｍｍの板とした。得られた熱間圧延材を表４
に示す条件で焼鈍処理し、その後冷間圧延を行って厚さ
１．０ｍｍの板とした。

【００５７】次いで、得られた板を加熱速度４００℃／
分で５３０℃の温度に２０秒間保持し、８００℃／分の
冷却速度で５０℃の温度に焼入れし、そのまま５０℃の
温度に２４時間保持し、実験に供した。得られた材料に
つき、強度、成形性、結晶粒の測定を行った。結晶粒
は、厚さ１．０ｍｍの材料板をエメリー紙（３２０〜１
２００番）により研磨した後、バフ（アルミナ粒径５０
μｍ）により鏡面研磨し、フッ化水素酸により電解腐食
し、その後、光学顕微鏡にて組織観察をし、切片法によ
りその大きさを測定した。得られた素材の特性と結晶粒
径並びに焼付（１７０℃×２０分）後の焼付硬化性を表
５に示す。また、合金No.３のＡｌ合金について表４中
の焼鈍条件（iii）で焼鈍した材料と、合金No.１０の合
金で表４中の焼鈍条件（iv）の材料との各結晶組織写真
を図１及び図２に示す。

【００５８】表５及び図１、図２から明らかなように、
本発明例は熱間圧延後に本発明条件で行い、冷間圧延す
ることで、２０μｍ以下の結晶粒が得られ、比較例合金
について本発明範囲外の条件で焼鈍を施したものに比し
て、微細化していることがわかる。更に、本発明例は成
形性が優れ、焼付硬化性も向上している。

【００５９】

【表４】

【００６０】

【表５】

【００６１】第３実施例第１実施例の表１に示した合金No.３のＡｌ合金（本発
明範囲内の化学成分）と、合金No.１０のＡｌ合金（本
発明範囲外の化学成分）を常法で溶解し、鋳造し、得ら
れた鋳塊について、加熱速度４０℃／時で５１０℃の温
度に４時間保持する均質化熱処理を施した後、熱間圧延
を行い、厚さ５ｍｍの板とした。得られた熱間圧延材を
室温まで放置した後、昇温速度３００℃／分で５００℃
×５秒、その後の冷却速度３００℃／分の条件にて焼鈍
処理を行い、その後、冷間圧延を行って、厚さ１．０ｍ
ｍの板とした。

【００６２】次いで、得られた板を加熱速度４００℃／
分で５３０℃の温度に２０秒間保持し、８００℃／分の
冷却速度で５０℃の温度に焼入れし、そのまま５０℃の
温度に２４時間保持し、実験に供した。この熱処理を施
した材料につき、ＪＩＳ５号引張試験片に加工し、平行
部において、図３に示すように５ｍｍ間隔で５０ｍｍま
でゲージレングス（Ｇ．Ｌ．）を１１ポイントけがき、
実験に供した。実験は、そのゲージレングスの初期状態
と引張試験後の状態を測定し、その差をとり、それを変
化量とした。その結果を図４に示す。本発明例は比較例
に比して均一変形機構を持ち、全伸びを大きくしている
ことが分かる。このため、本発明例の合金は成形性が良
好である。

【００６３】第４実施例第１実施例の表１に示した合金No.３のＡｌ合金（本発
明範囲内の化学成分）及びNo.１０のＡｌ合金（比較合
金）を常法で溶解、鋳造し、得られた鋳塊について、加
熱速度４０℃／時で５１０℃の温度に４時間保持する均
質化熱処理を施した後、熱間圧延を行い、厚さ５ｍｍの
板とした。得られた熱間圧延材を室温まで放置した後、
昇温速度３００℃／分で５００℃×５秒、その後冷却速
度３００℃／分の条件にて焼鈍処理を行い、その後、常
温にて冷間圧延を施し、板厚１ｍｍとし、次いで得られ
た板を加熱速度４００℃／分で５３０℃の温度に２０秒
間保持し、８００℃／分の冷却速度で５０℃の温度に焼
入れし、そのまま５０℃の温度に２４時間保持し、実験
に供した。この熱処理を施した材料につき、ベーキング
処理を行った。ベーキング処理条件及びそのときの時効
析出物の体積含有率及び強度を表６に示す。更に、ベー
キング処理後の時効析出物の析出状態を透過型電子顕微
鏡にて観察した結果を図５に示す。

