JP2997156B2 - 成形性及び塗装焼付硬化性に優れた常温遅時効性アルミニウム合金薄板の製造方法 - Google Patents
成形性及び塗装焼付硬化性に優れた常温遅時効性アルミニウム合金薄板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、アルミニウム合金薄
板の製造方法に関し、特に、プレス成形性及び塗装焼付
硬化性に優れ、かつプレス成形前の強度の経時変化がな
い常温遅時効性を有しており、自動車車体等に好適なア
ルミニウム合金薄板の製造方法に関する。
板の製造方法に関し、特に、プレス成形性及び塗装焼付
硬化性に優れ、かつプレス成形前の強度の経時変化がな
い常温遅時効性を有しており、自動車車体等に好適なア
ルミニウム合金薄板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来より自動車ボディ−パネル用板材と
して表面処理冷間圧延鋼板が多用されているが、近年、
自動車の燃費向上のための軽量化の要望が高まってお
り、その要望を満たすべくアルミニウム合金板が使用さ
れ始めてきている。
して表面処理冷間圧延鋼板が多用されているが、近年、
自動車の燃費向上のための軽量化の要望が高まってお
り、その要望を満たすべくアルミニウム合金板が使用さ
れ始めてきている。
【０００３】最近では、プレス加工メーカーの要求も厳
しくなりつつあり、形状凍結性の点からプレス成形前の
降伏強度が低く（自動車技術 Vol.45,No.6.(1991),45)
、かつ、深絞り、張出し等の成形性、及び耐デント性
の点から塗装焼付により強度が向上する材料が要求され
ている。
しくなりつつあり、形状凍結性の点からプレス成形前の
降伏強度が低く（自動車技術 Vol.45,No.6.(1991),45)
、かつ、深絞り、張出し等の成形性、及び耐デント性
の点から塗装焼付により強度が向上する材料が要求され
ている。
【０００４】そこで、アルミニウム合金の中でも特に成
形性に優れた非熱処理型のＡｌ−Ｍｇ系合金に対し、Ｃ
ｕやＺｎを添加し、時効硬化によって強度を高める工夫
がなされている。例えば、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金（特
開昭５７−１２０６４８号、特開平１−２２５７３８
号）、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ−Ｚｎ系合金（特公昭５６−３
１８６０号）等がある。
形性に優れた非熱処理型のＡｌ−Ｍｇ系合金に対し、Ｃ
ｕやＺｎを添加し、時効硬化によって強度を高める工夫
がなされている。例えば、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金（特
開昭５７−１２０６４８号、特開平１−２２５７３８
号）、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ−Ｚｎ系合金（特公昭５６−３
１８６０号）等がある。
【０００５】しかし、これらは、熱処理型のＡｌ−Ｍｇ
−Ｓｉ系合金に比較して成形性が優れているものの、従
来の表面処理冷間圧延鋼板よりも劣り、プレス成形前の
強度が高いため、形状凍結性にも劣る。さらには塗装焼
付工程による硬化は小さく、プレス時の加工硬化分の低
下を防ぐ程度である。特に、特開昭５７−１２０６４８
号では塗装焼付時に強度上昇を目的としてＡｌ−Ｍｇ−
Ｃｕ系化合物の析出を図っているが、未だ不十分であ
る。なお、従来、焼付硬化に対するＳｉの効果は認めら
れていないため、Ｓｉを微量に規制している。
−Ｓｉ系合金に比較して成形性が優れているものの、従
来の表面処理冷間圧延鋼板よりも劣り、プレス成形前の
強度が高いため、形状凍結性にも劣る。さらには塗装焼
付工程による硬化は小さく、プレス時の加工硬化分の低
下を防ぐ程度である。特に、特開昭５７−１２０６４８
号では塗装焼付時に強度上昇を目的としてＡｌ−Ｍｇ−
Ｃｕ系化合物の析出を図っているが、未だ不十分であ
る。なお、従来、焼付硬化に対するＳｉの効果は認めら
れていないため、Ｓｉを微量に規制している。
【０００６】また、従来からボディーパネル用材料とし
て用いられていたＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ−Ｚｎ系の５０５２
−０材は、プレス前の降伏強度が低く形状凍結性に優れ
るが塗装焼付硬化性を有しないため強度が低く、耐デン
ト性に劣るという問題がある。
て用いられていたＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ−Ｚｎ系の５０５２
−０材は、プレス前の降伏強度が低く形状凍結性に優れ
るが塗装焼付硬化性を有しないため強度が低く、耐デン
ト性に劣るという問題がある。
【０００７】このようにＡｌ−Ｍｇ系にＣｕ、Ｚｎを添
加した焼付硬化タイプの合金は共通して最終熱処理後の
常温時効によるプレス前の強度の経時変化の問題があり
（住軽技報 32,1(1991),20 、軽金属学会第３１回シン
ポジウム、ｐ３１）、素材の製造熱処理時期と実際のプ
レス加工までのコントロールが必要であるという不都合
がある。
加した焼付硬化タイプの合金は共通して最終熱処理後の
常温時効によるプレス前の強度の経時変化の問題があり
（住軽技報 32,1(1991),20 、軽金属学会第３１回シン
ポジウム、ｐ３１）、素材の製造熱処理時期と実際のプ
レス加工までのコントロールが必要であるという不都合
がある。
【０００８】この問題を改善するために、Ａｌ−Ｍｇ−
Ｃｕ−Ｚｎ系において、常温時効を大きく支配するＺｎ
量を低下させて時効を抑制する技術が提案されている
（特開平２−４７２３４号）。
Ｃｕ−Ｚｎ系において、常温時効を大きく支配するＺｎ
量を低下させて時効を抑制する技術が提案されている
（特開平２−４７２３４号）。
【０００９】しかし、上記Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系、Ａｌ−
Ｍｇ−Ｃｕ−Ｚｎ系の５０００系合金は鋼板に近い比較
的良好な成形性を示すものの、焼付硬化性、形状凍結
性、常温時効特性のすべてを満足しているとはいえない
のが現状である。
Ｍｇ−Ｃｕ−Ｚｎ系の５０００系合金は鋼板に近い比較
的良好な成形性を示すものの、焼付硬化性、形状凍結
性、常温時効特性のすべてを満足しているとはいえない
のが現状である。
【００１０】一方、他の技術として、Ｍｇ2 Ｓｉ系のＧ
