JP2003518192A - ６０００系アルミニウム合金板の製法 - Google Patents
６０００系アルミニウム合金板の製法Info
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- JP2003518192A JP2003518192A JP2000602828A JP2000602828A JP2003518192A JP 2003518192 A JP2003518192 A JP 2003518192A JP 2000602828 A JP2000602828 A JP 2000602828A JP 2000602828 A JP2000602828 A JP 2000602828A JP 2003518192 A JP2003518192 A JP 2003518192A
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
- C22F1/047—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with magnesium as the next major constituent
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
- C22C21/08—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent with silicon
Abstract
(57)【要約】
本発明は、6000系アルミニウム合金の地金を、自己焼鈍合金板に変換する方法であって、上記地金を、処理温度少なくとも560℃の第１段階均質化処理と、処理温度450〜480℃の第２段階均質化処理との二段階均質化処理に付し、次いで均質化処理済み地金を、出発温度450〜480℃から最終温度320〜360℃までの熱間圧延処理温度で、熱間圧延することを特徴とする方法を開示する。得られた熱間圧延済みの合金板は、通常、立方晶系再結晶化成分が低い。
Description
【０００１】
（技術分野）
本発明は、AA 6000系アルミニウム合金板の製法に関する。
【０００２】
（従来の技術）
自動用の外部クロージャー板パネルには、成型操作による表面粗さがないこと
などを含め、高度な表面仕上が要求される。AA 6000系アルミニウム合金板は、
ローピング（roping）と呼ばれる欠陥が起こりやすく、これは、加圧成形時の延
伸によって発生する可視的な表面起伏に起因する。この欠陥を防止してローピン
グがない合金板を製造する従来法によれば、冷間圧延の処理前または処理間のい
ずれかにおいて、再結晶焼鈍を行っており、これらはバッチ式工程または連続工
程のいずれでも実施可能である。これら従来法は、処理時間およびエネルギー消
費の両方の観点から、コスト高である。さらに従来法では、焼鈍工程を導入する
と、最終厚みにおける溶体化熱処理能力が悪影響を受けることがあり、このため
、塗料焼付け前後に到達可能な強度が低下する。
などを含め、高度な表面仕上が要求される。AA 6000系アルミニウム合金板は、
ローピング（roping）と呼ばれる欠陥が起こりやすく、これは、加圧成形時の延
伸によって発生する可視的な表面起伏に起因する。この欠陥を防止してローピン
グがない合金板を製造する従来法によれば、冷間圧延の処理前または処理間のい
ずれかにおいて、再結晶焼鈍を行っており、これらはバッチ式工程または連続工
程のいずれでも実施可能である。これら従来法は、処理時間およびエネルギー消
費の両方の観点から、コスト高である。さらに従来法では、焼鈍工程を導入する
と、最終厚みにおける溶体化熱処理能力が悪影響を受けることがあり、このため
、塗料焼付け前後に到達可能な強度が低下する。
【０００３】
AA 6000系アルミニウム合金を除き、ある種のアルミニウム合金は、自己焼鈍
状態を引き起こす条件下に、熱間圧延処理に付すこと、すなわち特殊な再結晶焼
鈍工程を必要とせずに再結晶化できることが知られている。本発明は、熱間圧延
済み合金板を自己焼鈍状態にさせるような方法で、6000系アルミニウム合金を処
理する方法に関する。
状態を引き起こす条件下に、熱間圧延処理に付すこと、すなわち特殊な再結晶焼