【００６４】この結果より、本発明範囲内のベーキング
処理を行うことにより、時効析出物の体積含有率は２６
〜４２％で、強度は１７０〜２３０Ｎ／ｍｍ²と高いこ
とが分かる。

【００６５】

【表６】

【００６６】第５実施例下記表７に示す化学成分を有するアルミニウム合金を常
法により溶解→鋳造し得られた５０ｍｍ厚鋳塊に５６０
℃×４時間の均質化処理を施した後、即熱間圧延を行
い、板厚５ｍｍとした。熱間圧延材を室温まで放置し、
昇温速度２００℃／時で５００℃×５秒の条件にて焼鈍
処理を行い、その後、常温にて冷間圧延を施し、板厚１
ｍｍとした。この冷延材を５３０℃の溶体化処理温度に
加熱して３０秒間保持し、次いで５０℃の温湯焼入れ
し、２時間の保持を行い、Ｔ４材を製作した。その後、
室温放置７日間経過材と室温放置３カ月間経過材を製作
し、実験に供した。

【００６７】強度の測定は、島津製オートグラフによる
引張試験を行い、耐力の常温時効による耐力の変化を求
め、（３カ月時σ_0.2−７日時σ_0.2）が１５Ｎ／ｍｍ²
以下であるものを合格とした。

【００６８】成形性は、エリクセン試験機を用い、ＪＩ
Ｓ−Ｚ２２４７エリクセン試験Ｂ方法に従って評価し
た。３カ月経過材を用い、そのときのエリクセン値が
９．８ｍｍ以上の値を示したものをＡｌ−Ｍｇ系合金と
同等の成形性とし、合格とした。

【００６９】強度及び成形試験の結果を下記表８に示
す。表８から明らかなように、本発明例の実施例２１か
ら２４の合金強度は、（３カ月時σ_0.2−７日時σ_0.2）
が１５Ｎ／ｍｍ²以下であり、且つ、成形性の指標であ
るエリクセン値が９．８ｍｍ以上と、常温放置しても成
形性が劣化せず、優れていることが分かる。

【００７０】

【表７】

【００７１】

【表８】

【００７２】第６実施例第５実施例の表７に示した合金Ｎｏ．２１のＡｌ合金
（本発明範囲内の化学成分）と合金Ｎｏ．２５のＡｌ合
金（本発明範囲外の化学成分）を常法で溶解、鋳造し、
得られた鋳塊について５６０℃×４時間の均質化処理を
施した後、即熱間圧延を行い、板厚２．５ｍｍとした。
Ｎｏ．２１合金は、熱間圧延材を室温まで放置し、昇温
速度２００℃／時で５００℃×５秒の条件にて焼鈍処理
を行い、その後、常温にて冷間圧延を施し、板厚１ｍｍ
とした。Ｎｏ．２５合金については、比較のため、焼鈍
処理を行わず、熱間圧延後、常温で冷間圧延し、板厚１
ｍｍとした。これらの冷延材を５３０℃の溶体化処理温
度に加熱して３０分間保持し、次いで５０℃の温湯焼入
れし、２時間の保持を行い、Ｔ４材を製作した。

【００７３】得られた材料につき成形性、結晶粒の測定
を行った。成形性はエリクセン試験機を用い、ＪＩＳ−
２２４７エリクセン試験Ｂ法に従って評価した。結晶粒
径は厚さ１ｍｍの材料板をエメリー紙（３２０〜１２０
０番）、バフ（アルミナ粒径５０μｍ）により鏡面研磨
し、ふっ化水素酸による電解腐食を行い、その後、光学
顕微鏡にて組織観察し、写真撮影後、切片法による結晶
粒の大きさを測定した。