Ｐゾーン形成により焼付硬化性を上昇させたＡｌ−Ｍｇ
−Ｓｉ系合金において、溶体化処理後に２段の熱処理を
行うことによって焼付硬化性の他に常温時効特性を改善
したものがある（特開平５−７０９０７号）。
Ｐゾーン形成により焼付硬化性を上昇させたＡｌ−Ｍｇ
−Ｓｉ系合金において、溶体化処理後に２段の熱処理を
行うことによって焼付硬化性の他に常温時効特性を改善
したものがある（特開平５−７０９０７号）。
【００１１】しかし、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の６０００系
合金は、一般に焼付硬化性には優れるが成形性に劣り、
上記特開平５−７０９０７号においても、成形性に未だ
改善の余地がある。
合金は、一般に焼付硬化性には優れるが成形性に劣り、
上記特開平５−７０９０７号においても、成形性に未だ
改善の余地がある。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】この発明はかかる事情
に鑑みてなされたものであって、良好な成形性を有し、
かつ良好な常温遅時効性を有し、従ってプレス成形前の
経時変化がなく、さらに塗装焼付時において低温短時間
の焼付条件であっても優れた焼付硬化性を示すアルミニ
ウム合金薄板の製造方法を提供することを目的とする。
に鑑みてなされたものであって、良好な成形性を有し、
かつ良好な常温遅時効性を有し、従ってプレス成形前の
経時変化がなく、さらに塗装焼付時において低温短時間
の焼付条件であっても優れた焼付硬化性を示すアルミニ
ウム合金薄板の製造方法を提供することを目的とする。
【００１３】
【課題を解決するための手段及び作用】本発明者等は、
上記目的を達成するために種々検討を重ねた結果、Ａｌ
−Ｍｇ−Ｃｕ系合金を基本として化学成分及び組成を適
切に調整し、製造条件を適正化することにより、プレス
成形性及び塗装焼付硬化性を良好に保ったまま常温時効
の進行を遅らせることができることを見出した。この発
明は本発明者らのこのような知見に基づき、合金成分及
び製造条件について詳細に研究を重ねた結果完成された
ものである。
上記目的を達成するために種々検討を重ねた結果、Ａｌ
−Ｍｇ−Ｃｕ系合金を基本として化学成分及び組成を適
切に調整し、製造条件を適正化することにより、プレス
成形性及び塗装焼付硬化性を良好に保ったまま常温時効
の進行を遅らせることができることを見出した。この発
明は本発明者らのこのような知見に基づき、合金成分及
び製造条件について詳細に研究を重ねた結果完成された
ものである。
【００１４】すなわち、本発明は、重量％で、Ｍｇを
１．５〜３．５％、Ｃｕを０．３〜１．０％、Ｓｉを
０．０５〜０．３５％、Ｆｅを０．０３〜０．５０％、
Ｔｉを０．００５〜０．１５％、Ｂを０．０００２〜
０．０５％の範囲で含有し、かつＭｇ／Ｃｕの値が２〜
７であり、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアル
ミニウム合金鋳塊に対し、４００〜５８０℃の範囲内の
温度で１段又は多段の均質化処理を施した後、この鋳塊
を熱間圧延及び冷間圧延することにより所望の板厚と
し、次いで５００〜５８０℃の範囲内の温度まで３℃／
秒以上の加熱速度で加熱してその温度で０〜６０秒間保
持し、２℃／秒以上の冷却速度で冷却し、室温放置後又
は直接４５〜１１０℃の温度範囲で２〜４８時間の予備
時効熱処理を行い、その後１８０〜３００℃の温度で３
〜６０秒間保持の復元処理をすることを特徴とする成形
性及び塗装焼付硬化性に優れた常温遅時効性アルミニウ
ム合金薄板の製造方法を提供するものである。
１．５〜３．５％、Ｃｕを０．３〜１．０％、Ｓｉを
０．０５〜０．３５％、Ｆｅを０．０３〜０．５０％、
Ｔｉを０．００５〜０．１５％、Ｂを０．０００２〜
０．０５％の範囲で含有し、かつＭｇ／Ｃｕの値が２〜
７であり、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアル
ミニウム合金鋳塊に対し、４００〜５８０℃の範囲内の
温度で１段又は多段の均質化処理を施した後、この鋳塊
を熱間圧延及び冷間圧延することにより所望の板厚と
し、次いで５００〜５８０℃の範囲内の温度まで３℃／
秒以上の加熱速度で加熱してその温度で０〜６０秒間保
持し、２℃／秒以上の冷却速度で冷却し、室温放置後又
は直接４５〜１１０℃の温度範囲で２〜４８時間の予備
時効熱処理を行い、その後１８０〜３００℃の温度で３
〜６０秒間保持の復元処理をすることを特徴とする成形
性及び塗装焼付硬化性に優れた常温遅時効性アルミニウ
ム合金薄板の製造方法を提供するものである。
【００１５】また、重量％で、０．０１〜０．５０％の
Ｍｎ、０．０１〜０．１５％のＣｒ、０．０１〜０．１
２％のＺｒ、０．０１〜０．１８％のＶ、及び０．５％
以下のＺｎのうち１種又は２種以上をさらに含有するこ
とにより、この発明の効果を損なうことなく一層良好な
特性のアルミニウム合金薄板を得ることができる。
Ｍｎ、０．０１〜０．１５％のＣｒ、０．０１〜０．１
２％のＺｒ、０．０１〜０．１８％のＶ、及び０．５％
以下のＺｎのうち１種又は２種以上をさらに含有するこ
とにより、この発明の効果を損なうことなく一層良好な
特性のアルミニウム合金薄板を得ることができる。
【００１６】以下、この発明について詳細に説明する。
本発明における合金組成は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金を
基本としており、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化合物析出相の析
出前段階の変調構造（ＧＰＢゾーン）を形成させること
によって焼付硬化性を優れたものとし、プレス成形性及
び塗装焼付硬化性を両立させている。
本発明における合金組成は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金を
基本としており、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化合物析出相の析
出前段階の変調構造（ＧＰＢゾーン）を形成させること
によって焼付硬化性を優れたものとし、プレス成形性及
び塗装焼付硬化性を両立させている。
【００１７】次に、各成分の限定理由について説明す
る。なお、以下の％表示は全て重量％を示す。 Ｍｇ： Ｍｇは上述したように焼付硬化性に寄与するＡ
ｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系変調構造の構成元素である。しかし、
