JP3247149B2 - アルミニウム合金板材の製造方法 - Google Patents
アルミニウム合金板材の製造方法Info
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Description
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は、例えば自動車の外板や
内板のように張出し及び絞り加工といった成形性に優れ
た高強度アルミニウム合金板材の製造方法に関するもの
である。
内板のように張出し及び絞り加工といった成形性に優れ
た高強度アルミニウム合金板材の製造方法に関するもの
である。
【0002】
【発明の背景】Al−Mg系のアルミニウム合金は、強
度や延性に優れており、又、軽量の要件をも満たすこと
から、自動車の外板や内板の用途に考えられている。し
かしながら、Al−Mg系のアルミニウム合金は、鋼板
に比べて成形加工性、特に絞り加工性に劣っており、成
形加工を行う際の金型に対する制約条件が多いといった
問題を抱えている。
度や延性に優れており、又、軽量の要件をも満たすこと
から、自動車の外板や内板の用途に考えられている。し
かしながら、Al−Mg系のアルミニウム合金は、鋼板
に比べて成形加工性、特に絞り加工性に劣っており、成
形加工を行う際の金型に対する制約条件が多いといった
問題を抱えている。
【0003】ところで、一般に、引張試験によって与え
られる幅方向歪εw と厚方向歪εtとの比r=εw /ε
t の値はランクフォード値と称されており、鋼板の分野
においては、圧延方向に平行に取ったランクフォード値
r0 、圧延方向に対して45°方向に取ったランクフォ
ード値r45、及び圧延方向に対して90°方向に取った
ランクフォード値r90の平均値(r0 +2r45+r90)
/4が成形加工性の指標として評価の基準となってい
る。そして、このランクフォード値の平均値が高く、深
絞り性に優れた成形加工用鋼板を製造する技術が確立さ
れている。
られる幅方向歪εw と厚方向歪εtとの比r=εw /ε
t の値はランクフォード値と称されており、鋼板の分野
においては、圧延方向に平行に取ったランクフォード値
r0 、圧延方向に対して45°方向に取ったランクフォ
ード値r45、及び圧延方向に対して90°方向に取った
ランクフォード値r90の平均値(r0 +2r45+r90)
/4が成形加工性の指標として評価の基準となってい
る。そして、このランクフォード値の平均値が高く、深
絞り性に優れた成形加工用鋼板を製造する技術が確立さ
れている。
【0004】一方、アルミニウム合金は、一般に、ラン
クフォード値が低く、鋼板の分野で確立されて来た技術
の利用は無理が有ると言われて来ていた。従って、アル
ミニウム合金を自動車の外板などの用途に適したものと
する為には、先ず、ランクフォード値を高めることが必
要と考えられている。
クフォード値が低く、鋼板の分野で確立されて来た技術
の利用は無理が有ると言われて来ていた。従って、アル
ミニウム合金を自動車の外板などの用途に適したものと
する為には、先ず、ランクフォード値を高めることが必
要と考えられている。
【0005】
【発明の開示】本発明の目的は、高強度で、かつ、成形
加工性、特に深絞り性に優れたアルミニウム合金板材を
提供することである。この本発明の目的は、下記の式
〔I〕 r=(r0 +2r45+r90)/4 〔I〕 但し、r0 は圧延方向に平行に取ったランクフォード値 r45は圧延方向に対して45°方向に取ったランクフォード値 r90は圧延方向に対して90°方向に取ったランクフォード値 で表されるランクフォード値rが0.8以上の成形性に
優れたAl−Mg系のアルミニウム合金板材の製造方法
であって、熱間圧延工程と、第1の冷間圧延工程と、中
間焼鈍工程と、第2の冷間圧延工程と、最終焼鈍工程と
を具備し、前記Al−Mg系のアルミニウム合金は2.
