JP2626859B2 - 異方性が小さい高強度成形用アルミニウム合金板の製造方法 - Google Patents
異方性が小さい高強度成形用アルミニウム合金板の製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、異方性の小さい成形用
アルミニウム合金板の製造方法、特に薄板を絞り加工お
よびしごき加工して成形するＤＩ缶の缶胴用素材として
適したアルミニウム合金板の製造方法に関する。
アルミニウム合金板の製造方法、特に薄板を絞り加工お
よびしごき加工して成形するＤＩ缶の缶胴用素材として
適したアルミニウム合金板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】アルミＤＩ缶の軽量化、薄肉化がますま
す進んでおり、これに伴って、素材面では、薄肉化によ
る缶体強度の低下を補うために、より高強度な材料が要
求されている。高強度アルミ材料を得るためには、合金
成分の変更の他に連続熱処理炉を利用して焼き入れ相当
処理を行い時効硬化性を付与する製造方法が提案されて
いる。（特許第893185号、1108098 号、1372166 号、14
45161 号、1597679 号等)
す進んでおり、これに伴って、素材面では、薄肉化によ
る缶体強度の低下を補うために、より高強度な材料が要
求されている。高強度アルミ材料を得るためには、合金
成分の変更の他に連続熱処理炉を利用して焼き入れ相当
処理を行い時効硬化性を付与する製造方法が提案されて
いる。（特許第893185号、1108098 号、1372166 号、14
45161 号、1597679 号等)
【０００３】しかしながら、連続熱処理炉による材料強
化法では、500 ℃以上の高温に加熱するため合金中のＭ
ｇが板材表面で酸化し易く、板材表面が酸化物で汚れる
とともに、板面に残留していた圧延油が高温加熱で炭化
して同様の汚れとなり、これらの汚れはＤＩ成形後も残
留して外観を損なうほか、塗膜の密着性を劣化し成形不
良の原因にもなり易いという問題点がある。また、この
方法により強化したアルミ材料は一般に延性に乏しく、
缶成形時成形不良を招くことが多く、薄肉缶への適用に
難点がある。
化法では、500 ℃以上の高温に加熱するため合金中のＭ
ｇが板材表面で酸化し易く、板材表面が酸化物で汚れる
とともに、板面に残留していた圧延油が高温加熱で炭化
して同様の汚れとなり、これらの汚れはＤＩ成形後も残
留して外観を損なうほか、塗膜の密着性を劣化し成形不
良の原因にもなり易いという問題点がある。また、この
方法により強化したアルミ材料は一般に延性に乏しく、
缶成形時成形不良を招くことが多く、薄肉缶への適用に
難点がある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、前記の問題
点を解消するために、連続熱処理炉による焼き入れ相当
処理を行わずに高強度材を得る方法について鋭意検討し
た結果、低温領域における合金成分の微細析出と冷間圧
延との組み合わせが材料の強化に有効であることを見出
した結果としして開発に至ったもので、その目的は異方
性が小さく成形性の優れた高強度アルミニウム合金板の
製造方法を提供することにある。
点を解消するために、連続熱処理炉による焼き入れ相当
処理を行わずに高強度材を得る方法について鋭意検討し
た結果、低温領域における合金成分の微細析出と冷間圧
延との組み合わせが材料の強化に有効であることを見出
した結果としして開発に至ったもので、その目的は異方
性が小さく成形性の優れた高強度アルミニウム合金板の
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
めの本発明による異方性が小さい高強度成形用アルミニ
ウム合金板の製造方法は、Ｍｎ0.6 〜1.7 ％（重量％、
以下同じ）、Ｍｇ0.8〜2.0 ％、Ｃｕ0.10〜0.50％、Ｓ
ｉ0.10〜0.50％、Ｆｅ0.20〜0.70％、Ｔｉ0.01〜0.05％
およびＢO.OOO1〜0.0010％を含み、不純物を合計で0.15
％以下とし、残部Ａｌからなるアルミニウム合金鋳塊
を、600 〜640 ℃で1 時間以上均熱化処理したのち、終
了温度が280 〜350 ℃になるように熱間圧延を行い、該