その含有量が１．５％未満では変調構造の生成が遅くな
り、また延性が低下する。一方、その含有量が３．５％
を超えるとやはり変調構造の生成が遅くなり、低温短時
間焼付では変調構造が生成しない。従って、Ｍｇの含有
量は１．５〜３．５％の範囲に規定される。
る。なお、以下の％表示は全て重量％を示す。 Ｍｇ： Ｍｇは上述したように焼付硬化性に寄与するＡ
ｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系変調構造の構成元素である。しかし、
その含有量が１．５％未満では変調構造の生成が遅くな
り、また延性が低下する。一方、その含有量が３．５％
を超えるとやはり変調構造の生成が遅くなり、低温短時
間焼付では変調構造が生成しない。従って、Ｍｇの含有
量は１．５〜３．５％の範囲に規定される。
【００１８】Ｃｕ： Ｃｕも上述のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系
変調構造の構成元素であるが、その含有量が０．３％未
満では変調構造が生成せず、一方１．０％を超えると熱
間加工性及び成形性が低下し、また耐食性も劣化する。
従って、Ｃｕの含有量は０．３〜１．０％に規定され
る。
変調構造の構成元素であるが、その含有量が０．３％未
満では変調構造が生成せず、一方１．０％を超えると熱
間加工性及び成形性が低下し、また耐食性も劣化する。
従って、Ｃｕの含有量は０．３〜１．０％に規定され
る。
【００１９】なお、Ｍｇの含有量とＣｕの含有量との比
Ｍｇ／Ｃｕは、２〜７の範囲に規定される。この範囲内
においてＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系変調構造を十分に生成させ
ることができる。
Ｍｇ／Ｃｕは、２〜７の範囲に規定される。この範囲内
においてＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系変調構造を十分に生成させ
ることができる。
【００２０】Ｓｉ： ＳｉはＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系変調構
造の生成を促進させて硬化能を高める元素であり、その
機能を発揮するためにはその含有量が０．０５％以上必
要である。一方、その含有量が０．３５％を超えた場合
には、上記変調構造は生成されるものの、粗大なＭｇ2
Ｓｉも生成するため成形性が低下する。従って、Ｓｉの
含有量は０．０５〜０．３５％に規定される。
造の生成を促進させて硬化能を高める元素であり、その
機能を発揮するためにはその含有量が０．０５％以上必
要である。一方、その含有量が０．３５％を超えた場合
には、上記変調構造は生成されるものの、粗大なＭｇ2
Ｓｉも生成するため成形性が低下する。従って、Ｓｉの
含有量は０．０５〜０．３５％に規定される。
【００２１】Ｆｅ: Ｆｅの含有量が０．５０％を超え
るとＡｌとの共存により成形性に悪影響を及ぼす粗大な
晶出物が生成されやすく、また、Ｓｉと結びついて変調
構造の生成促進に有用なＳｉの量を低下させる。しか
し、微量添加することにより成形性の向上に寄与し、そ
の効果は０．０３％以上で発揮される。従って、Ｆｅの
含有量は０．０３〜０．５０％に規定される。
るとＡｌとの共存により成形性に悪影響を及ぼす粗大な
晶出物が生成されやすく、また、Ｓｉと結びついて変調
構造の生成促進に有用なＳｉの量を低下させる。しか
し、微量添加することにより成形性の向上に寄与し、そ
の効果は０．０３％以上で発揮される。従って、Ｆｅの
含有量は０．０３〜０．５０％に規定される。
【００２２】Ｔｉ，Ｂ： Ｔｉ及びＢはＴｉＢ2 等とし
て存在し、鋳塊の結晶粒を微細化して熱間での加工性等
を改善する効果を有する。従って、これらを複合添加す
ることが重要である。しかしながら、これらを過剰に添
加すると粗大な晶出物を生成し、成形性を劣化させる。
従って、これらを添加する場合には、これらの含有量を
上記効果を有効に得ることができる範囲、すなわちＴ
ｉ：０．００５〜０．１５％及びＢ：０．０００２〜
０．０５％の範囲に規定される。
て存在し、鋳塊の結晶粒を微細化して熱間での加工性等
を改善する効果を有する。従って、これらを複合添加す
ることが重要である。しかしながら、これらを過剰に添
加すると粗大な晶出物を生成し、成形性を劣化させる。
従って、これらを添加する場合には、これらの含有量を
上記効果を有効に得ることができる範囲、すなわちＴ
ｉ：０．００５〜０．１５％及びＢ：０．０００２〜
０．０５％の範囲に規定される。
【００２３】これら成分の他、上述の選択成分のうち１
種又は２種以上が含有されるが、これら選択成分の限定
理由は以下の通りである。 Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ： これらの元素は再結晶抑制元
素であるから、異常粒成長を抑制する目的で適量添加し
てもよい。しかし、これらの合金成分は、再結晶粒の等
軸化に対し負の効果があり成形性を低下させ、かつ過剰
に添加すると結晶粒が微細になり過ぎ、伸びの低下及び
ストレッチャーストレイン（ＳＳ）マークの発生の原因
となる。このため、これらの含有量は従来のアルミニウ
ム合金よりも少ない範囲に規定する必要がある。従っ
て、これらを添加する場合には、Ｍｎ，Ｃｒ、Ｚｒ、及
びＶの含有量は夫々０．０１〜０．５０％、０．０１〜
０．１５％、０．０１〜０．１２％、及び０．０１〜
０．１８％の範囲に規定される。
種又は２種以上が含有されるが、これら選択成分の限定
理由は以下の通りである。 Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ： これらの元素は再結晶抑制元
素であるから、異常粒成長を抑制する目的で適量添加し
てもよい。しかし、これらの合金成分は、再結晶粒の等
軸化に対し負の効果があり成形性を低下させ、かつ過剰
に添加すると結晶粒が微細になり過ぎ、伸びの低下及び
ストレッチャーストレイン（ＳＳ）マークの発生の原因
となる。このため、これらの含有量は従来のアルミニウ
ム合金よりも少ない範囲に規定する必要がある。従っ
て、これらを添加する場合には、Ｍｎ，Ｃｒ、Ｚｒ、及
びＶの含有量は夫々０．０１〜０．５０％、０．０１〜
０．１５％、０．０１〜０．１２％、及び０．０１〜
０．１８％の範囲に規定される。
【００２４】Ｚｎ： Ｚｎは強度の向上に寄与する元素
