JP2003073764A - 成形加工用アルミニウム合金板及びその製造方法 - Google Patents
成形加工用アルミニウム合金板及びその製造方法Info
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- JP2003073764A JP2003073764A JP2001272296A JP2001272296A JP2003073764A JP 2003073764 A JP2003073764 A JP 2003073764A JP 2001272296 A JP2001272296 A JP 2001272296A JP 2001272296 A JP2001272296 A JP 2001272296A JP 2003073764 A JP2003073764 A JP 2003073764A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 自動車外板として十分な強度、成形性をそな
え、原料として回収アルミニウム合金屑を使用すること
が可能とし、コスト低減を達成し得る成形加工用アルミ
ニウム合金板及びその製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｓｉ:2.1％〜4.0 ％、Ｍｎ:0.7％〜1.5
％、Ｍｇ:0.2％〜1.0 ％、Ｂｉ:0.01 ％〜0.1 ％を含有
し、不純物元素としてのＦｅを0.7 ％以下、Ｃｕを0.50
％以下、Ｃｒを0.10％以下、Ｚｎを1.0 ％以下、Ｔｉを
0.20％以下に制限し、残部Ａｌ及び不可避的不純物から
なり、Ｔ４調質されたアルミニウム合金板であって、平
均結晶粒径が５０μｍ以下であり、且つ耐力が７０ＭＰ
ａ以上であることを特徴とする。上記アルミニウム合金
を所定厚みの板に加工した後、該板を５℃／秒以上の平
均加熱速度で４５１℃以上の温度まで昇温し、その温度
で５秒以上３００秒以下の時間保持する溶体化熱処理を
行った後、５℃／秒以上の平均冷却速度で常温まで冷却
することにより製造される。
え、原料として回収アルミニウム合金屑を使用すること
が可能とし、コスト低減を達成し得る成形加工用アルミ
ニウム合金板及びその製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｓｉ:2.1％〜4.0 ％、Ｍｎ:0.7％〜1.5
％、Ｍｇ:0.2％〜1.0 ％、Ｂｉ:0.01 ％〜0.1 ％を含有
し、不純物元素としてのＦｅを0.7 ％以下、Ｃｕを0.50
％以下、Ｃｒを0.10％以下、Ｚｎを1.0 ％以下、Ｔｉを
0.20％以下に制限し、残部Ａｌ及び不可避的不純物から
なり、Ｔ４調質されたアルミニウム合金板であって、平
均結晶粒径が５０μｍ以下であり、且つ耐力が７０ＭＰ
ａ以上であることを特徴とする。上記アルミニウム合金
を所定厚みの板に加工した後、該板を５℃／秒以上の平
均加熱速度で４５１℃以上の温度まで昇温し、その温度
で５秒以上３００秒以下の時間保持する溶体化熱処理を
行った後、５℃／秒以上の平均冷却速度で常温まで冷却
する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、成形加工用アルミ
ニウム合金板、特に成形性及び強度特性に優れた成形加
工用アルミニウム合金板及びその製造方法に関し、詳し
くは、原料として低廉な回収アルミニウム合金屑を用い
て、自動車外板などの一定以上の強度を必要とする部位
に使用できるようにした成形加工用アルミニウム合金板
及びその製造方法に関する。
ニウム合金板、特に成形性及び強度特性に優れた成形加
工用アルミニウム合金板及びその製造方法に関し、詳し
くは、原料として低廉な回収アルミニウム合金屑を用い
て、自動車外板などの一定以上の強度を必要とする部位
に使用できるようにした成形加工用アルミニウム合金板
及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】自動車等の輸送機器の外板は、近年、軽
量化の要請から、冷延鉄鋼板からアルミニウム合金板へ
の転換が進んでおり、自動車外板用アルミニウム合金と
して、成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ系合金（５０００系合
金）や成形性及び塗装焼付け硬化性に優れたＡｌ−Ｍｇ
−Ｓｉ系合金（６０００系合金）が実用化されている。
しかしながら、５０００系合金は、強度及び延性に優れ
良好な成形性を示すが、強度を高めるためにＭｇ添加量
を増加させると、熱間加工性が劣化し、成形時にストレ
ッチャ・ストレインマーク（Ｓ−Ｓマーク）が発生し易
くなり、外観不良となることがある。また、６０００系
合金は、成形性に優れ塗装焼付け処理を行うことにより
強度が増し、優れた耐デント性を示すが、冷延鋼板に比
べてコスト高となるため使用範囲が限定される。このコ
スト高を解消するには、アルミサッシや廃棄自動車等か
ら回収されるアルミニウム合金屑等のリサイクル材を使
用することが考えられる。
量化の要請から、冷延鉄鋼板からアルミニウム合金板へ
の転換が進んでおり、自動車外板用アルミニウム合金と
して、成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ系合金（５０００系合
金）や成形性及び塗装焼付け硬化性に優れたＡｌ−Ｍｇ
−Ｓｉ系合金（６０００系合金）が実用化されている。
しかしながら、５０００系合金は、強度及び延性に優れ
良好な成形性を示すが、強度を高めるためにＭｇ添加量
を増加させると、熱間加工性が劣化し、成形時にストレ
ッチャ・ストレインマーク（Ｓ−Ｓマーク）が発生し易
くなり、外観不良となることがある。また、６０００系
合金は、成形性に優れ塗装焼付け処理を行うことにより
強度が増し、優れた耐デント性を示すが、冷延鋼板に比
べてコスト高となるため使用範囲が限定される。このコ
スト高を解消するには、アルミサッシや廃棄自動車等か