熱間圧延に続く冷間圧延を板厚減少率20〜80％の中間冷
間圧延と板厚減少率30〜87.5％の最終冷間圧延に分けて
行い、冷間圧延開始から冷間圧延終了までに材料温度が
110℃以上230 ℃以下になるよう加熱する工程を少なく
とも1 回実施することを構成上の特徴とする。
めの本発明による異方性が小さい高強度成形用アルミニ
ウム合金板の製造方法は、Ｍｎ0.6 〜1.7 ％（重量％、
以下同じ）、Ｍｇ0.8〜2.0 ％、Ｃｕ0.10〜0.50％、Ｓ
ｉ0.10〜0.50％、Ｆｅ0.20〜0.70％、Ｔｉ0.01〜0.05％
およびＢO.OOO1〜0.0010％を含み、不純物を合計で0.15
％以下とし、残部Ａｌからなるアルミニウム合金鋳塊
を、600 〜640 ℃で1 時間以上均熱化処理したのち、終
了温度が280 〜350 ℃になるように熱間圧延を行い、該
熱間圧延に続く冷間圧延を板厚減少率20〜80％の中間冷
間圧延と板厚減少率30〜87.5％の最終冷間圧延に分けて
行い、冷間圧延開始から冷間圧延終了までに材料温度が
110℃以上230 ℃以下になるよう加熱する工程を少なく
とも1 回実施することを構成上の特徴とする。
【０００６】本発明の合金成分のうち強度向上に寄与す
る主要合金元素はＭｎおよびＭｇである。Ｍｎは600 ℃
以上で行われる鋳塊均質化処理でマトリックス中に固溶
し、以後の工程において微細析出して材料強度を高め、
軟化し難くする。好ましい含有範囲は0.6 〜1.7 ％で、
0.6 ％未満ではその効果が小さく、1.7 ％を越えると鋳
塊製造時に粗大なＡl-Mn系またはAl-Mn-Fe系の化合物を
晶出して成形加工時に破断の原因となる。Ｍｇは固溶硬
化により強度を向上させる以外に、少量含まれるＳｉ，
Ｃｕと250 ℃以下の低温でMg2Si,Al-Mg-Cu等の微細な化
合物を形成し、該化合物と冷間圧延により生じる転位組
織との相互作用によって材料強度を高める。好ましい含
有量は0.8 〜2.0 ％であり、0.8 ％未満ではその硬化が
小さく、2.0 ％を越えると加工硬化性が大きくなり成形
性が低下する。
る主要合金元素はＭｎおよびＭｇである。Ｍｎは600 ℃
以上で行われる鋳塊均質化処理でマトリックス中に固溶
し、以後の工程において微細析出して材料強度を高め、
軟化し難くする。好ましい含有範囲は0.6 〜1.7 ％で、
0.6 ％未満ではその効果が小さく、1.7 ％を越えると鋳
塊製造時に粗大なＡl-Mn系またはAl-Mn-Fe系の化合物を
晶出して成形加工時に破断の原因となる。Ｍｇは固溶硬
化により強度を向上させる以外に、少量含まれるＳｉ，
Ｃｕと250 ℃以下の低温でMg2Si,Al-Mg-Cu等の微細な化
合物を形成し、該化合物と冷間圧延により生じる転位組
織との相互作用によって材料強度を高める。好ましい含
有量は0.8 〜2.0 ％であり、0.8 ％未満ではその硬化が
小さく、2.0 ％を越えると加工硬化性が大きくなり成形
性が低下する。
【０００７】ＣｕはＭｇとともにAl-Mg-Cu系化合物を形
成して強度を高め、塗装焼き付け時の加熱により軟化し
難くする。好ましい添加範囲は0.10〜0.50％で、0.10％
未満ではその効果が小さく、0.50％を越えると加工硬化
性が大となって成形性を低下させ、また耐食性にも悪影
響を与える。ＳｉはＭｎと結合してAl-Mn-Si系化合物を
形成し、Ｍｇと結合してMg2Si を形成して材料強度を高
めるのに寄与する。しかし、これらの化合物が粗大に成
長したり、過剰なＳｉが単独で固溶し結晶粒界等に析出
すると成形加工性を損なう。Ｓｉの好ましい添加量は0.
10〜0 .50 ％で、0.10％未満では効果が小さく0.50％を
越えると成形性を害する。
成して強度を高め、塗装焼き付け時の加熱により軟化し
難くする。好ましい添加範囲は0.10〜0.50％で、0.10％
未満ではその効果が小さく、0.50％を越えると加工硬化
性が大となって成形性を低下させ、また耐食性にも悪影
響を与える。ＳｉはＭｎと結合してAl-Mn-Si系化合物を
形成し、Ｍｇと結合してMg2Si を形成して材料強度を高
めるのに寄与する。しかし、これらの化合物が粗大に成
長したり、過剰なＳｉが単独で固溶し結晶粒界等に析出
すると成形加工性を損なう。Ｓｉの好ましい添加量は0.