であるが、０．５％を超えると焼付け硬化量が低下して
しまう。すなわち、０．５％を超えるとＡｌ−Ｚｎ系化
合物の析出前段階の変調構造を生成するが、この変調構
造は常温においても生成し、焼付け前の強度が時効に伴
って顕著に増大するため、焼付け硬化量がかえって低下
するのである。従って、Ｚｎを添加する場合には０．５
％を超えないことが必要である。
であるが、０．５％を超えると焼付け硬化量が低下して
しまう。すなわち、０．５％を超えるとＡｌ−Ｚｎ系化
合物の析出前段階の変調構造を生成するが、この変調構
造は常温においても生成し、焼付け前の強度が時効に伴
って顕著に増大するため、焼付け硬化量がかえって低下
するのである。従って、Ｚｎを添加する場合には０．５
％を超えないことが必要である。
【００２５】なお、さらに他の元素としてＢｅを０．０
１％まで添加してもよい。Ｂｅは鋳造時の酸化を防止
し、鋳造性及び熱間加工性を向上させ、合金板の成形性
を向上させる元素である。しかし、その含有量が０．０
１％を超えるとその効果が飽和するばかりでなく、毒性
の強い元素であるため鋳造作業環境を害する恐れがある
ので好ましくない。従って、Ｂｅの含有量は０．０１％
までに規定する。
１％まで添加してもよい。Ｂｅは鋳造時の酸化を防止
し、鋳造性及び熱間加工性を向上させ、合金板の成形性
を向上させる元素である。しかし、その含有量が０．０
１％を超えるとその効果が飽和するばかりでなく、毒性
の強い元素であるため鋳造作業環境を害する恐れがある
ので好ましくない。従って、Ｂｅの含有量は０．０１％
までに規定する。
【００２６】これら元素の他、通常のアルミニウム合金
と同様、不可避的不純物が含有されるが、その量は本発
明の効果が損なわれない範囲であれば許容される。次
に、上述のように成分・組成が規定されたアルミニウム
鋳塊に対して４００〜５８０℃の範囲内の温度で１段又
は多段の均質化熱処理を施す。このような均質化処理を
施すことにより、鋳造時に晶出した共晶化合物の拡散固
溶を促進し、局部的ミクロ偏析を軽減する。また、この
処理により、最終製品の結晶粒の異常粒成長を抑制し、
均一化を図るうえで重要な役割を果たすＭｎ，Ｃｒ，Ｚ
ｒ，Ｖの化合物を微細に析出させることができる。しか
し、この処理の温度が４００℃未満の場合には上述した
ような効果が不十分であり、一方５８０℃を超えると共
晶融解が生じる。従って、均質化処理の温度を４００〜
５８０℃の範囲とした。なお、この温度範囲内での保持
時間が１時間未満では上述の効果が十分に得られず、７
２時間を超える長時間の加熱はその効果が飽和してしま
うため、この均質化処理の保持時間は１〜７２時間が望
ましい。
と同様、不可避的不純物が含有されるが、その量は本発
明の効果が損なわれない範囲であれば許容される。次
に、上述のように成分・組成が規定されたアルミニウム
鋳塊に対して４００〜５８０℃の範囲内の温度で１段又
は多段の均質化熱処理を施す。このような均質化処理を
施すことにより、鋳造時に晶出した共晶化合物の拡散固
溶を促進し、局部的ミクロ偏析を軽減する。また、この
処理により、最終製品の結晶粒の異常粒成長を抑制し、
均一化を図るうえで重要な役割を果たすＭｎ，Ｃｒ，Ｚ
ｒ，Ｖの化合物を微細に析出させることができる。しか
し、この処理の温度が４００℃未満の場合には上述した
ような効果が不十分であり、一方５８０℃を超えると共
晶融解が生じる。従って、均質化処理の温度を４００〜
５８０℃の範囲とした。なお、この温度範囲内での保持
時間が１時間未満では上述の効果が十分に得られず、７
２時間を超える長時間の加熱はその効果が飽和してしま
うため、この均質化処理の保持時間は１〜７２時間が望
ましい。
【００２７】次いで、このような均質化処理が施された
鋳塊に対し、常法に従って所定の板厚を得るために熱間
圧延及び冷間圧延を行う。また、歪矯正又は表面粗度調
整のため、次に行われる熱処理の前後両方又はいずれか
で５％以下のレベリング、ストレッチング、あるいはス
キンパス圧延を実施してもよい。
鋳塊に対し、常法に従って所定の板厚を得るために熱間
圧延及び冷間圧延を行う。また、歪矯正又は表面粗度調
整のため、次に行われる熱処理の前後両方又はいずれか
で５％以下のレベリング、ストレッチング、あるいはス
キンパス圧延を実施してもよい。
【００２８】圧延終了後、このような圧延板材に対し、
５００〜５８０℃の範囲内の温度に３℃／秒以上の加熱
速度で加熱して、その温度に達した後即座に、又は６０
秒間以下の期間保持した後、冷却速度２℃／秒以上で急
速冷却するといった条件の熱処理を施す。この熱処理
は、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化合物の変調構造を構成するＣ
ｕ，Ｍｇの溶体化を図り、十分な焼付け硬化を得るため
に行うものである。この場合に、加熱温度が５００℃未
満では、十分な焼付硬化が得られない。また、加熱温度
が５８０℃を超えたり、加熱速度が３℃／秒未満であっ
たり、保持時間が６０秒を超えると、結晶粒の一部が異
常粒成長を起こしやすくなるため、成形性が低下する。
さらに、冷却速度が２℃／秒未満では、冷却中にＡｌ−
Ｃｕ−Ｍｇ化合物が析出し焼付硬化性を損なうため好ま
しくない。
５００〜５８０℃の範囲内の温度に３℃／秒以上の加熱
速度で加熱して、その温度に達した後即座に、又は６０
秒間以下の期間保持した後、冷却速度２℃／秒以上で急
速冷却するといった条件の熱処理を施す。この熱処理
は、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化合物の変調構造を構成するＣ
ｕ，Ｍｇの溶体化を図り、十分な焼付け硬化を得るため
に行うものである。この場合に、加熱温度が５００℃未
満では、十分な焼付硬化が得られない。また、加熱温度
が５８０℃を超えたり、加熱速度が３℃／秒未満であっ
たり、保持時間が６０秒を超えると、結晶粒の一部が異
常粒成長を起こしやすくなるため、成形性が低下する。
さらに、冷却速度が２℃／秒未満では、冷却中にＡｌ−
Ｃｕ−Ｍｇ化合物が析出し焼付硬化性を損なうため好ま
しくない。
【００２９】このような溶体化熱処理の後、室温に放置
後又は直接４５〜１１０℃の温度範囲で２〜４８時間の
予備時効熱処理を行う。この処理により、常温において
変調構造の形成を促進させていた溶体化熱処理後の焼入
れ凍結空孔を低減させ、塗装焼付硬化性を損なうことな
く常温時効が抑制される。その温度が４５℃未満では空
孔低減の効果が小さく、また長時間側となるため、製造
上好ましくない。一方、１１０℃を超えると、凍結空孔