ら回収されるアルミニウム合金屑等のリサイクル材を使
用することが考えられる。
【０００３】リサイクル材の使用を可能とする成形性に
優れた自動車部品用アルミニウム合金板（特開平９−２
５６０９５号公報）、更に、自動車アルミニウム部品屑
を使用して、自動車外板として要求される強度、成形
性、溶接性を有するようにした自動車用アルミニウム板
材（特開２０００−３１３９３１号公報）も提案されて
いるが、初めの開示例では、３００℃〜４５０℃の最終
焼鈍による軟化処理を行っているため、前者において
は、耐力が最大でも６４ＭＰａであり、自動車外板とし
て使用するには強度が十分でない。後者においては、Ｍ
ｎの含有量が0.05％以上0.6 ％未満であるため、結晶粒
微細化効果が少なく、平均結晶粒径が５０μｍ以上とな
ることがあり、プレス加工において肌荒れが生じ易くな
るという難点がある。
優れた自動車部品用アルミニウム合金板（特開平９−２
５６０９５号公報）、更に、自動車アルミニウム部品屑
を使用して、自動車外板として要求される強度、成形
性、溶接性を有するようにした自動車用アルミニウム板
材（特開２０００−３１３９３１号公報）も提案されて
いるが、初めの開示例では、３００℃〜４５０℃の最終
焼鈍による軟化処理を行っているため、前者において
は、耐力が最大でも６４ＭＰａであり、自動車外板とし
て使用するには強度が十分でない。後者においては、Ｍ
ｎの含有量が0.05％以上0.6 ％未満であるため、結晶粒
微細化効果が少なく、平均結晶粒径が５０μｍ以上とな
ることがあり、プレス加工において肌荒れが生じ易くな
るという難点がある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、自動車外板
用アルミニウム合金板における上記従来の問題点を解消
するためになされたものであり、その目的は、自動車外
板として十分な強度および成形性をそなえると共に、原
料として低廉な回収アルミニウム合金屑をなるべく多く
用いることを可能とし、コスト低減を図った成形加工用
アルミニウム合金板及びその製造方法を提供することに
ある。
用アルミニウム合金板における上記従来の問題点を解消
するためになされたものであり、その目的は、自動車外
板として十分な強度および成形性をそなえると共に、原
料として低廉な回収アルミニウム合金屑をなるべく多く
用いることを可能とし、コスト低減を図った成形加工用
アルミニウム合金板及びその製造方法を提供することに
ある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
め、本発明の請求項１による成形加工用アルミニウム合
金板は、Ｓｉ:2.1％〜4.0 ％、Ｍｎ:0.7％〜1.5 ％、Ｍ
ｇ:0.2％〜1.0 ％、Ｂｉ:0.01 ％〜0.1 ％を含有し、不
純物元素としてのＦｅを0.7 ％以下、Ｃｕを0.50％以
下、Ｃｒを0.10％以下、Ｚｎを1.0 ％以下、Ｔｉを0.20
％以下に制限し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなる
アルミニウム合金のＴ４調質された板であって、平均結
晶粒径が５０μｍ以下であり、且つ耐力が７０ＭＰａ以
上であることを特徴とする。
め、本発明の請求項１による成形加工用アルミニウム合
金板は、Ｓｉ:2.1％〜4.0 ％、Ｍｎ:0.7％〜1.5 ％、Ｍ
ｇ:0.2％〜1.0 ％、Ｂｉ:0.01 ％〜0.1 ％を含有し、不
純物元素としてのＦｅを0.7 ％以下、Ｃｕを0.50％以
下、Ｃｒを0.10％以下、Ｚｎを1.0 ％以下、Ｔｉを0.20
％以下に制限し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなる
アルミニウム合金のＴ４調質された板であって、平均結
晶粒径が５０μｍ以下であり、且つ耐力が７０ＭＰａ以
上であることを特徴とする。
【０００６】また、請求項２による成形加工用アルミニ
ウム合金板の製造方法は、請求項１に記載のアルミニウ
ム合金を所定厚みの板に加工した後、該板を５℃／秒以
上の平均加熱速度で４５１℃以上の温度まで昇温し、そ
の温度で５秒以上３００秒以下の時間保持する溶体化熱
処理を行った後、５℃／秒以上の平均冷却速度で常温ま
で冷却することを特徴とする。
ウム合金板の製造方法は、請求項１に記載のアルミニウ
ム合金を所定厚みの板に加工した後、該板を５℃／秒以
上の平均加熱速度で４５１℃以上の温度まで昇温し、そ
の温度で５秒以上３００秒以下の時間保持する溶体化熱
処理を行った後、５℃／秒以上の平均冷却速度で常温ま
で冷却することを特徴とする。
【０００７】請求項３による成形加工用アルミニウム合
金板の製造方法は、請求項１に記載のアルミニウム合金
を所定厚みの板に加工した後、該板を５℃／秒以上の平
均加熱速度で４５１℃以上の温度まで昇温し、その温度
で５秒以上３００秒以下の時間保持する溶体化熱処理を
行った後、５℃／秒以上の平均冷却速度で常温まで冷却
し、更に５０℃以上１４０℃以下の温度で３０分以上の
予備時効を行うことを特徴とする。
金板の製造方法は、請求項１に記載のアルミニウム合金
を所定厚みの板に加工した後、該板を５℃／秒以上の平
均加熱速度で４５１℃以上の温度まで昇温し、その温度
で５秒以上３００秒以下の時間保持する溶体化熱処理を
行った後、５℃／秒以上の平均冷却速度で常温まで冷却
し、更に５０℃以上１４０℃以下の温度で３０分以上の
予備時効を行うことを特徴とする。
【０００８】請求項４による成形加工用アルミニウム合
金板の製造方法は、請求項１に記載のアルミニウム合金
を所定厚みの板に加工した後、該板を５℃／秒以上の平
均加熱速度で４５１℃以上の温度まで昇温し、その温度
で５秒以上３００秒以下の時間保持する溶体化熱処理を
行った後、５℃／秒以上の平均冷却速度で常温まで冷却
し、更に１７０℃以上２５０℃以下の温度で６０秒以内
の復元処理を行うことを特徴とする。