10〜0 .50 ％で、0.10％未満では効果が小さく0.50％を
越えると成形性を害する。
【０００８】ＦｅはＭｎ，Ｓｉとともに鋳造時にAl-Mn-
Fe系、Al-Fe-Si系、Al-Mn-Fe-Si 系化合物を形成し、こ
れらの化合物が硬い微細粒子として材料中に均一に分散
して、材料と成形用工具との焼き付きを防止する効果を
与える。好ましい添加範囲は0.20〜0.70％であり、0.20
％未満ではその効果が小さく0.70％を越えると粗大な化
合物が生じ易く成形加工時の破断の起点を作り易い。
Fe系、Al-Fe-Si系、Al-Mn-Fe-Si 系化合物を形成し、こ
れらの化合物が硬い微細粒子として材料中に均一に分散
して、材料と成形用工具との焼き付きを防止する効果を
与える。好ましい添加範囲は0.20〜0.70％であり、0.20
％未満ではその効果が小さく0.70％を越えると粗大な化
合物が生じ易く成形加工時の破断の起点を作り易い。
【０００９】Ｔｉは鋳塊組織を微細化して圧延加工性や
再結晶特性を向上、均一化し、最終硬質板の異方性を改
良し成形性を向上させるのに有効である。好ましい添加
量は0.01〜0.05％で、0.01％未満では効果が小さく0.05
％を越えると粗大なAl-Ti あるいはTi-B化合物を形成し
易くなる。ＢはＴｉとともにTiB2を形成し鋳塊組織を微
細化する。好ましい範囲は0.0001〜0.0010％であり、0.
0001％未満では効果が小さく0.0010％を越えると粗大な
TiB2を形成し易くなる。
再結晶特性を向上、均一化し、最終硬質板の異方性を改
良し成形性を向上させるのに有効である。好ましい添加
量は0.01〜0.05％で、0.01％未満では効果が小さく0.05
％を越えると粗大なAl-Ti あるいはTi-B化合物を形成し
易くなる。ＢはＴｉとともにTiB2を形成し鋳塊組織を微
細化する。好ましい範囲は0.0001〜0.0010％であり、0.
0001％未満では効果が小さく0.0010％を越えると粗大な
TiB2を形成し易くなる。
【００１０】前記組成のアルミニウム合金を通常の方法
で溶解、鋳造したのち、鋳塊を600〜640 ℃で1 時間以
上好ましくは3 時間以上均質化処理する。この高温均質
化処理は、従来の強制的焼き入れ相当熱処理に代わる本
発明の特徴の一つであり、均質化処理により凝固冷却時
に析出した合金元素、Ｍｎ，Ｓｉ，Ｍｇ，Ｃｕ等がマト
リックス中に固溶する。固溶度は高温ほど大きくなるの
で、均質化処理は出来るだけ高温、長時間行うのが好ま
しいが、経済性の観点から実用的には通常10時間以内で
行われる。また、640 ℃以上の高温に加熱すると鋳塊の
一部が共晶融解を起こすおそれがある。
で溶解、鋳造したのち、鋳塊を600〜640 ℃で1 時間以
上好ましくは3 時間以上均質化処理する。この高温均質
化処理は、従来の強制的焼き入れ相当熱処理に代わる本
発明の特徴の一つであり、均質化処理により凝固冷却時
に析出した合金元素、Ｍｎ，Ｓｉ，Ｍｇ，Ｃｕ等がマト
リックス中に固溶する。固溶度は高温ほど大きくなるの
で、均質化処理は出来るだけ高温、長時間行うのが好ま
しいが、経済性の観点から実用的には通常10時間以内で
行われる。また、640 ℃以上の高温に加熱すると鋳塊の
一部が共晶融解を起こすおそれがある。
【００１１】均質化処理後の熱間圧延は好ましくは450
〜550 ℃で開始される。550 ℃より高温では、板材表面
が酸化したり再結晶粒が粗大化して成形性を低下させる
おそれがあり、450 ℃より低温では、圧延途中での再結
晶不十分となって異方性( 耳率) を大きくする傾向があ
る。熱間圧延は圧延終了時の材料温度が280 〜350 ℃に
なるように行う。280 ℃より低温では再結晶が不十分で
あり、350 ℃を越えると再結晶粒が粗大化する。異方性
( 耳率) を低減することは、ＤＩ缶における重要な品質
項目であり、最終板の異方性は再結晶組織の形成と冷間
圧延加工度に依存するから、従来の製造工程では、再結
晶組織を得るために300 ℃以上の温度での中間焼なまし
処理が必須であった。本発明は熱間圧延を280 ℃以上の
温度で終了することにより再結晶を熱間圧延中に進行さ
せ、従来の圧延途中での300 ℃以上での熱処理を行わな
いことを特徴とするものである。本発明の成形用アルミ
ニウム合金板の最終板厚は0.2 〜0.5mm 程度であるか
ら、冷間圧延の総板厚減少率を90％以下とすることを考
慮すると、熱間圧延の終了板厚は3mm 以下にするのが好
ましい。
