JP3103122B2 - 高成形性の得られる成形加工用アルミニウム合金板及びその製造方法 - Google Patents
高成形性の得られる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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- JP3103122B2 JP3103122B2 JP03025114A JP2511491A JP3103122B2 JP 3103122 B2 JP3103122 B2 JP 3103122B2 JP 03025114 A JP03025114 A JP 03025114A JP 2511491 A JP2511491 A JP 2511491A JP 3103122 B2 JP3103122 B2 JP 3103122B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車のボディシ―ト
材をはじめとする輸送機器の製造に特に適した、プレス
加工時の成形性に優れた成形加工用アルミニウム合金の
製造法に関するものである。
材をはじめとする輸送機器の製造に特に適した、プレス
加工時の成形性に優れた成形加工用アルミニウム合金の
製造法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来より、自動車のボディシ―ト材をは
じめとする輸送機器用材料として各種アルミニウム合金
が開発され、使用されている。特に近年の地球温暖化対
策の各種法規制の強化により、多くの部品を鉄鋼材料か
らアルミニウム合金に転換することで軽量化を図る動き
が極めて活発である。例えば、自動車ボディシ―ト材と
しては、 １）成形性、２）形状凍結性（プレス加工時にプレス型
の形状が正確に出ること）、３）高強度、４）耐デント
性、５）耐食性等の性能が満たされることが必要であ
る。
じめとする輸送機器用材料として各種アルミニウム合金
が開発され、使用されている。特に近年の地球温暖化対
策の各種法規制の強化により、多くの部品を鉄鋼材料か
らアルミニウム合金に転換することで軽量化を図る動き
が極めて活発である。例えば、自動車ボディシ―ト材と
しては、 １）成形性、２）形状凍結性（プレス加工時にプレス型
の形状が正確に出ること）、３）高強度、４）耐デント
性、５）耐食性等の性能が満たされることが必要であ
る。
【０００３】こうした中で、プレス加工メ―カ―の要求
の厳しい日本国内では自動車ボディシ―ト材等用とし
て、成形性の良い５０００系のＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ−Ｃｕ
合金（特開昭５３−１０３９１４、５８−１７１５４
７）及びＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ合金（特開平１−２１９１３
９）の開発が主になされてきた。これに対して、欧米で
は強度の優れた６０００系のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金とし
て６００９、６１１１、６０１６合金が開発されてい
る。これらの合金は塗装焼付工程で２００℃で３０ｍｉ
ｎ程度の加熱処理により高強度が得られ、より一層の薄
肉化、つまり軽量化が可能である。
の厳しい日本国内では自動車ボディシ―ト材等用とし
て、成形性の良い５０００系のＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ−Ｃｕ
合金（特開昭５３−１０３９１４、５８−１７１５４
７）及びＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ合金（特開平１−２１９１３
９）の開発が主になされてきた。これに対して、欧米で
は強度の優れた６０００系のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金とし
て６００９、６１１１、６０１６合金が開発されてい
る。これらの合金は塗装焼付工程で２００℃で３０ｍｉ
ｎ程度の加熱処理により高強度が得られ、より一層の薄
肉化、つまり軽量化が可能である。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】日本では塗装焼付温度