0〜6.5wt%のMgを含むものであり、前記熱間圧
延工程後で中間焼鈍工程前の冷間圧延工程における冷間
加工率は60〜90%であるように制御され、前記中間
焼鈍工程における条件を連続焼鈍炉で500〜580℃
の範囲の温度で5分以内の保持とし、前記中間焼鈍工程
後の冷間圧延工程における冷間加工率は5〜14%であ
るように制御され、前記最終焼鈍工程における温度は4
50〜540℃に制御されることを特徴とするアルミニ
ウム合金板材の製造方法によって達成される。
加工性、特に深絞り性に優れたアルミニウム合金板材を
提供することである。この本発明の目的は、下記の式
〔I〕 r=(r0 +2r45+r90)/4 〔I〕 但し、r0 は圧延方向に平行に取ったランクフォード値 r45は圧延方向に対して45°方向に取ったランクフォード値 r90は圧延方向に対して90°方向に取ったランクフォード値 で表されるランクフォード値rが0.8以上の成形性に
優れたAl−Mg系のアルミニウム合金板材の製造方法
であって、熱間圧延工程と、第1の冷間圧延工程と、中
間焼鈍工程と、第2の冷間圧延工程と、最終焼鈍工程と
を具備し、前記Al−Mg系のアルミニウム合金は2.
0〜6.5wt%のMgを含むものであり、前記熱間圧
延工程後で中間焼鈍工程前の冷間圧延工程における冷間
加工率は60〜90%であるように制御され、前記中間
焼鈍工程における条件を連続焼鈍炉で500〜580℃
の範囲の温度で5分以内の保持とし、前記中間焼鈍工程
後の冷間圧延工程における冷間加工率は5〜14%であ
るように制御され、前記最終焼鈍工程における温度は4
50〜540℃に制御されることを特徴とするアルミニ
ウム合金板材の製造方法によって達成される。
【0006】以下、本発明を更に詳しく説明する。本発
明のA1−Mg系の合金は、Mgを主成分とする所謂5
000番系の合金であり、Mgの固溶による固溶体を材
料強化の基本手段とした合金である。尚、Mg成分の他
にも、補助的にCu,Zn等の添加による析出硬化、M
n,Cr,Zr,V等の添加による結晶微細化が考慮さ
れ、必須成分としてMgを2.0〜6.5wt%含有す
る他、例えば必要に応じて0.01〜0.5wt%のM
n、0.02〜0.25wt%のCr、0.02〜0.
25wt%のZr、0.02〜0.1wt%のVといっ
た成分を含有していても良い。勿論、一種でも二種以上
が含まれていても良い。
明のA1−Mg系の合金は、Mgを主成分とする所謂5
000番系の合金であり、Mgの固溶による固溶体を材
料強化の基本手段とした合金である。尚、Mg成分の他
にも、補助的にCu,Zn等の添加による析出硬化、M
n,Cr,Zr,V等の添加による結晶微細化が考慮さ
れ、必須成分としてMgを2.0〜6.5wt%含有す
る他、例えば必要に応じて0.01〜0.5wt%のM
n、0.02〜0.25wt%のCr、0.02〜0.