〜550 ℃で開始される。550 ℃より高温では、板材表面
が酸化したり再結晶粒が粗大化して成形性を低下させる
おそれがあり、450 ℃より低温では、圧延途中での再結
晶不十分となって異方性( 耳率) を大きくする傾向があ
る。熱間圧延は圧延終了時の材料温度が280 〜350 ℃に
なるように行う。280 ℃より低温では再結晶が不十分で
あり、350 ℃を越えると再結晶粒が粗大化する。異方性
( 耳率) を低減することは、ＤＩ缶における重要な品質
項目であり、最終板の異方性は再結晶組織の形成と冷間
圧延加工度に依存するから、従来の製造工程では、再結
晶組織を得るために300 ℃以上の温度での中間焼なまし
処理が必須であった。本発明は熱間圧延を280 ℃以上の
温度で終了することにより再結晶を熱間圧延中に進行さ
せ、従来の圧延途中での300 ℃以上での熱処理を行わな
いことを特徴とするものである。本発明の成形用アルミ
ニウム合金板の最終板厚は0.2 〜0.5mm 程度であるか
ら、冷間圧延の総板厚減少率を90％以下とすることを考
慮すると、熱間圧延の終了板厚は3mm 以下にするのが好
ましい。
【００１２】熱間圧延後冷間圧延を行い、冷間圧延工程
中に材料温度が110 ℃以上230 ℃以下となるように加熱
する工程を少なくとも1 回実施する。この冷間圧延と加
熱の組み合わせにより、冷間圧延によって導入された加
工組織( 転位組織) の上に添加合金元素が微細に析出
し、冷間圧延工程での加工硬化が増大して最終板の強度
が向上し、加熱により軟化し難い特性がもたらされる。
冷間圧延は、板厚減少率20〜80％の中間冷間圧延と板厚
減少率30〜87.5％の最終冷間圧延の２度に分けて行い、
冷間圧延による全板厚減少率を90％以下とする。
中に材料温度が110 ℃以上230 ℃以下となるように加熱
する工程を少なくとも1 回実施する。この冷間圧延と加
熱の組み合わせにより、冷間圧延によって導入された加
工組織( 転位組織) の上に添加合金元素が微細に析出
し、冷間圧延工程での加工硬化が増大して最終板の強度
が向上し、加熱により軟化し難い特性がもたらされる。
冷間圧延は、板厚減少率20〜80％の中間冷間圧延と板厚
減少率30〜87.5％の最終冷間圧延の２度に分けて行い、
冷間圧延による全板厚減少率を90％以下とする。
【００１３】上記冷間圧延と加熱の組み合わせの例とし
てはつぎのような工程が挙げられる。ａ中間冷間圧延の
後、110 〜230 ℃で1 時間以上の熱処理を行い、最終冷
間圧延する工程。ｂ中間冷間圧延において、加工による
発熱を利用して材料温度が120 ℃以上になるように中間
冷間圧延を終了し、10℃/hr 以下の冷却速度で冷却し、
前記熱処理を省略して最終冷間圧延する工程。ｃ中間冷
間圧延後、110 〜230℃で1 時間以上の熱処理を行い、
最終冷間圧延において、加工による発熱を利用して材料
温度が120 ℃以上になるように最終冷間圧延を終了し、
10℃/hr 以下の速度で冷却する工程。ｄ中間冷間圧延お
よび最終冷間圧延において、加工による発熱を利用して
材料温度が120 ℃以上になるように圧延を終了し、10℃
/hr 以下の冷却速度で冷却し、前記中間の熱処理を行わ
ない工程。
てはつぎのような工程が挙げられる。ａ中間冷間圧延の
後、110 〜230 ℃で1 時間以上の熱処理を行い、最終冷
間圧延する工程。ｂ中間冷間圧延において、加工による
発熱を利用して材料温度が120 ℃以上になるように中間
冷間圧延を終了し、10℃/hr 以下の冷却速度で冷却し、
前記熱処理を省略して最終冷間圧延する工程。ｃ中間冷
間圧延後、110 〜230℃で1 時間以上の熱処理を行い、
最終冷間圧延において、加工による発熱を利用して材料
温度が120 ℃以上になるように最終冷間圧延を終了し、
10℃/hr 以下の速度で冷却する工程。ｄ中間冷間圧延お
よび最終冷間圧延において、加工による発熱を利用して
材料温度が120 ℃以上になるように圧延を終了し、10℃
/hr 以下の冷却速度で冷却し、前記中間の熱処理を行わ
ない工程。
【００１４】中間冷間圧延の板厚減少率が20％未満では
合金元素の微細析出の場所となる転位の生成量が少な
く、80％を越えて圧延すると、中間の熱処理を行って最
終冷間圧延する場合に圧延量が少なくなり十分な加工硬
化が与えられない。冷間圧延において材料温度が前記所
定温度になるように圧延を終了する方法は、板厚減少率
( 加工度) 、圧延速度、潤滑油( 冷却剤) 等を調整する
ことにより実施される。実際作業においては、圧延終了