金板の製造方法は、請求項１に記載のアルミニウム合金
を所定厚みの板に加工した後、該板を５℃／秒以上の平
均加熱速度で４５１℃以上の温度まで昇温し、その温度
で５秒以上３００秒以下の時間保持する溶体化熱処理を
行った後、５℃／秒以上の平均冷却速度で常温まで冷却
し、更に１７０℃以上２５０℃以下の温度で６０秒以内
の復元処理を行うことを特徴とする。
【０００９】
【発明の実施の形態】本発明の成形加工用アルミニウム
合金板における合金成分の意義およびその限定理由につ
いて説明すると、Ｓｉは、単体ＳｉあるいはＭｇと共存
してＭｇ2 Ｓｉ化合物を析出して、アルミニウム合金の
強度を向上させる機能を有する。Ｓｉの好ましい含有範
囲は2.1 ％〜4.0 ％であり、2.1 ％未満では強度低下を
招く場合があり、更に、回収屑の配合率が低下すること
からコストアップを招く。また、4.0 ％を越えると伸び
及び張出し成形性の低下を招く。Ｓｉのより好ましい含
有範囲は2.5 ％〜3.8 ％であり、更に好ましい含有範囲
は2.8 ％〜3.6 ％である。
合金板における合金成分の意義およびその限定理由につ
いて説明すると、Ｓｉは、単体ＳｉあるいはＭｇと共存
してＭｇ2 Ｓｉ化合物を析出して、アルミニウム合金の
強度を向上させる機能を有する。Ｓｉの好ましい含有範
囲は2.1 ％〜4.0 ％であり、2.1 ％未満では強度低下を
招く場合があり、更に、回収屑の配合率が低下すること
からコストアップを招く。また、4.0 ％を越えると伸び
及び張出し成形性の低下を招く。Ｓｉのより好ましい含
有範囲は2.5 ％〜3.8 ％であり、更に好ましい含有範囲
は2.8 ％〜3.6 ％である。
【００１０】Ｍｇは、Ｓｉと共存してＭｇ2 Ｓｉ化合物
を析出して、アルミニウム合金の強度を向上させる機能
を有する。Ｍｇの好ましい含有範囲は0.2 ％〜1.0 ％で
あり、0.2 ％未満では強度低下を招き、1.0 ％を越えて
含有すると張出し成形性が低下する。Ｍｇのより好まし
い含有範囲は0.3 ％〜0.8 ％であり、更に好ましい含有
範囲は0.4 ％〜0.6 ％である。
を析出して、アルミニウム合金の強度を向上させる機能
を有する。Ｍｇの好ましい含有範囲は0.2 ％〜1.0 ％で
あり、0.2 ％未満では強度低下を招き、1.0 ％を越えて
含有すると張出し成形性が低下する。Ｍｇのより好まし
い含有範囲は0.3 ％〜0.8 ％であり、更に好ましい含有
範囲は0.4 ％〜0.6 ％である。
【００１１】Ｍｎは、結晶粒を微細化させることによ
り、成形性を向上させる機能を有する。Ｍｎの好ましい
含有範囲は0.7 ％〜1.5 ％であり、0.7 ％未満では結晶
粒微細化効果が小さく、1.5 ％を越えると粗大な金属間
化合物が生成され、鋳造性の低下及び熱間圧延割れを招
く。Ｍｎのより好ましい含有範囲は0.7 ％〜1.3 ％であ
り、更に好ましい含有範囲は0.8 ％〜1.1 ％である。
り、成形性を向上させる機能を有する。Ｍｎの好ましい
含有範囲は0.7 ％〜1.5 ％であり、0.7 ％未満では結晶
粒微細化効果が小さく、1.5 ％を越えると粗大な金属間
化合物が生成され、鋳造性の低下及び熱間圧延割れを招
く。Ｍｎのより好ましい含有範囲は0.7 ％〜1.3 ％であ
り、更に好ましい含有範囲は0.8 ％〜1.1 ％である。
【００１２】Ｂｉは、微量添加することによって熱間脆
性を低下させ、圧延割れを防止する機能を有する。Ｂｉ
の好ましい含有範囲は0.01％〜0.1 ％であり、0.01％未
満ではその効果が小さく、0.1 ％を越えて含有している
と耐食性が低下する。Ｂｉのより好ましい含有範囲は0.
01％〜0.05％である。
性を低下させ、圧延割れを防止する機能を有する。Ｂｉ
の好ましい含有範囲は0.01％〜0.1 ％であり、0.01％未
満ではその効果が小さく、0.1 ％を越えて含有している
と耐食性が低下する。Ｂｉのより好ましい含有範囲は0.
01％〜0.05％である。
【００１３】本発明の成形加工用アルミニウム合金板に
は、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｔｉがいずれも不純物と
して含有するが、これらの不純物は、Ｆｅ:0.7％以下、
Ｃｕ:0.50 ％以下、Ｃｒ:0.10 ％以下、Ｚｎ:1.0％以
下、Ｔｉ:0.20 ％以下に制限することが好ましい。Ｆｅ
が上限を越えて含有していると、Ｆｅ系の化合物が多く
なり、成形性が低下する。Ｃｕが上限を越えて含有して
いると、耐食性が劣化する。Ｃｒが上限を越えて含有し
ていると、粗大化合物が形成され、鋳造性の低下及び熱
間圧延割れを招く。Ｚｎが上限を越えて含有している
と、耐食性が劣化する。Ｔｉが上限を越えて含有してい
ると、粗大晶出物が形成され、成形性を劣化させる。こ
れらの不純物のより好ましい制限範囲は、Ｆｅ:0.5％以
下、Ｃｕ:0.30 ％以下、Ｃｒ:0.07 ％以下、Ｚｎ:0.5％
以下、Ｔｉ:0.10 ％以下であり、これらの不純物の更に
好ましい制限範囲は、Ｆｅ:0.3％以下、Ｃｕ:0.20 ％以
下、Ｃｒ:0.05 ％以下、Ｚｎ:0.3％以下、Ｔｉ:0.05 ％
以下である。
は、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｔｉがいずれも不純物と
して含有するが、これらの不純物は、Ｆｅ:0.7％以下、
Ｃｕ:0.50 ％以下、Ｃｒ:0.10 ％以下、Ｚｎ:1.0％以
下、Ｔｉ:0.20 ％以下に制限することが好ましい。Ｆｅ
が上限を越えて含有していると、Ｆｅ系の化合物が多く
なり、成形性が低下する。Ｃｕが上限を越えて含有して
いると、耐食性が劣化する。Ｃｒが上限を越えて含有し
ていると、粗大化合物が形成され、鋳造性の低下及び熱
間圧延割れを招く。Ｚｎが上限を越えて含有している
と、耐食性が劣化する。Ｔｉが上限を越えて含有してい
ると、粗大晶出物が形成され、成形性を劣化させる。こ
れらの不純物のより好ましい制限範囲は、Ｆｅ:0.5％以