が減少するが、その後の復元処理温度においても安定で
ある変調構造を形成するため、降伏強度が低下せず、形
状凍結性、成形性、塗装焼付硬化性に劣る。また、その
処理時間が２時間未満では空孔低減の効果が小さく、４
８時間を超えるとその後の復元処理温度においても安定
である変調構造を形成するため、降伏強度が低下せず、
形状凍結性、成形性、塗装焼付硬化性に劣る。
後又は直接４５〜１１０℃の温度範囲で２〜４８時間の
予備時効熱処理を行う。この処理により、常温において
変調構造の形成を促進させていた溶体化熱処理後の焼入
れ凍結空孔を低減させ、塗装焼付硬化性を損なうことな
く常温時効が抑制される。その温度が４５℃未満では空
孔低減の効果が小さく、また長時間側となるため、製造
上好ましくない。一方、１１０℃を超えると、凍結空孔
が減少するが、その後の復元処理温度においても安定で
ある変調構造を形成するため、降伏強度が低下せず、形
状凍結性、成形性、塗装焼付硬化性に劣る。また、その
処理時間が２時間未満では空孔低減の効果が小さく、４
８時間を超えるとその後の復元処理温度においても安定
である変調構造を形成するため、降伏強度が低下せず、
形状凍結性、成形性、塗装焼付硬化性に劣る。
【００３０】最終熱処理である復元処理として１８０〜
３００℃の温度で３〜６０秒間保持する。この低温加熱
処理は、凍結空孔を低減する予備時効熱処理時に形成し
たＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ化合物の変調構造であるＧＰＢゾー
ンを常温において安定にさせるために行うものである。
この場合、加熱温度が１８０℃未満であったり、保持時
間が３秒間未満であると上述のような効果を十分に得る
ことができない。また、加熱温度が３００℃を超えた
り、保持時間が６０秒間を超えると、粗大なＡｌ−Ｃｕ
−Ｍｇ化合物が析出し、焼付硬化性を低下させ、さらに
空孔濃度が増加するため好ましくない。このようにして
得られたアルミニウム合金板は、プレス成形性及び塗装
焼付硬化性に優れ、かつ常温遅時効性を有しているた
め、自動車車体等に好適である。
３００℃の温度で３〜６０秒間保持する。この低温加熱
処理は、凍結空孔を低減する予備時効熱処理時に形成し
たＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ化合物の変調構造であるＧＰＢゾー
ンを常温において安定にさせるために行うものである。
この場合、加熱温度が１８０℃未満であったり、保持時
間が３秒間未満であると上述のような効果を十分に得る
ことができない。また、加熱温度が３００℃を超えた
り、保持時間が６０秒間を超えると、粗大なＡｌ−Ｃｕ
−Ｍｇ化合物が析出し、焼付硬化性を低下させ、さらに
空孔濃度が増加するため好ましくない。このようにして
得られたアルミニウム合金板は、プレス成形性及び塗装
焼付硬化性に優れ、かつ常温遅時効性を有しているた
め、自動車車体等に好適である。
【００３１】
【実施例】以下、この発明の実施例について説明する。 （実施例１）表１、表２に示すような成分・組成を有す
る合金を溶解−連続鋳造し、得られた鋳塊を面削した
後、４４０℃で４時間その後５１０℃で１０時間の２段
均質化処理を実施し、次いで鋳片を４６０℃に加熱し、
板厚４mmまで熱間圧延を行った。次いで、室温に冷却し
た後、最終板厚まで冷間圧延を行って厚さ１mmの板材と
した。なお、熱間圧延の仕上がり温度は２８０℃であっ
た。この厚さ１mmの板材を５５０℃まで１０℃／秒の速
度で加熱し、１０秒間保持後、１００℃まで２０℃／秒
の冷却速度で強制空冷を行った。
る合金を溶解−連続鋳造し、得られた鋳塊を面削した
後、４４０℃で４時間その後５１０℃で１０時間の２段
均質化処理を実施し、次いで鋳片を４６０℃に加熱し、
板厚４mmまで熱間圧延を行った。次いで、室温に冷却し
た後、最終板厚まで冷間圧延を行って厚さ１mmの板材と
した。なお、熱間圧延の仕上がり温度は２８０℃であっ
た。この厚さ１mmの板材を５５０℃まで１０℃／秒の速
度で加熱し、１０秒間保持後、１００℃まで２０℃／秒
の冷却速度で強制空冷を行った。
【００３２】この熱処理後常温にて２日間放置し、その
後６０℃で２４時間の予備時効熱処理を行い、引き続き
２６０℃で１０秒間保持の復元処理を行った。以上のよ
うな処理を施した板材を常温で１週間保持後、所定形状
に切出し、引張試験（ＪＩＳ５号，引張方向：圧延方
向）及びコニカルカップ試験（ＪＩＳＺ２２４９：試験
工具１７型）を実施し、機械的特性及び成形性を評価し
た。コニカルカップ値（ＣＣＶ）は、張出しと深絞りと
の複合成形性を示すものであり、この値が小さいほど成
形性に優れている。さらに、プレス成形後の塗装焼付を
シミュレ−トするために、１７０℃で２０分間の加熱処
理（焼付に対応）を行い、その後引張試験（熱処理後の
試験と同一条件）を実施した。
後６０℃で２４時間の予備時効熱処理を行い、引き続き
２６０℃で１０秒間保持の復元処理を行った。以上のよ
うな処理を施した板材を常温で１週間保持後、所定形状
に切出し、引張試験（ＪＩＳ５号，引張方向：圧延方
向）及びコニカルカップ試験（ＪＩＳＺ２２４９：試験
工具１７型）を実施し、機械的特性及び成形性を評価し
た。コニカルカップ値（ＣＣＶ）は、張出しと深絞りと
の複合成形性を示すものであり、この値が小さいほど成
形性に優れている。さらに、プレス成形後の塗装焼付を
シミュレ−トするために、１７０℃で２０分間の加熱処
理（焼付に対応）を行い、その後引張試験（熱処理後の
試験と同一条件）を実施した。
【００３３】これらの試験結果を表３、４に示す。な
お、「焼付硬化」の欄は、焼付シミュレ−ト後の降伏強
度から、最終熱処理後の降伏強度を引いた値を示してい
る。なお、表１の番号１〜１３は本発明の基本成分及び
選択成分のいずれも満たしている実施例であり、表２の
番号１４〜２６はこれらのいずれかが規定する範囲から
外れる比較例である。
お、「焼付硬化」の欄は、焼付シミュレ−ト後の降伏強
度から、最終熱処理後の降伏強度を引いた値を示してい
る。なお、表１の番号１〜１３は本発明の基本成分及び
選択成分のいずれも満たしている実施例であり、表２の
番号１４〜２６はこれらのいずれかが規定する範囲から
外れる比較例である。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】
【表３】
【００３７】
【表４】
【００３８】表３から明らかなように、実施例である番
号１〜１３は、熱処理後いずれも降伏強度１０kgf ／mm
