JP2002356730A - 成形性および塗装焼付硬化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
成形性および塗装焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法Info
- Publication number
- JP2002356730A JP2002356730A JP2002063118A JP2002063118A JP2002356730A JP 2002356730 A JP2002356730 A JP 2002356730A JP 2002063118 A JP2002063118 A JP 2002063118A JP 2002063118 A JP2002063118 A JP 2002063118A JP 2002356730 A JP2002356730 A JP 2002356730A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- aluminum alloy
- less
- temperature
- quenching
- alloy sheet
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】優れた成形性をそなえ、形状凍結性と耐デント
性とを両立させる優れた塗装焼付硬化性を有し、さらに
耐食性にも優れたアルミニウム合金板を提供する。 【解決手段】 Ｓｉ：０．５〜１．５％、Ｍｇ：０．２
〜１．０％を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなるア
ルミニウム合金、さらにＺｎ：０．１〜０．３％、また
はＣｕ：１．０％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｃｒ：
０．３％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｚｒ：０．１５以下
のうちの１種以上を含有するアルミニウム合金であっ
て、溶体化処理、焼入れ後、室温時効により耐力が１４
０ＭＰａを越えた場合においても、１０％引張変形後の
１８０°曲げ加工における限界曲げ半径が０．５ｍｍ以
下の特性を有する。鋳塊を均質化処理後、熱間圧延を行
い、さらに冷間圧延した後、５００℃以上の温度で溶体
化処理、焼入れを行うことにより製造される。
性とを両立させる優れた塗装焼付硬化性を有し、さらに
耐食性にも優れたアルミニウム合金板を提供する。 【解決手段】 Ｓｉ：０．５〜１．５％、Ｍｇ：０．２
〜１．０％を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなるア
ルミニウム合金、さらにＺｎ：０．１〜０．３％、また
はＣｕ：１．０％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｃｒ：
０．３％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｚｒ：０．１５以下
のうちの１種以上を含有するアルミニウム合金であっ
て、溶体化処理、焼入れ後、室温時効により耐力が１４
０ＭＰａを越えた場合においても、１０％引張変形後の
１８０°曲げ加工における限界曲げ半径が０．５ｍｍ以
下の特性を有する。鋳塊を均質化処理後、熱間圧延を行
い、さらに冷間圧延した後、５００℃以上の温度で溶体
化処理、焼入れを行うことにより製造される。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、成形性および塗装
焼付硬化性に優れ、輸送機器部材とくに自動車用外板と
して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。
焼付硬化性に優れ、輸送機器部材とくに自動車用外板と
して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】自動車用外板としては、１）成形性、
２）形状凍結性（プレス加工時にプレス型の形状が正確
に出るという特性）、３）耐デント性、４）耐食性、
５）製品面質などが要求され、従来、自動車用外板とし
て、５０００系アルミニウム合金や６０００系アルミニ
ウム合金が適用されてきたが、塗装焼付硬化性に優れ、
高強度が得られるため、さらに薄肉化、軽量化が期待で
きる６０００系アルミニウム合金が注目され、種々の改
良が行われている。
２）形状凍結性（プレス加工時にプレス型の形状が正確
に出るという特性）、３）耐デント性、４）耐食性、
５）製品面質などが要求され、従来、自動車用外板とし
て、５０００系アルミニウム合金や６０００系アルミニ
ウム合金が適用されてきたが、塗装焼付硬化性に優れ、
高強度が得られるため、さらに薄肉化、軽量化が期待で
きる６０００系アルミニウム合金が注目され、種々の改
良が行われている。
【０００３】自動車用外板として要求される前記の特性
のうち、形状凍結性は材料の耐力が小さいほど良好とな
るのに対して、耐デント性は耐力が大きいほど良好とな
り、耐力に関して両者は相反するが、６０００系アルミ
ニウム合金においては、形状凍結性に優れた耐力の低い
段階でプレス加工を行い、その後塗装焼付け工程で硬化
させて耐力を高め、耐デント性を向上させるという手法
によりこの相反する問題を解決している（特開平５−２
４７６１０号公報、特開平５−２７９８２２号公報、特
開平６−１７２０８号公報など）。
のうち、形状凍結性は材料の耐力が小さいほど良好とな
るのに対して、耐デント性は耐力が大きいほど良好とな
り、耐力に関して両者は相反するが、６０００系アルミ
ニウム合金においては、形状凍結性に優れた耐力の低い
段階でプレス加工を行い、その後塗装焼付け工程で硬化
させて耐力を高め、耐デント性を向上させるという手法
によりこの相反する問題を解決している（特開平５−２
４７６１０号公報、特開平５−２７９８２２号公報、特
開平６−１７２０８号公報など）。
【０００４】成形加工後の製品面質については、６００
０系アルミニウム合金においても、肌荒れやリジングマ
ーク（塑性加工によって圧延方向に生じる長い筋状欠
陥）などの発生が経験されている。製品面質欠陥につい
ては、合金成分の調整や製造条件の管理により解決が図
られており、例えば、リジングマークの抑制のために、
５００℃以上の温度で均質化処理した後、４５０〜３５
０℃まで冷却し、この温度域で熱間圧延を開始すること
により粗大析出物の生成を防止することが提案されてい
る（特開平７−２２８９５６号公報）が、５００℃以上
の均質化処理温度から４５０℃の熱間圧延温度に冷却す
る場合の冷却速度が遅くなると、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物の
凝集化が生じ、そのためその後の工程において高温、長
時間の溶体化処理が必要となり、製造上能率を低下させ
るという問題がある。
０系アルミニウム合金においても、肌荒れやリジングマ
ーク（塑性加工によって圧延方向に生じる長い筋状欠
陥）などの発生が経験されている。製品面質欠陥につい
ては、合金成分の調整や製造条件の管理により解決が図
られており、例えば、リジングマークの抑制のために、
５００℃以上の温度で均質化処理した後、４５０〜３５
０℃まで冷却し、この温度域で熱間圧延を開始すること
により粗大析出物の生成を防止することが提案されてい
る（特開平７−２２８９５６号公報）が、５００℃以上
の均質化処理温度から４５０℃の熱間圧延温度に冷却す
る場合の冷却速度が遅くなると、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物の
凝集化が生じ、そのためその後の工程において高温、長
時間の溶体化処理が必要となり、製造上能率を低下させ
るという問題がある。
【０００５】成形性については、自動車用外板のアウタ
ーパネル用材料はインナーパネル用材料とアセンブルす
る場合、曲げ中心半径（Ｒ）と板厚（ｔ）との比（Ｒ／
ｔ）が小さく加工条件の厳しい１８０°曲げ加工（フラ
ットヘム加工）が行われるが、６０００系アルミニウム
合金は、５０００系アルミニウム合金に比べて曲げ加工
性が劣り、プレス加工度が大きい部位ではフラットヘム
加工性に問題が生じていた。
ーパネル用材料はインナーパネル用材料とアセンブルす
る場合、曲げ中心半径（Ｒ）と板厚（ｔ）との比（Ｒ／
ｔ）が小さく加工条件の厳しい１８０°曲げ加工（フラ
ットヘム加工）が行われるが、６０００系アルミニウム
合金は、５０００系アルミニウム合金に比べて曲げ加工
性が劣り、プレス加工度が大きい部位ではフラットヘム
加工性に問題が生じていた。
【０００６】良好なプレス成形性およびヘム加工性を達
成するために、Ｍｎ：０．０１〜０．３０％を含み、Ｆ
ｅを０．３０％以下に規制した６０００系アルミニウム
合金材において、溶体化処理後のＡｌ−Ｆｅ系化合物お
よびＭｇ2 Ｓｉ晶出物の平均径、平均間隔、さらにＡｌ
−Ｍｎ系などの分散粒子の平均径と数密度を規定するこ
とが提案されている（特開２０００−１４４２９号公
報）。この手法によりかなりの成形性の改善が得られる
が、発明者らは、６０００系アルミニウム合金材の成形
性とくに曲げ加工性をさらに改善するための手法につい
て検討を行った結果、６０００系合金において、さらに
優れた曲げ加工性を得るためには、とくに鋳塊の均質化
処理後の冷却速度の制御が重要であることを見出し、こ
の処理によって、溶体化処理、焼入れ後、Ｍｇ−Ｓｉ系
化合物の好ましい析出状態が得られ、曲げ加工性が向上
することを知見した。
成するために、Ｍｎ：０．０１〜０．３０％を含み、Ｆ
ｅを０．３０％以下に規制した６０００系アルミニウム
合金材において、溶体化処理後のＡｌ−Ｆｅ系化合物お