が塗膜の性能により１７０℃程度と低いため、３０ｍｉ
ｎの加熱によって現状の合金及び製造工程では高強度化
は期待することができない。さらに、この６０００系合
金はわずかではあるが室温時効硬化が進み成形性が劣
り、また耐食性もやや劣るとの問題があり、諸性能に対
する要求の厳しい日本では５０００系合金に対して６０
００系合金はメリットがなく採用例はなかった。
が塗膜の性能により１７０℃程度と低いため、３０ｍｉ
ｎの加熱によって現状の合金及び製造工程では高強度化
は期待することができない。さらに、この６０００系合
金はわずかではあるが室温時効硬化が進み成形性が劣
り、また耐食性もやや劣るとの問題があり、諸性能に対
する要求の厳しい日本では５０００系合金に対して６０
００系合金はメリットがなく採用例はなかった。
【０００５】このように、５０００系合金が主に成形性
の面から６０００系合金に比較して有利に開発が進めら
れてきたが、これまでに開発された合金でも例えば特開
昭６２−２７５４４、特開昭６２−２０７８５０、特開
昭６３−６９９５２、特開平１−２１９１３９、特開平
１−２２５７３８、特開平２−１１８０４９、特開平２
−１１８０５０の実施例において、その性能が紹介され
ているが、伸びで２４−３４％、また張り出し特性を示
すエリクセン値で８．９−１０．４ｍｍ程度であった。
このため、ドアのインナ―に見られるように厳しい張り
出し成形と延性が要求される部材の成形はむずかしく、
必ずしも満足の行くものではなかった。従って、伸びで
３５％近くもしくはそれ以上の材料で、しかもエリクセ
ン値が１０．５ｍｍ以上であり、つまり自動車等に用い
られるプレス成形用材料に要求される二軸での張り出し
特性が良好な材料の開発が望まれていた。
の面から６０００系合金に比較して有利に開発が進めら
れてきたが、これまでに開発された合金でも例えば特開
昭６２−２７５４４、特開昭６２−２０７８５０、特開
昭６３−６９９５２、特開平１−２１９１３９、特開平
１−２２５７３８、特開平２−１１８０４９、特開平２
−１１８０５０の実施例において、その性能が紹介され
ているが、伸びで２４−３４％、また張り出し特性を示
すエリクセン値で８．９−１０．４ｍｍ程度であった。
このため、ドアのインナ―に見られるように厳しい張り
出し成形と延性が要求される部材の成形はむずかしく、
必ずしも満足の行くものではなかった。従って、伸びで
３５％近くもしくはそれ以上の材料で、しかもエリクセ
ン値が１０．５ｍｍ以上であり、つまり自動車等に用い
られるプレス成形用材料に要求される二軸での張り出し
特性が良好な材料の開発が望まれていた。
【０００６】
【課題を解決するための手段】このような状況の中で、
本発明においては化学成分及び加工熱処理工程の検討に
より、約３５％以上の高延性の材料で、しかもエリクセ
ン値に代表されるような張り出し特性が良好なプレス加
工用の材料を供給するものである。すなわち、本発明
は、重量％で、Ｍｇ：３．５％以上６．０％以下、Ｃ
ｕ：０．０５％以上０．５％以下、Ｓｉ：０．０１％以
上０．０５％未満、Ｆｅ：０．０１％以上０．０８％未
満、Ｔｉ：０．００５％以上０．５％未満、Ｂ：０．０
００５％以上０．０５％未満、Ｂｅ：０．５ｐｐｍ以上
１００ｐｐｍ未満を含有し、残部はＡｌ及び不純物から
なる合金板、もしくは、重量％で、Ｍｇ：３．５％以上
６．０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上０．５％以下、Ｓ
ｉ：０．０１％以上０．０５％未満、Ｆｅ：０．０１％
以上０．０８％未満を含有し、さらにＭｎ：０．０２％
以上０．３０％未満、Ｃｒ：０．０２％以上０．２０％
未満、Ｖ：０．０２％以上０．２０％未満、Ｚｒ：０．
０２％以上０．１０％未満の１種以上を含有し、残部は
Ａｌ及び不純物からなる合金板で、結晶粒径を２０μｍ
以上１００μｍ以下とした合金板に関するものである。
さらに、以上の合金を半連続鋳造し、得られた鋳塊を通
常の方法により製品板厚まで圧延後、１００℃／ｍｉｎ
以上の昇温速度で４５０℃以上、５６０℃未満に加熱
し、この温度範囲で１０ｓｅｃ以上、３００ｓｅｃ未満
の保持の溶体化処理後、１５０℃以下まで１００℃／ｍ
ｉｎ以上の速度で冷却することを特徴とする高成形性の
