JP2000178673A - 高成形性アルミニウム合金板の中間材 - Google Patents
高成形性アルミニウム合金板の中間材Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 プレス成形性（特に張出し成形性）に優れた
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を得るのに好適な中間材を提供
する。 【解決手段】 Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板
の中間材において、冷間圧延前の段階で再結晶組織を存
在させると共に、導電率を４５％ＩＡＣＳ以上とする。
尚、上記アルミニウム合金板のＭｇの含有量は０．３〜
１．５％とし、Ｓｉの含有量は０．３〜１．５％とする
ことが好ましく、更には、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ，及び
Ｔｉよりなる群から選ばれる１種以上を含有することが
推奨され、その場合、個々の元素の含有量は夫々Ｍｎ：
０．５％以下，Ｃｒ：０．３％以下，Ｚｒ：０．２％以
下，Ｖ：０．２％以下，Ｔｉ：０．１５％以下とするこ
とが望ましい。また、Ｃｕを１．０％以下含有させるこ
とが望ましく、Ｆｅは０．７％以下に制限することが望
ましい。
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を得るのに好適な中間材を提供
する。 【解決手段】 Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板
の中間材において、冷間圧延前の段階で再結晶組織を存
在させると共に、導電率を４５％ＩＡＣＳ以上とする。
尚、上記アルミニウム合金板のＭｇの含有量は０．３〜
１．５％とし、Ｓｉの含有量は０．３〜１．５％とする
ことが好ましく、更には、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ，及び
Ｔｉよりなる群から選ばれる１種以上を含有することが
推奨され、その場合、個々の元素の含有量は夫々Ｍｎ：
０．５％以下，Ｃｒ：０．３％以下，Ｚｒ：０．２％以
下，Ｖ：０．２％以下，Ｔｉ：０．１５％以下とするこ
とが望ましい。また、Ｃｕを１．０％以下含有させるこ
とが望ましく、Ｆｅは０．７％以下に制限することが望
ましい。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高成形性アルミニ
ウム合金板の中間材に関し、詳細にはＪＩＳ ６０００
系に属するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板であって、良好な
張出し成形性や曲げ加工性が求められる自動車のエンジ
ンフードやトランクフード等に好適な材料であるプレス
成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の中間材に関
するものである。
ウム合金板の中間材に関し、詳細にはＪＩＳ ６０００
系に属するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板であって、良好な
張出し成形性や曲げ加工性が求められる自動車のエンジ
ンフードやトランクフード等に好適な材料であるプレス
成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の中間材に関
するものである。
【０００２】
【従来の技術】資源の有効利用や経済性等の観点から、
燃費向上を目的とした車両の軽量化に対する要望は高
く、例えば自動車外板パネル材等にアルミニウム合金が
適用されつつある。
燃費向上を目的とした車両の軽量化に対する要望は高
く、例えば自動車外板パネル材等にアルミニウム合金が
適用されつつある。
【０００３】自動車パネル材において、冷延鋼板に替わ
るＡｌ合金板としては、当初Ａｌ−Ｍｇ合金（５０００
系合金）が主として用いられてきたが、プレス成形時に
ストレッチャーストレインマークが発生するなどの問題
があることから、上記ストレッチャーストレインマーク
の問題がなく、しかも塗装焼付工程で耐力が上昇して高