よびＭｇ2 Ｓｉ晶出物の平均径、平均間隔、さらにＡｌ
−Ｍｎ系などの分散粒子の平均径と数密度を規定するこ
とが提案されている（特開２０００−１４４２９号公
報）。この手法によりかなりの成形性の改善が得られる
が、発明者らは、６０００系アルミニウム合金材の成形
性とくに曲げ加工性をさらに改善するための手法につい
て検討を行った結果、６０００系合金において、さらに
優れた曲げ加工性を得るためには、とくに鋳塊の均質化
処理後の冷却速度の制御が重要であることを見出し、こ
の処理によって、溶体化処理、焼入れ後、Ｍｇ−Ｓｉ系
化合物の好ましい析出状態が得られ、曲げ加工性が向上
することを知見した。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、６０００系
アルミニウム合金を自動車用外板として適用する場合に
おける上記従来の問題を解消するために、上記の知見を
ベースとし、成形性、成形加工後の製品面質、形状凍結
性と耐デント性など、自動車用外板として要求される特
性と合金組成、製造条件との関連について、さらに試
験、検討を加えた結果としてなされたものであり、その
目的は、フラットヘム加工が可能な優れた成形性をそな
え、成形後に肌荒れやリジングマークを生じることがな
く、形状凍結性と耐デント性の問題を解決し得る優れた
塗装焼付硬化性を有し、さらに耐食性とくに耐糸錆性に
も優れたアルミニウム合金板およびその製造方法を提供
することにある。
アルミニウム合金を自動車用外板として適用する場合に
おける上記従来の問題を解消するために、上記の知見を
ベースとし、成形性、成形加工後の製品面質、形状凍結
性と耐デント性など、自動車用外板として要求される特
性と合金組成、製造条件との関連について、さらに試
験、検討を加えた結果としてなされたものであり、その
目的は、フラットヘム加工が可能な優れた成形性をそな
え、成形後に肌荒れやリジングマークを生じることがな
く、形状凍結性と耐デント性の問題を解決し得る優れた
塗装焼付硬化性を有し、さらに耐食性とくに耐糸錆性に
も優れたアルミニウム合金板およびその製造方法を提供
することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
めの本発明の請求項１による成形性および塗装焼付硬化
性に優れたアルミニウム合金板は、Ｓｉ：０．５〜１．
５％、Ｍｇ：０．２〜１．０％を含有し、残部Ａｌおよ
び不純物からなるアルミニウム合金板であって、溶体化
処理、焼入れ後の室温時効により耐力が１４０ＭＰａを
越えた場合においても、１０％引張変形後の１８０°曲
げ加工における内側限界曲げ半径が０．５ｍｍ以下であ
ることを特徴とする。
めの本発明の請求項１による成形性および塗装焼付硬化
性に優れたアルミニウム合金板は、Ｓｉ：０．５〜１．
５％、Ｍｇ：０．２〜１．０％を含有し、残部Ａｌおよ
び不純物からなるアルミニウム合金板であって、溶体化
処理、焼入れ後の室温時効により耐力が１４０ＭＰａを
越えた場合においても、１０％引張変形後の１８０°曲
げ加工における内側限界曲げ半径が０．５ｍｍ以下であ
ることを特徴とする。
【０００９】請求項２による成形性および塗装焼付硬化
性に優れたアルミニウム合金板は、Ｓｉ：０．５〜１．
５％、Ｍｇ：０．２〜１．０％を含有し、残部Ａｌおよ
び不純物からなるアルミニウム合金板であって、溶体化
処理、焼入れ後において、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物の最大径
が１０μｍ以下、２〜１０μｍ径の化合物の数が１００
０個／ｍｍ2 以下であり、室温時効により耐力が１４０
ＭＰａを越えた場合においても、１０％引張変形後の１
８０°曲げ加工における内側限界曲げ半径が０．５ｍｍ
以下であることを特徴とする。
性に優れたアルミニウム合金板は、Ｓｉ：０．５〜１．
５％、Ｍｇ：０．２〜１．０％を含有し、残部Ａｌおよ
び不純物からなるアルミニウム合金板であって、溶体化
処理、焼入れ後において、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物の最大径
が１０μｍ以下、２〜１０μｍ径の化合物の数が１００
０個／ｍｍ2 以下であり、室温時効により耐力が１４０
ＭＰａを越えた場合においても、１０％引張変形後の１
８０°曲げ加工における内側限界曲げ半径が０．５ｍｍ
以下であることを特徴とする。
【００１０】請求項３による成形性および塗装焼付硬化
性に優れたアルミニウム合金板は、請求項１または２に
おいて、アルミニウム合金板が、さらにＺｎ：０．１〜
０．３％以下を含有することを特徴とする。
性に優れたアルミニウム合金板は、請求項１または２に
おいて、アルミニウム合金板が、さらにＺｎ：０．１〜
０．３％以下を含有することを特徴とする。
【００１１】請求項４による成形性および塗装焼付硬化
性に優れたアルミニウム合金板は、Ｓｉ：０．８〜１．
２％、Ｍｇ：０．４〜０．７％、Ｚｎ：０．１〜０．３
％を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなるアルミニウ
ム合金板であって、溶体化処理、焼入れ後において、Ｍ
ｇ−Ｓｉ系化合物の最大径が１０μｍ以下、２〜１０μ
ｍ径の化合物の数が１０００個／ｍｍ2 以下であり、室
温時効により耐力が１４０ＭＰａを越えた場合において
も、１０％引張変形後の１８０°曲げ加工における内側
限界曲げ半径が０．２ｍｍ以下であることを特徴とす
る。
性に優れたアルミニウム合金板は、Ｓｉ：０．８〜１．
２％、Ｍｇ：０．４〜０．７％、Ｚｎ：０．１〜０．３
％を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなるアルミニウ
ム合金板であって、溶体化処理、焼入れ後において、Ｍ
ｇ−Ｓｉ系化合物の最大径が１０μｍ以下、２〜１０μ
ｍ径の化合物の数が１０００個／ｍｍ2 以下であり、室
温時効により耐力が１４０ＭＰａを越えた場合において
も、１０％引張変形後の１８０°曲げ加工における内側
限界曲げ半径が０．２ｍｍ以下であることを特徴とす
る。
【００１２】請求項５による成形性および塗装焼付硬化
性に優れたアルミニウム合金板は、請求項１〜４のいず
れかにおいて、アルミニウム合金板が、さらにＣｕ：
１．０％以下を含有することを特徴とする。
性に優れたアルミニウム合金板は、請求項１〜４のいず
れかにおいて、アルミニウム合金板が、さらにＣｕ：
１．０％以下を含有することを特徴とする。
【００１３】請求項６による成形性および塗装焼付硬化
性に優れたアルミニウム合金板は、請求項１または２に
おいて、アルミニウム合金板が、さらにＭｎ：０．３％
以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｚｒ：
０．１５以下のうちの１種以上を含有することを特徴と
する。
性に優れたアルミニウム合金板は、請求項１または２に
おいて、アルミニウム合金板が、さらにＭｎ：０．３％
以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｚｒ：
０．１５以下のうちの１種以上を含有することを特徴と
する。
【００１４】請求項７による成形性および塗装焼付硬化
性に優れたアルミニウム合金板は、請求項１〜６のいず
れかにおいて、アルミニウム合金板が、さらにＴｉ：
０．１％以下、Ｂ：５０ｐｐｍ以下のうちの少なくとも
１種を含有することを特徴とする。
性に優れたアルミニウム合金板は、請求項１〜６のいず
れかにおいて、アルミニウム合金板が、さらにＴｉ：
０．１％以下、Ｂ：５０ｐｐｍ以下のうちの少なくとも
１種を含有することを特徴とする。
【００１５】請求項８による成形性および塗装焼付硬化
性に優れたアルミニウム合金板の製造方法は、請求項１
〜７のいずれかに記載のアルミニウム合金板の製造方法
であって、請求項１〜７のいずれかに記載の組成を有す
るアルミニウム合金の鋳塊を、４５０℃以上の温度で均
質化処理後、１００℃／ｈ以上の冷却速度で３５０〜５
００℃の温度範囲の所定の温度まで冷却し、該所定の温
度で圧延を開始する熱間圧延を行い、さらに冷間圧延し
た後、５００℃以上の温度で溶体化処理、焼入れを行う
ことを特徴とする。
性に優れたアルミニウム合金板の製造方法は、請求項１
〜７のいずれかに記載のアルミニウム合金板の製造方法
であって、請求項１〜７のいずれかに記載の組成を有す
るアルミニウム合金の鋳塊を、４５０℃以上の温度で均
質化処理後、１００℃／ｈ以上の冷却速度で３５０〜５
００℃の温度範囲の所定の温度まで冷却し、該所定の温
度で圧延を開始する熱間圧延を行い、さらに冷間圧延し
た後、５００℃以上の温度で溶体化処理、焼入れを行う
ことを特徴とする。
【００１６】請求項９による成形性および塗装焼付硬化
性に優れたアルミニウム合金板の製造方法は、請求項１
〜７のいずれかに記載のアルミニウム合金板の製造方法
であって、請求項１〜７のいずれかに記載の組成を有す
るアルミニウム合金の鋳塊を、４５０℃以上の温度で均
質化処理後、常温〜３５０℃未満の温度まで冷却し、該
冷却において３５０℃までを１００℃／ｈ以上の冷却速
度で冷却し、ついで３５０〜５００℃の温度に再加熱し
て圧延を開始する熱間圧延を行い、さらに冷間圧延した
後、５００℃以上の温度で溶体化処理、焼入れを行うこ
とを特徴とする。
性に優れたアルミニウム合金板の製造方法は、請求項１
〜７のいずれかに記載のアルミニウム合金板の製造方法
であって、請求項１〜７のいずれかに記載の組成を有す
るアルミニウム合金の鋳塊を、４５０℃以上の温度で均
質化処理後、常温〜３５０℃未満の温度まで冷却し、該
冷却において３５０℃までを１００℃／ｈ以上の冷却速
度で冷却し、ついで３５０〜５００℃の温度に再加熱し
て圧延を開始する熱間圧延を行い、さらに冷間圧延した
後、５００℃以上の温度で溶体化処理、焼入れを行うこ
とを特徴とする。