得られる成形加工用アルミニウム合金板の製造方法に関
するものである。
本発明においては化学成分及び加工熱処理工程の検討に
より、約３５％以上の高延性の材料で、しかもエリクセ
ン値に代表されるような張り出し特性が良好なプレス加
工用の材料を供給するものである。すなわち、本発明
は、重量％で、Ｍｇ：３．５％以上６．０％以下、Ｃ
ｕ：０．０５％以上０．５％以下、Ｓｉ：０．０１％以
上０．０５％未満、Ｆｅ：０．０１％以上０．０８％未
満、Ｔｉ：０．００５％以上０．５％未満、Ｂ：０．０
００５％以上０．０５％未満、Ｂｅ：０．５ｐｐｍ以上
１００ｐｐｍ未満を含有し、残部はＡｌ及び不純物から
なる合金板、もしくは、重量％で、Ｍｇ：３．５％以上
６．０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上０．５％以下、Ｓ
ｉ：０．０１％以上０．０５％未満、Ｆｅ：０．０１％
以上０．０８％未満を含有し、さらにＭｎ：０．０２％
以上０．３０％未満、Ｃｒ：０．０２％以上０．２０％
未満、Ｖ：０．０２％以上０．２０％未満、Ｚｒ：０．
０２％以上０．１０％未満の１種以上を含有し、残部は
Ａｌ及び不純物からなる合金板で、結晶粒径を２０μｍ
以上１００μｍ以下とした合金板に関するものである。
さらに、以上の合金を半連続鋳造し、得られた鋳塊を通
常の方法により製品板厚まで圧延後、１００℃／ｍｉｎ
以上の昇温速度で４５０℃以上、５６０℃未満に加熱
し、この温度範囲で１０ｓｅｃ以上、３００ｓｅｃ未満
の保持の溶体化処理後、１５０℃以下まで１００℃／ｍ
ｉｎ以上の速度で冷却することを特徴とする高成形性の
得られる成形加工用アルミニウム合金板の製造方法に関
するものである。
【０００７】以上の特許請求範囲の限定理由は下記の通
りである。 Ｍｇ：Ｍｇは固溶体効果により合金の強度を得る上で必
要である。３．５％未満では十分な強度が得られず、
６．０％を超えると熱間圧延時に圧延割れを起こしやす
く現時点では工業的ではない。 Ｃｕ：Ｃｕを添加することにより、強度を増すととも
に、Ｓ相の析出により熱間加工時に均一変形を促進し、
延性に優れた良好な材料を得ることができる。しかし、
この高延性を得ることができるメカニズムについては、
まだ不明な点も多い。下限未満では十分な強度と伸びが
得られないが、より好ましくは０．１５％を越えた添加
とする。また上限を越えて添加すると耐食性が良好な材
料を得ることができない。 Ｓｉ、Ｆｅ：下限未満では、９９．９９％ベ―ス高純度
地金を大量に使用しなければならず、工業的でない。ま
た、その上限を越えて含まれると高延性が得られない。
特にこれらの不純物の量の許容範囲はＳｉの方をＦｅよ
りも厳しくしている。Ｓｉは理想的には、０．０５％未
満である。 Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ：これらを下限値以上添加するこ
とにより、さらに強度を増し、また結晶粒を均一化する
ことができ、成形性が向上する。しかし、その上限以上
の添加では、粗大な金属間化合物が増えてくるため、成
形性が低下し、また、結晶粒が細かくなりすぎて、スト
レッチャ―ストレインマ―クが発生しやすくなる。 Ｔｉ、Ｂ：複合して添加することにより、鋳塊の組織を
微細にし、熱間加工性を高めるなどの効果がある。この
効果は、Ｓｉ、Ｆｅ等の不純物量が少ないほど著しくな
る。いずれも下限未満では効果が見られず、上限を超え
ると粗大な金属間化合物が形成されやすくなるので好ま
しくない。 Ｂｅ：溶解、鋳造時、高温での加工時の酸化防止に効果
がある。下限未満ではその効果が見られず、上限を超え
ても効果が向上することはなく、公害問題等から好まし
くない。 結晶粒径：１００μｍを超えると、成形加工時に製品表
面に肌荒れが生じる。又、２０μｍ未満ではストレッチ
ャーストレインマークが出やすくなるので、例えば成形
性の厳しい自動車ボディパネル外板には用いることがで
きない。
りである。 Ｍｇ：Ｍｇは固溶体効果により合金の強度を得る上で必
要である。３．５％未満では十分な強度が得られず、
６．０％を超えると熱間圧延時に圧延割れを起こしやす
く現時点では工業的ではない。 Ｃｕ：Ｃｕを添加することにより、強度を増すととも
に、Ｓ相の析出により熱間加工時に均一変形を促進し、
延性に優れた良好な材料を得ることができる。しかし、