鈍工程を必要とせずに再結晶化できることが知られている。本発明は、熱間圧延
済み合金板を自己焼鈍状態にさせるような方法で、6000系アルミニウム合金を処
理する方法に関する。
【０００４】
本発明の１つの態様によれば、本発明は、6000系アルミニウム合金の地金を、
自己焼鈍合金板に変換する方法であって、 上記地金を、処理温度少なくとも560℃の第１段階均質化処理と、処理温度450
〜480℃の第２段階均質化処理との二段階均質化処理に付し、次いで 均質化処理済み地金を、出発温度450〜480℃から最終温度320〜360℃までの熱
間圧延処理温度で、熱間圧延することを特徴とする方法を提供する。以下に詳述
するように、熱間圧延済み合金板は、処理条件の精密な制御並びに合金組成の精
密な調整によって、自己焼鈍状態にさせることができる。
自己焼鈍合金板に変換する方法であって、 上記地金を、処理温度少なくとも560℃の第１段階均質化処理と、処理温度450
〜480℃の第２段階均質化処理との二段階均質化処理に付し、次いで 均質化処理済み地金を、出発温度450〜480℃から最終温度320〜360℃までの熱
間圧延処理温度で、熱間圧延することを特徴とする方法を提供する。以下に詳述
するように、熱間圧延済み合金板は、処理条件の精密な制御並びに合金組成の精
密な調整によって、自己焼鈍状態にさせることができる。
【０００５】
好適な合金組成は次のとおりである。
Si：0.3〜1.8重量％、好適には0.9〜1.3重量％
Fe：0.5重量％までの量、好適には0.15〜0.4重量％
Mg：0.30〜1.5重量％、好適には0.35〜0.50重量％
Cu：0.3重量％までの量、好適には0.2重量％までの量
Mn：0.03〜0.2重量％、好適には0.04〜0.10重量％
Cr：0.35重量％までの量、好適には0.01〜0.15重量％
他の成分：0.05重量％までの量（各成分）および0.15重量％までの量（総量）
Al：残部
【０００６】
一般に、銅含有率が高い合金は、満足のゆく自己焼鈍特性を示さない。したが
って、Cu含有率を低いレベルに維持することが好適である。また、Mnを含む分散
質は、地金均質化処理によって粗大化し、このように粗大化した分散質は、後に
熱間圧延済み合金板の自己焼鈍特性に寄与することができる。この効果を顕著に
するため、合金中のMn含有率は、少なくとも0.03重量％または0.04重量％とする
必要がある。Mn含有率は、0.1重量％または0.2重量％を超えると、再結晶化温度
は、熱間圧延処理において、実施不可能なレベルまで上昇する。Mnを微分散形態
に維持するには、Crを合金に混和することが好適である。Si、Fe、Mgなどの他の
合金成分は、本明細書に開示の自己焼鈍特性に対して大きな影響を与えないので
、AA6000合金中に通常使用される濃度で使用することができる。
って、Cu含有率を低いレベルに維持することが好適である。また、Mnを含む分散
質は、地金均質化処理によって粗大化し、このように粗大化した分散質は、後に
熱間圧延済み合金板の自己焼鈍特性に寄与することができる。この効果を顕著に
するため、合金中のMn含有率は、少なくとも0.03重量％または0.04重量％とする
必要がある。Mn含有率は、0.1重量％または0.2重量％を超えると、再結晶化温度
は、熱間圧延処理において、実施不可能なレベルまで上昇する。Mnを微分散形態
に維持するには、Crを合金に混和することが好適である。Si、Fe、Mgなどの他の
合金成分は、本明細書に開示の自己焼鈍特性に対して大きな影響を与えないので
、AA6000合金中に通常使用される濃度で使用することができる。
【０００７】
鋳造技術は、本発明にとって重要ではないが、一般に、必要な組成の合金は、
DC鋳造法によって地金に鋳造される。地金は、二段階均質化処理に付され、その
第１段階では、処理温度は、少なくとも560℃、好適には少なくとも570℃で、処
理時間は、少なくとも1時間である。最高均質化温度は、地金の再溶融回避の必
要性に応じて設定され、実用的な目的では590℃である。Mnは分散質として存在
するが、この高温での均質化の主目的は、分散質の粒径を、後の工程での再結晶
化を促進させる程度、例えば、少なくとも0.25μmの平均相当直径（Dc）に、粗