2 以下、伸び３０％以上であり、かつ焼付け処理により
降伏強度で５．０kgf ／mm2 以上の高い焼付硬化を有
し、優れた延性−焼付硬化バランスを有していることが
確認された。また、ＣＣＶも良好であった。
号１〜１３は、熱処理後いずれも降伏強度１０kgf ／mm
2 以下、伸び３０％以上であり、かつ焼付け処理により
降伏強度で５．０kgf ／mm2 以上の高い焼付硬化を有
し、優れた延性−焼付硬化バランスを有していることが
確認された。また、ＣＣＶも良好であった。
【００３９】一方、表２に示す比較例の番号１４〜２６
は、表４から明らかなように、成形性、焼付硬化性、常
温遅時効性のいずれかが不十分であった。例えば、焼付
硬化に寄与する成分であるＭｇ、Ｓｉ、Ｃｕのいずれか
の含有量が低い番号１４，１６，１８、あるいはこれら
が高い番号１５，１７は、変調構造の生成が不十分であ
るため焼付硬化が低く、０〜３．０kgf ／mm2 程度であ
った。また、Ｃｕが高い、又はＦｅ，Ｔｉ−Ｂ，Ｍｎ，
Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖの量のいずれかの量が規定されている範
囲から外れている番号１９，２０，２１，２２，２３，
２４，２５は伸びが低く、ＣＣＶも大きいため成形性が
低いことが確認された。さらに、Ｍｇ／Ｃｕが２〜７の
範囲から外れている番号２６は変調構造が十分生成せ
ず、焼付硬化が２．０kgf ／mm2 であった。
は、表４から明らかなように、成形性、焼付硬化性、常
温遅時効性のいずれかが不十分であった。例えば、焼付
硬化に寄与する成分であるＭｇ、Ｓｉ、Ｃｕのいずれか
の含有量が低い番号１４，１６，１８、あるいはこれら
が高い番号１５，１７は、変調構造の生成が不十分であ
るため焼付硬化が低く、０〜３．０kgf ／mm2 程度であ
った。また、Ｃｕが高い、又はＦｅ，Ｔｉ−Ｂ，Ｍｎ，
Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖの量のいずれかの量が規定されている範
囲から外れている番号１９，２０，２１，２２，２３，
２４，２５は伸びが低く、ＣＣＶも大きいため成形性が
低いことが確認された。さらに、Ｍｇ／Ｃｕが２〜７の
範囲から外れている番号２６は変調構造が十分生成せ
ず、焼付硬化が２．０kgf ／mm2 であった。
【００４０】（実施例２）表１に示した番号１の組成を
有する合金を用い、表５に示す製造条件で合金板を製造
した。なお、表５に特に記載されていない処理について
は実施例１の条件を採用した（圧延条件等）。また、表
５中記号Ａ〜Ｅは本発明に係る製造方法の範囲内のもの
であり、記号Ｆ〜Ｋはその範囲から外れるものである。
このようにして製造した板材について実施例１と同様の
評価試験を行った。その結果を表６に示す。
有する合金を用い、表５に示す製造条件で合金板を製造
した。なお、表５に特に記載されていない処理について
は実施例１の条件を採用した（圧延条件等）。また、表
５中記号Ａ〜Ｅは本発明に係る製造方法の範囲内のもの
であり、記号Ｆ〜Ｋはその範囲から外れるものである。
このようにして製造した板材について実施例１と同様の
評価試験を行った。その結果を表６に示す。
【００４１】
【表５】
【００４２】
【表６】
【００４３】表６から明らかなように、本発明の条件を
満足する記号Ａ〜Ｅは、いずれも成形性（ＣＣＶ）及び
焼付硬化性に優れていることが確認された。これに対し
て、本発明の条件を満足しない記号Ｆ〜Ｋは、伸び及び
成形性、あるいは焼付硬化性が不十分であることが確認
された。
満足する記号Ａ〜Ｅは、いずれも成形性（ＣＣＶ）及び
焼付硬化性に優れていることが確認された。これに対し
て、本発明の条件を満足しない記号Ｆ〜Ｋは、伸び及び
成形性、あるいは焼付硬化性が不十分であることが確認
された。
【００４４】例えば、比較例のＦ，Ｊ，Ｈのように、均
質化温度、溶体化熱処理温度が高い、あるいは溶体化処
理加熱の保持時間が長い、又はＧのように熱処理時の加
熱速度が小さい場合には、異常粒成長が生じ、伸び及び
成形性又は焼付硬化性が劣る。また、Ｋのように溶体化
焼入の冷却速度が小さい場合には、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系
の析出物が不均一に析出するか、あるいは冷却中に析出
するため焼付硬化性に劣っていた。さらに、Ｉのように
溶体化熱処理の保持温度がひくい場合には、伸びが低く
成形性に劣り、また十分な焼付硬化が得られなかった。
質化温度、溶体化熱処理温度が高い、あるいは溶体化処
理加熱の保持時間が長い、又はＧのように熱処理時の加
熱速度が小さい場合には、異常粒成長が生じ、伸び及び
成形性又は焼付硬化性が劣る。また、Ｋのように溶体化
焼入の冷却速度が小さい場合には、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系
の析出物が不均一に析出するか、あるいは冷却中に析出
するため焼付硬化性に劣っていた。さらに、Ｉのように
溶体化熱処理の保持温度がひくい場合には、伸びが低く
成形性に劣り、また十分な焼付硬化が得られなかった。
【００４５】（実施例３） この実施例では、表１の番号１に対応する組成の合金を
用い、溶体化熱処理までを表５のＡの条件で製造した合
金板を用い、常温時効、及び機械的特性、成形性に及ぼ
す予備時効処理、復元処理の影響について実験を行っ
た。その際の予備時効処理及び復元処理の条件、並びに
実験結果を表７に示す。なお、評価試験は実施例１と同
様である。表７中記号Ｌ〜Ｐは本発明に係る製造方法の
範囲内のものであり、記号Ｑ〜Ｕはその範囲から外れる
ものである。
用い、溶体化熱処理までを表５のＡの条件で製造した合
金板を用い、常温時効、及び機械的特性、成形性に及ぼ
す予備時効処理、復元処理の影響について実験を行っ
た。その際の予備時効処理及び復元処理の条件、並びに
実験結果を表７に示す。なお、評価試験は実施例１と同
様である。表７中記号Ｌ〜Ｐは本発明に係る製造方法の
範囲内のものであり、記号Ｑ〜Ｕはその範囲から外れる
ものである。
【００４６】
【表７】
【００４７】表７から明らかなように、本発明の条件を
満足する記号Ｌ〜Ｐは、降伏強度、成形性、焼付硬化性
のいずれも経時変化が極めて小さく、常温遅時効特性に
優れていることが確認された。これに対し、本発明の条
件を満足しない記号Ｑ〜Ｕは、降伏強度、成形性、焼付
硬化性、常温遅時効特性のいずれかが不十分であった。
満足する記号Ｌ〜Ｐは、降伏強度、成形性、焼付硬化性