強度化を図ることのできる焼付硬化性に優れたＡｌ−Ｍ
ｇ−Ｓｉ系合金（６０００系合金）が着目され、例えば
ＡＡ６００９及びＡＡ６０１０や、特開平５−２９５４
７５号公報に開示されているＡｌ合金の適用が検討され
ている。
るＡｌ合金板としては、当初Ａｌ−Ｍｇ合金（５０００
系合金）が主として用いられてきたが、プレス成形時に
ストレッチャーストレインマークが発生するなどの問題
があることから、上記ストレッチャーストレインマーク
の問題がなく、しかも塗装焼付工程で耐力が上昇して高
強度化を図ることのできる焼付硬化性に優れたＡｌ−Ｍ
ｇ−Ｓｉ系合金（６０００系合金）が着目され、例えば
ＡＡ６００９及びＡＡ６０１０や、特開平５−２９５４
７５号公報に開示されているＡｌ合金の適用が検討され
ている。
【０００４】但し、これらの６０００系合金は、上記５
０００系合金に比べてプレス成形性に劣ることからプレ
ス成形性を改善することが必要であり、例えばＭｇ，Ｓ
ｉ以外の第３，第４の合金元素を添加したり、或いは合
金化元素の添加と共に結晶粒径や晶析出物の微細化が試
みられてきた。しかしながら、これらの改善技術によっ
て得られたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板のプ
レス成形性には限界があり、必ずしも実用に際しては十
分ではなかった。
０００系合金に比べてプレス成形性に劣ることからプレ
ス成形性を改善することが必要であり、例えばＭｇ，Ｓ
ｉ以外の第３，第４の合金元素を添加したり、或いは合
金化元素の添加と共に結晶粒径や晶析出物の微細化が試
みられてきた。しかしながら、これらの改善技術によっ
て得られたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板のプ
レス成形性には限界があり、必ずしも実用に際しては十
分ではなかった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記事情に着
目してなされたものであって、プレス成形性（特に張出
し成形性）に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を得るのに
好適な中間材の提供を目的とするものである。
目してなされたものであって、プレス成形性（特に張出
し成形性）に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を得るのに
好適な中間材の提供を目的とするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決した本発
明とは、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の中間
材であって、冷間圧延前の段階で再結晶組織を有してい
ると共に、導電率が４５％ＩＡＣＳ［International An
nealed Copper Standard（国際軟銅標準）］以上である
ことを要旨とするものである。
明とは、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の中間
材であって、冷間圧延前の段階で再結晶組織を有してい
ると共に、導電率が４５％ＩＡＣＳ［International An
nealed Copper Standard（国際軟銅標準）］以上である
ことを要旨とするものである。
【０００７】尚、上記アルミニウム合金板のＭｇの含有
量は０．３〜１．５％とし、Ｓｉの含有量は０．３〜
１．５％とすることが好ましく、更には、Ｍｎ，Ｃｒ，
Ｚｒ，Ｖ，及びＴｉよりなる群から選ばれる１種以上を
含有することが推奨され、その場合、個々の元素の含有
量は夫々Ｍｎ：０．５％以下，Ｃｒ：０．３％以下，Ｚ
ｒ：０．２％以下，Ｖ：０．２％以下，Ｔｉ：０．１５
％以下とすることが望ましい。また、Ｃｕを１．０％以
下含有させることが望ましく、Ｆｅは０．７％以下に制
限することが望ましい。
量は０．３〜１．５％とし、Ｓｉの含有量は０．３〜
１．５％とすることが好ましく、更には、Ｍｎ，Ｃｒ，
Ｚｒ，Ｖ，及びＴｉよりなる群から選ばれる１種以上を
含有することが推奨され、その場合、個々の元素の含有
量は夫々Ｍｎ：０．５％以下，Ｃｒ：０．３％以下，Ｚ