大化することである。均質化処理時間および均質化処理温度は、以上の事項を考
慮して選択すべきである。
DC鋳造法によって地金に鋳造される。地金は、二段階均質化処理に付され、その
第１段階では、処理温度は、少なくとも560℃、好適には少なくとも570℃で、処
理時間は、少なくとも1時間である。最高均質化温度は、地金の再溶融回避の必
要性に応じて設定され、実用的な目的では590℃である。Mnは分散質として存在
するが、この高温での均質化の主目的は、分散質の粒径を、後の工程での再結晶
化を促進させる程度、例えば、少なくとも0.25μmの平均相当直径（Dc）に、粗
大化することである。均質化処理時間および均質化処理温度は、以上の事項を考
慮して選択すべきである。
【０００８】
均質化の第２段階では、地金を450℃〜480℃、好適には460℃〜480℃の温度で
処理する。地金は、第１段階均質化処理温度から周囲温度に冷却し、その後に再
加熱してもよいし、または、より好適には単純に、第１段階均質化温度から第２
段階均質化温度に冷却することができる。第１段階均質化温度から熱間圧延温度
よりも低い温度に冷却した地金は、好適には、少なくとも500℃に再加熱してMn
分散質を再溶解させ、その後、第２均質化温度の450℃〜480℃に冷却することが
できる。他の段階では冶金学的に重要ではないが、第２段階での地金は、第２段
階均質化温度で熱平衡状態にさせるべきである。
処理する。地金は、第１段階均質化処理温度から周囲温度に冷却し、その後に再
加熱してもよいし、または、より好適には単純に、第１段階均質化温度から第２
段階均質化温度に冷却することができる。第１段階均質化温度から熱間圧延温度
よりも低い温度に冷却した地金は、好適には、少なくとも500℃に再加熱してMn
分散質を再溶解させ、その後、第２均質化温度の450℃〜480℃に冷却することが
できる。他の段階では冶金学的に重要ではないが、第２段階での地金は、第２段
階均質化温度で熱平衡状態にさせるべきである。
【０００９】
次に、均質化済みの地金は、開始熱間圧延地金温度450℃〜480℃、好適には46
0℃〜480℃、および最終熱間圧延地金温度320℃〜360℃、好適には330℃〜350℃
で熱間圧延処理に付す。好適には、熱間圧延は二段階で行うことができる。第１
段階では、地金を破砕機の前後から繰返し通過させて、板厚を30〜50mmまで減少
させる。通常、この第１段階は実質的に等温条件で行い、得られるスラブの温度
は、好適には、430℃〜470℃である。スラブは、過度に冷却すれば次の段階で圧
延不可能となり、過度に加熱すれば、最終熱間圧延済み合金板において所望の微
細構造を達成するのに充分な速度で圧延するのが困難となりうる。
0℃〜480℃、および最終熱間圧延地金温度320℃〜360℃、好適には330℃〜350℃
で熱間圧延処理に付す。好適には、熱間圧延は二段階で行うことができる。第１
段階では、地金を破砕機の前後から繰返し通過させて、板厚を30〜50mmまで減少
させる。通常、この第１段階は実質的に等温条件で行い、得られるスラブの温度
は、好適には、430℃〜470℃である。スラブは、過度に冷却すれば次の段階で圧
延不可能となり、過度に加熱すれば、最終熱間圧延済み合金板において所望の微
細構造を達成するのに充分な速度で圧延するのが困難となりうる。
【００１０】
通常、第２段階の熱間圧延処理では、3、4または5つのスタンドタンデム圧延
機を通過させる。通常、スラブは、各スタンドを通過するごとに、40℃〜50℃ず
つ冷却されるが、本発明では、この温度低下を、比較的低温のスラブを高速で圧
延することによって小さくすることができる。好適には、この第２段階熱間圧延
によって、少なくとも90％の板厚が減少し、好適には、板厚減少率は、最終スタ
ンドでは、再結晶化促進のため平均減少率よりも大きい。好適には、最終スタン
ドでの板厚の減少率は、直前のスタンドの減少率よりも、例えば少なくとも45％
大きい。このタンデム圧延機による圧延段階に要するエネルギーは、再結晶化を
引き起こすのに充分な量とすべきである一方、圧延パス間において著しい回復が
起るほどには大きくすべきではない。
機を通過させる。通常、スラブは、各スタンドを通過するごとに、40℃〜50℃ず
つ冷却されるが、本発明では、この温度低下を、比較的低温のスラブを高速で圧