下、Ｃｕ:0.30 ％以下、Ｃｒ:0.07 ％以下、Ｚｎ:0.5％
以下、Ｔｉ:0.10 ％以下であり、これらの不純物の更に
好ましい制限範囲は、Ｆｅ:0.3％以下、Ｃｕ:0.20 ％以
下、Ｃｒ:0.05 ％以下、Ｚｎ:0.3％以下、Ｔｉ:0.05 ％
以下である。
【００１４】また、本発明の成形加工用アルミニウム合
金板は、Ｔ４調質（溶体化処理処理後、常温時効され
る）され、平均結晶粒径が５０μｍ以下に規定される。
平均結晶粒径が５０μｍを越えると、プレス加工におい
て肌荒れが生じ、外観不良を招く。更に、本発明の成形
加工用アルミニウム合金板は、耐力を７０ＭＰａ以上に
規定する。７０ＭＰａ未満では自動車の外板としての強
度が十分ではなく、更に成形加工における絞り性が不十
分となり、成形不良を招く。耐力のより好ましい範囲は
８０ＭＰａ以上である。
金板は、Ｔ４調質（溶体化処理処理後、常温時効され
る）され、平均結晶粒径が５０μｍ以下に規定される。
平均結晶粒径が５０μｍを越えると、プレス加工におい
て肌荒れが生じ、外観不良を招く。更に、本発明の成形
加工用アルミニウム合金板は、耐力を７０ＭＰａ以上に
規定する。７０ＭＰａ未満では自動車の外板としての強
度が十分ではなく、更に成形加工における絞り性が不十
分となり、成形不良を招く。耐力のより好ましい範囲は
８０ＭＰａ以上である。
【００１５】本発明の成形加工用アルミニウム合金板の
好ましい製造方法について説明すると、まず、上記の成
分組成を有するアルミニウム合金を常法に従い溶解す
る。その際、原料地金として回収アルミニウム合金屑の
使用が可能であるが、精錬によって得られた純アルミニ
ウム地金を使用することも出来る。回収アルミニウム合
金屑と純アルミニウム地金を併用する場合は、純アルミ
ニウム地金の使用比率によりコストが上昇する。鋳造方
法としては、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法）あるいは板連
続鋳造法（ＣＣ鋳造法）を適用するのが好ましい。
好ましい製造方法について説明すると、まず、上記の成
分組成を有するアルミニウム合金を常法に従い溶解す
る。その際、原料地金として回収アルミニウム合金屑の
使用が可能であるが、精錬によって得られた純アルミニ
ウム地金を使用することも出来る。回収アルミニウム合
金屑と純アルミニウム地金を併用する場合は、純アルミ
ニウム地金の使用比率によりコストが上昇する。鋳造方
法としては、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法）あるいは板連
続鋳造法（ＣＣ鋳造法）を適用するのが好ましい。
【００１６】鋳造により造塊された鋳造材を用いて、常
法に従って熱間圧延及び冷間圧延を行い、所定の厚みの
板を得る。なお、必要に応じて熱間圧延前に均質化熱処
理を行うことが出来、また、冷間圧延前あるいは冷間圧
延中に中間焼鈍を適宜行うこともできる。
法に従って熱間圧延及び冷間圧延を行い、所定の厚みの
板を得る。なお、必要に応じて熱間圧延前に均質化熱処
理を行うことが出来、また、冷間圧延前あるいは冷間圧
延中に中間焼鈍を適宜行うこともできる。
【００１７】このようにして得られた冷間圧延板を用
い、冷間圧延板を５℃／秒以上の平均加熱速度で４５１
℃以上の所定の温度まで昇温し、その温度で５秒以上３
００秒以下の時間保持する溶体化熱処理を行い、その
後、５℃／秒以上の平均冷却速度で常温まで冷却する。
この溶体化熱処理は、連続焼鈍炉（ＣＡＬ）を用いるの
が望ましい。溶体化熱処理の平均昇温速度が５℃／秒未
満の場合には、結晶粒の粗大化が生じ易い。また、到達
温度が４５１℃未満あるいは保持時間が５秒未満では、
Ｍｇ及びＳｉの固溶が不十分となるため、十分な強度を
得ることが出来ず、保持時間が３００秒を越える場合は
生産性が低下する。更に、常温までの平均冷却速度が５
℃／秒未満では十分な焼きが入らず、強度不良を起こし
易い。なお、溶体化熱処理温度の上限は特に規定されな
いが、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｇ2 Ｓｉの３元共晶点が５５５℃
であるため、この温度以下であることが好ましい。
い、冷間圧延板を５℃／秒以上の平均加熱速度で４５１
℃以上の所定の温度まで昇温し、その温度で５秒以上３
００秒以下の時間保持する溶体化熱処理を行い、その
後、５℃／秒以上の平均冷却速度で常温まで冷却する。
この溶体化熱処理は、連続焼鈍炉（ＣＡＬ）を用いるの
が望ましい。溶体化熱処理の平均昇温速度が５℃／秒未
満の場合には、結晶粒の粗大化が生じ易い。また、到達
温度が４５１℃未満あるいは保持時間が５秒未満では、
Ｍｇ及びＳｉの固溶が不十分となるため、十分な強度を
得ることが出来ず、保持時間が３００秒を越える場合は
生産性が低下する。更に、常温までの平均冷却速度が５
℃／秒未満では十分な焼きが入らず、強度不良を起こし
易い。なお、溶体化熱処理温度の上限は特に規定されな
いが、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｇ2 Ｓｉの３元共晶点が５５５℃
であるため、この温度以下であることが好ましい。
【００１８】自動車用の外板としてアルミニウム合金板
を使用する場合には、塗装焼付け処理により強度が向上
する、「ベークハード性」を有することが望ましい。そ
のため、常温まで焼入れした後、必要に応じて、望まし
くは焼入れ後６０分以内に、５０℃以上１４０℃以下の
温度で３０分以上の予備時効処理を行う。５０℃未満あ
るいは３０分未満の処理では「ベークハード性」の効果
が小さく、１４０℃を越える温度での処理では時効硬化
が起こり、成形性が低下する。
を使用する場合には、塗装焼付け処理により強度が向上
する、「ベークハード性」を有することが望ましい。そ
のため、常温まで焼入れした後、必要に応じて、望まし
くは焼入れ後６０分以内に、５０℃以上１４０℃以下の
温度で３０分以上の予備時効処理を行う。５０℃未満あ