時の温度を120 ℃以上にしてコイルに巻き取り、コイル
の冷却速度を10℃/hr 以下に制御する。材料温度が高
く、冷却が遅い程合金元素の微細析出効果が得られる。
この効果を確実にするために、最終冷間圧延後100 〜23
0 ℃での熱処理を追加して行ってもよい。
合金元素の微細析出の場所となる転位の生成量が少な
く、80％を越えて圧延すると、中間の熱処理を行って最
終冷間圧延する場合に圧延量が少なくなり十分な加工硬
化が与えられない。冷間圧延において材料温度が前記所
定温度になるように圧延を終了する方法は、板厚減少率
( 加工度) 、圧延速度、潤滑油( 冷却剤) 等を調整する
ことにより実施される。実際作業においては、圧延終了
時の温度を120 ℃以上にしてコイルに巻き取り、コイル
の冷却速度を10℃/hr 以下に制御する。材料温度が高
く、冷却が遅い程合金元素の微細析出効果が得られる。
この効果を確実にするために、最終冷間圧延後100 〜23
0 ℃での熱処理を追加して行ってもよい。
【００１５】最終冷間圧延は、前記のように、板厚減少
率30〜87.5％で行われ、十分加工硬化された所定厚さの
板材が得られる。板厚減少率が30％未満では加工硬化量
が不十分であり、87.5％を越えると冷間圧延による全板
厚減少率が90％より大きくなるため、異方性（耳率）が
大きくなり、加工硬化量が大となり過ぎて成形性が低下
する。ＤＩ缶等成形品の形状によりさらに大きな延性
（伸び率）が要求される場合は、最終冷間圧延後110 〜
250 ℃で1 〜10時間の熱処理を行う。熱処理の温度が退
く低すぎると処理に長時間を要するため経済的でなく、
250 ℃を越えると材料強度が低下する。
率30〜87.5％で行われ、十分加工硬化された所定厚さの
板材が得られる。板厚減少率が30％未満では加工硬化量
が不十分であり、87.5％を越えると冷間圧延による全板
厚減少率が90％より大きくなるため、異方性（耳率）が
大きくなり、加工硬化量が大となり過ぎて成形性が低下
する。ＤＩ缶等成形品の形状によりさらに大きな延性
（伸び率）が要求される場合は、最終冷間圧延後110 〜
250 ℃で1 〜10時間の熱処理を行う。熱処理の温度が退
く低すぎると処理に長時間を要するため経済的でなく、
250 ℃を越えると材料強度が低下する。
【００１６】
【作用】本発明では、600 ℃以上の高温で鋳塊を均質化
処理することにより合金元素を固溶させ、熱間圧延を28
0 ℃以上で終了することにより耳率低減のために必要な
再結晶を熱間圧延中に進行させ、引き続いて行われる冷
間圧延と230 ℃以下での低温加熱処理との組み合わせで
加工組織の上に合金元素の微細析出を実現させることに
よって、異方性( 耳率) が小さく成形性に優れた硬質ア
ルミニウム板が得られる。
処理することにより合金元素を固溶させ、熱間圧延を28
0 ℃以上で終了することにより耳率低減のために必要な
再結晶を熱間圧延中に進行させ、引き続いて行われる冷
間圧延と230 ℃以下での低温加熱処理との組み合わせで
加工組織の上に合金元素の微細析出を実現させることに
よって、異方性( 耳率) が小さく成形性に優れた硬質ア
ルミニウム板が得られる。
【００１７】
【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。 実施例１ 表１に示す組成のアルミニウム合金鋳塊を610 ℃で6 時
間均質化処理した後、520 ℃に冷却して熱間圧延を開始
し、2.0mm 厚さまで熱間圧延した。圧延終了時の温度
は、Ｎｏ．１合金が335 ℃、Ｎｏ．２合金が320 ℃であ
った。ついで冷間圧延( 冷間圧延終了時の材料温度:80
℃以下) を行って板厚0.8mm とし、135 ℃で3 時間の中
間熱処理を施した後、0.30mm厚さまで冷間圧延した。冷
間圧延の全板厚減少率は85％であった。最後に135 ℃で
3 時間最終熱処理を行った試料も作製した。実施例１で
作製された試料の機械的性質を表２に示す。いずれも優
れた強度が得られ、耳率も良好である。
明する。 実施例１ 表１に示す組成のアルミニウム合金鋳塊を610 ℃で6 時
間均質化処理した後、520 ℃に冷却して熱間圧延を開始
し、2.0mm 厚さまで熱間圧延した。圧延終了時の温度
は、Ｎｏ．１合金が335 ℃、Ｎｏ．２合金が320 ℃であ
った。ついで冷間圧延( 冷間圧延終了時の材料温度:80
℃以下) を行って板厚0.8mm とし、135 ℃で3 時間の中
間熱処理を施した後、0.30mm厚さまで冷間圧延した。冷