この高延性を得ることができるメカニズムについては、
まだ不明な点も多い。下限未満では十分な強度と伸びが
得られないが、より好ましくは０．１５％を越えた添加
とする。また上限を越えて添加すると耐食性が良好な材
料を得ることができない。 Ｓｉ、Ｆｅ：下限未満では、９９．９９％ベ―ス高純度
地金を大量に使用しなければならず、工業的でない。ま
た、その上限を越えて含まれると高延性が得られない。
特にこれらの不純物の量の許容範囲はＳｉの方をＦｅよ
りも厳しくしている。Ｓｉは理想的には、０．０５％未
満である。 Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ：これらを下限値以上添加するこ
とにより、さらに強度を増し、また結晶粒を均一化する
ことができ、成形性が向上する。しかし、その上限以上
の添加では、粗大な金属間化合物が増えてくるため、成
形性が低下し、また、結晶粒が細かくなりすぎて、スト
レッチャ―ストレインマ―クが発生しやすくなる。 Ｔｉ、Ｂ：複合して添加することにより、鋳塊の組織を
微細にし、熱間加工性を高めるなどの効果がある。この
効果は、Ｓｉ、Ｆｅ等の不純物量が少ないほど著しくな
る。いずれも下限未満では効果が見られず、上限を超え
ると粗大な金属間化合物が形成されやすくなるので好ま
しくない。 Ｂｅ：溶解、鋳造時、高温での加工時の酸化防止に効果
がある。下限未満ではその効果が見られず、上限を超え
ても効果が向上することはなく、公害問題等から好まし
くない。 結晶粒径：１００μｍを超えると、成形加工時に製品表
面に肌荒れが生じる。又、２０μｍ未満ではストレッチ
ャーストレインマークが出やすくなるので、例えば成形
性の厳しい自動車ボディパネル外板には用いることがで
きない。
【０００８】溶体化処理条件：１００℃／ｍｉｎ未満の
昇温速度で結晶粒が粗大化し、成形性が劣る。また、加
熱温度は、４５０℃未満では、Ｃｕ系の析出物の固溶が
不十分であり延性が低く、５６０℃以上では高温酸化に
より製品としての価値が劣る。また４５０℃以上の保持
時間は１０ｓｅｃ未満では析出物の固溶が不十分であ
り、３００ｓｅｃ以上保持してもそれ以上性能が上がる
ことなく工業的に意味がないばかりか、表面酸化皮膜が
厚くなり溶接時に表面のみ接触抵抗が高くなり健全な溶
接ができなくなる可能性がある。さらに過剰に溶体化処
理を行うと結晶粒が粗大化しプレス成形時に肌荒れを起
こす危険性がある。肌荒れは結晶粒径が１００μｍ（理
想的には５０μｍ）以下とすることにより防ぐことが可
能で、目に見えない所ではそれほど問題とならないが、
例えば自動車の外板のように目につく所では製品として
問題となる。さらに、溶体化処理後の１５０℃までの冷
却速度は１００℃／ｍｉｎ未満では粒界に金属間化合物
や不純物が析出し延性が低下するので成形性が劣る。
昇温速度で結晶粒が粗大化し、成形性が劣る。また、加
熱温度は、４５０℃未満では、Ｃｕ系の析出物の固溶が
不十分であり延性が低く、５６０℃以上では高温酸化に
より製品としての価値が劣る。また４５０℃以上の保持
時間は１０ｓｅｃ未満では析出物の固溶が不十分であ
り、３００ｓｅｃ以上保持してもそれ以上性能が上がる
ことなく工業的に意味がないばかりか、表面酸化皮膜が
厚くなり溶接時に表面のみ接触抵抗が高くなり健全な溶
接ができなくなる可能性がある。さらに過剰に溶体化処
理を行うと結晶粒が粗大化しプレス成形時に肌荒れを起
こす危険性がある。肌荒れは結晶粒径が１００μｍ（理
想的には５０μｍ）以下とすることにより防ぐことが可
能で、目に見えない所ではそれほど問題とならないが、
例えば自動車の外板のように目につく所では製品として
問題となる。さらに、溶体化処理後の１５０℃までの冷
却速度は１００℃／ｍｉｎ未満では粒界に金属間化合物
や不純物が析出し延性が低下するので成形性が劣る。
【０００９】
【実施例】表１に示す合金を半連続鋳造後、５００℃で
８ｈの均質化処理を行い後、室温まで冷却し、鋳肌部の
表面切削を行なった。次に、５００℃まで再加熱し熱間
圧延を開始し、厚さ５ｍｍまで圧延した。そして、３５
０℃にて１ｈのバッチ炉での中間焼鈍を行い、冷間圧延
を経て、厚さ１ｍｍの板とした。さらに、連続焼鈍炉に
おいて表２に示す条件において溶体化処理を行ない、冷
却の後、レベラ―矯正を施した。表３に供試材の評価結
果を示す。評価はＪＩＳ５号試験片（標点距離５０ｍ
ｍ）によるひずみ速度５０％／ｍｉｎによる圧延平行方
向の引張試験、エリクセン試験、５０ｍｍ×１００ｍｍ
の大きさの試験片を用いた５％塩化ナトリウム水溶液に
よる１０００ｈの塩水噴霧試験により行なった。判定
は、伸びが３４％以上及びエリクセン値が１０．５ｍｍ
以上であり、かつ塩水噴霧試験において０．０２ｍｍ以
上の深さの孔食が発生しなかった材料を合格とした。さ
らに結晶粒径については、板面の観察において２０μｍ
以上１００μｍ以下を合格とした。
８ｈの均質化処理を行い後、室温まで冷却し、鋳肌部の
表面切削を行なった。次に、５００℃まで再加熱し熱間
圧延を開始し、厚さ５ｍｍまで圧延した。そして、３５
０℃にて１ｈのバッチ炉での中間焼鈍を行い、冷間圧延
を経て、厚さ１ｍｍの板とした。さらに、連続焼鈍炉に
おいて表２に示す条件において溶体化処理を行ない、冷
却の後、レベラ―矯正を施した。表３に供試材の評価結
果を示す。評価はＪＩＳ５号試験片（標点距離５０ｍ
ｍ）によるひずみ速度５０％／ｍｉｎによる圧延平行方
向の引張試験、エリクセン試験、５０ｍｍ×１００ｍｍ
の大きさの試験片を用いた５％塩化ナトリウム水溶液に
よる１０００ｈの塩水噴霧試験により行なった。判定
は、伸びが３４％以上及びエリクセン値が１０．５ｍｍ
以上であり、かつ塩水噴霧試験において０．０２ｍｍ以
上の深さの孔食が発生しなかった材料を合格とした。さ
らに結晶粒径については、板面の観察において２０μｍ
以上１００μｍ以下を合格とした。
【００１０】
【表１】
【００１１】
【表２】
【００１２】
【表３】
【００１３】本発明１〜１１は、いずれも特許請求の範
囲内であり、良好な性能が得られている。比較例１はＭ
ｇ量が特許請求の範囲の下限よりも少ないため、引張強
さ及び耐力が低く、構造部材としては適切でない。比較
例２ではＭｇ量が特許請求の範囲の上限よりも多かった
ため、熱間加工時に圧延割れを生じたため、以後の冷間
圧延及び評価を中止した。比較例３は、Ｃｕ量が特許請
求の範囲の下限よりも少なかったため引張強さがやや低
く、またＣｕの析出を利用した均一組織が得られなかっ
たため伸び及びエリクセン値が劣った。比較例４はＣｕ
量が特許請求の範囲の上限よりも多かったため、強度は
増加したが伸び及びエリクセン値が低下した。さらに、
１０００ｈの塩水噴霧試験後に０．１ｍｍ以上の深さの
孔食が多く発生した。比較例５はＳｉ量が、また比較例
６はＦｅ量がそれぞれ特許請求の範囲の上限よりも多く
含まれたため、伸び及びエリクセン値が低く成形性が劣
った。比較例７〜９は、いずれもＭｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ
等の遷移元素の添加量が特許請求の範囲の上限よりも著
しく上回ったため、鋳造時に１ｍｍ以上の大きさの粗大
な金属間化合物が多く形成されたため、熱間圧延以降の
製造を中止した。比較例１０は、溶体化処置において４
５０℃以上の保持時間が短すぎたためＣｕの固溶及び再
結晶が不十分となり、良好な伸び及びエリクセン値を得
ることができなかった。又、結晶粒も細かくなりすぎ
た。比較例１１は溶体化処理時の昇温速度が小さかった
ために結晶粒が粗大化した上に、冷却速度も小さかった
ために粒界にＳｉやＭｇが著しく析出もしくは偏析し、
良好な伸び及びエリクセン値を得ることができなかっ
た。
囲内であり、良好な性能が得られている。比較例１はＭ
ｇ量が特許請求の範囲の下限よりも少ないため、引張強
さ及び耐力が低く、構造部材としては適切でない。比較
例２ではＭｇ量が特許請求の範囲の上限よりも多かった
ため、熱間加工時に圧延割れを生じたため、以後の冷間
圧延及び評価を中止した。比較例３は、Ｃｕ量が特許請
求の範囲の下限よりも少なかったため引張強さがやや低
く、またＣｕの析出を利用した均一組織が得られなかっ
たため伸び及びエリクセン値が劣った。比較例４はＣｕ
量が特許請求の範囲の上限よりも多かったため、強度は
増加したが伸び及びエリクセン値が低下した。さらに、
１０００ｈの塩水噴霧試験後に０．１ｍｍ以上の深さの
孔食が多く発生した。比較例５はＳｉ量が、また比較例
６はＦｅ量がそれぞれ特許請求の範囲の上限よりも多く
含まれたため、伸び及びエリクセン値が低く成形性が劣
った。比較例７〜９は、いずれもＭｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ
等の遷移元素の添加量が特許請求の範囲の上限よりも著
しく上回ったため、鋳造時に１ｍｍ以上の大きさの粗大
な金属間化合物が多く形成されたため、熱間圧延以降の
製造を中止した。比較例１０は、溶体化処置において４
５０℃以上の保持時間が短すぎたためＣｕの固溶及び再
結晶が不十分となり、良好な伸び及びエリクセン値を得
ることができなかった。又、結晶粒も細かくなりすぎ
た。比較例１１は溶体化処理時の昇温速度が小さかった
ために結晶粒が粗大化した上に、冷却速度も小さかった
ために粒界にＳｉやＭｇが著しく析出もしくは偏析し、
良好な伸び及びエリクセン値を得ることができなかっ
た。
【００１４】
【発明の効果】本発明によれば、プレス加工時の成形性
に優れた成形加工用アルミニウム合金を得ることがで
き、従来プレス成形できなかった厳しい形状の自動車の
ボディパネルをはじめ、その応用として各種用途の部材
を成形することができる。したがって、アルミニウム合
金の用途を広げることが可能になる。
に優れた成形加工用アルミニウム合金を得ることがで
き、従来プレス成形できなかった厳しい形状の自動車の
ボディパネルをはじめ、その応用として各種用途の部材
を成形することができる。したがって、アルミニウム合
金の用途を広げることが可能になる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９１ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９１Ａ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９２ ６９２Ａ (56)参考文献 特開 平２−118049（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−6244（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−263034（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 21/00 - 21/18 C22F 1/04 - 1/057
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、Ｍｇ：３．５％以上６．０％
以下、Ｃｕ：０．０５％以上０．５％以下、Ｓｉ：０．
０１％以上０．０５％未満、Ｆｅ：０．０１％以上０．
０８％未満、Ｔｉ：０．００５％以上０．５％未満、
Ｂ：０．０００５％以上０．０５％未満、Ｂｅ：０．５
ｐｐｍ以上１００ｐｐｍ未満を含有し、残部はＡｌ及び
不純物からなり、結晶粒径を２０μｍ以上１００μｍ以
下とした高成形性の得られる成形加工用アルミニウム合
金板。 - 【請求項２】 重量％で、Ｍｇ：３．５％以上６．０％
以下、Ｃｕ：０．０５％以上０．５％以下、Ｓｉ：０．
０１％以上０．０５％未満、Ｆｅ：０．０１％以上０．
０８％未満、Ｔｉ：０．００５％以上０．５％未満、
Ｂ：０．０００５％以上０．０５％未満、Ｂｅ：０．５
ｐｐｍ以上１００ｐｐｍ未満を含有し、さらにＭｎ：
０．０２％以上０．３０％未満、Ｃｒ：０．０２％以上
０．２０％未満、Ｖ：０．０２％以上０．２０％未満、
Ｚｒ：０．０２％以上０．１０％未満の１種以上を含有
し、残部はＡｌ及び不純物からなり、結晶粒径を２０μ
ｍ以上１００μｍ以下とした高成形性の得られる成形加
工用アルミニウム合金板。 - 【請求項３】 重量％で、Ｍｇ：３．５％以上６．０％
以下、Ｃｕ：０．０５％以上０．５％以下、Ｓｉ：０．
０１％以上０．０５％未満、Ｆｅ：０．０１％以上０．
０８％未満、Ｔｉ：０．００５％以上０．５％未満、
Ｂ：０．０００５％以上０．０５％未満、Ｂｅ：０．５
ｐｐｍ以上１００ｐｐｍ未満を含有し、残部はＡｌ及び
不純物からなる合金を半連続鋳造し、得られた鋳塊を通
常の方法により製品板厚まで圧延後、１００℃／ｍｉｎ
以上の昇温速度で４５０℃以上、５６０℃未満に加熱
し、この温度範囲で１０ｓｅｃ以上、３００ｓｅｃ未満
の保持の溶体化処理後、１５０℃以下まで１００℃／ｍ
ｉｎ以上の速度で冷却することを特徴とする高成形性の
得られる成形加工用アルミニウム合金板の製造方法。 - 【請求項４】 重量％で、Ｍｇ：３．５％以上６．０％