ｒ：０．２％以下，Ｖ：０．２％以下，Ｔｉ：０．１５
％以下とすることが望ましい。また、Ｃｕを１．０％以
下含有させることが望ましく、Ｆｅは０．７％以下に制
限することが望ましい。
【０００８】
【発明の実施の形態】本発明者らはＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
合金のプレス成形性を改善すべく鋭意研究を重ねた。そ
の結果、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の集合組織の発達の仕
方を制御することにより、そのプレス成形性が大幅に改
善できることを見出し、その為には、中間材の特性を制
御することが非常に有効であることを突き止め、本発明
に想到した。
合金のプレス成形性を改善すべく鋭意研究を重ねた。そ
の結果、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の集合組織の発達の仕
方を制御することにより、そのプレス成形性が大幅に改
善できることを見出し、その為には、中間材の特性を制
御することが非常に有効であることを突き止め、本発明
に想到した。
【０００９】本発明に係る中間材は、具体的には、冷間
圧延前の段階で再結晶組織を有していると共に、導電率
が４５％ＩＡＣＳ以上であることが必要であり、上記中
間材を用いて常法に従い冷間圧延及び溶体化処理を行え
ば、成形性に寄与する集合組織（Ｃｕｂｅ方位の集合組
織）が発達し、且つ成形性に悪影響を与える集合組織
（Ｇｏｓｓ方位の集合組織）の発達は抑制されたＡｌ−
Ｍｇ−Ｓｉ系合金板を得ることができる。
圧延前の段階で再結晶組織を有していると共に、導電率
が４５％ＩＡＣＳ以上であることが必要であり、上記中
間材を用いて常法に従い冷間圧延及び溶体化処理を行え
ば、成形性に寄与する集合組織（Ｃｕｂｅ方位の集合組
織）が発達し、且つ成形性に悪影響を与える集合組織
（Ｇｏｓｓ方位の集合組織）の発達は抑制されたＡｌ−
Ｍｇ−Ｓｉ系合金板を得ることができる。
【００１０】第１に、冷間圧延前の状態で再結晶組織を
有することにより、溶体化処理後、成形性に悪影響を与
えるＧｏｓｓ方位における集合組織の発達を抑制するこ
とができる。第２に、導電率が４５％ＩＡＣＳ以上であ
る場合には、晶析出物が再度固溶することが抑制されて
おり、その結果、冷延時の加工集合組織を発達させ易く
なり、更には溶体化処理後に再結晶集合組織のＣｕｂｅ
方位が発達し易くなる。併せて、溶体化後の再結晶化が
促進でき、高成形性Ａｌ合金板が得られるのである。即
ち、本発明に係る中間材は、溶体化処理後の組織を再結
晶集合組織とし、Ｃｕｂｅ方位の集合組織を発達させ、
Ｇｏｓｓ方位の集合組織を抑制（消失）させることに適
しているので、優れたプレス成形性を発揮するアルミニ
ウム合金板が得られるものである。
有することにより、溶体化処理後、成形性に悪影響を与
えるＧｏｓｓ方位における集合組織の発達を抑制するこ
とができる。第２に、導電率が４５％ＩＡＣＳ以上であ
る場合には、晶析出物が再度固溶することが抑制されて
おり、その結果、冷延時の加工集合組織を発達させ易く
なり、更には溶体化処理後に再結晶集合組織のＣｕｂｅ
方位が発達し易くなる。併せて、溶体化後の再結晶化が
促進でき、高成形性Ａｌ合金板が得られるのである。即
ち、本発明に係る中間材は、溶体化処理後の組織を再結
晶集合組織とし、Ｃｕｂｅ方位の集合組織を発達させ、
Ｇｏｓｓ方位の集合組織を抑制（消失）させることに適
しているので、優れたプレス成形性を発揮するアルミニ
ウム合金板が得られるものである。
【００１１】次に本発明に係るＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金
の好ましい数値範囲を以下に説明する。
の好ましい数値範囲を以下に説明する。
【００１２】Ｍｇ：０．３〜１．５％ Ｓｉ：０．３〜１．５％ Ｍｇは強度および延性の向上にも寄与する固溶強化元素
である。ＭｇとＳｉは、Ｇ．Ｐ．ゾーンと称されるＭｇ
2 Ｓｉ組成の集合体（クラスター）又は中間層を形成
し、ベーキング処理（焼付塗装）による高強度化に寄与
する元素であり、Ｍｇ及びＳｉ共に、０．３％以上含有
させることが望ましく、０．４％以上であるとより望ま