【００１７】請求項１０による成形性および塗装焼付硬
化性に優れたアルミニウム合金板の製造方法は、請求項
８または９において、溶体化処理後、１２０℃までを５
℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する焼入れを行い、焼入れ
後６０分以内に、４０〜１２０℃の温度で５０ｈ以内の
熱処理を行うことを特徴とする。
化性に優れたアルミニウム合金板の製造方法は、請求項
８または９において、溶体化処理後、１２０℃までを５
℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する焼入れを行い、焼入れ
後６０分以内に、４０〜１２０℃の温度で５０ｈ以内の
熱処理を行うことを特徴とする。
【００１８】
【発明の実施の形態】本発明は、基本的にはＴ４調質
（溶体化処理、焼入れ、常温時効）で使用する６０００
系アルミニウム合金に関するものであり、まず、本発明
における含有成分の意義および限定理由について説明す
ると、Ｓｉは、Ｍｇと共存してＭｇ−Ｓｉ系化合物を形
成して強度を向上させるとともに、高い塗装焼付硬化性
を与えるよう機能する。Ｓｉの好ましい含有範囲は０．
５〜１．５％であり、０．５％未満では塗装焼付時の加
熱で十分な強度が得られず、さらに成形性を低下させる
こともあり、１．５％を越えて含有すると、耐力は高く
なって成形性および形状凍結性が低下し、塗装後の耐食
性も劣化する。Ｓｉのさらに好ましい含有量は０．６〜
１．３％、最も好ましい含有量は０．８〜１．２％の範
囲である。
（溶体化処理、焼入れ、常温時効）で使用する６０００
系アルミニウム合金に関するものであり、まず、本発明
における含有成分の意義および限定理由について説明す
ると、Ｓｉは、Ｍｇと共存してＭｇ−Ｓｉ系化合物を形
成して強度を向上させるとともに、高い塗装焼付硬化性
を与えるよう機能する。Ｓｉの好ましい含有範囲は０．
５〜１．５％であり、０．５％未満では塗装焼付時の加
熱で十分な強度が得られず、さらに成形性を低下させる
こともあり、１．５％を越えて含有すると、耐力は高く
なって成形性および形状凍結性が低下し、塗装後の耐食
性も劣化する。Ｓｉのさらに好ましい含有量は０．６〜
１．３％、最も好ましい含有量は０．８〜１．２％の範
囲である。
【００１９】Ｍｇは、Ｓｉと共存してＭｇ−Ｓｉ系化合
物を形成して強度を向上させる。Ｍｇの好ましい含有量
は０．２〜１．０％の範囲であり、０．２％未満では塗
装焼付時の加熱で十分な強度が得られず、１．０％を越
えると、溶体化処理後、最終熱処理後の耐力が高くな
り、成形性および形状凍結性が低下する。Ｍｇのさらに
好ましい含有範囲は０．３〜０．８％、最も好ましい含
有範囲は０．４〜０．７％である。
物を形成して強度を向上させる。Ｍｇの好ましい含有量
は０．２〜１．０％の範囲であり、０．２％未満では塗
装焼付時の加熱で十分な強度が得られず、１．０％を越
えると、溶体化処理後、最終熱処理後の耐力が高くな
り、成形性および形状凍結性が低下する。Ｍｇのさらに
好ましい含有範囲は０．３〜０．８％、最も好ましい含
有範囲は０．４〜０．７％である。
【００２０】Ｚｎは、表面処理性を改善するよう機能す
る。好ましい含有量は０．１〜０．３％の範囲である。
０．１％未満ではその効果が十分でなく、０．３％を越
えると素材および塗装後の耐食性が低下する。Ｚｎ０．
１〜０．３％を含有する場合には、Ｓｉは０．８〜１．
２％、Ｍｇは０．４〜０．７％の範囲とするのがさらに
好ましい。
る。好ましい含有量は０．１〜０．３％の範囲である。
０．１％未満ではその効果が十分でなく、０．３％を越
えると素材および塗装後の耐食性が低下する。Ｚｎ０．
１〜０．３％を含有する場合には、Ｓｉは０．８〜１．
２％、Ｍｇは０．４〜０．７％の範囲とするのがさらに
好ましい。
【００２１】Ｃｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒは、強度の向
上、結晶粒微細化による成形加工時の肌荒れ防止に機能
する。好ましい含有量は、Ｃｕ：１．０％以下、Ｍｎ：
０．３％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｖ：０．２％以
下、Ｚｒ：０．１５％以下の範囲であり、それぞれ上記
の範囲を越えると、粗大な金属間化合物が生成して成形
性が低下する。さらに好ましい含有範囲は、Ｍｎ：０．
０５〜０．１５％、Ｃｒ：０．０５〜０．１５％、Ｖ：
０．０５〜０．１５％、Ｚｒ：０．０５〜０．１２％で
ある。Ｃｕについては、成形性の観点からは０．３〜
１．０％、耐食性が重視される場合には０．１％以下が
好ましい。
上、結晶粒微細化による成形加工時の肌荒れ防止に機能
する。好ましい含有量は、Ｃｕ：１．０％以下、Ｍｎ：
０．３％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｖ：０．２％以
下、Ｚｒ：０．１５％以下の範囲であり、それぞれ上記
の範囲を越えると、粗大な金属間化合物が生成して成形
性が低下する。さらに好ましい含有範囲は、Ｍｎ：０．
０５〜０．１５％、Ｃｒ：０．０５〜０．１５％、Ｖ：
０．０５〜０．１５％、Ｚｒ：０．０５〜０．１２％で
ある。Ｃｕについては、成形性の観点からは０．３〜
１．０％、耐食性が重視される場合には０．１％以下が
好ましい。
【００２２】ＴｉおよびＢは、鋳造組織を微細化して、
成形性を向上させるよう機能する。好ましい含有量は、
Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：５０ｐｐｍ以下の範囲であ
り、それぞれ上記の範囲を越えて含有されると、粗大な
金属間化合物が増加して成形性が低下する。なお、０．
５％以下、好ましくは０．３％以下のＦｅ含有は本発明
の効果に影響を与えることはない。
成形性を向上させるよう機能する。好ましい含有量は、
Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：５０ｐｐｍ以下の範囲であ
り、それぞれ上記の範囲を越えて含有されると、粗大な
金属間化合物が増加して成形性が低下する。なお、０．
５％以下、好ましくは０．３％以下のＦｅ含有は本発明
の効果に影響を与えることはない。
【００２３】つぎに、本発明によるアルミニウム合金板
の製造方法について説明する。前記の組成を有するアル
ミニウム合金を、例えば、通常のＤＣ鋳造によって造塊
し、得られた鋳塊について均質化処理を行う。均質化処
理温度は４５０℃以上の温度で行うのが好ましい。４５
０℃未満では、鋳塊偏析の除去、均質化が十分でなく、
また強度を向上させるＭｇ−Ｓｉ系化合物の固溶が不十
分となり、成形性が低下することがある。
の製造方法について説明する。前記の組成を有するアル
ミニウム合金を、例えば、通常のＤＣ鋳造によって造塊
し、得られた鋳塊について均質化処理を行う。均質化処
理温度は４５０℃以上の温度で行うのが好ましい。４５
０℃未満では、鋳塊偏析の除去、均質化が十分でなく、
また強度を向上させるＭｇ−Ｓｉ系化合物の固溶が不十
分となり、成形性が低下することがある。
【００２４】均質化処理後の冷却速度が遅いと、Ｍｇ−
Ｓｉ系化合物が析出、凝集するため、この化合物を溶入
させるための溶体化処理に長時間を要し、作業能率を低
下させる。均質化処理後の冷却速度を制御することによ
り、溶体化処理時間を短縮することが可能となり、Ｍｇ
−Ｓｉ系化合物の好ましい析出状態を有する組織が得ら
れ、曲げ加工性の向上が達成され、溶体化処理、焼入れ
後の室温時効によって耐力が高められ耐力が１４０ＭＰ
ａを越えた場合においても、１０％引張変形後における
１８０°曲げ加工における内側限界曲げ半径が０．５ｍ
ｍ以下の成形性が得られる。
Ｓｉ系化合物が析出、凝集するため、この化合物を溶入
させるための溶体化処理に長時間を要し、作業能率を低
下させる。均質化処理後の冷却速度を制御することによ
り、溶体化処理時間を短縮することが可能となり、Ｍｇ
−Ｓｉ系化合物の好ましい析出状態を有する組織が得ら
れ、曲げ加工性の向上が達成され、溶体化処理、焼入れ
後の室温時効によって耐力が高められ耐力が１４０ＭＰ
ａを越えた場合においても、１０％引張変形後における
１８０°曲げ加工における内側限界曲げ半径が０．５ｍ
ｍ以下の成形性が得られる。
【００２５】そのためには、均質化処理後、鋳塊を冷却
して、３５０〜５００℃の温度内の所定の温度になった
時点で熱間圧延を開始する場合には、均質化処理温度か
ら熱間圧延の開始温度までを１００℃／ｈ以上の冷却速
度で冷却して熱間圧延を開始する。また、均質化処理
後、鋳塊を常温〜３５０℃未満の温度まで冷却した後、
３５０〜５００℃に再加熱して熱間圧延を開始する場合
は、少なくとも均質化処理温度から３５０℃までは１０
０℃／ｈ以上の冷却速度で冷却する。冷却速度が１００
℃／ｈ未満では、曲げ加工性の向上を達成し得る好まし
い析出状態が得られない。冷却設備などを考慮して、１
００〜１０００℃／ｈの冷却速度に制御するのが好まし
い。なお、通常工程における鋳塊の均質化処理後の冷却
速度は３０℃／ｈ以下である。
して、３５０〜５００℃の温度内の所定の温度になった
時点で熱間圧延を開始する場合には、均質化処理温度か
ら熱間圧延の開始温度までを１００℃／ｈ以上の冷却速
度で冷却して熱間圧延を開始する。また、均質化処理
後、鋳塊を常温〜３５０℃未満の温度まで冷却した後、
３５０〜５００℃に再加熱して熱間圧延を開始する場合
は、少なくとも均質化処理温度から３５０℃までは１０
０℃／ｈ以上の冷却速度で冷却する。冷却速度が１００
℃／ｈ未満では、曲げ加工性の向上を達成し得る好まし
い析出状態が得られない。冷却設備などを考慮して、１
００〜１０００℃／ｈの冷却速度に制御するのが好まし
い。なお、通常工程における鋳塊の均質化処理後の冷却
速度は３０℃／ｈ以下である。