以下、Ｃｕ：０．０５％以上０．５％以下、Ｓｉ：０．
０１％以上０．０５％未満、Ｆｅ：０．０１％以上０．
０８％未満、Ｔｉ：０．００５％以上０．５％未満、
Ｂ：０．０００５％以上０．０５％未満、Ｂｅ：０．５
ｐｐｍ以上１００ｐｐｍ未満を含有し、さらにＭｎ：
０．０２％以上０．３０％未満、Ｃｒ：０．０２％以上
０．２０％未満、Ｖ：０．０２％以上０．２０％未満、
Ｚｒ：０．０２％以上０．１０％未満の１種以上を含有
し、残部はＡｌ及び不純物からなる合金を半連続鋳造
し、得られた鋳塊を通常の方法により製品板厚まで圧延
後、１００℃／ｍｉｎ以上の昇温速度で４５０℃以上、
５６０℃未満に加熱し、この温度範囲で１０ｓｅｃ以
上、３００ｓｅｃ未満の保持の溶体化処理後、１５０℃
以下まで１００℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却することを
特徴とする高成形性の得られ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 |
|---|---|---|---|
| JP03025114A JP3103122B2 (ja) | 1991-01-28 | 1991-01-28 | 高成形性の得られる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 |
|---|---|---|---|
| JP03025114A JP3103122B2 (ja) | 1991-01-28 | 1991-01-28 | 高成形性の得られる成形加工用アルミニウム合金板及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04246147A JPH04246147A (ja) | 1992-09-02 |
| JP3103122B2 true JP3103122B2 (ja) | 2000-10-23 |
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ID=12156905
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP03025114A Expired - Fee Related JP3103122B2 (ja) | 1991-01-28 | 1991-01-28 | 高成形性の得られる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)
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|---|---|
| JP (1) | JP3103122B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
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|---|---|---|---|---|
| EP0599696B1 (en) * | 1992-11-17 | 1996-07-03 | The Furukawa Electric Co., Ltd. | Process for manufacturing aluminum alloy sheets excellent in strength and deep drawing formability |
| CN102912199A (zh) * | 2012-10-29 | 2013-02-06 | 虞海香 | 一种车身用铝合金薄板 |
| EP3314031B1 (de) * | 2015-06-25 | 2018-11-07 | Hydro Aluminium Rolled Products GmbH | Hochfestes und gut umformbares almg-band sowie verfahren zu seiner herstellung |
-
1991
- 1991-01-28 JP JP03025114A patent/JP3103122B2/ja not_active Expired - Fee Related
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