【００７４】下記表９はＮｏ．２１材（本発明例）及び
Ｎｏ．２５材（比較例）のエリクセン高さと結晶粒径を
示し、図６、図７に夫々Ｎｏ．２１材、Ｎｏ．２５材の
結晶組織写真を示す。表９及び図６、図７より明かなよ
うに、Ｎｏ．２１材（本発明例）は、結晶粒が２５μｍ
以下の結晶粒が得られ、且つ、エリクセン値が１０．０
ｍｍと非常に高く、Ｎｏ．２５材（比較例）より、結晶
粒が微細化され、成形性が優れていることがわかる。

【００７５】

【表９】

【００７６】

【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｎ系合金板のＭｇ、Ｓｉの
含有量を調整し、最適なＭｇ₂Ｓｉ量及び残Ｓｉ量に
し、更に強度及び成形性を向上させる効果のあるＣｕ及
びＭｎを添加し、結晶粒径が３５μｍ以下であるので、
素材強度が高く、しかも低温での焼付塗装においても十
分な焼付硬化性が得られると共に成形加工性を優れたも
のとすることができる。これは従来材と異なり、Ｃｕ添
加により時効析出物β′−Ｍｇ₂Ｓｉ（焼付塗装後）を
緻密で微細にすることで強度増加並びに低温での焼付塗
装で優れた焼付硬化性が得られるものであり、更にはＣ
ｕ添加により変形機構を均一変形させることで低温での
焼付塗装でも成形性向上が発揮されるものである。従っ
て、Ａｌ合金板の薄肉化が可能となり、更には成形加工
性が良好なため、自動車、家電製品、機械部品の軽量化
に寄与し、利用頻度が向上する効果は極めて顕著であ
る。

【００７７】また、更に限定された成分調整をすること
により、常温時効による強度の増加とそれに伴う成形性
の劣化を抑制し、３カ月経過しても、製造時とほぼ変わ
らぬ性能を維持するＡｌ合金板材として、経時によるプ
レス加工時の条件を変えることがないため、自動車、家
電製品、機械部品の軽量化に寄与し、工業的に使用頻度
を一層向上させることが可能となり、その効果は極めて
高い。

【図面の簡単な説明】

【図１】第２実施例で得られた材料の金属組織を示す写
真で、本発明例の場合である。

【図２】第２実施例で得られた材料の金属組織を示す写
真で、比較例である。

【図３】変形機構測定用の試験片の形状を示す図であ
る。

【図４】変形機構（全伸びの状態）を示す図である。

【図５】第４実施例で得られたベーキング処理後の材料
の金属組織を示す写真で、（ａ）は本発明例（１７０℃
×２０分ベーキング）、（ｂ）は比較例（１２０℃×１
０分ベーキング）、（ｃ）は比較例（２００℃×１２０
分ベーキング）である。