【００２６】熱間圧延は、３５０〜５００℃の温度で開
始するのが好ましい。３５０℃未満では変形抵抗が大き
くなり圧延能率が低下する。５００℃を越える温度で圧
延すると、圧延中に結晶粒の粗大化が生じリジングマー
クが発生し易くなる。変形抵抗、加工組織の点から、熱
間圧延は３８０〜４５０℃の温度で開始するのがさらに
好ましい。
始するのが好ましい。３５０℃未満では変形抵抗が大き
くなり圧延能率が低下する。５００℃を越える温度で圧
延すると、圧延中に結晶粒の粗大化が生じリジングマー
クが発生し易くなる。変形抵抗、加工組織の点から、熱
間圧延は３８０〜４５０℃の温度で開始するのがさらに
好ましい。
【００２７】熱間圧延後、必要に応じて中間焼鈍を挟み
ながら、所定厚さまで冷間圧延を行い、その後、溶体化
処理、焼入れを行う。好ましい溶体化処理温度は５００
℃以上の温度であり、５００℃未満では、Ｍｇ−Ｓｉ系
化合物の固溶が不十分となり、十分な強度、成形性が得
られず、あるいは、必要な強度、成形性を得るために、
きわめて長時間の溶体化処理が必要となるため工業上好
ましくない。
ながら、所定厚さまで冷間圧延を行い、その後、溶体化
処理、焼入れを行う。好ましい溶体化処理温度は５００
℃以上の温度であり、５００℃未満では、Ｍｇ−Ｓｉ系
化合物の固溶が不十分となり、十分な強度、成形性が得
られず、あるいは、必要な強度、成形性を得るために、
きわめて長時間の溶体化処理が必要となるため工業上好
ましくない。
【００２８】溶体化処理後の焼入れは、１２０℃までを
５℃／ｓ以上、さらに好ましくは１０℃／ｓ以上の冷却
速度で冷却するのが好ましい。焼入速度が遅い場合に
は、溶質元素の析出が生じ、強度特性、塗装焼付硬化
性、成形性が劣化するとともに耐食性が低下する。
５℃／ｓ以上、さらに好ましくは１０℃／ｓ以上の冷却
速度で冷却するのが好ましい。焼入速度が遅い場合に
は、溶質元素の析出が生じ、強度特性、塗装焼付硬化
性、成形性が劣化するとともに耐食性が低下する。
【００２９】最終熱処理として、焼入れ後６０分以内
に、４０〜１２０℃の温度に５０ｈ以内の時間加熱する
熱処理を行うことができ、この最終熱処理により塗装焼
付硬化性の向上が得られる。４０℃未満の温度では、塗
装焼付硬化性の向上が十分でなく、１２０℃を越える温
度または５０ｈを越える時間では、成形性や塗装焼付硬
化性が低下することがある。
に、４０〜１２０℃の温度に５０ｈ以内の時間加熱する
熱処理を行うことができ、この最終熱処理により塗装焼
付硬化性の向上が得られる。４０℃未満の温度では、塗
装焼付硬化性の向上が十分でなく、１２０℃を越える温
度または５０ｈを越える時間では、成形性や塗装焼付硬
化性が低下することがある。
【００３０】なお、従来の６０００系アルミニウム合金
においても、溶体化処理、焼入れ後の最終熱処理によっ
て塗装焼付硬化性を向上させることが行われているが、
本発明においては、均質化処理後の冷却速度を１００℃
／ｈ以上とすることにより溶体化処理時の溶質元素の固
溶が促進されて、従来の６０００系アルミニウム合金に
おいて最終熱処理を行った場合より、塗装焼付硬化性の
改善効果が大きくなる。
においても、溶体化処理、焼入れ後の最終熱処理によっ
て塗装焼付硬化性を向上させることが行われているが、
本発明においては、均質化処理後の冷却速度を１００℃
／ｈ以上とすることにより溶体化処理時の溶質元素の固
溶が促進されて、従来の６０００系アルミニウム合金に
おいて最終熱処理を行った場合より、塗装焼付硬化性の
改善効果が大きくなる。
【００３１】本発明においては、溶体化処理、焼入れ
後、または焼入れ後に常温時効を行った後（Ｔ４調質）
において、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物の最大径が１０μｍ以
下、２〜１０μｍ径の化合物の数が１０００個／ｍｍ2
以下とする組織性状をそなえることにより、成形性、塗
装焼付硬化性が改善され、室温時効により耐力が１４０
ＭＰａを越えた場合においても、１０％引張変形後の１
８０°曲げ加工における内側限界曲げ半径が０．５ｍｍ
以下の成形性を確実に維持することができ、フラットヘ
ム加工可能な材料となる。
後、または焼入れ後に常温時効を行った後（Ｔ４調質）
において、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物の最大径が１０μｍ以
下、２〜１０μｍ径の化合物の数が１０００個／ｍｍ2
以下とする組織性状をそなえることにより、成形性、塗
装焼付硬化性が改善され、室温時効により耐力が１４０
ＭＰａを越えた場合においても、１０％引張変形後の１
８０°曲げ加工における内側限界曲げ半径が０．５ｍｍ
以下の成形性を確実に維持することができ、フラットヘ
ム加工可能な材料となる。
【００３２】
【実施例】以下、本発明の実施例を比較例と対比して説
明するとともに、それに基づいてその効果を実証する。
なお、これらの実施例は、本発明の好ましい一実施態様
を説明するためのものであって、これにより本発明が制
限されるものではない。
明するとともに、それに基づいてその効果を実証する。
なお、これらの実施例は、本発明の好ましい一実施態様
を説明するためのものであって、これにより本発明が制
限されるものではない。
【００３３】実施例１ ＤＣ鋳造法により表１に示す組成を有するアルミニウム
合金を造塊し、得られた鋳塊を５４０℃の温度で６ｈ均
質化処理し、３００℃／ｈの冷却速度で室温まで冷却し
た。ついで、この鋳塊を４００℃の温度に再加熱して、
この温度で熱間圧延を開始して厚さ４．０ｍｍまで圧延
し、さらに冷間圧延を経て厚さ１ｍｍとした。
合金を造塊し、得られた鋳塊を５４０℃の温度で６ｈ均
質化処理し、３００℃／ｈの冷却速度で室温まで冷却し
た。ついで、この鋳塊を４００℃の温度に再加熱して、
この温度で熱間圧延を開始して厚さ４．０ｍｍまで圧延
し、さらに冷間圧延を経て厚さ１ｍｍとした。
【００３４】得られた冷間圧延板について、５４０℃の
温度で５ｓの溶体化処理を施した後、１２０℃の温度ま
で３０℃／ｓの冷却速度で焼入れを行い、焼入れ後５分
後に、１００℃で３ｈの熱処理を行った。
温度で５ｓの溶体化処理を施した後、１２０℃の温度ま
で３０℃／ｓの冷却速度で焼入れを行い、焼入れ後５分
後に、１００℃で３ｈの熱処理を行った。
【００３５】得られた最終熱処理板を試験材として、以
下の方法によって、最終熱処理から１０日後の引張特
性、成形性、耐食性、塗装焼付硬化性を評価し、Ｍｇ−
Ｓｉ系化合物の最大径、２〜１０μｍ径の化合物の数を
計測した。また、引張特性、成形性のうち限界曲げ半径
については、最終熱処理から４か月後においても評価し
た。結果を表２〜３に示す。
下の方法によって、最終熱処理から１０日後の引張特
性、成形性、耐食性、塗装焼付硬化性を評価し、Ｍｇ−
Ｓｉ系化合物の最大径、２〜１０μｍ径の化合物の数を
計測した。また、引張特性、成形性のうち限界曲げ半径
については、最終熱処理から４か月後においても評価し
た。結果を表２〜３に示す。
【００３６】引張特性：引張試験を行い、引張強さ（σ
B ) 、耐力（σ0.2)、伸び（δ）を測定する。 成形性：エリクセン試験（ＥＶ）を行い、成形高さが１
０ｍｍに達しないものを不合格とする。また、ヘム加工
性の評価のために、１０％引張予歪後の限界曲げ半径を
測定する１８０°曲げ試験を行い、内側限界曲げ半径が
０．５ｍｍ以下を合格とする。
B ) 、耐力（σ0.2)、伸び（δ）を測定する。 成形性：エリクセン試験（ＥＶ）を行い、成形高さが１
０ｍｍに達しないものを不合格とする。また、ヘム加工
性の評価のために、１０％引張予歪後の限界曲げ半径を
測定する１８０°曲げ試験を行い、内側限界曲げ半径が
０．５ｍｍ以下を合格とする。
【００３７】耐食性：試験材について、市販の化成処理
液でリン酸亜鉛処理および電着塗装を行い、アルミニウ
ムの素地に達するクロスカットを施して、ＪＩＳ Ｚ２
３７１に従って塩水噴霧試験を２４時間行い、その後、
５０℃−９５％の湿潤雰囲気中に１か月放置した後、ク
ロスカット部から発生する最大糸錆長さを測定し、最大
糸錆長さ４ｍｍ以下のものを合格とした。 塗装焼付硬化性（ＢＨ性）：２％の引張変形を施し、１
７０℃で２０分の加熱処理（ＢＨ）を行ったのちの耐力
（σ0.2)を測定し、耐力が２００ＭＰａ以上のものを合
格とする。
液でリン酸亜鉛処理および電着塗装を行い、アルミニウ
ムの素地に達するクロスカットを施して、ＪＩＳ Ｚ２
３７１に従って塩水噴霧試験を２４時間行い、その後、
５０℃−９５％の湿潤雰囲気中に１か月放置した後、ク
ロスカット部から発生する最大糸錆長さを測定し、最大
糸錆長さ４ｍｍ以下のものを合格とした。 塗装焼付硬化性（ＢＨ性）：２％の引張変形を施し、１
７０℃で２０分の加熱処理（ＢＨ）を行ったのちの耐力
（σ0.2)を測定し、耐力が２００ＭＰａ以上のものを合
格とする。
【００３８】Ｍｇ−Ｓｉ系化合物の計測：光学顕微鏡観
察により化合物の最大径を計測し、２〜１０μｍ径の化
合物の分布については、画像解析装置を用い、１ピクセ
ル＝０．２５μｍの条件で合計１平方ミリメートル（１
ｍｍ2 ）の範囲を調査した。Ａｌ−Ｆｅ系化合物との区
別は、化合物の明暗により行い、予め点分析で化合物粒
子を確認して、Ａｌ−Ｆｅ系化合物が検出されずＭｇ−
Ｓｉ系化合物が検出されるレベルに検出条件を選定し
た。
察により化合物の最大径を計測し、２〜１０μｍ径の化
合物の分布については、画像解析装置を用い、１ピクセ
ル＝０．２５μｍの条件で合計１平方ミリメートル（１
ｍｍ2 ）の範囲を調査した。Ａｌ−Ｆｅ系化合物との区
別は、化合物の明暗により行い、予め点分析で化合物粒
子を確認して、Ａｌ−Ｆｅ系化合物が検出されずＭｇ−
Ｓｉ系化合物が検出されるレベルに検出条件を選定し
た。
【００３９】
【表１】 《表注》Ｂはｐｐｍ
【００４０】
【表２】