のいずれも経時変化が極めて小さく、常温遅時効特性に
優れていることが確認された。これに対し、本発明の条
件を満足しない記号Ｑ〜Ｕは、降伏強度、成形性、焼付
硬化性、常温遅時効特性のいずれかが不十分であった。
【００４８】例えば、比較例Ｑのように予備時効熱処理
の温度が低い場合には、空孔の濃度が十分低下しないた
め、常温時効による経時変化が大きく、成形性、焼付硬
化性に劣っていた。また、予備時効熱処理の温度が高い
Ｒ、復元処理の温度が低いＳ、復元処理の時間が短いＵ
は、復元処理により強度が低下せず、成形性、焼付硬化
性に劣っていた。また、Ｔのように復元処理温度が高い
場合には、粗大なＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ化合物が析出したた
め、成形性、焼付硬化性に劣っていた。
の温度が低い場合には、空孔の濃度が十分低下しないた
め、常温時効による経時変化が大きく、成形性、焼付硬
化性に劣っていた。また、予備時効熱処理の温度が高い
Ｒ、復元処理の温度が低いＳ、復元処理の時間が短いＵ
は、復元処理により強度が低下せず、成形性、焼付硬化
性に劣っていた。また、Ｔのように復元処理温度が高い
場合には、粗大なＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ化合物が析出したた
め、成形性、焼付硬化性に劣っていた。
【００４９】
【発明の効果】この発明によれば、良好な成形性を有
し、かつ良好な常温遅時効性を有し、従ってプレス成形
前の経時変化がなく、さらに塗装焼付時において低温短
時間の焼付条件であっても優れた焼付硬化性を示すアル
ミニウム合金薄板の製造方法が提供される。本発明によ
って製造されたアルミニウム薄板は自動車車体等に好適
である。
し、かつ良好な常温遅時効性を有し、従ってプレス成形
前の経時変化がなく、さらに塗装焼付時において低温短
時間の焼付条件であっても優れた焼付硬化性を示すアル
ミニウム合金薄板の製造方法が提供される。本発明によ
って製造されたアルミニウム薄板は自動車車体等に好適
である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 長谷川 浩平 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (72)発明者 須賀 正孝 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 審査官 井上 猛 (56)参考文献 特開 平６−256917（ＪＰ，Ａ) 特開 昭57−120648（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−118049（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−225738（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22F 1/04 - 1/057 C22C 21/00 - 21/18
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、Ｍｇを１．５〜３．５％、Ｃ
ｕを０．３〜１．０％、Ｓｉを０．０５〜０．３５％、
Ｆｅを０．０３〜０．５０％、Ｔｉを０．０５〜０．１
５％、Ｂを０．０００２〜０．０５％の範囲で含有し、
かつＭｇ／Ｃｕの値が２〜７であり、残部がＡｌ及び不
可避不純物からなるアルミニウム合金鋳塊に対し、４０
０〜５８０℃の範囲内の温度で１段又は多段の均質化処
理を施した後、この鋳塊を熱間圧延及び冷間圧延するこ
とにより所望の板厚とし、次いで５００〜５８０℃の範
囲内の温度まで３℃／秒以上の加熱速度で加熱してその
温度で０〜６０秒間保持し、２℃／秒以上の冷却速度で
冷却し、室温放置後又は直接４５〜１１０℃の温度範囲
で２〜４８時間の熱処理を行ない、その後１８０〜３０
０℃の温度で３〜６０秒間保持することを特徴とする成
形性及び塗装焼付硬化性に優れた常温遅時効性アルミニ
ウム合金薄板の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で、０．０１〜０．５０％のＭ
ｎ，０．０１〜０．１５％のＣｒ，０．０１〜０．１２
％のＺｒ，０．０１〜０．１８％のＶの１種又は２種以
上をさらに含有することを特徴とする請求項１に記載の
成形性及び塗装焼付硬化性に優れた常温遅時効性アルミ
ニウム合金薄板の製造方法。 - 【請求項３】 重量％で、０．５％以下のＺｎをさらに
含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の成形
性及び塗装焼付硬化性に優れた常温遅時効性アルミニウ
ム合金薄板の製造方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5245195A JP2997156B2 (ja) | 1993-09-30 | 1993-09-30 | 成形性及び塗装焼付硬化性に優れた常温遅時効性アルミニウム合金薄板の製造方法 |
| US08/188,155 US5441582A (en) | 1993-09-30 | 1994-01-27 | Method of manufacturing natural aging-retardated aluminum alloy sheet exhibiting excellent formability and excellent bake hardenability |
| DE69402496T DE69402496T2 (de) | 1993-09-30 | 1994-01-27 | Verfahren zur Herstellung von Blech aus einer Al-Legierung, die eine verzögerte natürliche Alterung, eine ausgezeichnete Verformbarkeit und Einbrennhärtbarkeit aufweist |