るいは３０分未満の処理では「ベークハード性」の効果
が小さく、１４０℃を越える温度での処理では時効硬化
が起こり、成形性が低下する。
【００１９】更に、復元処理によっても上記「ベークハ
ード性」が得られる。この場合には、常温まで焼入れし
た後、望ましくは３日以内に１７０℃以上２５０℃以下
の温度で６０秒以内の熱処理（復元処理）を行う。１７
０℃未満では効果が十分ではなく、２５０℃を越えると
析出物の粗大化による強度低下が起こり、処理時間が６
０秒を越えると時効硬化が起こり、成形性の低下を招
く。
ード性」が得られる。この場合には、常温まで焼入れし
た後、望ましくは３日以内に１７０℃以上２５０℃以下
の温度で６０秒以内の熱処理（復元処理）を行う。１７
０℃未満では効果が十分ではなく、２５０℃を越えると
析出物の粗大化による強度低下が起こり、処理時間が６
０秒を越えると時効硬化が起こり、成形性の低下を招
く。
【００２０】
【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。なお、これらの実施例は、本発明の１実施態様
を示すものであり、本発明はこれらに限定されるもので
はない。
明する。なお、これらの実施例は、本発明の１実施態様
を示すものであり、本発明はこれらに限定されるもので
はない。
【００２１】実施例１
半連続鋳造法により、表１に示す成分組成の各アルミニ
ウム合金（合金Ｎｏ．ａ〜ｈ）を造塊し、それらの鋳塊
を５００℃に加熱した後、熱間圧延して厚さ３ｍｍの板
とし、室温まで冷却後、冷間圧延して１ｍｍの板とし
た。これらの冷間圧延板を平均昇温速度２０℃／秒で５
００℃に加熱し、１０秒間保持した後、平均冷却速度２
０℃／秒で常温まで焼入れを行い、更に５分間以内に１
００℃まで再加熱し、１００分間保持した後、常温まで
冷却して、Ｔ４調質材とした。
ウム合金（合金Ｎｏ．ａ〜ｈ）を造塊し、それらの鋳塊
を５００℃に加熱した後、熱間圧延して厚さ３ｍｍの板
とし、室温まで冷却後、冷間圧延して１ｍｍの板とし
た。これらの冷間圧延板を平均昇温速度２０℃／秒で５
００℃に加熱し、１０秒間保持した後、平均冷却速度２
０℃／秒で常温まで焼入れを行い、更に５分間以内に１
００℃まで再加熱し、１００分間保持した後、常温まで
冷却して、Ｔ４調質材とした。
【００２２】得られた各板をＴ４調質のまま試験材（Ｔ
４調質板）とし、以下の方法に従って、（１）常温の引
張性質、（２）成形性（成形限界高さ）、（３）平均結
晶粒径を測定、評価した。なお、Ｔ４調質板に１７０℃
で３０分間のベークハード処理を行ったものについても
常温の引張試験を行った。結果を表２に示す。 （１）引張試験 ＪＩＳ Ｚ２２４１に基づき、各試験材の圧延方向、圧
延方向に対して４５°方向、および圧延方向と直角方向
から引張試験片を採取して、それぞれの方向についてＵ
ＴＳ（引張強さ）、ＹＳ（耐力）及びδ（破断伸び）を
測定し、当該３つの方向についての測定値の平均値を求
める。 （２）成形性（成形限界高さ） 成形性は各試験材について、深絞り性及び張出し性によ
り評価する。深絞り性は、各試験材を直径１１２．５ｍ
ｍの円形板に成形し、低粘度潤滑油を塗布した後、直径
５０ｍｍの平頭ポンチを用いて、しわ押さえ力３４ｋ
Ｎ、成形速度２．０ｍｍ／秒で得た限界成形高さにより
評価する。張出し性は、各試験材を直径１２０ｍｍの円
形板に成形し、低粘度潤滑油を塗布した後、直径５０ｍ
ｍの球頭ポンチを用いて、しわ押さえ力４０ｋＮ、成形
速度２．０ｍｍ／秒で得た限界成形高さにより評価す
る。 （３）平均結晶粒径の測定 各試験材の偏光ミクロ組織を観察し、切断法によって平
均結晶粒径を測定する。
４調質板）とし、以下の方法に従って、（１）常温の引
張性質、（２）成形性（成形限界高さ）、（３）平均結
晶粒径を測定、評価した。なお、Ｔ４調質板に１７０℃
で３０分間のベークハード処理を行ったものについても
常温の引張試験を行った。結果を表２に示す。 （１）引張試験 ＪＩＳ Ｚ２２４１に基づき、各試験材の圧延方向、圧
延方向に対して４５°方向、および圧延方向と直角方向
から引張試験片を採取して、それぞれの方向についてＵ
ＴＳ（引張強さ）、ＹＳ（耐力）及びδ（破断伸び）を
測定し、当該３つの方向についての測定値の平均値を求
める。 （２）成形性（成形限界高さ） 成形性は各試験材について、深絞り性及び張出し性によ
り評価する。深絞り性は、各試験材を直径１１２．５ｍ
ｍの円形板に成形し、低粘度潤滑油を塗布した後、直径
５０ｍｍの平頭ポンチを用いて、しわ押さえ力３４ｋ
Ｎ、成形速度２．０ｍｍ／秒で得た限界成形高さにより
評価する。張出し性は、各試験材を直径１２０ｍｍの円
形板に成形し、低粘度潤滑油を塗布した後、直径５０ｍ
ｍの球頭ポンチを用いて、しわ押さえ力４０ｋＮ、成形
速度２．０ｍｍ／秒で得た限界成形高さにより評価す
る。 （３）平均結晶粒径の測定 各試験材の偏光ミクロ組織を観察し、切断法によって平
均結晶粒径を測定する。
【００２３】
【表１】
【００２４】
【表２】
【００２５】実施例２
実施例１で得られた各冷間圧延板を、平均昇温速度２０
℃／秒で５００℃の温度に加熱し、１０秒間保持した
後、平均冷却速度２０℃／秒で常温まで焼入れを行い、
更に２００℃で３０秒の復元処理を行い、常温まで冷却
して、Ｔ４調質材とした。得られた各板をＴ４調質のま
ま試験材（Ｔ４調質板）とし、実施例１と同一の方法に
従って、（１）常温の引張性質、（２）成形性（成形限
界高さ）、（３）平均結晶粒径を測定、評価した。な
お、Ｔ４調質板に１７０℃で３０分間のベークハード処
理を行ったものについても常温の引張試験を行った。結
果を表３に示す。
℃／秒で５００℃の温度に加熱し、１０秒間保持した
後、平均冷却速度２０℃／秒で常温まで焼入れを行い、
更に２００℃で３０秒の復元処理を行い、常温まで冷却
して、Ｔ４調質材とした。得られた各板をＴ４調質のま
ま試験材（Ｔ４調質板）とし、実施例１と同一の方法に
従って、（１）常温の引張性質、（２）成形性（成形限