【００４１】
【表３】
【００４２】表２〜３にみられるように、本発明の条件
に従う試験材Ｎｏ．１〜７はいずれも、ＢＨ性の評価に
おいて２００ＭＰａを越える優れたＢＨ性を示し、成形
性についてもＥＶでの成形高さは１０ｍｍを越え、内側
限界曲げ半径も０．５ｍｍ以下であり、良好な成形性を
そなえている。また、最大糸錆長さも４ｍｍ以下で優れ
た耐食性を示す。
に従う試験材Ｎｏ．１〜７はいずれも、ＢＨ性の評価に
おいて２００ＭＰａを越える優れたＢＨ性を示し、成形
性についてもＥＶでの成形高さは１０ｍｍを越え、内側
限界曲げ半径も０．５ｍｍ以下であり、良好な成形性を
そなえている。また、最大糸錆長さも４ｍｍ以下で優れ
た耐食性を示す。
【００４３】比較例１ ＤＣ鋳造法により表４に示す組成を有するアルミニウム
合金を造塊し、得られた鋳塊を実施例１と同一の工程で
処理し、厚さ１ｍｍの冷間圧延板とし、得られた冷間圧
延板について、実施例１と同一条件の溶体化処理、焼入
れを行い、焼入れ後５分後に、１００℃で３ｈの熱処理
を行った。
合金を造塊し、得られた鋳塊を実施例１と同一の工程で
処理し、厚さ１ｍｍの冷間圧延板とし、得られた冷間圧
延板について、実施例１と同一条件の溶体化処理、焼入
れを行い、焼入れ後５分後に、１００℃で３ｈの熱処理
を行った。
【００４４】得られた最終熱処理板を試験材として、実
施例１と同一の方法によって、最終熱処理から１０日後
の引張特性、成形性、耐食性、塗装焼付硬化性を評価
し、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物の最大径、２〜１０μｍ径の化
合物の数を計測した。また、引張特性、成形性のうち内
側限界曲げ半径については、最終熱処理から４か月後に
おいても評価した。結果を表５〜６に示す。
施例１と同一の方法によって、最終熱処理から１０日後
の引張特性、成形性、耐食性、塗装焼付硬化性を評価
し、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物の最大径、２〜１０μｍ径の化
合物の数を計測した。また、引張特性、成形性のうち内
側限界曲げ半径については、最終熱処理から４か月後に
おいても評価した。結果を表５〜６に示す。
【００４５】
【表４】 《表注》Ｂはｐｐｍ
【００４６】
【表５】
【００４７】
【表６】
【００４８】表５〜６に示すように、試験材Ｎｏ．８は
Ｓｉ量が少なく、試験材Ｎｏ．１０はＭｇ量が少ないた
め、いずれもＢＨ性が劣る。試験材Ｎｏ．９はＳｉ量が
多く、試験材Ｎｏ．１１はＭｇ量が多いため、いずれも
曲げ加工性が劣化している。試験材Ｎｏ．１２はＣｕ量
が多いため耐糸錆性が劣り、試験材Ｎｏ．１３〜１６
は、それぞれＭｎ量、Ｃｒ量、Ｖ量、Ｚｒ量が多いた
め、ＥＶの成形高さが小さく、曲げ加工性も十分でな
い。
Ｓｉ量が少なく、試験材Ｎｏ．１０はＭｇ量が少ないた
め、いずれもＢＨ性が劣る。試験材Ｎｏ．９はＳｉ量が
多く、試験材Ｎｏ．１１はＭｇ量が多いため、いずれも
曲げ加工性が劣化している。試験材Ｎｏ．１２はＣｕ量
が多いため耐糸錆性が劣り、試験材Ｎｏ．１３〜１６
は、それぞれＭｎ量、Ｃｒ量、Ｖ量、Ｚｒ量が多いた
め、ＥＶの成形高さが小さく、曲げ加工性も十分でな
い。
【００４９】実施例２、比較例２ 実施例１の合金Ｎｏ．ＡおよびＣの鋳塊を用い、５４０
℃で８ｈの均質化処理後、表７に示す条件で冷却、熱間
圧延を行って厚さ４．５ｍｍとし、１ｍｍ厚さまで冷間
圧延した後、表７に示す条件で溶体化処理を施し、つい
で１２０℃まで１５℃／ｓの冷却速度で冷却する焼入れ
を行い、焼入れ１０分後に、９０℃で５ｈの最終熱処理
を加えた。なお、均質化処理後、熱間圧延温度まで冷却
し、そのまま熱間圧延を開始した。
℃で８ｈの均質化処理後、表７に示す条件で冷却、熱間
圧延を行って厚さ４．５ｍｍとし、１ｍｍ厚さまで冷間
圧延した後、表７に示す条件で溶体化処理を施し、つい
で１２０℃まで１５℃／ｓの冷却速度で冷却する焼入れ
を行い、焼入れ１０分後に、９０℃で５ｈの最終熱処理
を加えた。なお、均質化処理後、熱間圧延温度まで冷却
し、そのまま熱間圧延を開始した。
【００５０】得られた最終熱処理板を試験材として、実
施例１と同一の方法によって、最終熱処理から１０日後
の引張特性、成形性、耐食性、塗装焼付硬化性を評価
し、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物の最大径、２〜１０μｍ径の化
合物の数を計測した。また、引張特性、成形性のうち限
界曲げ半径については、最終熱処理から４か月後におい
ても評価した。さらに、圧延方向に対して９０°方向に
１０％の引張変形を与えた後、電着塗装を行って、リジ
ングマークの発生の有無を目視により観察した。結果を
表８〜９に示す。
施例１と同一の方法によって、最終熱処理から１０日後
の引張特性、成形性、耐食性、塗装焼付硬化性を評価
し、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物の最大径、２〜１０μｍ径の化
合物の数を計測した。また、引張特性、成形性のうち限
界曲げ半径については、最終熱処理から４か月後におい
ても評価した。さらに、圧延方向に対して９０°方向に
１０％の引張変形を与えた後、電着塗装を行って、リジ
ングマークの発生の有無を目視により観察した。結果を
表８〜９に示す。
【００５１】
【表７】
【００５２】
【表８】
【００５３】
【表９】
【００５４】表８〜９に示すように、本発明に従う試験
材Ｎｏ．１７〜２１は、優れた引張強度、ＢＨ性、成形
性、耐食性を示し、室温時効４か月後も良好な曲げ加工
性を維持している。一方、試験材Ｎｏ．２２、Ｎｏ．２
３、Ｎｏ．２６は均質化処理後の冷却速度が小さいため
引張強度が低く、ＢＨ性も劣っている。試験材Ｎｏ．２
４は熱間圧延温度が高いため、熱間圧延時の組織成長に
起因してリジングマークが発生した。試験材Ｎｏ．２５
は溶体化処理温度が低いため、引張強度が低く、ＢＨ性
も劣っている。
材Ｎｏ．１７〜２１は、優れた引張強度、ＢＨ性、成形
性、耐食性を示し、室温時効４か月後も良好な曲げ加工
性を維持している。一方、試験材Ｎｏ．２２、Ｎｏ．２
３、Ｎｏ．２６は均質化処理後の冷却速度が小さいため
引張強度が低く、ＢＨ性も劣っている。試験材Ｎｏ．２
４は熱間圧延温度が高いため、熱間圧延時の組織成長に
起因してリジングマークが発生した。試験材Ｎｏ．２５
は溶体化処理温度が低いため、引張強度が低く、ＢＨ性
も劣っている。
【００５５】実施例３、比較例３ ＤＣ鋳造法により表１０に示す組成を有するアルミニウ
ム合金を造塊し、得られた鋳塊を５４０℃の温度で６ｈ
均質化処理し、３００℃／ｈの冷却速度で室温まで冷却
した。ついで、この鋳塊を４００℃の温度に再加熱し
て、この温度で熱間圧延を開始して厚さ４．０ｍｍまで
圧延し、さらに冷間圧延を経て厚さ１ｍｍとした。
ム合金を造塊し、得られた鋳塊を５４０℃の温度で６ｈ
均質化処理し、３００℃／ｈの冷却速度で室温まで冷却
した。ついで、この鋳塊を４００℃の温度に再加熱し
て、この温度で熱間圧延を開始して厚さ４．０ｍｍまで
圧延し、さらに冷間圧延を経て厚さ１ｍｍとした。
【００５６】得られた冷間圧延板について、５４０℃の
温度で５ｓの溶体化処理を施した後、１２０℃の温度ま
で３０℃／ｓの冷却速度で焼入れを行い、焼入れ後５分
後に、９０℃で３ｈの熱処理を行った。
温度で５ｓの溶体化処理を施した後、１２０℃の温度ま
で３０℃／ｓの冷却速度で焼入れを行い、焼入れ後５分
後に、９０℃で３ｈの熱処理を行った。
【００５７】得られた最終熱処理板を試験材として、実
施例１と同一の方法によって、最終熱処理から１０日後
の引張特性、成形性、耐食性、塗装焼付硬化性を評価
し、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物の最大径、２〜１０μｍ径の化
合物の数を計測した。また、引張特性、成形性のうち限
界曲げ半径については、最終熱処理から４か月後におい
ても評価した。結果を表１１〜１２に示す。
施例１と同一の方法によって、最終熱処理から１０日後
の引張特性、成形性、耐食性、塗装焼付硬化性を評価
し、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物の最大径、２〜１０μｍ径の化
合物の数を計測した。また、引張特性、成形性のうち限
界曲げ半径については、最終熱処理から４か月後におい
ても評価した。結果を表１１〜１２に示す。
【００５８】
【表１０】 《表注》Ｂはｐｐｍ
【００５９】
【表１１】
【００６０】
【表１２】
【００６１】表１１〜１２にみられるように、本発明に
従う試験材Ｎｏ．２７〜３２はいずれも、ＢＨ性の評価
において２００ＭＰａを越える優れたＢＨ性を示し、成
形性についてもＥＶでの成形高さは１０ｍｍを越え、内
側限界曲げ半径も０．２ｍｍ以下であり、良好な成形性
をそなえている。また、最大糸錆長さも２ｍｍ以下で優
れた耐食性を示す。
従う試験材Ｎｏ．２７〜３２はいずれも、ＢＨ性の評価
において２００ＭＰａを越える優れたＢＨ性を示し、成
形性についてもＥＶでの成形高さは１０ｍｍを越え、内
側限界曲げ半径も０．２ｍｍ以下であり、良好な成形性
をそなえている。また、最大糸錆長さも２ｍｍ以下で優
れた耐食性を示す。
【００６２】これに対して、試験材Ｎｏ．３３はＳｉ量
が少なく、試験材Ｎｏ．３５はＭｇ量が少ないため、い
ずれもＢＨ性が劣る。試験材Ｎｏ．３４はＳｉ量が多
く、試験材Ｎｏ．３６はＭｇ量が多いため、いずれも曲
げ加工性が低下する。試験材Ｎｏ．３７はＺｎ量が少な
く、試験材Ｎｏ．３８はＺｎ量が多いため、いずれも耐
糸錆性が劣る。試験材Ｎｏ．３９はＦｅ量が多いため、
ＥＶの成形高さが小さく、曲げ加工性も十分でない。
が少なく、試験材Ｎｏ．３５はＭｇ量が少ないため、い
ずれもＢＨ性が劣る。試験材Ｎｏ．３４はＳｉ量が多