延することによって小さくすることができる。好適には、この第２段階熱間圧延
によって、少なくとも90％の板厚が減少し、好適には、板厚減少率は、最終スタ
ンドでは、再結晶化促進のため平均減少率よりも大きい。好適には、最終スタン
ドでの板厚の減少率は、直前のスタンドの減少率よりも、例えば少なくとも45％
大きい。このタンデム圧延機による圧延段階に要するエネルギーは、再結晶化を
引き起こすのに充分な量とすべきである一方、圧延パス間において著しい回復が
起るほどには大きくすべきではない。
【００１１】
熱間圧延済みの合金板は、最終スタンドにおいて、温度320℃〜360℃、好適に
は330℃〜350℃で吐出される。この出口温度は、過度に高い温度であるかまたは
過度に低い温度である場合、再結晶化は、各々、貯蔵エネルギー不足または熱エ
ネルギー不足のために、起こらない。熱間圧延済みの合金板は、コイル状に巻取
られ、周囲温度まで冷却される。通常、再結晶化は、冷却の早期段階で起り、こ
の段階での合金板は、270℃〜290℃を超える温度である。通常、熱間圧延済みの
合金板の板厚は、2〜4mmである。次に、合金板は、所望の最終板厚まで通常の条
件下に、冷間圧延される。ただし、この条件に関し、再結晶化焼鈍は、冷間圧延
の処理前また処理中のいずれにおいても不要である（もっとも、回復焼鈍または
再結晶化焼鈍は、排除されない）。この冷間圧延済み合金板は、通常の条件下に
、溶体化処理に付し、所望により、潤滑剤処理し、塗装し、次いでコイル巻取り
処理し、所望の長さに切断することができる。
は330℃〜350℃で吐出される。この出口温度は、過度に高い温度であるかまたは
過度に低い温度である場合、再結晶化は、各々、貯蔵エネルギー不足または熱エ
ネルギー不足のために、起こらない。熱間圧延済みの合金板は、コイル状に巻取
られ、周囲温度まで冷却される。通常、再結晶化は、冷却の早期段階で起り、こ
の段階での合金板は、270℃〜290℃を超える温度である。通常、熱間圧延済みの
合金板の板厚は、2〜4mmである。次に、合金板は、所望の最終板厚まで通常の条
件下に、冷間圧延される。ただし、この条件に関し、再結晶化焼鈍は、冷間圧延
の処理前また処理中のいずれにおいても不要である（もっとも、回復焼鈍または
再結晶化焼鈍は、排除されない）。この冷間圧延済み合金板は、通常の条件下に
、溶体化処理に付し、所望により、潤滑剤処理し、塗装し、次いでコイル巻取り
処理し、所望の長さに切断することができる。
【００１２】
本発明の別の態様によれば、本発明は、熱間圧延したままの合金板を提供する
。この熱間圧延済み合金板は、再結晶化状態にあり、当該合金板の結晶組織にお
いて、立方晶系再結晶化成分の量は、熱間圧延後に再結晶化焼鈍状態となるよう
な同じ組成を有する合金中に存在する量よりも少ないことを特徴とする。好適に
は、本発明生成物の立方晶系再結晶化成分は、従来法で製造される対応生成物よ
りも、少なくとも3容量％少ない。例えば、以下の実施例で用いた合金では、本
発明の生成物は、立方晶系成分が29.0容量％である一方、既知の生成物は、立方
晶系成分が35.9〜37.4容量％である（表2参照）。
。この熱間圧延済み合金板は、再結晶化状態にあり、当該合金板の結晶組織にお
いて、立方晶系再結晶化成分の量は、熱間圧延後に再結晶化焼鈍状態となるよう
な同じ組成を有する合金中に存在する量よりも少ないことを特徴とする。好適に
は、本発明生成物の立方晶系再結晶化成分は、従来法で製造される対応生成物よ
りも、少なくとも3容量％少ない。例えば、以下の実施例で用いた合金では、本
発明の生成物は、立方晶系成分が29.0容量％である一方、既知の生成物は、立方
晶系成分が35.9〜37.4容量％である（表2参照）。
【００１３】
さらに、本発明の別の態様によれば、本発明は、熱間圧延し、冷間圧延し、次
いで溶体化処理した6000系アルミニウム合金板を提供する。好適には、当該アル
ミニウム合金板の組織において、黄銅（Bs）、銅および硫黄再結晶化成分の合計
容量％は、立方晶系（Cube）およびゴス（Goss）再結晶化成分の合計容量％の少
なくとも1.5倍であることを特徴とする。本発明の合金生成物は、その再結晶化
成分（立方晶系成分およびゴス成分）と、その変形成分（黄銅、Cu、およびS）