| EP94101184A EP0646655B1 (en) | 1993-09-30 | 1994-01-27 | Method of manufacturing natural aging-retardated aluminum alloy sheet exhibiting excellent formability and excellent bake hardening ability |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5245195A JP2997156B2 (ja) | 1993-09-30 | 1993-09-30 | 成形性及び塗装焼付硬化性に優れた常温遅時効性アルミニウム合金薄板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0797667A JPH0797667A (ja) | 1995-04-11 |
| JP2997156B2 true JP2997156B2 (ja) | 2000-01-11 |
Family
ID=17130041
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5245195A Expired - Lifetime JP2997156B2 (ja) | 1993-09-30 | 1993-09-30 | 成形性及び塗装焼付硬化性に優れた常温遅時効性アルミニウム合金薄板の製造方法 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5441582A (ja) |
| EP (1) | EP0646655B1 (ja) |
| JP (1) | JP2997156B2 (ja) |
| DE (1) | DE69402496T2 (ja) |
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| BR9508997A (pt) * | 1994-09-06 | 1997-11-25 | Alcan Int Ltd | Processo de tratamento térmico para chapa de liga de aluminio |
| JPH09137243A (ja) | 1995-11-10 | 1997-05-27 | Nkk Corp | プレス成形後曲げ性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 |
| US5718780A (en) * | 1995-12-18 | 1998-02-17 | Reynolds Metals Company | Process and apparatus to enhance the paintbake response and aging stability of aluminum sheet materials and product therefrom |
| NL1003453C2 (nl) * | 1996-06-28 | 1998-01-07 | Hoogovens Aluminium Nv | Aluminiumplaat van het AA5000-type en een werkwijze voor het vervaardigen daarvan. |
| US6120621A (en) * | 1996-07-08 | 2000-09-19 | Alcan International Limited | Cast aluminum alloy for can stock and process for producing the alloy |
| ATE227353T1 (de) * | 1996-12-04 | 2002-11-15 | Alcan Int Ltd | Al-legierung und verfahren |
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| US6959476B2 (en) * | 2003-10-27 | 2005-11-01 | Commonwealth Industries, Inc. | Aluminum automotive drive shaft |
| ES2494416T3 (es) * | 2005-10-28 | 2014-09-15 | Novelis, Inc. | Homogeneización y tratamiento térmico de metales colados |
| US7881153B2 (en) * | 2007-08-21 | 2011-02-01 | Pgs Geophysical As | Steerable paravane system for towed seismic streamer arrays |
| JP5905810B2 (ja) * | 2012-10-23 | 2016-04-20 | 株式会社神戸製鋼所 | 成形加工用アルミニウム合金板 |
| CN103255324B (zh) | 2013-04-19 | 2017-02-08 | 北京有色金属研究总院 | 一种适合于汽车车身板制造的铝合金材料及制备方法 |
| CN104630666A (zh) * | 2015-01-30 | 2015-05-20 | 柳州市同进汽车零部件制造有限公司 | 铝合金汽车轮毂的热处理工艺方法 |
| CA2984799C (en) * | 2015-05-29 | 2023-05-09 | Arconic Inc. | New 6xxx aluminum alloys and methods of making the same |
| CN108265245A (zh) * | 2018-03-06 | 2018-07-10 | 东北大学 | 一种汽车车身用6009铝合金板材的制备方法 |
| CN112996941A (zh) * | 2018-11-12 | 2021-06-18 | 诺维尔里斯公司 | 快速老化的高强度可热处理的铝合金产品以及其制造方法 |
| CN115874089B (zh) * | 2023-01-06 | 2024-01-16 | 吉林大学 | 一种快速时效响应Al-Mg-Zn-Cu合金及其制备方法 |
Family Cites Families (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS53103914A (en) * | 1977-02-22 | 1978-09-09 | Sumitomo Light Metal Ind | Highhstrength aluminum alloy for formed products and articles |
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