しい。但し、多過ぎると成形性が劣化するので、Ｍｇ及
びＳｉ共に、１．５％以下とすることが望ましく、１．
２％以下であるとより望ましい。
である。ＭｇとＳｉは、Ｇ．Ｐ．ゾーンと称されるＭｇ
2 Ｓｉ組成の集合体（クラスター）又は中間層を形成
し、ベーキング処理（焼付塗装）による高強度化に寄与
する元素であり、Ｍｇ及びＳｉ共に、０．３％以上含有
させることが望ましく、０．４％以上であるとより望ま
しい。但し、多過ぎると成形性が劣化するので、Ｍｇ及
びＳｉ共に、１．５％以下とすることが望ましく、１．
２％以下であるとより望ましい。
【００１３】Ｍｎ：０．５％以下 Ｃｒ：０．３％以下 Ｚｒ：０．２％以下 Ｖ ：０．２％以下 Ｔｉ：０．１５％以下 結晶粒を微細化させる効果を有することから成形性の向
上に効果があるものの、上限値を超えて添加すると、粗
大な化合物を形成し、破壊の基点となることや再結晶化
を抑制する。
上に効果があるものの、上限値を超えて添加すると、粗
大な化合物を形成し、破壊の基点となることや再結晶化
を抑制する。
【００１４】これらの元素は、結晶粒を微細化する効果
を有しており、これらの元素１種以上を添加すれば、粒
界破壊を起こしにくくすることができ、より成形性を高
めることができる。しかし、上限値を超えて各元素を含
有させると、Ａｌとこれらの元素との間で粗大な化合物
が生成し破壊の起点となり却って成形性を悪化させるた
め、上記上限値以下の添加とすることが望ましい。
を有しており、これらの元素１種以上を添加すれば、粒
界破壊を起こしにくくすることができ、より成形性を高
めることができる。しかし、上限値を超えて各元素を含
有させると、Ａｌとこれらの元素との間で粗大な化合物
が生成し破壊の起点となり却って成形性を悪化させるた
め、上記上限値以下の添加とすることが望ましい。
【００１５】Ｃｕ：１．０％以下 Ｃｕはベーキング時の時効硬化速度を向上させる効果が
あり、添加により強度及び成形性は向上するが、多すぎ
ると耐食性が劣化するので、１．０％以下とすることが
望ましく、０．６％以下であればより望ましい。
あり、添加により強度及び成形性は向上するが、多すぎ
ると耐食性が劣化するので、１．０％以下とすることが
望ましく、０．６％以下であればより望ましい。
【００１６】Ｆｅ：０．７％以下 Ｆｅは不可避不純物として含有されるが、多過ぎるとＦ
ｅはＳｉと化合物を形成し、添加Ｓｉの効果が希薄にな
り強度が劣化し、また化合物量の増加及び粗大化により
成形性が劣化するので０．７％以下とすることが望まし
い。
ｅはＳｉと化合物を形成し、添加Ｓｉの効果が希薄にな
り強度が劣化し、また化合物量の増加及び粗大化により
成形性が劣化するので０．７％以下とすることが望まし
い。
【００１７】また組織の結晶粒径は、組織が微細過ぎる
と成形加工時にリューダースマークが発生し易くなり、
一方、組織が粗大になると成形加工時に肌荒れが発生し
易くなり外観不良を招くので平均粒径を２０〜１５０μ
ｍとすることが望ましく、８０μｍ以下であればより望
ましい。
と成形加工時にリューダースマークが発生し易くなり、
一方、組織が粗大になると成形加工時に肌荒れが発生し
易くなり外観不良を招くので平均粒径を２０〜１５０μ
ｍとすることが望ましく、８０μｍ以下であればより望
ましい。
【００１８】本発明に係る中間材を得るにあたっては、
以下の様にすればよい。まず、ＤＣ鋳造などの一般的な
アルミニウム合金の鋳造方法で鋳塊を製造し、続いて均
一化熱処理を行い、熱間圧延を行う。但し、続く冷間圧
延前に、中間焼鈍を実施しない場合は、熱間圧延の仕上
げ温度及び圧下率を調整し、再結晶組織を有する状態に
しておく。望ましくは熱間仕上げ温度は３００℃以上と
する。３００℃未満の仕上げ温度では、上記組成のアル
ミニウム合金を再結晶化させるためには、圧延率を非常
に高く設定する必要があり、実用的ではない。尚、熱延
仕上げ後に再結晶組織が存在していない場合には、冷延
前に再結晶化温度以上に中間焼鈍を行い再結晶化させる
ことが必要である。中間焼鈍により、組織は加工集合組
織から再結晶集合組織に変わるが、晶出物や析出物とし
て化合物を形成する添加元素が温度の上昇により再固溶
しないように焼鈍温度を設定して行うことが高い導電率
を得る上で重要である。特に、前述の組成範囲にある本