間圧延の全板厚減少率は85％であった。最後に135 ℃で
3 時間最終熱処理を行った試料も作製した。実施例１で
作製された試料の機械的性質を表２に示す。いずれも優
れた強度が得られ、耳率も良好である。
【００１８】
【表１】
【００１９】
【表２】
【００２０】実施例２ Ｓｉ0.19％，Ｆｅ0.44％，Ｃｕ0.23％，Ｍｎ1.07％，Ｍ
ｇ1.20％，Ｔｉ0.03％Ｂ0.0002％，不純物としてＣｒ0.
02％，Ｚｎ0.03％を含み、残部Ａｌからなるアルミニウ
ム合金鋳塊を615 ℃で3 時間均質化処理して室温に冷却
し、圧延面表層部数mmを切削除去後、再加熱して500 ℃
とし2.4mm 厚さまで熱間圧延を行った。熱間圧延終了時
の材料温度は325 ℃であった。ついで冷間圧延により1.
4mm 厚さとした後、160 ℃で1 時間、8 時間、24時間の
中間熱処理を施し、さらに冷間圧延して板厚0.6mm およ
び0.3mm とした。得られた板材の機械的性質を表3 に示
す。いずれも優れた強度を示している。
ｇ1.20％，Ｔｉ0.03％Ｂ0.0002％，不純物としてＣｒ0.
02％，Ｚｎ0.03％を含み、残部Ａｌからなるアルミニウ
ム合金鋳塊を615 ℃で3 時間均質化処理して室温に冷却
し、圧延面表層部数mmを切削除去後、再加熱して500 ℃
とし2.4mm 厚さまで熱間圧延を行った。熱間圧延終了時
の材料温度は325 ℃であった。ついで冷間圧延により1.
4mm 厚さとした後、160 ℃で1 時間、8 時間、24時間の
中間熱処理を施し、さらに冷間圧延して板厚0.6mm およ
び0.3mm とした。得られた板材の機械的性質を表3 に示
す。いずれも優れた強度を示している。
【００２１】
【表３】
【００２２】実施例３ Ｓｉ0.20％，Ｆｅ0.42％，Ｃｕ0.21％，Ｍｎ1.08％，Ｍ
ｇ1.10％，Ｔｉ0.03％、Ｂ0.0003％，残部Ａｌおよび不
可避的不純物からなるアルミニウム合金鋳塊を615 ℃で
3 時間均質化処理し、530 ℃まで冷却して熱間圧延を行
い2.0mm 厚さとした。熱間圧延終了時の材料温度は312
℃、および306 ℃であった。各試料を表４に示す条件で
まず1.1mm 厚さまで中間冷間圧延し、ついで0.32mm厚さ
まで最終冷間圧延した。冷間圧延において材料温度を高
める場合は、通常より圧延速度を大とし、潤滑油を極力
少なくして圧延を行った。冷間圧延後巻き取った帯板コ
イルは、2 時間後も100 ℃より低温にならないように保
温された。各試料の機械的性質は、表４に示すようにい
ずれも優れた値を示す。
ｇ1.10％，Ｔｉ0.03％、Ｂ0.0003％，残部Ａｌおよび不
可避的不純物からなるアルミニウム合金鋳塊を615 ℃で
3 時間均質化処理し、530 ℃まで冷却して熱間圧延を行
い2.0mm 厚さとした。熱間圧延終了時の材料温度は312
℃、および306 ℃であった。各試料を表４に示す条件で
まず1.1mm 厚さまで中間冷間圧延し、ついで0.32mm厚さ
まで最終冷間圧延した。冷間圧延において材料温度を高
める場合は、通常より圧延速度を大とし、潤滑油を極力
少なくして圧延を行った。冷間圧延後巻き取った帯板コ
イルは、2 時間後も100 ℃より低温にならないように保
温された。各試料の機械的性質は、表４に示すようにい
ずれも優れた値を示す。
【００２３】
【表４】
【００２４】比較例１ 表１に示すアルミニウム合金鋳塊を、中間熱処理（135
℃×3 時間) を行わない他は実施例１と全く同じ工程で
処理して0.30mm厚さの板材を作製し、引張試験を行っ
た。結果を表５に示す。合金元素の微細析出による強度
向上効果が得られないため、強度が劣っている。
℃×3 時間) を行わない他は実施例１と全く同じ工程で
処理して0.30mm厚さの板材を作製し、引張試験を行っ
た。結果を表５に示す。合金元素の微細析出による強度
向上効果が得られないため、強度が劣っている。
【００２５】
【表５】
【００２６】比較例２ 実施例２と同じ合金を実施例２と同様に処理した。但
し、中間熱処理条件を、中間熱処理無し、中間熱処理温
度80℃で1 時間、24時間、および中間熱処理温度240 ℃
で 1時間、24時間とした。作製した各試料の引張試験結
果を表６に示す。表６にみられるように、冷間圧延との
組み合わせで効果を発揮する低温処理条件が本発明の範
囲110 〜230 ℃を外れた場合には微細な合金元素の析出
が十分に得られず、高強度が確実に達成できない。110
℃以下の温度では析出が不十分であり、230 ℃を越える