界高さ）、（３）平均結晶粒径を測定、評価した。な
お、Ｔ４調質板に１７０℃で３０分間のベークハード処
理を行ったものについても常温の引張試験を行った。結
果を表３に示す。
【００２６】
【表３】
【００２７】実施例３
実施例１の合金Ｎｏ．１の冷間圧延板（厚さ１ｍｍ）
を、平均昇温速度１０℃／秒で４６０℃に加熱し、５秒
間保持した後、平均冷却速度１０℃／秒で常温まで焼入
れを行い、更に５分間以内に１００℃まで再加熱し１０
０分間保持した後、常温まで冷却して、Ｔ４調質材とし
た。この板をＴ４調質のまま試験材（Ｔ４調質板）と
し、実施例１と同一の方法に従って、（１）常温の引張
性質、（２）成形性（成形限界高さ）、（３）平均結晶
粒径を測定、評価した。なお、Ｔ４調質板に１７０℃で
３０分間のベークハード処理を行ったものについても常
温の引張試験を行った。結果を表４に示す。
を、平均昇温速度１０℃／秒で４６０℃に加熱し、５秒
間保持した後、平均冷却速度１０℃／秒で常温まで焼入
れを行い、更に５分間以内に１００℃まで再加熱し１０
０分間保持した後、常温まで冷却して、Ｔ４調質材とし
た。この板をＴ４調質のまま試験材（Ｔ４調質板）と
し、実施例１と同一の方法に従って、（１）常温の引張
性質、（２）成形性（成形限界高さ）、（３）平均結晶
粒径を測定、評価した。なお、Ｔ４調質板に１７０℃で
３０分間のベークハード処理を行ったものについても常
温の引張試験を行った。結果を表４に示す。
【００２８】
【表４】
【００２９】実施例４
実施例１の合金Ｎｏ．１の冷間圧延板を、平均昇温速度
２０℃／秒で５５０℃に加熱し、２５０秒間保持した
後、平均冷却速度２０℃／秒で常温まで焼き入れを行
い、更に５分間以内に１００℃まで再加熱し１００分間
保持した後、常温まで冷却して、Ｔ４調質材とした。こ
の板をＴ４調質のまま試験材（Ｔ４調質板）とし、実施
例１と同一の方法に従って、（１）常温の引張性質、
（２）成形性（成形限界高さ）、（３）平均結晶粒径を
測定、評価した。なお、Ｔ４調質板に１７０℃で３０分
間のベークハード処理を行ったものについても常温の引
張試験を行った。結果を表５に示す。
２０℃／秒で５５０℃に加熱し、２５０秒間保持した
後、平均冷却速度２０℃／秒で常温まで焼き入れを行
い、更に５分間以内に１００℃まで再加熱し１００分間
保持した後、常温まで冷却して、Ｔ４調質材とした。こ
の板をＴ４調質のまま試験材（Ｔ４調質板）とし、実施
例１と同一の方法に従って、（１）常温の引張性質、
（２）成形性（成形限界高さ）、（３）平均結晶粒径を
測定、評価した。なお、Ｔ４調質板に１７０℃で３０分
間のベークハード処理を行ったものについても常温の引
張試験を行った。結果を表５に示す。
【００３０】
【表５】
【００３１】比較例１
半連続鋳造法により、表６に示す成分組成の合金Ｎｏ．
ｉ〜ｐの各アルミニウム合金を造塊し、それらの鋳塊か
ら実施例１と同様に処理して、Ｔ４調質材とした。得ら
れた各板をＴ４調質のまま試験材（Ｔ４調質板）とし、
実施例１と同一の方法に従って、（１）常温の引張性
質、（２）成形性（成形限界高さ）、（３）平均結晶粒
径を測定、評価した。なお、Ｔ４調質板に１７０℃で３
０分間のベークハード処理を行ったものについても常温
の引張試験を行った。結果を表７に示す。
ｉ〜ｐの各アルミニウム合金を造塊し、それらの鋳塊か
ら実施例１と同様に処理して、Ｔ４調質材とした。得ら
れた各板をＴ４調質のまま試験材（Ｔ４調質板）とし、
実施例１と同一の方法に従って、（１）常温の引張性
質、（２）成形性（成形限界高さ）、（３）平均結晶粒
径を測定、評価した。なお、Ｔ４調質板に１７０℃で３
０分間のベークハード処理を行ったものについても常温
の引張試験を行った。結果を表７に示す。
【００３２】
【表６】
【００３３】
【表７】
【００３４】比較例２
半連続鋳造法により、表１に示す合金Ｎｏ．ａの成分組
成を有するアルミニウム合金を造塊し、鋳塊を５００℃
に加熱した後、熱間圧延して厚さ３ｍｍの板とし、室温
まで冷却後、冷間圧延して厚さ１ｍｍの板とする。この
冷間圧延板を用いて、表８に示す条件で、溶体化熱処
理、焼入れ、予備時効処理及び復元処理を行い、Ｔ４調
質にした。これらの各板をＴ４調質のまま試験材（Ｔ４
調質板）とし、実施例１と同一の方法に従って、（１）
常温の引張性質、（２）成形性（成形限界高さ）、
（３）平均結晶粒径を測定、評価した。なお、Ｔ４調質
板に１７０℃で３０分間のベークハード処理を行ったも
のについても常温の引張試験を行った。結果を表９に示
す。
成を有するアルミニウム合金を造塊し、鋳塊を５００℃
に加熱した後、熱間圧延して厚さ３ｍｍの板とし、室温
まで冷却後、冷間圧延して厚さ１ｍｍの板とする。この
冷間圧延板を用いて、表８に示す条件で、溶体化熱処
理、焼入れ、予備時効処理及び復元処理を行い、Ｔ４調
質にした。これらの各板をＴ４調質のまま試験材（Ｔ４
調質板）とし、実施例１と同一の方法に従って、（１）
常温の引張性質、（２）成形性（成形限界高さ）、
（３）平均結晶粒径を測定、評価した。なお、Ｔ４調質
板に１７０℃で３０分間のベークハード処理を行ったも
のについても常温の引張試験を行った。結果を表９に示
す。
【００３５】
【表８】
【００３６】
【表９】
【００３７】表２、３、４、５にみられるように、本発
明の条件に従う試験材Ｎｏ．１〜１８はいずれも、優れ
た引張強さ、耐力（Ｔ４調質で７０ＭＰａ以上、ベーク
ハード後に殆ど１５０ＭＰａ以上）及び破断伸びを示
し、成形性も良好（深絞り限界高さ９．０ｍｍ以上）、
張出し限界高さ（１６．０ｍｍ以上）を示した。また、
平均結晶粒径は５０μｍ以下であった。
明の条件に従う試験材Ｎｏ．１〜１８はいずれも、優れ
た引張強さ、耐力（Ｔ４調質で７０ＭＰａ以上、ベーク
ハード後に殆ど１５０ＭＰａ以上）及び破断伸びを示
し、成形性も良好（深絞り限界高さ９．０ｍｍ以上）、
張出し限界高さ（１６．０ｍｍ以上）を示した。また、
平均結晶粒径は５０μｍ以下であった。