発明に係るアルミニウム合金では、中間焼鈍温度を３０
０〜４００℃に設定することが推奨される。このように
して、冷間圧延前のアルミニウム合金中間材に再結晶組
織を存在させ、さらにその導電率を４５％ＩＣＡＳ以上
とすることで、高成形性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板に好
適な中間材とすることができる。
以下の様にすればよい。まず、ＤＣ鋳造などの一般的な
アルミニウム合金の鋳造方法で鋳塊を製造し、続いて均
一化熱処理を行い、熱間圧延を行う。但し、続く冷間圧
延前に、中間焼鈍を実施しない場合は、熱間圧延の仕上
げ温度及び圧下率を調整し、再結晶組織を有する状態に
しておく。望ましくは熱間仕上げ温度は３００℃以上と
する。３００℃未満の仕上げ温度では、上記組成のアル
ミニウム合金を再結晶化させるためには、圧延率を非常
に高く設定する必要があり、実用的ではない。尚、熱延
仕上げ後に再結晶組織が存在していない場合には、冷延
前に再結晶化温度以上に中間焼鈍を行い再結晶化させる
ことが必要である。中間焼鈍により、組織は加工集合組
織から再結晶集合組織に変わるが、晶出物や析出物とし
て化合物を形成する添加元素が温度の上昇により再固溶
しないように焼鈍温度を設定して行うことが高い導電率
を得る上で重要である。特に、前述の組成範囲にある本
発明に係るアルミニウム合金では、中間焼鈍温度を３０
０〜４００℃に設定することが推奨される。このように
して、冷間圧延前のアルミニウム合金中間材に再結晶組
織を存在させ、さらにその導電率を４５％ＩＣＡＳ以上
とすることで、高成形性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板に好
適な中間材とすることができる。
【００１９】上記中間材に対して、所望の板厚まで冷間
圧延を行うが、この場合、繰り返し冷間圧延を行う場合
でも中間焼鈍はしないことが望ましい。冷間圧延のトー
タルの圧延率を５０％以上とすることが望ましい。トー
タルの圧延率が５０％未満では、冷間圧延に続く溶体化
処理において十分な再結晶化が起きず再結晶化に伴うＣ
ｕｂｅ方位の発達も期待できない。このようにして得ら
れたアルミニウム合金板材を溶体化処理により再結晶化
及び再固溶化する目的で行う。この際には、３０℃／ｓ
以下の昇温速度で、溶体化温度を５００℃以上の範囲で
行うことが望ましい。その理由は、３０℃／ｓを超える
急速な昇温であったり５００℃未満の溶体化処理温度で
は、溶体化時に再結晶が十分に起こらないばかりか、Ｃ
ｕｂｅ方位の発達も不充分となるからである。更に、析
出物として存在している添加元素の再固溶化も不十分と
なり、結果的に成形性が十分に向上しない。
圧延を行うが、この場合、繰り返し冷間圧延を行う場合
でも中間焼鈍はしないことが望ましい。冷間圧延のトー
タルの圧延率を５０％以上とすることが望ましい。トー
タルの圧延率が５０％未満では、冷間圧延に続く溶体化
処理において十分な再結晶化が起きず再結晶化に伴うＣ
ｕｂｅ方位の発達も期待できない。このようにして得ら
れたアルミニウム合金板材を溶体化処理により再結晶化
及び再固溶化する目的で行う。この際には、３０℃／ｓ
以下の昇温速度で、溶体化温度を５００℃以上の範囲で
行うことが望ましい。その理由は、３０℃／ｓを超える
急速な昇温であったり５００℃未満の溶体化処理温度で
は、溶体化時に再結晶が十分に起こらないばかりか、Ｃ
ｕｂｅ方位の発達も不充分となるからである。更に、析
出物として存在している添加元素の再固溶化も不十分と
なり、結果的に成形性が十分に向上しない。
【００２０】以下、本発明を実施例によって更に詳細に
説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもの
ではなく、前・後記の主旨に徴して設計変更することは
いずれも本発明の技術的範囲内に含まれるものである。
説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもの
ではなく、前・後記の主旨に徴して設計変更することは
いずれも本発明の技術的範囲内に含まれるものである。
【００２１】
【実施例】表１に示す組成のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を
表２に示す製造方法にて作製し、表面の顕微鏡写真を撮
影して横断法にて結晶粒径を測定すると共に、プレス成
形性の評価を目的として下記の張出し成形試験及び液圧
バルジ試験を行った。
表２に示す製造方法にて作製し、表面の顕微鏡写真を撮
影して横断法にて結晶粒径を測定すると共に、プレス成
形性の評価を目的として下記の張出し成形試験及び液圧
バルジ試験を行った。
【００２２】［張出し成形試験］表２に示した圧下率で
冷間圧延を行い、１ｍｍ厚の板材を得た。その後、表２
に示した条件で溶体化処理を行い、急冷することにより
Ｔ４材を得た。各組成、各製造方法により得られた各試
験材を厚さ１ｍｍ，長さ１８０ｍｍ，幅１１０ｍｍに採
寸し、潤滑油を塗布後、１０１．６ｍｍφの球頭張出し
治具を用いて、張出し速度４ｍｍ／ｓ，しわ押え圧２０
０ｋＮで張出し成形試験を行い、成形限界割れ高さ（Ｌ
ＤＨ）を測定した。
冷間圧延を行い、１ｍｍ厚の板材を得た。その後、表２
に示した条件で溶体化処理を行い、急冷することにより
Ｔ４材を得た。各組成、各製造方法により得られた各試
験材を厚さ１ｍｍ，長さ１８０ｍｍ，幅１１０ｍｍに採
寸し、潤滑油を塗布後、１０１．６ｍｍφの球頭張出し
治具を用いて、張出し速度４ｍｍ／ｓ，しわ押え圧２０
０ｋＮで張出し成形試験を行い、成形限界割れ高さ（Ｌ
ＤＨ）を測定した。
【００２３】［液圧バルジ試験］上記の方法で作製した
厚さ１ｍｍの板材より、１００ｍｍ角の試験片を採取
し、５２．８ｍｍφのダイスを用いて液圧バルジ試験を
行い、破断時の膨れ高さを測定した。結果は表３に併記
する。
厚さ１ｍｍの板材より、１００ｍｍ角の試験片を採取
し、５２．８ｍｍφのダイスを用いて液圧バルジ試験を
行い、破断時の膨れ高さを測定した。結果は表３に併記
する。
【００２４】
【表１】
【００２５】
【表２】
【００２６】
【表３】
【００２７】上記表１においてＮｏ．１〜１７は、本発
明に係る成分組成を満足するＡｌ合金であり、Ｎｏ．１
８〜２４は本発明に係る成分組成を満足しないＡｌ合金
である。また、表２において丸付文字１〜１０は本発明
に係る中間材であり、丸付文字１１以降は比較例であ
る。
明に係る成分組成を満足するＡｌ合金であり、Ｎｏ．１
８〜２４は本発明に係る成分組成を満足しないＡｌ合金
である。また、表２において丸付文字１〜１０は本発明
に係る中間材であり、丸付文字１１以降は比較例であ
る。
【００２８】表３におけるＮｏ．１〜１２は、本発明に
係る中間材を用いたＡｌ合金板（合金組成は表１のＮ
ｏ．１〜１７で、中間材は表２の丸付文字１〜１０）で
あり、張出し成形試験のＬＤＨも液圧バルジ試験の膨れ
高さの値も高く、プレス成形性に優れている。一方、Ｎ
ｏ．１３〜１７は、中間材の導電率が低過ぎる場合の比
較例であり、プレス成形性に劣ることが分かる。またＮ
ｏ．１８は、Ｍｎ，Ｃｕ，Ｆｅが多過ぎる場合の比較例
であり、Ｎｏ．１９はＶ量が多過ぎる場合の比較例であ
り、プレス成形性に劣ることが分かる。
係る中間材を用いたＡｌ合金板（合金組成は表１のＮ
ｏ．１〜１７で、中間材は表２の丸付文字１〜１０）で
あり、張出し成形試験のＬＤＨも液圧バルジ試験の膨れ
高さの値も高く、プレス成形性に優れている。一方、Ｎ
ｏ．１３〜１７は、中間材の導電率が低過ぎる場合の比
較例であり、プレス成形性に劣ることが分かる。またＮ
ｏ．１８は、Ｍｎ，Ｃｕ，Ｆｅが多過ぎる場合の比較例
であり、Ｎｏ．１９はＶ量が多過ぎる場合の比較例であ
り、プレス成形性に劣ることが分かる。
【００２９】尚、表３に記載の合金番号以外の表１の合
金及び表３に記載の製造番号以外の中間材を用いた場合
も、表３の結果と同様の結果が得られた。
金及び表３に記載の製造番号以外の中間材を用いた場合
も、表３の結果と同様の結果が得られた。
【００３０】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されているの
で、特に張出し成形性に優れた高成形性アルミニウム合
金板の中間材が提供できることとなった。
で、特に張出し成形性に優れた高成形性アルミニウム合
金板の中間材が提供できることとなった。
Claims (5)
- 【請求項１】 Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板