く、試験材Ｎｏ．３６はＭｇ量が多いため、いずれも曲
げ加工性が低下する。試験材Ｎｏ．３７はＺｎ量が少な
く、試験材Ｎｏ．３８はＺｎ量が多いため、いずれも耐
糸錆性が劣る。試験材Ｎｏ．３９はＦｅ量が多いため、
ＥＶの成形高さが小さく、曲げ加工性も十分でない。
【００６３】実施例４、比較例４ 実施例３の合金Ｎｏ．ａの鋳塊を用い、５４０℃の温度
で５ｈ均質化処理後、表１３に示す条件で冷却、熱間圧
延を行って厚さ５．０ｍｍとし、１．０ｍｍ厚さまで冷
間圧延した後、表１３に示す条件で溶体化処理を施し、
ついで１２０℃まで１５０℃／ｓの冷却速度で冷却する
焼入れを行い、焼入れ５分後に、８０℃で２ｈの最終熱
処理を加えた。なお、均質化処理後、熱間圧延温度まで
冷却し、そのまま熱間圧延を開始した。
で５ｈ均質化処理後、表１３に示す条件で冷却、熱間圧
延を行って厚さ５．０ｍｍとし、１．０ｍｍ厚さまで冷
間圧延した後、表１３に示す条件で溶体化処理を施し、
ついで１２０℃まで１５０℃／ｓの冷却速度で冷却する
焼入れを行い、焼入れ５分後に、８０℃で２ｈの最終熱
処理を加えた。なお、均質化処理後、熱間圧延温度まで
冷却し、そのまま熱間圧延を開始した。
【００６４】得られた最終熱処理板を試験材として、実
施例１と同一の方法によって、最終熱処理から１０日後
の引張特性、成形性、耐食性、塗装焼付硬化性を評価
し、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物の最大径、２〜１０μｍ径の化
合物の数を計測した。また、引張特性、成形性のうち限
界曲げ半径については、最終熱処理から４か月後におい
ても評価した。さらに、圧延方向に対して９０°方向に
１０％の引張変形を与えた後、電着塗装を行って、リジ
ングマークの発生の有無を目視により観察した。結果を
表１４〜１５に示す。
施例１と同一の方法によって、最終熱処理から１０日後
の引張特性、成形性、耐食性、塗装焼付硬化性を評価
し、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物の最大径、２〜１０μｍ径の化
合物の数を計測した。また、引張特性、成形性のうち限
界曲げ半径については、最終熱処理から４か月後におい
ても評価した。さらに、圧延方向に対して９０°方向に
１０％の引張変形を与えた後、電着塗装を行って、リジ
ングマークの発生の有無を目視により観察した。結果を
表１４〜１５に示す。
【００６５】
【表１３】
【００６６】
【表１４】
【００６７】
【表１５】
【００６８】表１４〜１５に示すように、本発明に従う
試験材Ｎｏ．４０〜４２は、優れた引張強度、ＢＨ性、
成形性、耐食性を示し、室温時効４か月後も良好な曲げ
加工性を維持している。一方、試験材Ｎｏ．４３は均質
化処理の冷却速度が小さいため引張強度が低く、ＢＨ性
も劣っている。試験材Ｎｏ．４４は熱間圧延温度が高い
ため、熱間圧延時の組織成長に起因してリジングマーク
が発生した。試験材Ｎｏ．４５は溶体化処理温度が低い
ため引張強度が低く、ＢＨ性も劣っている。
試験材Ｎｏ．４０〜４２は、優れた引張強度、ＢＨ性、
成形性、耐食性を示し、室温時効４か月後も良好な曲げ
加工性を維持している。一方、試験材Ｎｏ．４３は均質
化処理の冷却速度が小さいため引張強度が低く、ＢＨ性
も劣っている。試験材Ｎｏ．４４は熱間圧延温度が高い
ため、熱間圧延時の組織成長に起因してリジングマーク
が発生した。試験材Ｎｏ．４５は溶体化処理温度が低い
ため引張強度が低く、ＢＨ性も劣っている。
【００６９】
【発明の効果】本発明によれば、フラットヘム加工が可
能な優れた成形性をそなえ、成形後に肌荒れやリジング
マークを生じることがなく、形状凍結性と耐デント性と
を両立させる優れた塗装焼付硬化性を有し、さらに耐食
性とくに耐糸錆性にも優れたアルミニウム合金板および
その製造方法が提供される。当該アルミニウム合金板
は、輸送機器部材、例えば自動車用フード、フェンダ
ー、トランクリッド、ルーフ、ドアなどに好適に使用さ
れ、これら部材のゲージダウンを可能とする。
能な優れた成形性をそなえ、成形後に肌荒れやリジング
マークを生じることがなく、形状凍結性と耐デント性と
を両立させる優れた塗装焼付硬化性を有し、さらに耐食
性とくに耐糸錆性にも優れたアルミニウム合金板および
その製造方法が提供される。当該アルミニウム合金板
は、輸送機器部材、例えば自動車用フード、フェンダ
ー、トランクリッド、ルーフ、ドアなどに好適に使用さ
れ、これら部材のゲージダウンを可能とする。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０Ｋ ６３１ ６３１Ｚ ６８２ ６８２ ６８３ ６８３ ６８５ ６８５Ｚ ６８６ ６８６Ａ ６８６Ｂ ６９１ ６９１Ｂ ６９２ ６９２Ａ ６９２Ｂ ６９４ ６９４Ｂ (72)発明者 小関 好和 東京都港区新橋５丁目11番３号 住友軽金 属工業株式会社内 (72)発明者 古山 努 東京都港区新橋５丁目11番３号 住友軽金 属工業株式会社内
Claims (10)
- 【請求項１】 Ｓｉ：０．５〜１．５％（質量％、以下
同じ）、Ｍｇ：０．２〜１．０％を含有し、残部Ａｌお
よび不純物からなるアルミニウム合金板であって、溶体
化処理、焼入れ後の室温時効により耐力が１４０ＭＰａ
を越えた場合においても、１０％引張変形後の１８０°
曲げ加工における内側限界曲げ半径が０．５ｍｍ以下で
あることを特徴とする成形性および塗装焼付硬化性に優
れたアルミニウム合金板。 - 【請求項２】 Ｓｉ：０．５〜１．５％、Ｍｇ：０．２
〜１．０％を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなるア
ルミニウム合金板であって、溶体化処理、焼入れ後にお
いて、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物の最大径が１０μｍ以下、２
〜１０μｍ径の化合物の数が１０００個／ｍｍ2 以下で
あり、室温時効により耐力が１４０ＭＰａを越えた場合
においても、１０％引張変形後の１８０°曲げ加工にお
ける内側限界曲げ半径が０．５ｍｍ以下であることを特
徴とする成形性および塗装焼付硬化性に優れたアルミニ
ウム合金板。 - 【請求項３】 前記アルミニウム合金板が、さらにＺ
ｎ：０．１〜０．３％を含有することを特徴とする請求
項１または２記載の成形性および塗装焼付硬化性に優れ
たアルミニウム合金板。 - 【請求項４】 Ｓｉ：０．８〜１．２％、Ｍｇ：０．４
〜０．７％、Ｚｎ：０．１〜０．３％を含有し、残部Ａ
ｌおよび不純物からなるアルミニウム合金板であって、
溶体化処理、焼入れ後において、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物の
最大径が１０μｍ以下、２〜１０μｍ径の化合物の数が
１０００個／ｍｍ2 以下であり、室温時効により耐力が
１４０ＭＰａを越えた場合においても、１０％引張変形
後の１８０°曲げ加工における内側限界曲げ半径が０．
２ｍｍ以下であることを特徴とする成形性および塗装焼
付硬化性に優れたアルミニウム合金板。 - 【請求項５】 前記アルミニウム合金板が、さらにＣ
ｕ：１．０％以下（０％を含まず、以下同じ）を含有す
ることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の成
形性および塗装焼付硬化性に優れたアルミニウム合金
板。 - 【請求項６】 前記アルミニウム合金板が、さらにＭ
ｎ：０．３％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｖ：０．２％
以下、Ｚｒ：０．１５％以下のうちの１種以上を含有す
ることを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の成
形性および塗装焼付硬化性に優れたアルミニウム合金
板。 - 【請求項７】 前記アルミニウム合金板が、さらにＴ
ｉ：０．１％以下、Ｂ：５０ｐｐｍ以下のうちの少なく
とも１種を含有することを特徴とする請求項１〜６のい
ずれかに記載の成形性および塗装焼付硬化性に優れたア
ルミニウム合金板。 - 【請求項８】 請求項１〜７のいずれかに記載のアルミ
ニウム合金板の製造方法であって、請求項１〜７のいず
れかに記載の組成を有するアルミニウム合金の鋳塊を、
４５０℃以上の温度で均質化処理後、１００℃／ｈ以上
の冷却速度で３５０〜５００℃の温度範囲の所定の温度
まで冷却し、該所定の温度で圧延を開始する熱間圧延を
行い、さらに冷間圧延した後、５００℃以上の温度で溶
体化処理、焼入れを行うことを特徴とする成形性および
塗装焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板の製造方
法。 - 【請求項９】 請求項１〜７のいずれかに記載のアルミ
ニウム合金板の製造方法であって、請求項１〜７のいず
れかに記載の組成を有するアルミニウム合金の鋳塊を、
４５０℃以上の温度で均質化処理後、常温〜３５０℃未
満の温度まで冷却し、該冷却において３５０℃までを１
００℃／ｈ以上の冷却速度で冷却し、ついで３５０〜５
００℃の温度に再加熱して圧延を開始する熱間圧延を行
い、さらに冷間圧延した後、５００℃以上の温度で溶体
化処理、焼入れを行うことを特徴とする成形性および塗
装焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。 - 【請求項１０】 前記溶体化処理後、１２０℃までを５
℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する焼入れを行い、焼入れ
後６０分以内に、４０〜１２０℃の温度で５０ｈ以内の
熱処理を行うことを特徴とする請求項８または９記載の
成形性および塗装焼付硬化性に優れたアルミニウム合金