【００３８】これに対して、比較例で得られた試験材
は、引張特性、成形性のいずれかが劣っており、平均結
晶粒径は５０μｍを越えるものが多くあった。すなわ
ち、試験材Ｎｏ．１９は、Ｓｉが本発明の範囲の下限値
未満であるため、耐力が下限値を下回った。試験材Ｎ
ｏ．２０は、Ｓｉが本発明の範囲の上限値を越えている
ため、伸びが低下すると共に張出し成形性も低下した。
は、引張特性、成形性のいずれかが劣っており、平均結
晶粒径は５０μｍを越えるものが多くあった。すなわ
ち、試験材Ｎｏ．１９は、Ｓｉが本発明の範囲の下限値
未満であるため、耐力が下限値を下回った。試験材Ｎ
ｏ．２０は、Ｓｉが本発明の範囲の上限値を越えている
ため、伸びが低下すると共に張出し成形性も低下した。
【００３９】試験材Ｎｏ．２１は、Ｍｎが本発明の範囲
の下限値未満であるため、平均結晶粒径が５０μｍを越
えている。試験材Ｎｏ．２２は、Ｍｎが本発明の範囲の
上限値を越えているため、鋳造時に粗大晶出物を形成
し、熱間圧延で割れが生じた。試験材Ｎｏ．２３は、Ｍ
ｇが本発明の範囲の下限値未満であるため、耐力が下限
値を下回った。試験材Ｎｏ．２４は、Ｍｇが本発明の範
囲の上限値を越えているため、伸びが低下すると共に、
張出し成形性も低下した。試験材Ｎｏ．２５は、Ｂｉが
本発明の範囲の下限値未満であるため、熱間圧延で割れ
が生じた。試験材Ｎｏ．２６は、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｚ
ｎ、Ｔｉ、Ｂｉが上限値を越えて含有していたので、鋳
造時に割れが発生し、健全な板を作製することが出来な
かった。
の下限値未満であるため、平均結晶粒径が５０μｍを越
えている。試験材Ｎｏ．２２は、Ｍｎが本発明の範囲の
上限値を越えているため、鋳造時に粗大晶出物を形成
し、熱間圧延で割れが生じた。試験材Ｎｏ．２３は、Ｍ
ｇが本発明の範囲の下限値未満であるため、耐力が下限
値を下回った。試験材Ｎｏ．２４は、Ｍｇが本発明の範
囲の上限値を越えているため、伸びが低下すると共に、
張出し成形性も低下した。試験材Ｎｏ．２５は、Ｂｉが
本発明の範囲の下限値未満であるため、熱間圧延で割れ
が生じた。試験材Ｎｏ．２６は、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｚ
ｎ、Ｔｉ、Ｂｉが上限値を越えて含有していたので、鋳
造時に割れが発生し、健全な板を作製することが出来な
かった。
【００４０】試験材Ｎｏ．２７は、溶体化熱処理の昇温
速度が本発明の範囲の下限値未満であるため、結晶粒の
粗大化が生じ、平均結晶粒径が５０μｍを越えた。試験
材Ｎｏ．２８は、溶体化熱処理の保持温度が本発明の範
囲の下限値未満であるため、 耐力が下限値を下
回った。試験材Ｎｏ．２９は、溶体化熱処理の保持時間
が本発明の範囲の下限値未満であるため、耐力が下限値
を下回った。試験材Ｎｏ．３０は、溶体化熱処理の冷却
速度が本発明の範囲の下限値未満であるため、耐力が下
限値を下回った。
速度が本発明の範囲の下限値未満であるため、結晶粒の
粗大化が生じ、平均結晶粒径が５０μｍを越えた。試験
材Ｎｏ．２８は、溶体化熱処理の保持温度が本発明の範
囲の下限値未満であるため、 耐力が下限値を下
回った。試験材Ｎｏ．２９は、溶体化熱処理の保持時間
が本発明の範囲の下限値未満であるため、耐力が下限値
を下回った。試験材Ｎｏ．３０は、溶体化熱処理の冷却
速度が本発明の範囲の下限値未満であるため、耐力が下
限値を下回った。
【００４１】試験材Ｎｏ．３１は、予備時効温度及び時
間が本発明の範囲の下限値未満であるため、ベークハー
ド性が低下した。試験材Ｎｏ．３２は、予備時効温度が
本発明の範囲の上限値を越えたため、強度が高く、成形
性が低下した。試験材Ｎｏ．３３は、復元処理温度が本
発明の範囲の下限値未満であるため、ベークハード性が
低下した。試験材Ｎｏ．３４は、復元処理温度が本発明
の範囲の上限値を越えたため、耐力が下限値を下回っ
た。試験材Ｎｏ．３５は、復元処理時間が本発明の範囲
の上限値を越えたため、成形性が低下した。
間が本発明の範囲の下限値未満であるため、ベークハー
ド性が低下した。試験材Ｎｏ．３２は、予備時効温度が
本発明の範囲の上限値を越えたため、強度が高く、成形
性が低下した。試験材Ｎｏ．３３は、復元処理温度が本
発明の範囲の下限値未満であるため、ベークハード性が
低下した。試験材Ｎｏ．３４は、復元処理温度が本発明
の範囲の上限値を越えたため、耐力が下限値を下回っ
た。試験材Ｎｏ．３５は、復元処理時間が本発明の範囲
の上限値を越えたため、成形性が低下した。
【００４２】
【発明の効果】本発明によれば、自動車外板などの輸送
機器部材において、プレス成形を行う部位に好適に使用
される強度及び成形性に優れたアルミニウム合金板及び
その製造方法が提供される。当該アルミニウム合金板の
製造においては、原料として回収アルミニウム合金屑を
使用することが可能となるため、コスト低減が達成し得
る。
機器部材において、プレス成形を行う部位に好適に使用
される強度及び成形性に優れたアルミニウム合金板及び
その製造方法が提供される。当該アルミニウム合金板の
製造においては、原料として回収アルミニウム合金屑を
使用することが可能となるため、コスト低減が達成し得
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 1/00 ６３１ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３１Ｚ
６９１ ６９１Ａ
６９１Ｂ
６９１Ｃ
６９２ ６９２Ａ
６９２Ｂ
(72)発明者 浅野 峰生
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 (4)
- 【請求項１】 Ｓｉ:2.1％〜4.0 ％（質量％、以下同
じ）、Ｍｎ:0.7％〜1.5 ％、Ｍｇ:0.2％〜1.0 ％、Ｂ
ｉ:0.01 ％〜0.1 ％を含有し、不純物元素としてのＦｅ