とのバランスが、再結晶化焼鈍を含む従来法で製造した対応合金生成物よりも、
著しくより優れている。再結晶化成分の測定に関しては、以下の文献を参照され
たし：Van Houtte, 1991, Textures & Microstructure，p.199〜212。本明細書
に開示した測定値は、15度で実施した。本発明の合金生成物は、ローピングを含
んでいない。これは、一般に、ゴス再結晶化成分がかなり少なく、通常5未満で
あることを意味する。
いで溶体化処理した6000系アルミニウム合金板を提供する。好適には、当該アル
ミニウム合金板の組織において、黄銅（Bs）、銅および硫黄再結晶化成分の合計
容量％は、立方晶系（Cube）およびゴス（Goss）再結晶化成分の合計容量％の少
なくとも1.5倍であることを特徴とする。本発明の合金生成物は、その再結晶化
成分（立方晶系成分およびゴス成分）と、その変形成分（黄銅、Cu、およびS）
とのバランスが、再結晶化焼鈍を含む従来法で製造した対応合金生成物よりも、
著しくより優れている。再結晶化成分の測定に関しては、以下の文献を参照され
たし：Van Houtte, 1991, Textures & Microstructure，p.199〜212。本明細書
に開示した測定値は、15度で実施した。本発明の合金生成物は、ローピングを含
んでいない。これは、一般に、ゴス再結晶化成分がかなり少なく、通常5未満で
あることを意味する。
【００１４】
好適には、熱間圧延し、冷間圧延し、次いで溶体化熱処理した6000系アルミニ
ウム板は、平均平面異方性r値が少なくとも0.53である。このr値は、再結晶化焼
鈍を含む従来法で製造した対応合金に一般に見られる値よりも高い（添付の図3
参照）。圧延板の平均平面異方性は、（長手方向異方性＋横断方向異方性＋2×4
5度方向異方性）／4と定義される。
ウム板は、平均平面異方性r値が少なくとも0.53である。このr値は、再結晶化焼
鈍を含む従来法で製造した対応合金に一般に見られる値よりも高い（添付の図3
参照）。圧延板の平均平面異方性は、（長手方向異方性＋横断方向異方性＋2×4
5度方向異方性）／4と定義される。
【００１５】
次に、同じ組成の３つの地金を、熱機械的処理に付したプラント試験について
説明する。１つのプラント試験は、従来法によって行い、他の２つのプラント試
験は、本発明による試験法である。合金の組成は、次のとおりである：Si 1.09
％；Fe 0.30％；Mg 0.38％；Cu 0.07％；Mn 0.05％；Cr 0.03％；Ti 0.01％；Al
残部。
説明する。１つのプラント試験は、従来法によって行い、他の２つのプラント試
験は、本発明による試験法である。合金の組成は、次のとおりである：Si 1.09
％；Fe 0.30％；Mg 0.38％；Cu 0.07％；Mn 0.05％；Cr 0.03％；Ti 0.01％；Al
残部。
【００１６】
以下の表1に試験条件をまとめる。
【００１７】
従来法では、二段階均質化処理の２つの段階間における室温への冷却処理に代
えて、単に、地金を、570℃から480℃に冷却し、その後圧延した。この処理は、
冶金学的に見れば、本明細書で記載した方法と同じものである。
えて、単に、地金を、570℃から480℃に冷却し、その後圧延した。この処理は、
冶金学的に見れば、本明細書で記載した方法と同じものである。
【００１８】
【表１】
【００１９】
従来法で処理した地金は、番号46811と呼ぶ。本発明の方法で処理した2つの地
金は、番号50170および50171と呼ぶ。本発明の2つの試験材料に関し、その最終
熱間圧延温度（コイル温度）は、厳密に制御しなかったが、番号50170では344℃
、番号50171では355℃であると、測定された。従来法によれば、熱間圧延済みの
合金板は、未再結晶化状態で形成し、後にバッチ焼鈍間に再結晶化することが確
認されている。これとは対照的に、自己焼鈍コイルは、再結晶化が起るようであ
り、事実、本発明の試験では再結晶化が確認された。これらの方法による相違は
、周囲温度で24時間維持した後に調べると、粒子構造および結晶粒度に関し、ほ
とんどまたは全く見られなかった。
金は、番号50170および50171と呼ぶ。本発明の2つの試験材料に関し、その最終