と析出物の一部が成長するおそれがある。
し、中間熱処理条件を、中間熱処理無し、中間熱処理温
度80℃で1 時間、24時間、および中間熱処理温度240 ℃
で 1時間、24時間とした。作製した各試料の引張試験結
果を表６に示す。表６にみられるように、冷間圧延との
組み合わせで効果を発揮する低温処理条件が本発明の範
囲110 〜230 ℃を外れた場合には微細な合金元素の析出
が十分に得られず、高強度が確実に達成できない。110
℃以下の温度では析出が不十分であり、230 ℃を越える
と析出物の一部が成長するおそれがある。
【００２７】
【表６】
【００２８】比較例３ 実施例３と同じ合金を実施例３と同様に615 ℃で3 時間
均質化処理し、530 ℃まで冷却して熱間圧延を行い板厚
2mm とした。熱間圧延終了時の材料温度は297℃であっ
た。ついで板厚1.1mm まで中間冷間圧延を行い、中間熱
処理を行うことなく、板厚0.32mmまで最終冷間圧延し
た。中間冷間圧延終了後の材料温度は89〜92℃、最終冷
間圧延後の材料温度は89〜97℃であり、通常の冷間圧延
では材料温度が110 ℃を越えることはなかった。得られ
た圧延板の機械的性質を表７に示す。表７にみられるよ
うに加熱温度が低いため析出が十分でなく、強度が劣っ
ているのが認められた。
均質化処理し、530 ℃まで冷却して熱間圧延を行い板厚
2mm とした。熱間圧延終了時の材料温度は297℃であっ
た。ついで板厚1.1mm まで中間冷間圧延を行い、中間熱
処理を行うことなく、板厚0.32mmまで最終冷間圧延し
た。中間冷間圧延終了後の材料温度は89〜92℃、最終冷
間圧延後の材料温度は89〜97℃であり、通常の冷間圧延
では材料温度が110 ℃を越えることはなかった。得られ
た圧延板の機械的性質を表７に示す。表７にみられるよ
うに加熱温度が低いため析出が十分でなく、強度が劣っ
ているのが認められた。
【００２９】
【表７】
【００３０】
【発明の効果】以上のとおり、本発明によれば、強制的
な焼き入れ相当処理を行うことなく冷間圧延と低温領域
での合金成分の微細析出によって強度を向上させ、時効
硬化により材料強化を図るものではないので、成形性に
優れ、圧延油による汚れが生じることがなく、板面も清
浄である。従って、ＤＩ缶の缶胴用素材として好適であ
る。
な焼き入れ相当処理を行うことなく冷間圧延と低温領域
での合金成分の微細析出によって強度を向上させ、時効
硬化により材料強化を図るものではないので、成形性に
優れ、圧延油による汚れが生じることがなく、板面も清
浄である。従って、ＤＩ缶の缶胴用素材として好適であ
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 田中 信二 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 (56)参考文献 特開 昭63−444（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−123054（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−254143（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−231501（ＪＰ，Ａ)
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｍｎ：０．６〜１．７％（重量％、以
下同じ）、Ｍｇ：０．８〜２．０％、Ｃｕ：０．１０〜
０．５０％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｆｅ：０．
２０〜０．７０％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％および
Ｂ：０．０００１〜０．００１０％を含み、不純物を合
計で０．１５％以下とし、残部Ａ１からなるアルミニウ
ム合金鋳塊を、６００〜６４０℃で１時間以上均質化処
理したのち、終了温度が２８０〜３５０℃になるように
熱間圧延を行い、該熱間圧延に続く冷間圧延を板厚減少
率２０〜８０％の中間冷間圧延と板厚減少率３０〜８
７．５％の最終冷間圧延に分けて行い、冷間圧延による
全板厚減少率を９０％以下として、冷間圧延開始から冷
間圧延終了までに材料温度が１１０℃以上２３０℃以下
になるよう加熱する工程を少なくとも１回実施すること
を特徴とする異方性が小さい高強度成形用アルミニウム