を0.7 ％以下、Ｃｕを0.50％以下、Ｃｒを0.10％以下、
Ｚｎを1.0 ％以下、Ｔｉを0.20％以下に制限し、残部Ａ
ｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金のＴ４
調質された板であって、平均結晶粒径が５０μｍ以下で
あり、且つ耐力が７０ＭＰａ以上であることを特徴とす
る成形加工用アルミニウム合金板。 - 【請求項２】 請求項１に記載のアルミニウム合金を所
定厚みの板に加工した後、該板を５℃／秒以上の平均加
熱速度で４５１℃以上の温度まで昇温し、その温度で５
秒以上３００秒以下の時間保持する溶体化熱処理を行っ
た後、５℃／秒以上の平均冷却速度で常温まで冷却する
ことを特徴とする成形加工用アルミニウム合金板の製造
方法。 - 【請求項３】 請求項１に記載のアルミニウム合金を所
定厚みの板に加工した後、該板を５℃／秒以上の平均加
熱速度で４５１℃以上の温度まで昇温し、その温度で５
秒以上３００秒以下の時間保持する溶体化熱処理を行っ
た後、５℃／秒以上の平均冷却速度で常温まで冷却し、
更に５０℃以上１４０℃以下の温度で３０分以上の予備
時効を行うことを特徴とする成形加工用アルミニウム合
金板の製造方法。 - 【請求項４】 請求項１に記載のアルミニウム合金を所
定厚みの板に加工した後、該板を５℃／秒以上の平均加
熱速度で４５１℃以上の温度まで昇温し、その温度で５
秒以上３００秒以下の時間保持する溶体化熱処理を行っ
た後、５℃／秒以上の平均冷却速度で常温まで冷却し、
更に１７０℃以上２５０℃以下の温度で６０秒以内の復
元処理を行うことを特徴とする成形加工用アルミニウム
合金板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001272296A JP2003073764A (ja) | 2001-09-07 | 2001-09-07 | 成形加工用アルミニウム合金板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001272296A JP2003073764A (ja) | 2001-09-07 | 2001-09-07 | 成形加工用アルミニウム合金板及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003073764A true JP2003073764A (ja) | 2003-03-12 |
Family
ID=19097691
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001272296A Pending JP2003073764A (ja) | 2001-09-07 | 2001-09-07 | 成形加工用アルミニウム合金板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2003073764A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US10016837B2 (en) | 2003-06-09 | 2018-07-10 | Uacj Corporation | Method of joining heat-treatable aluminum alloy members by friction stir welding |
| JP2018526529A (ja) * | 2015-07-02 | 2018-09-13 | コンステリウム ヌフ−ブリザックＣｏｎｓｔｅｌｌｉｕｍ Ｎｅｕｆ−Ｂｒｉｓａｃｈ | フィラーワイヤ無しのアルミニウム合金製のモノリシック半完成品のレーザ溶接方法、対応する構造コンポーネントおよびテーラードブランク |
| JP2021059774A (ja) * | 2019-10-09 | 2021-04-15 | 株式会社Uacj | アルミニウム合金板 |
-
2001
- 2001-09-07 JP JP2001272296A patent/JP2003073764A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US10016837B2 (en) | 2003-06-09 | 2018-07-10 | Uacj Corporation | Method of joining heat-treatable aluminum alloy members by friction stir welding |
| JP2018526529A (ja) * | 2015-07-02 | 2018-09-13 | コンステリウム ヌフ−ブリザックＣｏｎｓｔｅｌｌｉｕｍ Ｎｅｕｆ−Ｂｒｉｓａｃｈ | フィラーワイヤ無しのアルミニウム合金製のモノリシック半完成品のレーザ溶接方法、対応する構造コンポーネントおよびテーラードブランク |
| US10661389B2 (en) | 2015-07-02 | 2020-05-26 | Constellium Neuf-Brisach | Method for the laser welding of monolithic semi-finished products made from aluminium alloy, without filler wire, and corresponding structural component and tailored blank |
| JP2021059774A (ja) * | 2019-10-09 | 2021-04-15 | 株式会社Uacj | アルミニウム合金板 |
| US11591674B2 (en) | 2019-10-09 | 2023-02-28 | Uacj Corporation | Aluminum-alloy sheet |
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