板の製造方法。
Priority Applications (20)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002063118A JP4175818B2 (ja) | 2001-03-28 | 2002-03-08 | 成形性および塗装焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 |
| CA2712356A CA2712356C (en) | 2001-03-28 | 2002-03-26 | Aluminum alloy sheet with excellent formability and paint bake hardenability and method for production thereof |
| CN2008100916008A CN101302592B (zh) | 2001-03-28 | 2002-03-26 | 成型性及涂敷烧结硬化性优良的铝合金板及其制造方法 |
| EP20020705498 EP1375691A4 (en) | 2001-03-28 | 2002-03-26 | ALUMINUM ALLOY SHEET WITH EXCELLENT FLAMMABILITY AND CURABILITY IN BURNING A COATING AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
| CN2008100912011A CN101260491B (zh) | 2001-03-28 | 2002-03-26 | 成型性及涂敷烧结硬化性优良的铝合金板及其制造方法 |
| KR1020037012489A KR100831637B1 (ko) | 2001-03-28 | 2002-03-26 | 성형성과 도장 베이킹 경화성이 우수한 알루미늄 합금판 |
| DE60236771T DE60236771D1 (de) | 2001-03-28 | 2002-03-26 | Aluminium-Legierungsblech mit ausgezeichneter Formbarkeit und Brennhärtbarkeit, sowie Herstellungsverfahren dafür |
| CA2440666A CA2440666C (en) | 2001-03-28 | 2002-03-26 | Aluminum alloy sheet with excellent formability and paint bake hardenability and method for production thereof |
| KR1020077028760A KR100861036B1 (ko) | 2001-03-28 | 2002-03-26 | 성형성과 도장 베이킹 경화성이 우수한 알루미늄 합금판 |
| DE60239088T DE60239088D1 (de) | 2001-03-28 | 2002-03-26 | Aluminium-Legierungsblech mit ausgezeichneter Verformbarkeit und Brennhärtbarkeit, sowie Herstellungsverfahren dafür |
| PCT/JP2002/002900 WO2002079533A1 (fr) | 2001-03-28 | 2002-03-26 | Feuille en alliage aluminium a aptitude au formage et durcissabilite excellentes au cours de la cuisson de revetement, et procede de production |
| EP08157604A EP1967599B1 (en) | 2001-03-28 | 2002-03-26 | Aluminum alloy sheet with excellent formability and paint bake hardenability and method for production thereof |
| EP08157601.9A EP1967598B2 (en) | 2001-03-28 | 2002-03-26 | Aluminum alloy sheet with excellent formability and paint bake hardenability and method for production thereof |
| KR1020077028759A KR100870164B1 (ko) | 2001-03-28 | 2002-03-26 | 성형성과 도장 베이킹 경화성이 우수한 알루미늄 합금판 |
| CA2712316A CA2712316C (en) | 2001-03-28 | 2002-03-26 | Aluminum alloy sheet with excellent formability and paint bake hardenability and method for production thereof |
| KR1020077028761A KR100833145B1 (ko) | 2001-03-28 | 2002-03-26 | 굽힘성과 도장 베이킹 경화성이 우수한 알루미늄 합금판의제조 방법 |
| US10/468,971 US20040094249A1 (en) | 2001-03-28 | 2002-03-26 | Aluminum alloy sheet excellent in formability and hardenability during baking of coating and method for production thereof |
| US12/077,854 US20080178968A1 (en) | 2001-03-28 | 2008-03-21 | Aluminum alloy sheet with excellent formability and paint bake hardenability and method for production thereof |
| US12/077,853 US20080178967A1 (en) | 2001-03-28 | 2008-03-21 | Aluminum alloy sheet with excellent formability and paint bake hardenability and method for production thereof |
| US12/077,862 US20080178973A1 (en) | 2001-03-28 | 2008-03-21 | Aluminum alloy sheet with excellent formability and paint bake hardenability and method for production thereof |
Applications Claiming Priority (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001-91979 | 2001-03-28 | ||
| JP2001091980 | 2001-03-28 | ||
| JP2001091979 | 2001-03-28 | ||
| JP2001-91980 | 2001-03-28 | ||
| JP2002063118A JP4175818B2 (ja) | 2001-03-28 | 2002-03-08 | 成形性および塗装焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002356730A true JP2002356730A (ja) | 2002-12-13 |
| JP4175818B2 JP4175818B2 (ja) | 2008-11-05 |
Family
ID=27346374
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002063118A Expired - Fee Related JP4175818B2 (ja) | 2001-03-28 | 2002-03-08 | 成形性および塗装焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4175818B2 (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2005056859A1 (ja) * | 2003-12-11 | 2005-06-23 | Nippon Light Metal Company, Ltd. | ベークハード性およびヘム加工性に優れたAl-Mg-Si合金板の製造方法 |
| JP2007247000A (ja) * | 2006-03-16 | 2007-09-27 | Kobe Steel Ltd | 成形時のリジングマーク性に優れたアルミニウム合金板の製造方法 |
| JP2007254825A (ja) * | 2006-03-23 | 2007-10-04 | Kobe Steel Ltd | 曲げ加工性に優れたアルミニウム合金板の製造方法 |
| JP2007262484A (ja) * | 2006-03-28 | 2007-10-11 | Kobe Steel Ltd | ヘム曲げ性およびベークハード性に優れる自動車パネル用６０００系アルミニウム合金板の製造方法 |