の中間材であって、 冷間圧延前の段階で再結晶組織を有していると共に、 導電率が４５％ＩＡＣＳ以上であることを特徴とする高
成形性アルミニウム合金板の中間材。 - 【請求項２】 Ｍｇの含有量が０．３〜１．５％（質量
％の意味、以下同じ）であり、Ｓｉの含有量が０．３〜
１．５％である請求項１に記載の中間材。 - 【請求項３】 Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ，及びＴｉよりな
る群から選ばれる１種以上を含有し、且つ個々の元素の
含有量が、 Ｍｎ：０．５％以下，Ｃｒ：０．３％以下，Ｚｒ：０．
２％以下，Ｖ ：０．２％以下，Ｔｉ：０．１５％以下
である請求項１または２に記載の中間材。 - 【請求項４】 更に、Ｃｕを１．０％以下含有する請求
項１〜３のいずれかに記載の中間材。 - 【請求項５】 更に、Ｆｅを０．７％以下含有する請求
項１〜４のいずれかに記載の中間材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10351898A JP2000178673A (ja) | 1998-12-10 | 1998-12-10 | 高成形性アルミニウム合金板の中間材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10351898A JP2000178673A (ja) | 1998-12-10 | 1998-12-10 | 高成形性アルミニウム合金板の中間材 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000178673A true JP2000178673A (ja) | 2000-06-27 |
Family
ID=18420373
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10351898A Withdrawn JP2000178673A (ja) | 1998-12-10 | 1998-12-10 | 高成形性アルミニウム合金板の中間材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000178673A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB2378450A (en) * | 2001-07-09 | 2003-02-12 | Corus Aluminium Walzprod Gmbh | Aluminium alloy |
| EP2088216A1 (de) * | 2008-02-07 | 2009-08-12 | Audi AG | Aluminiumlegierung |
| US20140017117A1 (en) * | 2012-07-16 | 2014-01-16 | Alcoa Inc. | 6xxx aluminum alloys, and methods for producing the same |
| JP2015034330A (ja) * | 2013-08-09 | 2015-02-19 | 株式会社神戸製鋼所 | 電気接続部品用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
| JP2017508880A (ja) * | 2014-01-21 | 2017-03-30 | アルコア インコーポレイテッド | ６０００系アルミニウム合金 |
-
1998
- 1998-12-10 JP JP10351898A patent/JP2000178673A/ja not_active Withdrawn
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| US9890443B2 (en) | 2012-07-16 | 2018-02-13 | Arconic Inc. | 6XXX aluminum alloys, and methods for producing the same |
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