熱間圧延温度（コイル温度）は、厳密に制御しなかったが、番号50170では344℃
、番号50171では355℃であると、測定された。従来法によれば、熱間圧延済みの
合金板は、未再結晶化状態で形成し、後にバッチ焼鈍間に再結晶化することが確
認されている。これとは対照的に、自己焼鈍コイルは、再結晶化が起るようであ
り、事実、本発明の試験では再結晶化が確認された。これらの方法による相違は
、周囲温度で24時間維持した後に調べると、粒子構造および結晶粒度に関し、ほ
とんどまたは全く見られなかった。
【００２０】
冷間圧延および溶体化熱処理の後、3つの地金から得られた試料について試験
を行い、評価した。重要な試験の1つは、ローピング評価であり、これは、T4条
件下に、合金板を横断方向に15％延伸することによって行った。対照生成物（コ
イル46811）および2つの自己焼鈍コイル（番号50170および50171）は、すべてロ
ーピングがなかった。熱間圧延機コイル自己焼鈍によってローピングのないAA60
16を製造する方法が、証明され、このようにして試験の目的を達成することがで
きた。
を行い、評価した。重要な試験の1つは、ローピング評価であり、これは、T4条
件下に、合金板を横断方向に15％延伸することによって行った。対照生成物（コ
イル46811）および2つの自己焼鈍コイル（番号50170および50171）は、すべてロ
ーピングがなかった。熱間圧延機コイル自己焼鈍によってローピングのないAA60
16を製造する方法が、証明され、このようにして試験の目的を達成することがで
きた。
【００２１】
3つのコイルから得た最終板厚の合金板について、T4強度試験、塗料焼付け特
性および全体的な成形特性を、実験した。図1は、8週間後、長手方向に対し0度
、45度および90度の3つの方向に沿って測定したT4耐力を示す。対照コイルでは
、一貫して5MPa以上であったが、これは、正常な統計学的製造範囲内に適合して
いるようである。
性および全体的な成形特性を、実験した。図1は、8週間後、長手方向に対し0度
、45度および90度の3つの方向に沿って測定したT4耐力を示す。対照コイルでは
、一貫して5MPa以上であったが、これは、正常な統計学的製造範囲内に適合して
いるようである。
【００２２】
図2は、8週間後の引張り延性（引張り伸び率）を示す。図2に示すように、自
己焼鈍コイルと対照コイルとの間に実質的な差異が見られる。2つの自己焼鈍コ
イルは、対照試料よりも平均して1％延性が小さく、かつ、その異方性は、0度で
最大となるコイル番号46811と比較すると、異なる異方性を示し、45度方向で異
方性が最大となる。
己焼鈍コイルと対照コイルとの間に実質的な差異が見られる。2つの自己焼鈍コ
イルは、対照試料よりも平均して1％延性が小さく、かつ、その異方性は、0度で
最大となるコイル番号46811と比較すると、異なる異方性を示し、45度方向で異
方性が最大となる。
【００２３】
図3は、歪み10％におけるT4平面異方性 r値を示す。この r値は、従来法によ
る生成物と本発明方法による生成物との間で実質的に異なる。自己焼鈍コイルは
、平均r値（rL＋rT＋2×r45）／4が約10％増加しており、これは、成形特性にと
って有利である。
る生成物と本発明方法による生成物との間で実質的に異なる。自己焼鈍コイルは
、平均r値（rL＋rT＋2×r45）／4が約10％増加しており、これは、成形特性にと
って有利である。
【００２４】
図4は、8週間の自然エージング後におけるT8X耐力を示す。ここでも自己焼鈍
コイルと対照コイルとの間でわずかな差異しか見られない。このデータによれば
、2つの試験コイルの塗料焼付け特性は、なんらかの理由で低下したようである
。
コイルと対照コイルとの間でわずかな差異しか見られない。このデータによれば
、2つの試験コイルの塗料焼付け特性は、なんらかの理由で低下したようである
。
【００２５】
結晶学的組織に関し、従来技術試料と本発明試料との比較を行い、その結果を
表2に示す。最初の3つの行に示したデータは、熱間圧延生成物に関するデータで
あって、本発明生成物の立方晶系再結晶化成分（29.0％）は、従来技術生成物（
35.9％、36.8％）よりも著しく低い。第４行および第５行に記載のデータは、T4