| JP2016020527A (ja) * | 2014-07-14 | 2016-02-04 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度高延性アルミニウム合金板の製造方法 |
| JP2016027194A (ja) * | 2014-06-27 | 2016-02-18 | 株式会社神戸製鋼所 | アルミニウム合金圧延材 |
| CN114959520A (zh) * | 2022-05-13 | 2022-08-30 | 郑潇然 | 一种铝合金覆盖件及其制备方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS512049B1 (ja) * | 1967-01-23 | 1976-01-22 | ||
| JPH07228956A (ja) * | 1994-02-16 | 1995-08-29 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 |
-
2002
- 2002-03-08 JP JP2002063118A patent/JP4175818B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS512049B1 (ja) * | 1967-01-23 | 1976-01-22 | ||
| JPH07228956A (ja) * | 1994-02-16 | 1995-08-29 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2005056859A1 (ja) * | 2003-12-11 | 2005-06-23 | Nippon Light Metal Company, Ltd. | ベークハード性およびヘム加工性に優れたAl-Mg-Si合金板の製造方法 |
| JPWO2005056859A1 (ja) * | 2003-12-11 | 2008-04-17 | 日本軽金属株式会社 | ベークハード性およびヘム加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金板の製造方法 |
| JP4577218B2 (ja) * | 2003-12-11 | 2010-11-10 | 日本軽金属株式会社 | ベークハード性およびヘム加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金板の製造方法 |
| JP2007247000A (ja) * | 2006-03-16 | 2007-09-27 | Kobe Steel Ltd | 成形時のリジングマーク性に優れたアルミニウム合金板の製造方法 |
| JP2007254825A (ja) * | 2006-03-23 | 2007-10-04 | Kobe Steel Ltd | 曲げ加工性に優れたアルミニウム合金板の製造方法 |
| JP2007262484A (ja) * | 2006-03-28 | 2007-10-11 | Kobe Steel Ltd | ヘム曲げ性およびベークハード性に優れる自動車パネル用６０００系アルミニウム合金板の製造方法 |
| JP2016027194A (ja) * | 2014-06-27 | 2016-02-18 | 株式会社神戸製鋼所 | アルミニウム合金圧延材 |
| JP2016020527A (ja) * | 2014-07-14 | 2016-02-04 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度高延性アルミニウム合金板の製造方法 |
| CN114959520A (zh) * | 2022-05-13 | 2022-08-30 | 郑潇然 | 一种铝合金覆盖件及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4175818B2 (ja) | 2008-11-05 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101656419B1 (ko) | 차량용 반제품 또는 부품을 제조하기 위한 알루미늄 합금, 알루미늄 합금으로 구성된 알루미늄 합금 스트립 제조 방법, 알루미늄 합금 스트립 및 그 용도 | |
| US20040094249A1 (en) | Aluminum alloy sheet excellent in formability and hardenability during baking of coating and method for production thereof | |
| JP2004526061A (ja) | 優れた曲げ特性を有するアルミニウム合金の形成方法 | |
| JP4939091B2 (ja) | 曲げ加工性に優れたアルミニウム合金板の製造方法 | |
| JP3563323B2 (ja) | 耐糸錆び性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| US20170233853A1 (en) | Aluminum alloy sheet for forming | |
| JP2003105471A (ja) | アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP2006241548A (ja) | 曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材とその製造方法および該板材から得られる自動車外板 | |
| KR101159410B1 (ko) | 도장 베이킹 경화성이 우수하고, 실온 시효를 억제한 알루미늄 합금판 및 그 제조 방법 | |
| JP3740086B2 (ja) | 室温時効後のヘム加工性に優れた、張出成形後にヘム加工されるアルミニウム合金板の製造方法 | |
| JP2003105472A (ja) | アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP2002356730A (ja) | 成形性および塗装焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP2004010982A (ja) | 曲げ加工性とプレス成形性に優れたアルミニウム合金板 | |
| JP3838504B2 (ja) | パネル成形用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP4248796B2 (ja) | 曲げ加工性および耐食性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| US20170349978A1 (en) | Aluminum alloy sheet | |
| JP2004238657A (ja) | アウタパネル用アルミニウム合金板の製造方法 | |
| JP2003277869A (ja) | 曲げ加工性および塗装焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板および製造方法 | |
| JPH11350058A (ja) | 成形性及び焼き付け硬化性に優れるアルミニウム合金板及びその製造方法 | |
| JP4386393B2 (ja) | 耐食性に優れた輸送機用アルミニウム合金板 | |
| JP2001262265A (ja) | 高成形性アルミニウム合金板の熱間圧延材 | |
| JP3766334B2 (ja) | 曲げ加工性に優れたアルミニウム合金板 | |
| US20200157668A1 (en) | Aluminum alloy plate and method for producing the same | |
| JP4694770B2 (ja) | 曲げ加工性に優れたアルミニウム合金板 | |
| JP4588338B2 (ja) | 曲げ加工性とプレス成形性に優れたアルミニウム合金板 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20041217 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20080303 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20080428 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20080818 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20080819 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110829 Year of fee payment: 3 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Ref document number: 4175818 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110829 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120829 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130829 Year of fee payment: 5 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313111 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |