JP2018521229A - 高い機械的強度を有する自動車の車体用薄板 - Google Patents
高い機械的強度を有する自動車の車体用薄板 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2018521229A JP2018521229A JP2018515356A JP2018515356A JP2018521229A JP 2018521229 A JP2018521229 A JP 2018521229A JP 2018515356 A JP2018515356 A JP 2018515356A JP 2018515356 A JP2018515356 A JP 2018515356A JP 2018521229 A JP2018521229 A JP 2018521229A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- thin plate
- temperature
- hours
- content
- followed
- 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.)
- Pending
Links
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- 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
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
- B21B1/46—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling metal immediately subsequent to continuous casting
- B21B1/463—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling metal immediately subsequent to continuous casting in a continuous process, i.e. the cast not being cut before rolling
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B37/00—Control devices or methods specially adapted for metal-rolling mills or the work produced thereby
- B21B37/74—Temperature control, e.g. by cooling or heating the rolls or the product
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
- B22D11/001—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths of specific alloys
- B22D11/003—Aluminium alloys
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
- B22D11/04—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into open-ended moulds
- B22D11/041—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into open-ended moulds for vertical casting
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- 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
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/10—Alloys based on aluminium with zinc as the next major constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- 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
- C22F1/002—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working by rapid cooling or quenching; cooling agents used therefor
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- 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
- C22F1/05—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 of the Al-Si-Mg type, i.e. containing silicon and magnesium in approximately equal proportions
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- 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
- C22F1/053—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 zinc as the next major constituent
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
- Paints Or Removers (AREA)
- Body Structure For Vehicles (AREA)
- Shaping Metal By Deep-Drawing, Or The Like (AREA)
Abstract
本発明は、Si:0.85〜1.20、Fe:0.30未満、Cu:0.10〜0.30、Mg:0.70〜0.90、Mn:0.30未満、Zn:0.9〜1.60、V:0.02〜0.30、Ti:0.05〜0.20、他の元素:各0.05未満で合計0.15未満、残りはアルミニウム、という組成(重量%単位)のアルミニウム合金製で、溶体化処理、焼入れ、予備焼戻しまたは復元、場合によって周囲温度での72時間〜6カ月間の時効、2%の制御された引張り予備変形、および185℃で20分間の塗料焼成処理の後、少なくとも300MPaの弾性限界Rp0.2を有する、ホワイトボディとも呼ばれる自動車の車体のライナー用または構造用の打抜き加工部品向け薄板を目的とする。本発明に係る薄板は、他の全ての所要特性を満たしながら、部品の厚みを削減することを可能にする。【選択図】図2
Description
本発明は、Al−Si−Mg合金製、より詳細には「アルミニウム協会」の名称に準じてAA6xxxタイプの合金製で硬化性元素が追加された、自動車両のホワイトボディのライナー用、構造用、または補強用部品の打抜き加工による製造を目的とした薄板の分野に関する。
前置きとして、以下で問題にされている全てのアルミニウム合金は、別段の指示の無いかぎり、「アルミニウム協会」が定期的に発行している「Registration Record Series」中でそれが定義している名称にしたがって呼称されている。
合金の化学組成に関する全ての表示は、合金の総重量に基づく重量百分率として表現される。
質別の定義は、欧州規格EN515中に表示されている。
引張り静的力学特性、換言すると破断強度Rm、従来の0.2%伸びでの弾性限界Rp0.2、および破断伸びA%は、NF EN ISO 6892−1規格に準じた引張り試験によって決定される。
アルミニウム合金は、それらを使用することにより車両の重量を削減し、こうして燃費および温室効果ガスの排出を減少させることができるため、自動車両の製造において増々使用されている。
アルミニウム合金製薄板は、特に「ホワイトボディ」の多くの部品の製造に使用されており、これらの部品の間でも、フロントフェンダ、ルーフまたはルーフパネル、およびボンネット用、トランク用またはドア用の外板などの車体の外板用部品(または車体の外部パネル);例えばドア用、フェンダ用、リアハッチ用またはボンネット用のライナーなどのライナー用部品;そして最後に、例えばサイドメンバ、バルクヘッド、ロードフロア、ならびに、フロント、センターおよびリアピラーなどの構造用部品が区別される。
多くの外板用およびライナー用部品は、すでにアルミニウム合金薄板で製造されているにせよ、より高い特性を有する補強用または構造用部品のための鋼からアルミニウムへの転換は、第1に鋼に比べてアルミニウム合金の成形性がさほど良くないこと、および第2にこのタイプの部品のために用いられる鋼のものに比べて一般に機械的特性が低いことに起因して、より困難であることが判明している。
実際、補強または構造用タイプの利用分野については、時として対立する以下のような特性全体が必要とされる。すなわち、
・ 特に打抜き加工作業のための、質別T4という納入状態における高い成形性、
・ 成形に際しての弾性復帰を制御することを目的とする、薄板の納入状態における制御された弾性限界、
・ 部品の重量を最小限に抑えながら使用中に優れた機械的強度を得るための、電気泳動および塗料焼成後の高い機械的強度、
・ ボディ構造用部品に応用するための、衝撃発生時の優れたエネルギー吸収能力、
・ 点溶接、レーザー溶接、接着、クリンチングまたはリベット接合などの自動車の車体に使用されるさまざまな組立てプロセスにおける優れた挙動、
・ 腐食、特に、完成品の糸状腐食、応力腐食、粒間腐食に対する優れた耐性、
・ 製造廃棄物および再生利用車両の再生利用要件との両立性、
・ 大量生産のための許容可能なコスト。
・ 特に打抜き加工作業のための、質別T4という納入状態における高い成形性、
・ 成形に際しての弾性復帰を制御することを目的とする、薄板の納入状態における制御された弾性限界、
・ 部品の重量を最小限に抑えながら使用中に優れた機械的強度を得るための、電気泳動および塗料焼成後の高い機械的強度、
・ ボディ構造用部品に応用するための、衝撃発生時の優れたエネルギー吸収能力、
・ 点溶接、レーザー溶接、接着、クリンチングまたはリベット接合などの自動車の車体に使用されるさまざまな組立てプロセスにおける優れた挙動、
・ 腐食、特に、完成品の糸状腐食、応力腐食、粒間腐食に対する優れた耐性、
・ 製造廃棄物および再生利用車両の再生利用要件との両立性、
・ 大量生産のための許容可能なコスト。
しかしながら、大部分がアルミニウム合金で構成されたホワイトボディを有する大量生産の自動車両がすでに存在する。例えば、Ford F−150 2014バージョンモデルは、構造用合金AA6111で構成されている。この合金は、1980〜1990年代に「Alcan」グループによって開発されたものである。次の2つの参考文献が、これらの開発作業について記している:
・ P.E.Fortinら、「An optimized Al alloy for Auto body sheet applications」、SAE technical conference、March 1984は、次の組成を記している。
・ M.J.Bullら、「Al sheet alloys for structural and skin applications」、25th ISATA symposium、Paper 920669、June 1992。
・ P.E.Fortinら、「An optimized Al alloy for Auto body sheet applications」、SAE technical conference、March 1984は、次の組成を記している。
当初は外板タイプの利用分野向けに耐デント性が想定されていたにせよ、主要な性質は、なおも高い機械的強度であり続けている:「280MPaの降伏強さは2%の予備ひずみ及び177°Cで30分後に達成される。」
一方、航空機または自動車製造の利用分野のためには、高い機械的特性を有するAA6xxx系の他の合金が開発された。
こうして「Pechiney」社における開発が1980年代にさかのぼるAA6056タイプの合金は、機械的特性を最適化するためかまたは粒間腐食耐性を改善するために、多くの研究作業および多くの刊行物で取り上げられてきた。特許出願(国際公開第2004/113579号)で取り上げられたこのタイプの合金の自動車における応用を考慮することができる。
AA6013タイプの合金も同様に、多くの研究作業で取り上げられてきた。
例えば、「Alcoa」社では、2002年に公開された米国特許出願公開第2002/039664号において、0.6〜1.15%のSi、0.6〜1%のCu、0.8〜1.2%のMg、0.55〜0.86%のZn、0.1%未満のMn、0.2〜0.3%のCr、および約0.2%のFeを含み、質別T6で使用される合金が、優れた粒間腐食耐性ならびに380MPaのRp0.2を併せ持つ。
「Aleris」社では、2003年に公開された出願、国際公開第03/006697号が、0.2〜0.45%のCuを伴うAA6xxxシリーズの合金を目的としている。発明の目的は、質別T6で355 MPaのRmを標的とする低いCuレベルおよび優れた粒間腐食耐性を有するAA6013タイプの合金を提案することにある。請求項に記載の組成は、以下の通りである:0.8〜1.3%のSi、0.2〜0.45%のCu、0.5〜1.1%のMn、0.45〜1.0%のMg。
米国特許第5888320号は、(A)本質的に約0.6〜1.4重量%のケイ素、約0.5%以下の鉄、約0.6重量%以下の銅、約0.6〜1.4重量%のマグネシウム、約0.4〜1.4重量%の亜鉛、ならびに約0.2〜0.8重量%のマンガンおよび0.05〜0.3%のクロムからなる群の中から選択された少なくとも1つの元素、残りは本質的にアルミニウム、二次元素および不純物、という構成のアルミニウムベースの合金を供給するステップ、(B)均質化ステップ、(C)熱間変形ステップ、(D)溶体化処理ステップ、および(E)焼入れステップを含むアルミニウム製品の製造方法について記載しており、この製品は、約0.88重量%のCu、0.05%のZn、0.75重量%のSi、0.17重量%のFe、0.42重量%のMn、0.95重量%のMg、0.08重量%のTi、および0.01重量%未満のCrを含む似通った処理済み合金よりも少なくとも5%低い延性損失を有している。
特開平05−112840号公報は、重量%で0.4〜1.5%のMg、0.24〜1.5%のSi、0.12〜1.5%のCu、0.1〜1.0%のZn、0.005〜0.15%のTi、および多くとも0.25%のFeという組成を有し、ここでSiとMgは、Siに対し多くとも0.6Mg(%)という関係を満たし、0.08〜0.30%のMn、0.05〜0.20%のCr、0.05〜0.20%のZr、0.04〜0.10%のV、および0.0002〜0.05%のBの中からの少なくとも1つの元素を含み、残りはAlと不可避的な不純物である、自動車の車体用薄板について記載している。
最後に、前述の全ての例において、高い機械的特性(Rp0.2、Rm)は、少なくとも0.5%の銅を含む合金を用いることによって得られるという点に留意されたい。
本発明の目的は、優れた耐腐食性、詳細には粒間腐食または糸状腐食耐性、周囲温度での打抜き加工による満足のいく成形性、および点溶接、レーザー溶接、接着、クリンチングまたはリベット接合などのさまざまな組立てプロセスにおける優れた挙動を有しながら、先行技術の薄板に比べて同程度さらにはより高い、成形および塗料焼成後の使用時機械的強度を有する、自動車の車体のライナー用、補強用、または構造用アルミニウム合金製薄板を提供することにある。
本発明の目的は、Cu含有量が低く、特にZn、VおよびTiを含めた硬化性元素が追加され、厚みが典型的には1〜5mmであり、
Si:0.85〜1.20、好ましくは0.90〜1.10、
Fe:0.30未満、好ましくは0.15〜0.25、
Cu:0.10〜0.30、好ましくは0.10〜0.20、
Mg:0.70〜0.90、好ましくは0.70〜0.80、
Mn:0.30未満、好ましくは0.10〜0.20、
Zn:0.9〜1.60、好ましくは1.10〜1.60、さらに好ましくは1.20〜1.50、
V:0.02〜0.30、好ましくは0.05〜0.30、さらに好ましくは0.10〜0.20、
Ti:0.05〜0.20、好ましくは0.08〜0.15、
他の元素:各0.05未満で合計0.15未満、
残りはアルミニウム、
という組成(重量%単位)のAA6xxxシリーズのアルミニウム合金製の、ホワイトボディとも呼ばれる自動車の車体のライナー用、補強用、または構造用の打抜き加工部品向けの薄板にある。
Si:0.85〜1.20、好ましくは0.90〜1.10、
Fe:0.30未満、好ましくは0.15〜0.25、
Cu:0.10〜0.30、好ましくは0.10〜0.20、
Mg:0.70〜0.90、好ましくは0.70〜0.80、
Mn:0.30未満、好ましくは0.10〜0.20、
Zn:0.9〜1.60、好ましくは1.10〜1.60、さらに好ましくは1.20〜1.50、
V:0.02〜0.30、好ましくは0.05〜0.30、さらに好ましくは0.10〜0.20、
Ti:0.05〜0.20、好ましくは0.08〜0.15、
他の元素:各0.05未満で合計0.15未満、
残りはアルミニウム、
という組成(重量%単位)のAA6xxxシリーズのアルミニウム合金製の、ホワイトボディとも呼ばれる自動車の車体のライナー用、補強用、または構造用の打抜き加工部品向けの薄板にある。
本発明は同様に、以上のような前記薄板の製造方法において、
− プレートの典型的には半連続的な垂直鋳造である鋳造、および場合によってはそのスカルピングステップと、
− 2〜12時間、好ましくは4〜6時間の維持を伴う550〜570℃の温度での均質化とそれに続く周囲温度に至るまでの典型的には強制空気または水による急速冷却のステップと、
− 30分〜3時間、好ましくはほぼ2時間の維持を伴う450〜550℃の温度での再加熱のステップと、
− 3〜10mmの厚みのストリップへのプレートの熱間圧延ステップと、
− 典型的には1〜5mmの最終厚みに至るまでの冷間圧延ステップと、
− 燃焼を回避しながらの合金のソルバス温度を超える温度、すなわち550〜570℃で5秒〜5分間の圧延ストリップの溶体化処理と、それに続く50℃/秒超、より良くは少なくとも100℃/秒の速度での焼入れのステップと、
− 少なくとも60℃の温度でのコイリングとそれに続く得られたコイルの外気冷却による、予備焼戻しまたは復元のステップと、
を含む製造方法をもその目的としている。
− プレートの典型的には半連続的な垂直鋳造である鋳造、および場合によってはそのスカルピングステップと、
− 2〜12時間、好ましくは4〜6時間の維持を伴う550〜570℃の温度での均質化とそれに続く周囲温度に至るまでの典型的には強制空気または水による急速冷却のステップと、
− 30分〜3時間、好ましくはほぼ2時間の維持を伴う450〜550℃の温度での再加熱のステップと、
− 3〜10mmの厚みのストリップへのプレートの熱間圧延ステップと、
− 典型的には1〜5mmの最終厚みに至るまでの冷間圧延ステップと、
− 燃焼を回避しながらの合金のソルバス温度を超える温度、すなわち550〜570℃で5秒〜5分間の圧延ストリップの溶体化処理と、それに続く50℃/秒超、より良くは少なくとも100℃/秒の速度での焼入れのステップと、
− 少なくとも60℃の温度でのコイリングとそれに続く得られたコイルの外気冷却による、予備焼戻しまたは復元のステップと、
を含む製造方法をもその目的としている。
別の変形形態によると、上述の均質化ステップおよび再加熱ステップは、2〜12時間、好ましくは4〜6時間の維持を伴う550〜570℃の温度での再加熱の唯一のステップとそれに続く上述の通りの熱間圧延によって置換される。
有利な一態様によると、上述の方法によって得られた薄板は、場合によって周囲温度での72時間〜6カ月間の時効、成形をシミュレートするための2%の制御された引張り予備変形、および典型的には185℃で20分間の塗料焼成処理の後、少なくとも300MPaの弾性限界Rp0.2を有する。
全く同様に有利には、上述の方法によって得られた薄板は、欧州規格EN 515にしたがった質別T6で、つまり、典型的には205℃で2時間またはそれと等価の補足的熱処理の後、少なくとも350MPaの弾性限界Rp0.2を有する。
全く同様に有利には、上述の方法により得られた薄板は、腐食、特に粒間腐食および糸状腐食に対する優れた耐性を有する。
最後に、前述の方法により得られたこのような薄板は、2mmの厚みで、場合によって周囲温度での72時間〜6カ月間の時効、10%の制御された引張り予備変形、および典型的には185℃で20分間の塗料焼成処理の後、NF EN ISO 7438規格およびVDA 238−100手順にしたがって測定された場合に、少なくとも60°という「三点曲げ角度」α10%を有する。
本発明は、Zn、VおよびTiの組合せの追加と結びつけられた、「アルミニウム協会」に記録されたAA6xxx系の合金の組成の中の狭い組成領域が、求められている特性全体、すなわち、特に亜鉛の添加と関係するものの先験的にVとTiの同時存在のために驚くべきことに意外にも非常に満足のいく粒間腐食および糸状腐食に対する耐性および周囲温度での打抜き加工における満足のいく成形性と組合わされる、成形および塗料焼成後の使用中の高い機械的強度、を得ることを可能にするという、出願人による確認事実に基づくものである。
このため、このタイプの合金を構成する元素に課せられる濃度範囲は、以下の理由によって説明がつく。
Si:アルミニウム合金の機械的特性は、ケイ素含有量と共に規則的に増大する。ケイ素は、マグネシウムと共に、合金の構造的硬化に寄与する金属間化合物Mg2SiまたはMg5Si6を形成するために、アルミニウム・マグネシウム・ケイ素系(AA6xxx系)の合金の第2の元素である。0.85%〜1.20%の含有量でのケイ素の存在は、0.70%〜0.90%の含有量でのマグネシウムの存在と組合わされて、優れた耐腐食性および周囲温度での打抜き加工における満足のいく成形を保証しながら、求められる機械的性質を達成するのに必要とされるSi/Mg比を得ることを可能にする。
最も有利な含有量の範囲は0.90〜1.10%である。
Mg:AA6xxx系の合金の機械的特性のレベルは、マグネシウム含有量に比例する。金属間化合物Mg2SiまたはMg5Si6を形成するためにケイ素と組合わされて、マグネシウムは、機械的性質の増大に寄与する。所要の機械的特性レベルを得、十分な硬化性析出物を形成するためには、0.70%という最低含有量が必要である。さらに、これらの合金の溶体化処理温度に対応するソルバス温度は、マグネシウム含有量に大きく左右される。0.90%を超えると、ソルバス温度は、過度に高くなり、こうして、工業的溶体化処理の問題を提起する。
最も有利な含有量の幅は、0.70〜0.80%である。
Fe:これはケイ素と同様、アルミナが抽出される鉱石、ボーキサイトに由来することから、「一次アルミニウム」中に不純物として常に存在する。0.05%、より良くは0.15%という最低含有量は、固溶体中のマンガンの溶体化処理度を著しく減少させ、こうして、正の変形速度に対する感応性を得ることが可能となり、断面収縮後の変形の際の破壊が遅延され、したがって、延性および成形性が改善される。鉄はまた、成形中の優れた「冷間加工性」を保証する高密度の金属間粒子の形成にも必要である。これらの含有量内において、鉄はまた、結晶粒サイズの制御を可能にする。0.30%の含有量を超えると過度の金属間粒子が生成され、延性および耐腐食性に不利な影響が及ぼされる。
最も有利な含有量の幅は0.15〜0.25%である。
Mn:その含有量は0.30%に制限される。0.05%を超えたマンガンを添加すると、固溶体効果により機械的特性が増大し得るが、0.3%を超えると、変形速度に対する感応性、したがって延性が極めて大幅に減少すると考えられる。
有利な幅は、0.10〜0.20%である。
Cu:AA6000系の合金中で、銅は、硬化性析出に関して効果的な硬化性元素である。0.10%の最低含有量の銅の存在により、さらに高い機械的特性を得ることが可能になる。0.30%を超えると、銅は耐腐食性に対しマイナスの影響を及ぼす。
最も有利な含有量の幅は0.10〜0.20%である。
Zn:機械的性質および耐腐食性に対する、AA6xxx合金内へのZnの添加が有する効果は、完全には分かっていない。固溶体による硬化によって所要の機械的特性レベルを得るためには、0.9%の最低含有量が必要である。好ましくは、Znの最低含有量は、1.10%である。さらに、AA6xxx系のアルミニウム合金内へのZnの添加は、ソリダス温度を修正する。Znを多く添加すればするほど、ソリダス温度は低下し、こうしてソルバス温度とソリダス温度の間の差が減少し、このような合金の工業化が困難になる。1.60%を超えると、この差は過度に危機的になる。最も有利な含有量の幅は、1.20〜1.50%である。
VおよびTi:0.02%のバナジウムと0.05%のチタンという最低含有量が、所要の機械的特性レベルを導く固溶体による硬化を得るために必要であり、Znの添加と組合わされて、これらの元素の各々はさらに、使用中の延性および耐腐食性に対し有利な効果を有する。好ましくは、バナジウムの最低含有量は0.05%である。これに対して、請求項に記載の性質全体に対し不利な影響を有する垂直鋳造の際の一次相の形成を発生させないようにするためには、Tiについては0.20%、Vについては0.30%の最大含有量が必要とされる。最も有利な含有量の幅は、Vについては0.10〜0.20%、Tiについては0.08〜0.15である。
本発明に係る薄板の製造方法は、典型的には、プレートの鋳造、場合によってはこのプレートのスカルピング、およびそれに続く以下のステップを含む:
− 2〜12時間、好ましくは4〜6時間の維持を伴う550〜570℃の温度に至るまでの少なくとも30℃/時の速度でのこのプレートの均質化、およびそれに続く周囲温度に至るまでの強制空気または水による急冷、ならびに30分〜3時間、好ましくはほぼ2時間の維持を伴う450〜550℃の温度での再加熱、または、
− 2〜12時間、好ましくは4〜6時間の維持を伴う550〜570℃の温度での直接的再加熱。
− 2〜12時間、好ましくは4〜6時間の維持を伴う550〜570℃の温度に至るまでの少なくとも30℃/時の速度でのこのプレートの均質化、およびそれに続く周囲温度に至るまでの強制空気または水による急冷、ならびに30分〜3時間、好ましくはほぼ2時間の維持を伴う450〜550℃の温度での再加熱、または、
− 2〜12時間、好ましくは4〜6時間の維持を伴う550〜570℃の温度での直接的再加熱。
その後に介入するのは、3〜10mmの厚みのストリップへのプレートの熱間圧延、典型的には1〜5mmの最終厚みに至るまでの冷間圧延、燃焼を回避しながらの合金のソルバス温度を超える温度、すなわち550〜570℃で5秒〜5分間、好ましくは30秒〜5分間の圧延ストリップの溶体化処理、50℃/秒超、より良くは少なくとも100℃/秒の速度での焼入れ、そして最後に、少なくとも60℃の温度でのコイリングとそれに続く得られたコイルの外気冷却による予備焼戻しまたは復元である。
こうして、本発明に係る薄板は、周囲温度での打抜き加工に対する満足のいく適性を有する。全く同様に有利にも、これらの薄板は、使用中、成形、組立ておよび塗料焼成の後、高い機械的性質、優れた腐食耐性、詳細には粒間腐食および糸状腐食に対する耐性を有する。
イントロダクション
表1は、試験の際に使用される合金の公称化学組成(重量%)をまとめている。
表1は、試験の際に使用される合金の公称化学組成(重量%)をまとめている。
これらの異なる合金の鋳造プレートは、垂直半連続鋳造によって得られた。
スカルピングの後、これらの異なるプレートは、表2にその温度が示されている均質化および/または再加熱の熱処理を受けた。事例1、6、7、8および10のプレートは、570℃に至るまで30℃/時の速度での温度上昇、570℃でおよそ5時間の維持、次に周囲温度に至るまでの強制空気での制御された冷却からなる、570℃での均質化処理を受けた。この均質化ステップの後には、およそ40分の維持時間を伴う480℃に至るまでの70℃/時の速度での温度上昇とその直後の熱間圧延からなる再加熱ステップが続く。事例2のプレートは、562℃に至るまで30℃/時の速度での温度上昇、562℃でおよそ5時間の維持、次に周囲温度に至るまでの制御された冷却からなる、562℃での均質化処理を受けた。均質化ステップの後には、最大2時間の温度維持を伴う530℃に至るまでの60℃/時の速度での温度上昇とそれに続く熱間圧延からなる再加熱ステップが続く。事例3および5のプレートは、それぞれ565℃および550℃までの上昇とこれらの温度での最低2時間の維持、そしてその直後の熱間圧延からなる再加熱を受けた。AA6016およびAA5182タイプの合金からなる事例4および9のプレートは、これらのタイプの合金向けの従来の均質化を受けた。
後続する熱間圧延ステップは、可逆圧延機と、場合に応じてそれに続く4スタンドの熱間タンデム圧延機上で、3〜10mmの厚みに至るまで行なわれた。試験対象事例の熱間圧延の出口の厚みは、表2に示されている。
この熱間圧延ステップには、1.7〜2.5mmの厚みの薄板を得ることを可能にする冷間圧延ステップが続く。試験対象事例の冷間圧延出口厚みは、表2に示されている。
圧延ステップの後には、溶体化処理および焼入れの熱処理ステップが続く。溶体化処理は、燃焼を回避しながら、合金のソルバス温度を超える温度で行なわれる。溶体化処理された薄板は、次に50℃/秒の最低速度で焼入れされる。事例4および9を除く全ての事例について、このステップは、約1分以内で570℃に至るまでの金属の温度上昇とその直後の焼入れにより、コンベア炉で行なわれる。AA6016タイプの合金製の事例4については、冷間圧延にはまた、一連の作業の終りに熱処理も後続しており、この熱処理は、約30秒以内での540℃に至るまでの金属の温度上昇と50℃/秒の最低速度での焼入れによってコンベア炉で実施される溶体化処理および焼入れからなる。AA5182タイプの合金製の事例9については、再結晶化用焼きなましはコンベア炉で行なわれ、金属を約30秒以内で365℃の温度にし、その後冷却することからなっていた。
焼入れの後には、塗料焼成の際の硬化の性能を改善することを目的とする予備焼戻しの熱処理が続く。事例9を除いた試験対象の全ての事例について、このステップは、少なくとも60℃の温度でのコイリングとそれに続く外気冷却によって実施される。コイリング温度を、表2に記す。
引張り試験
周囲温度での引張り試験を、NF EN ISO6892−1規格にしたがって、この規格の付録Bの表B.1の試験片タイプ2に対応する、薄板のために広く使用される幾何形状のノンプロポーショナルな試験片を用いて行なった。これらの試験片は特に、20mmの幅と120mmの較正長さを有する。
周囲温度での引張り試験を、NF EN ISO6892−1規格にしたがって、この規格の付録Bの表B.1の試験片タイプ2に対応する、薄板のために広く使用される幾何形状のノンプロポーショナルな試験片を用いて行なった。これらの試験片は特に、20mmの幅と120mmの較正長さを有する。
前段落で説明した条件で製造された薄板、つまり焼入れ、予備焼戻し、最低72時間の間の周囲温度での時効、次に成形をシミュレートするための制御された2%の引張り冷間加工、および塗料焼成をシミュレートするための185℃で20分間の維持の後の薄板上で測定された、0.2%での従来の弾性限界Rp0.2の観点から見たこれらの引張り試験の結果を、下表3に示す。
ここでは、本発明に係る合金1、2および3製の薄板の弾性限界が、請求項に記載のように300MPa超であり、このことは他の合金についてはあてはまらないということが明確に読み取れる。
質別T6で前段落において説明した条件にしたがって製造された薄板、つまり焼入れ、予備焼戻し、最低72時間の周囲温度での時効、および205℃で2時間である硬化ピークで質別T6に到達するための焼戻しの後の薄板について測定された、同じく0.2%での従来の弾性限界Rp0.2の観点から見たこれらの引張り試験の結果を、下表4に示す。
ここでは、本発明に係る合金1、2および3製の薄板の弾性限界が請求項に記載のように350MPa超であり、このことは他の合金についてはあてはまらない、ということが明確に読み取れる。
使用中の延性の評価
使用中の延性は、NF EN ISO7438規格およびVDA238−100手順にしたがって、「三点曲げ試験」により算定することができる。
使用中の延性は、NF EN ISO7438規格およびVDA238−100手順にしたがって、「三点曲げ試験」により算定することができる。
折り曲げ装置は、図1に提示されている通りである。
まず第1に、質別T4の薄板、つまり焼入れ、予備焼戻し、および72時間の周囲温度での時効の後の薄板に対して、圧延方向に直交する方向にしたがった10%の制御された引張り予備変形、次に塗料焼成をシミュレートするための185℃で20分間の維持を行ない、半径r=0.4mmのパンチBを用いていわゆる「三点曲げ」を行なうが、このとき薄板は2本のローラーRにより支持され、折り曲げ軸は、予備引張り方向に直交している。ローラーの直径は30mmであり、ローラーの軸間距離は、tを試験対象の薄板Tの初期厚みとして30+2tmmに等しい。
試験の始めにおいて、パンチは、30ニュートンの予備力で薄板と接触させられる。ひとたび接触が確立された時点で、パンチ変位は指標をゼロとされる。このとき試験は、薄板の「三点曲げ」を行なうようにパンチを移動させることからなる。
試験は、薄板の微小割れ発生により少なくとも30ニュートンのパンチの力が低下した場合か、またはパンチが許容最大行程に対応する14.2mmだけ移動した場合に、停止する。
したがって、試験の終りに、薄板の試験片は、図2に示されているように折り曲げられた状態になる。このとき、使用中の延性は、度数単位でここではα10%と呼ばれる折り曲げ角度αの測定によって評価される。角度α10%が高くなればなるほど、薄板の嵌め込み加工または折り曲げ加工に対する適性は改善される。
「イントロダクション」のセクションで説明した条件にしたがって製造された薄板に対するこれらの折り曲げ試験の結果を、下表5に示す。
ここでは、本発明に係る薄板の角度α10%が60°より大きいことが明確に読みとれる。
LDH(Limit Dome Height、限界ドーム高さ)の測定
これらのLDH(Limit Dome Height)の測定は、この実施例と異なる薄板の質別T4における打抜き加工性能を特徴付けする目的で実施された。
これらのLDH(Limit Dome Height)の測定は、この実施例と異なる薄板の質別T4における打抜き加工性能を特徴付けする目的で実施された。
パラメータLDHは、0.5〜3.0mmの厚みの薄板の打抜き加工に対する適性を評価するために広く用いられる。このパラメータは、多くの刊行物、特にR.Thompsonの刊行物「The LDH test to evaluate sheet metal formability − Final Report of the LDH Committee of the North American Deep Drawing Research Group」、SAE conference、Detroit、1993年、SAE Paper n°930815で取り上げられている。
これは、クランプにより周囲が固定されたブランクの打抜き加工試験である。ブランク締め具の圧力は、クランプの中での滑りを回避するように制御される。120×160mmの寸法のブランクは、平面ひずみに近いモードにおいて応力を受ける。使用されるパンチは半球形である。
図3は、この試験を実施するために使用される工具の寸法を明示している。
パンチと薄板の間の潤滑は、黒鉛入りグリース(Shell HDM2グリース)により確保される。パンチの下降速度は50mm/分である。いわゆるLDH値は、パンチの破断時変位の値、つまり打抜き加工の限界深さである。この値は実際、3回の試験の平均に対応し、0.2mmの測定値について95%の信頼区間を付与する。
下表6は、160mmの寸法が圧延方向に対して平行に位置付けされた、厚み2.5mmの上述の薄板からカットされた120×160mmの試験片について得られたLDHパラメータの値を表示する。
これらの結果は、本発明に係る薄板が、厳しい打抜き加工用の車体パネルの場合の基準合金であるAA5182(合金8)タイプの合金製の薄板について得られたLDH値と類似のLDH値を有することを、明らかにしている。
耐腐食性の評価
ISO 11846規格にしたがった粒間腐食試験は、高温での水酸化ナトリウム(5質量%)および周囲温度での硝酸(70質量%)による酸洗いの後、(乾燥炉内での維持によって得られた)30℃の温度で、塩化ナトリウム(30g/l)および塩酸(10ml/l)の溶液中に24時間試験片を浸漬させることからなる。
ISO 11846規格にしたがった粒間腐食試験は、高温での水酸化ナトリウム(5質量%)および周囲温度での硝酸(70質量%)による酸洗いの後、(乾燥炉内での維持によって得られた)30℃の温度で、塩化ナトリウム(30g/l)および塩酸(10ml/l)の溶液中に24時間試験片を浸漬させることからなる。
試験片は、40mm(圧延方向)×30mm×厚みの寸法を有する。
誘発された腐食のタイプおよび深さは、金属の顕微鏡による断面検査によって測定される。最大腐食深さを測定する。
結果を、下表7にまとめる。
最大エッチング深さは、本発明に係る合金については明らかにより小さいものであり、これは粒間腐食に対するより優れた耐性の表れである。
B パンチ
R ローラー
r 半径
T 薄板
t 厚み
α 外部角度
β 内部角度
R ローラー
r 半径
T 薄板
t 厚み
α 外部角度
β 内部角度
Claims (14)
- Si:0.85〜1.20、Fe:0.30未満、Cu:0.10〜0.30、Mg:0.70〜0.90、Mn:0.30未満、Zn:0.9〜1.60、V:0.02〜0.30、Ti:0.05〜0.20、他の元素:各0.05未満で合計0.15未満、残りはアルミニウム、という組成(重量%単位)のAA6xxxシリーズのアルミニウム合金製の、ホワイトボディとも呼ばれる自動車の車体のライナー用、補強用、または構造用の打抜き加工部品向け薄板。
- Si含有量が0.90〜1.10%であることを特徴とする、請求項1に記載の薄板。
- Cu含有量が0.10〜0.20%であることを特徴とする、請求項1または2に記載の薄板。
- Mg含有量が0.70〜0.80%であることを特徴とする、請求項1〜3のいずれか1つに記載の薄板。
- Znの含有量が1.10〜1.60%、好ましくは1.20〜1.50%であることを特徴とする、請求項1〜4のいずれか1つに記載の薄板。
- Vの含有量が0.05〜0.30%、好ましくは0.10〜0.20%であることを特徴とする、請求項1〜5のいずれか1つに記載の薄板。
- Tiの含有量が0.08〜0.15%であることを特徴とする、請求項1〜6のいずれか1つに記載の薄板。
- Mnの含有量が0.10〜0.20%であることを特徴とする、請求項1〜7のいずれか1つに記載の薄板。
- Feの含有量が0.15〜0.25%であることを特徴とする、請求項1〜8のいずれか1つに記載の薄板。
- 請求項1〜9のいずれか1つに記載の薄板の製造方法において、
− プレートの典型的には半連続的な垂直鋳造である鋳造、および場合によってはそのスカルピングステップと、
− 2〜12時間、好ましくは4〜6時間の維持を伴う550〜570℃の温度でのこのプレートの均質化とそれに続く急速冷却のステップと、
− 30分〜3時間、好ましくはほぼ2時間の維持を伴う450〜550℃の温度での再加熱のステップと、
− 3〜10mmの厚みのストリップへのプレートの熱間圧延ステップと、
− 最終厚みに至るまでの冷間圧延ステップと、
− 燃焼を回避しながらの合金のソルバス温度を超える温度、すなわち550〜570℃で5秒〜5分間の圧延ストリップの溶体化処理と、それに続く50℃/秒超、好ましくは100℃/秒超の速度での焼入れのステップと、
− 少なくとも60℃の温度でのコイリングとそれに続く得られたコイルの外気冷却による、予備焼戻しまたは復元のステップと、
を含む製造方法。 - 請求項1〜9のいずれか1つに記載の薄板の製造方法において、
− プレートの典型的には半連続的な垂直鋳造および場合によってはそのスカルピングステップと、
− 2〜12時間、好ましくは4〜6時間の維持を伴う550〜570℃の温度でのこのプレートの再加熱のステップと、
− 3〜10mmの厚みのストリップへのプレートの熱間圧延ステップと、
− 最終厚みに至るまでの冷間圧延ステップと、
− 燃焼を回避しながらの合金のソルバス温度を超える温度、すなわち550〜570℃で5秒〜5分間の圧延ストリップの溶体化処理とそれに続く50℃/秒超、好ましくは100℃/秒超の速度での焼入れのステップと、
− 少なくとも60℃の温度でのコイリングとそれに続く得られたコイルの外気冷却による、予備焼戻しまたは復元のステップと、
を含む製造方法。 - 場合によって周囲温度での72時間〜6カ月間の時効、2%の制御された引張り予備変形、および典型的には185℃で20分間の塗料焼成処理の後、薄板が少なくとも300MPaの弾性限界Rp0.2を有することを特徴とする、請求項10または11に記載の方法によって得られる薄板。
- 欧州規格EN 515にしたがった質別T6で、薄板が少なくとも350MPaの弾性限界Rp0.2を有することを特徴とする、請求項10または11に記載の方法によって得られる薄板。
- 場合によって周囲温度での72時間〜6カ月間の時効、10%の制御された引張り予備変形、および典型的には185℃で20分間の塗料焼成処理の後、NF EN ISO 7438規格およびVDA 238−100手順にしたがって測定された場合に、薄板が少なくとも60°という「三点曲げ角度」α10%を有することを特徴とする、請求項10または11に記載の方法によって得られる厚み2mmの薄板。
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
FR15/55129 | 2015-06-05 | ||
FR1555129A FR3036986B1 (fr) | 2015-06-05 | 2015-06-05 | Tole pour carrosserie automobile a resistance mecanique elevee |
PCT/FR2016/051333 WO2016193640A1 (fr) | 2015-06-05 | 2016-06-03 | Tole pour carrosserie automobile a résistance mécanique élevée |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2018521229A true JP2018521229A (ja) | 2018-08-02 |
Family
ID=54015010
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2018515356A Pending JP2018521229A (ja) | 2015-06-05 | 2016-06-03 | 高い機械的強度を有する自動車の車体用薄板 |
Country Status (11)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US10829844B2 (ja) |
EP (1) | EP3303646B1 (ja) |
JP (1) | JP2018521229A (ja) |
KR (1) | KR20180016375A (ja) |
CN (1) | CN107709590B (ja) |
AR (1) | AR104913A1 (ja) |
BR (1) | BR112017023524A2 (ja) |
FR (1) | FR3036986B1 (ja) |
RU (1) | RU2017145569A (ja) |
TR (1) | TR201907640T4 (ja) |
WO (1) | WO2016193640A1 (ja) |
Families Citing this family (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CA3008021C (en) | 2016-01-08 | 2020-10-20 | Arconic Inc. | 6xxx aluminum alloys, and methods of making the same |
MX2019001802A (es) | 2016-08-26 | 2019-07-04 | Shape Corp | Proceso de modelacion en caliente y aparato para flexion transversal de una viga de aluminio extrudida para modelar en caliente un componente estructural del vehiculo. |
WO2018078527A1 (en) | 2016-10-24 | 2018-05-03 | Shape Corp. | Multi-stage aluminum alloy forming and thermal processing method for the production of vehicle components |
US10030295B1 (en) | 2017-06-29 | 2018-07-24 | Arconic Inc. | 6xxx aluminum alloy sheet products and methods for making the same |
EP3704279A4 (en) | 2017-10-31 | 2021-03-10 | Howmet Aerospace Inc. | IMPROVED ALUMINUM ALLOYS AND THEIR PRODUCTION PROCESSES |
CN108754363A (zh) * | 2018-06-22 | 2018-11-06 | 中南大学 | 调控铝合金构件应力松弛行为的方法 |
CN112941432B (zh) * | 2019-11-26 | 2022-08-16 | 晟通科技集团有限公司 | 6系铝型材及铝型材的热处理工艺 |
EP3839085B1 (en) * | 2019-12-17 | 2023-04-26 | Constellium Neuf-Brisach | Improved method for manufacturing a structure component for a motor vehicle body |
CN114107744B (zh) * | 2020-08-26 | 2022-10-21 | 宝山钢铁股份有限公司 | 薄带连铸6xxx铝合金板带及其制备方法 |
Family Cites Families (12)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH05112840A (ja) * | 1991-10-18 | 1993-05-07 | Nkk Corp | プレス成形性に優れた焼付硬化性Al−Mg−Si系合金板及びその製造方法 |
CA2218024C (en) * | 1995-05-11 | 2008-07-22 | Kaiser Aluminum And Chemical Corporation | Improved damage tolerant aluminum 6xxx alloy |
US6231809B1 (en) * | 1998-02-20 | 2001-05-15 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Al-Mg-Si aluminum alloy sheet for forming having good surface properties with controlled texture |
AU2001286386A1 (en) | 2000-06-01 | 2001-12-11 | Alcoa Inc. | Corrosion resistant 6000 series alloy suitable for aerospace applications |
ES2238584T3 (es) | 2001-07-09 | 2005-09-01 | Corus Aluminium Walzprodukte Gmbh | Aleacion de al-mg-si de alta resistencia. |
JP4101749B2 (ja) | 2001-07-23 | 2008-06-18 | コラス・アルミニウム・バルツプロドウクテ・ゲーエムベーハー | 溶接可能な高強度Al−Mg−Si合金 |
JP2003268475A (ja) * | 2002-03-12 | 2003-09-25 | Sky Alum Co Ltd | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
FR2856368B1 (fr) | 2003-06-18 | 2005-07-22 | Pechiney Rhenalu | Piece de peau de carrosserie automobile en tole d'alliage ai-si-mg fixee sur structure acier |
DE102005045340B4 (de) * | 2004-10-05 | 2010-08-26 | Aleris Aluminum Koblenz Gmbh | Verfahren zum Wärmebehandeln eines Aluminiumlegierungselements |
JP2006322064A (ja) * | 2005-04-19 | 2006-11-30 | Furukawa Electric Co Ltd:The | 高成形性アルミニウム材料 |
JP4939093B2 (ja) * | 2006-03-28 | 2012-05-23 | 株式会社神戸製鋼所 | 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 |
US20140356647A1 (en) * | 2011-11-02 | 2014-12-04 | Uacj Corporation | Aluminum alloy clad material for forming |
-
2015
- 2015-06-05 FR FR1555129A patent/FR3036986B1/fr active Active
-
2016
- 2016-06-03 AR ARP160101672A patent/AR104913A1/es unknown
- 2016-06-03 EP EP16735908.2A patent/EP3303646B1/fr active Active
- 2016-06-03 RU RU2017145569A patent/RU2017145569A/ru not_active Application Discontinuation
- 2016-06-03 TR TR2019/07640T patent/TR201907640T4/tr unknown
- 2016-06-03 BR BR112017023524A patent/BR112017023524A2/pt not_active Application Discontinuation
- 2016-06-03 KR KR1020177034946A patent/KR20180016375A/ko unknown
- 2016-06-03 JP JP2018515356A patent/JP2018521229A/ja active Pending
- 2016-06-03 US US15/578,735 patent/US10829844B2/en active Active
- 2016-06-03 WO PCT/FR2016/051333 patent/WO2016193640A1/fr active Application Filing
- 2016-06-03 CN CN201680032817.4A patent/CN107709590B/zh active Active
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
US10829844B2 (en) | 2020-11-10 |
KR20180016375A (ko) | 2018-02-14 |
CN107709590B (zh) | 2020-10-13 |
WO2016193640A1 (fr) | 2016-12-08 |
RU2017145569A (ru) | 2019-07-09 |
CN107709590A (zh) | 2018-02-16 |
US20180179621A1 (en) | 2018-06-28 |
FR3036986A1 (fr) | 2016-12-09 |
EP3303646A1 (fr) | 2018-04-11 |
TR201907640T4 (tr) | 2019-06-21 |
FR3036986B1 (fr) | 2017-05-26 |
BR112017023524A2 (pt) | 2018-07-24 |
AR104913A1 (es) | 2017-08-23 |
EP3303646B1 (fr) | 2019-04-24 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP2018521229A (ja) | 高い機械的強度を有する自動車の車体用薄板 | |
JP3819263B2 (ja) | 室温時効抑制と低温時効硬化能に優れたアルミニウム合金材 | |
KR100964855B1 (ko) | 차체 외장 패널용 Al-Si-Mg 합금 시트 | |
JP6771456B2 (ja) | アルミニウム合金製品及び調製方法 | |
US10661389B2 (en) | Method for the laser welding of monolithic semi-finished products made from aluminium alloy, without filler wire, and corresponding structural component and tailored blank | |
US10773756B2 (en) | Structural component of a motor vehicle shell | |
JP5709298B2 (ja) | 塗装焼付硬化性および成形性に優れたAl−Mg−Si系アルミニウム合金板の製造方法 | |
KR102629281B1 (ko) | 차체를 위한 고강성 시트 | |
JP4912877B2 (ja) | 鋼構造に対して固定されるAl‐Si‐Mg合金板製の自動車ボディの外表面用部材 | |
KR20130102493A (ko) | 자동차의 후드 이너 패널용 알루미늄 합금판 | |
JP7244407B2 (ja) | 自動車構造部材用アルミニウム合金板、自動車構造部材および自動車構造部材用アルミニウム合金板の製造方法 | |
US11649536B2 (en) | Method for manufacturing a structure component for a motor vehicle body | |
JP3833574B2 (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 | |
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 | |
US11524362B2 (en) | Aluminium alloy for laser welding without filler wire | |
JP2023506278A (ja) | 自動車両の車体用の構造構成要素を製造するための改良された方法 | |
JP4238019B2 (ja) | フラットヘム加工用アルミニウム合金パネル | |
JP5839588B2 (ja) | 自動車パネル材のプレス成形方法 | |
JP3766334B2 (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 | |
JP4694770B2 (ja) | 曲げ加工性に優れたアルミニウム合金板 | |
JP2003247040A (ja) | フラットヘム加工性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
RD01 | Notification of change of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7426 Effective date: 20181102 |
|
A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A821 Effective date: 20181102 |