【図６】第６実施例で得られたＴ４材の金属組織を示す
写真で、本発明例の場合である。

【図７】第６実施例で得られたＴ４材の金属組織を示す
写真で、比較例の場合である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者大家正二郎兵庫県神戸市西区高塚台１丁目５番５号株式会社神戸製鋼所神戸総合技術研究所内 (72)発明者竹添修栃木県真岡市鬼怒ケ丘15番地株式会社神戸製鋼所真岡製造所内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で（以下、同じ）、Ｍｇ：０．２
〜１．０％、Ｓｉ：０．５〜２．０％の範囲において、
Ｍｇ₂Ｓｉを構成するＭｇに対しＳｉ過剰の配合であっ
て、ＭｇとＳｉがＭｇ₂Ｓｉ量として０．３５〜１．５
％で含み、且つ、残留するＳｉ量が０．３５〜１．２％
で含有し、更にＣｕ：０．５〜２．０％及びＭｎ：０．
０５〜０．５０％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不
純物からなり、板材の組織が結晶粒径で３５μｍ以下
で、且つ板の表面及び断面の組織が等軸粒であることを
特徴とする焼付硬化型Ａｌ合金板。
【請求項２】Ｍｇ：０．３〜１．０％、Ｓｉ：０．５
〜１．４％の範囲において、Ｍｇ₂Ｓｉを構成するＭｇ
に対しＳｉ過剰の配合であって、ＭｇとＳｉがＭｇ₂Ｓ
ｉ量として０．９〜１．１％で含み、且つ、残留するＳ
ｉ量が０．６〜１．２％で含有し、更にＣｕ：０．５〜
１．０％及びＭｎ：０．０５〜０．５０％を含有し、残
部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、板材の組織が結
晶粒径で３５μｍ以下で、且つ板の表面及び断面の組織
が等軸粒であることを特徴とする焼付硬化型Ａｌ合金
板。
【請求項３】Ｍｇ：０．２〜１．０％、Ｓｉ：０．５
〜２．０％範囲において、Ｍｇ₂Ｓｉを構成するＭｇに
対しＳｉ過剰の配合であって、ＭｇとＳｉがＭｇ₂Ｓｉ
量として０．３５〜１．５％で含み、且つ、残留するＳ
ｉ量が０．３５〜１．２％で含有し、更にＣｕ：０．５
〜２．０％及びＭｎ：０．０５〜０．５０％を含有し、
更に、Ｚｒ：０．３％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｔ
ｉ：０．１％以下及びＦｅ：０．３％以下からなる群か
ら選択された１種又は２種以上を含有し、残部がＡｌ及
び不可避的不純物からなり、板材の組織が結晶粒径で３
５μｍ以下で、且つ板の表面及び断面の組織が等軸粒で
あることを特徴とする焼付硬化型Ａｌ合金板。
【請求項４】Ｍｇ：０．３〜１．０％、Ｓｉ：０．５
〜１．４％の範囲において、Ｍｇ₂Ｓｉを構成するＭｇ
に対しＳｉ過剰の配合であって、ＭｇとＳｉがＭｇ₂Ｓ
ｉ量として０．９〜１．１％で含み、且つ、残留するＳ
ｉ量が０．６〜１．２％で含有し、更にＣｕ：０．５〜
１．０％及びＭｎ：０．０５〜０．５０％を含有し、更
に、Ｚｒ：０．３％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｔｉ：
０．１％以下及びＦｅ：０．３％以下からなる群から選
択された１種又は２種以上を含有し、残部がＡｌ及び不
可避的不純物からなり、板材の組織が結晶粒径で３５μ
ｍ以下で、且つ板の表面及び断面の組織が等軸粒である
ことを特徴とする焼付硬化型Ａｌ合金板。
【請求項５】請求項１乃至４のいずれか１項に記載の
化学成分を有するＡｌ合金鋳塊にバーニング温度以下の
温度で均質化処理する工程と、熱間圧延する工程と、加
熱速度３００℃／分以上で４５０〜５２０℃の温度に０
〜１０秒保持し、且つ、冷却速度３００℃／分以上で冷
却する焼鈍処理する工程と、所望の板厚に冷間圧延する
工程と、溶体化処理する工程と、３００℃／分以上の冷
却速度で５０〜１２０℃の温度に焼入れし、５分以内
に、５０〜１２０℃の温度に１〜４８時間保持する工程
とを有することを特徴とする焼付硬化型Ａｌ合金板の製
造方法。
【請求項６】前記５０〜１２０℃の温度に１〜４８時
間保持する工程の後工程として、焼付塗装（ベーキング
処理）を温度１５０〜２００℃で５〜１２０分保持の条
件で行い、時効析出物β´−Ｍｇ₂Ｓｉをマトリックス
の全体の体積含有率で１０〜４５％の範囲で析出させる
工程を有することを特徴とする請求項５に記載の焼付硬
化型Ａｌ合金板の製造方法。