合金板の製造方法。 - 【請求項２】冷間圧延後、110 〜250 ℃で1 〜10時間の
熱処理を行う請求項１記載の異方性が小さい高強度成形
用アルミニウム合金板の製造方法。 - 【請求項３】 冷間圧延の途中において１１０〜２３
０℃で１時間以上の熱処理を施す請求項１または請求項
２記載の異方性が小さい高強度成形用アルミニウム合金
板の製造方法。 - 【請求項４】冷間圧延において、加工熱を利用して材料
温度が120 ℃以上になるように冷間圧延を終了し、10℃
/ hr以下で冷却する請求項１または請求項２または請求
項３記載の異方性が小さい高強度成形用アルミニウム合
金板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4181656A JP2626859B2 (ja) | 1992-06-16 | 1992-06-16 | 異方性が小さい高強度成形用アルミニウム合金板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4181656A JP2626859B2 (ja) | 1992-06-16 | 1992-06-16 | 異方性が小さい高強度成形用アルミニウム合金板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH062090A JPH062090A (ja) | 1994-01-11 |
| JP2626859B2 true JP2626859B2 (ja) | 1997-07-02 |
Family
ID=16104566
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4181656A Expired - Fee Related JP2626859B2 (ja) | 1992-06-16 | 1992-06-16 | 異方性が小さい高強度成形用アルミニウム合金板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2626859B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5082483B2 (ja) * | 2007-02-13 | 2012-11-28 | トヨタ自動車株式会社 | アルミニウム合金材の製造方法 |
| JP5697895B2 (ja) * | 2010-05-17 | 2015-04-08 | 株式会社Uacj | 樹脂被覆アルミニウム合金板及びその製造方法 |
| JP6578048B1 (ja) * | 2018-09-06 | 2019-09-18 | 株式会社神戸製鋼所 | 缶胴用アルミニウム合金板 |
| JP2023160496A (ja) * | 2022-04-22 | 2023-11-02 | 株式会社Uacj | アルミニウム合金冷間圧延板およびその製造方法 |
| CN115572924B (zh) * | 2022-09-28 | 2023-11-21 | 中国航发北京航空材料研究院 | 一种降低7000系飞行器板材损伤容限各向异性的工艺方法 |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60231501A (ja) * | 1984-04-27 | 1985-11-18 | Daido Steel Co Ltd | 帯鋼の製造方法 |
| JPH0756068B2 (ja) * | 1986-06-19 | 1995-06-14 | 住友軽金属工業株式会社 | 耳率が小さく強度と延性に優れたアルミニウム硬質板の製造方法 |
| JPH01123054A (ja) * | 1987-11-05 | 1989-05-16 | Kobe Steel Ltd | ベークハード型高強度キャン材及びその製造法 |
| JPH02254143A (ja) * | 1989-03-29 | 1990-10-12 | Sky Alum Co Ltd | 成形加工用アルミニウム合金硬質板の製造方法 |
-
1992
- 1992-06-16 JP JP4181656A patent/JP2626859B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|
| JPH062090A (ja) | 1994-01-11 |
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