状態の最終生成物に関するデータであって、本発明の生成物は、従来技術の生成
物よりも再結晶化成分のバランスがとれている。すなわち、（Bs＋Cu＋S）／（
立方晶系＋ゴス再結晶化成分）は、本発明の材料では2.3であるのに対し、従来
技術の材料では0.9であった。
表2に示す。最初の3つの行に示したデータは、熱間圧延生成物に関するデータで
あって、本発明生成物の立方晶系再結晶化成分（29.0％）は、従来技術生成物（
35.9％、36.8％）よりも著しく低い。第４行および第５行に記載のデータは、T4
状態の最終生成物に関するデータであって、本発明の生成物は、従来技術の生成
物よりも再結晶化成分のバランスがとれている。すなわち、（Bs＋Cu＋S）／（
立方晶系＋ゴス再結晶化成分）は、本発明の材料では2.3であるのに対し、従来
技術の材料では0.9であった。
【００２６】
【表２】：従来技術および本発明の結晶学的組織の比較
＊従来のコイル方法と同一方法による大型試料、括弧内は標準偏差
【図１】 長手方向に対し0度、45度および90度の3つの方向に沿って測定し
たT4耐力を示すグラフ
たT4耐力を示すグラフ
【図２】 長手方向に対し0度、45度および90度の3つの方向に沿って測定し
た引張り伸び率（％）を示すグラフ
た引張り伸び率（％）を示すグラフ
【図３】 長手方向に対し0度、45度および90度の3つの方向に沿って測定し
た r値を示すグラフ
た r値を示すグラフ
【図４】 長手方向に対し0度、45度および90度の3つの方向に沿って測定し
た自然エージング後のT8X耐力を示すグラフ
た自然エージング後のT8X耐力を示すグラフ
【手続補正書】
【提出日】平成１３年１１月２６日（２００１．１１．２６）
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】特許請求の範囲
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
─────────────────────────────────────────────────────
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 1/00 ６８４ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８４Ｃ
６８５ ６８５
６８６ ６８６Ａ
６９１ ６９１Ｂ
６９４ ６９４Ｂ
(81)指定国 ＥＰ(ＡＴ，ＢＥ，ＣＨ，ＣＹ，
ＤＥ，ＤＫ，ＥＳ，ＦＩ，ＦＲ，ＧＢ，ＧＲ，ＩＥ，Ｉ
Ｔ，ＬＵ，ＭＣ，ＮＬ，ＰＴ，ＳＥ)，ＯＡ(ＢＦ，ＢＪ
，ＣＦ，ＣＧ，ＣＩ，ＣＭ，ＧＡ，ＧＮ，ＧＷ，ＭＬ，
ＭＲ，ＮＥ，ＳＮ，ＴＤ，ＴＧ)，ＡＰ(ＧＨ，ＧＭ，Ｋ
Ｅ，ＬＳ，ＭＷ，ＳＤ，ＳＬ，ＳＺ，ＴＺ，ＵＧ，ＺＷ
)，ＥＡ(ＡＭ，ＡＺ，ＢＹ，ＫＧ，ＫＺ，ＭＤ，ＲＵ，
ＴＪ，ＴＭ)，ＡＥ，ＡＬ，ＡＭ，ＡＴ，ＡＵ，ＡＺ，
ＢＡ，ＢＢ，ＢＧ，ＢＲ，ＢＹ，ＣＡ，ＣＨ，ＣＮ，Ｃ
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ＩＬ，ＩＮ，ＩＳ，ＪＰ，ＫＥ，ＫＧ，ＫＰ，ＫＲ，Ｋ
Ｚ，ＬＣ，ＬＫ，ＬＲ，ＬＳ，ＬＴ，ＬＵ，ＬＶ，ＭＡ
，ＭＤ，ＭＧ，ＭＫ，ＭＮ，ＭＷ，ＭＸ，ＮＯ，ＮＺ，
ＰＬ，ＰＴ，ＲＯ，ＲＵ，ＳＤ，ＳＥ，ＳＧ，ＳＩ，Ｓ
Ｋ，ＳＬ，ＴＪ，ＴＭ，ＴＲ，ＴＴ，ＴＺ，ＵＡ，ＵＧ
，ＵＳ，ＵＺ，ＶＮ，ＹＵ，ＺＡ，ＺＷ
(72)発明者 カール・アルベルト・ヘルプスト
ドイツ連邦共和国デー−40215デュッセル
ドルフ、ヤーンシュトラーセ４番
(72)発明者 マルティン・ハインツェ
ドイツ連邦共和国デー−65719ホーフハイ
ム／タウヌス、フィッヒテシュトラーセ27
ゲー番
(72)発明者 リチャード・ヘイマートン
イギリス、オーエックス７・５エルエフ、
オックスフォードシャー、チッピング・ノ
ートン、インソール・ロード14番
Claims (13)
- 【請求項１】 6000系アルミニウム合金の地金を、自己焼鈍合金板に変換す
る方法であって、 上記地金を、処理温度少なくとも560℃の第１段階均質化処理と、処理温度450
〜480℃の第２段階均質化処理との二段階均質化処理に付し、次いで 均質化処理済み地金を、出発温度450〜480℃から最終温度320〜360℃までの熱
間圧延処理温度で、熱間圧延する ことを特徴とする方法。 - 【請求項２】 上記アルミニウム合金は、 Si：0.3〜1.8重量％、好適には0.9〜1.3重量％ Fe：0.5重量％までの量、好適には0.15〜0.4重量％ Mg：0.30〜1.5重量％、好適には0.35〜0.50重量％ Cu：0.3重量％までの量、好適には0.2重量％までの量 Mn：0.03〜0.2重量％、好適には0.04〜0.10重量％ Cr：0.35重量％までの量、好適には0.01〜0.15重量％ 他の成分：0.05重量％までの量（各成分）および0.15重量％までの量（総量） Al：残部 を含んでなる請求項1記載の方法。
- 【請求項３】 第１段階均質化処理において、地金を少なくとも570℃の温
度で、少なくとも1時間保持する請求項1または2記載の方法。 - 【請求項４】 均質化処理済みの地金を熱間圧延して、温度430〜470℃のス
ラブを形成し、次いで、このスラブを処理して、板厚が少なくとも90重量％減少
したアルミニウム合金板を形成する請求項1〜3のいずれかに記載の方法。 - 【請求項５】 熱間圧延済み合金板を、冷間圧延して最終厚みのアルミニウ
ム合金板を形成する請求項1〜4のいずれかに記載の方法。 - 【請求項６】 熱間圧延の後または冷間圧延パス間のいずれかにおいて、焼
鈍処理を行わない請求項5記載の方法。 - 【請求項７】 再結晶化状態である、6000系アルミニウム合金の熱間圧延済
み合金板であって、 当該合金板の結晶組織において、立方晶系再結晶化成分の量は、熱間圧延後に
再結晶化焼鈍し状態となるような同じ組成を有する合金中に存在する量よりも少
ない ことを特徴とする合金板。 - 【請求項８】 マンガン分散質の平均相当直径は、少なくとも0.25μmであ
る請求項7記載の合金板。 - 【請求項９】 熱間圧延し、冷間圧延し、次いで溶体化処理した6000系アル
ミニウム合金板であって、 当該アルミニウム合金板の組織において、黄銅、銅および硫黄再結晶化成分の
合計容量％は、立方晶系およびゴス再結晶化成分の合計容量％の少なくとも1.5
倍である ことを特徴とする合金板。 - 【請求項１０】 当該アルミニウム合金板の平均平面異方性 r値は、少なく
とも0.53である請求項9記載の合金板。 - 【請求項１１】 アルミニウム合金の銅含有量は、0.3重量％までの量であ
る請求項7〜10のいずれかに記載のアルミニウム板。 - 【請求項１２】 アルミニウム合金は、 Si：0.3〜1.8重量％、好適には0.9〜1.3重量％ Fe：0.5重量％までの量、好適には0.15〜0.4重量％ Mg：0.30〜1.5重量％、好適には0.35〜0.50重量％ Cu：0.3重量％までの量、好適には0.2重量％までの量 Mn：0.03〜0.2重量％、好適には0.04〜0.10重量％ Cr：0.35重量％までの量、好適には0.01〜0.15重量％ 他の成分：0.05重量％までの量（各成分）および0.15重量％までの量（総量） Al：残部 を含んでなる請求項11記載の合金板。
- 【請求項１３】 請求項1〜6のいずれかに記載の方法によって製造される請
求項7〜12のいずれかに記載の合金板。
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| PCT/GB2000/000702 WO2000052219A1 (en) | 1999-03-01 | 2000-02-28 | Aa6000 aluminium sheet method |
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|---|---|
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|---|---|---|---|
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|---|---|
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| CA (1) | CA2362978A1 (ja) |
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