25wt%のZr、0.02〜0.1wt%のVといっ
た成分を含有していても良い。勿論、一種でも二種以上
が含まれていても良い。
【0007】〔Mg〕Mgは、本発明で対象となる系の
アルミニウム合金成分の基本となる成分であって、強度
および伸び率などの成形性に寄与する元素である。Mg
の含有量が2.0wt%未満では、強度が不足する。逆
に、Mgを6.5wt%を越えて含むと、熱間圧延性が
著しく低下する。従って、必須成分としてのMgの含有
量は2.0〜6.5wt%とした。尚、より好ましくは
4.0〜6.0wt%である。
アルミニウム合金成分の基本となる成分であって、強度
および伸び率などの成形性に寄与する元素である。Mg
の含有量が2.0wt%未満では、強度が不足する。逆
に、Mgを6.5wt%を越えて含むと、熱間圧延性が
著しく低下する。従って、必須成分としてのMgの含有
量は2.0〜6.5wt%とした。尚、より好ましくは
4.0〜6.0wt%である。
【0008】〔Mn,Cr,Zr,V〕これらの元素
は、いずれも最終焼鈍処理により得られる再結晶粒を微
細化し、成形加工における表面仕上がりを肌荒れやオレ
ンジピール等がない均一なものとする役割を発揮する。
又、結晶粒の微細化による強度向上効果が期待できる。
この為、本発明では必要に応じて添加される。尚、Mn
の含有量が0.01wt%未満、Crの含有量が0.0
2wt%未満、Zrの含有量が0.02wt%未満、V
の含有量が0.02wt%未満では上述の効果が得られ
難い。逆に、Mnの含有量が0.5wt%を越えると、
伸び率が下がり、成形性の低下をきたす。又、CrやZ
rの含有量が0.25wt%を越えると、又、Vの含有
量が0.25wt%を越えると、成形性の低下要因にな
るばかりでなく、スラブ鋳造時に粗大初晶が発生し易く
なる。従って、Mnの含有量は0.01〜0.5wt%
であることが、CrやZrの含有量は0.02〜0.2
5wt%であることが、Vの含有量は0.02〜0.2
5wt%であることが好ましい。尚、より好ましくはM
nの含有量が0.05〜0.20wt%、Crの含有量
が0.05〜0.15wt%、Zrの含有量が0.05
〜0.15wt%、Vの含有量が0.05〜0.15w
t%である。
は、いずれも最終焼鈍処理により得られる再結晶粒を微
細化し、成形加工における表面仕上がりを肌荒れやオレ
ンジピール等がない均一なものとする役割を発揮する。
又、結晶粒の微細化による強度向上効果が期待できる。
この為、本発明では必要に応じて添加される。尚、Mn
の含有量が0.01wt%未満、Crの含有量が0.0
2wt%未満、Zrの含有量が0.02wt%未満、V
の含有量が0.02wt%未満では上述の効果が得られ
難い。逆に、Mnの含有量が0.5wt%を越えると、
伸び率が下がり、成形性の低下をきたす。又、CrやZ
rの含有量が0.25wt%を越えると、又、Vの含有
量が0.25wt%を越えると、成形性の低下要因にな
るばかりでなく、スラブ鋳造時に粗大初晶が発生し易く
なる。従って、Mnの含有量は0.01〜0.5wt%
であることが、CrやZrの含有量は0.02〜0.2
5wt%であることが、Vの含有量は0.02〜0.2
5wt%であることが好ましい。尚、より好ましくはM
nの含有量が0.05〜0.20wt%、Crの含有量
が0.05〜0.15wt%、Zrの含有量が0.05
〜0.15wt%、Vの含有量が0.05〜0.15w
t%である。
【0009】〔Cu,Zn〕これらの元素は、析出硬化
によって強度を向上させるのに有効であると共に、成形
加工および塗装処理後に行われる乾燥工程における加熱
による成形加工品の軟化を防止する特長を奏する。すな
わち、CuやZnの析出により軟化が防止される。従っ
て、本発明では必要に応じて添加される。尚、Cuの含
有量が0.05wt%未満では効果が発揮され難く、Z
nの含有量が0.04wt%未満では効果が発揮され難
い。逆に、Cuの含有量が1.0wt%、Znの含有量
が2.0wt%を越えると、耐食性が低下し、又、成形
性が低下する要因になる為、Cuの含有量は0.05〜
1.0wt%、Znの含有量は0.04〜2.0wt%
とすることが好ましい。尚、より好ましくはCuの含有
量が0.10〜0.30wt%、Znの含有量が0.2
〜0.8wt%である。又、Cu,Znいずれか一方が
添加されるのみでも、両方添加されてもよい。
によって強度を向上させるのに有効であると共に、成形
加工および塗装処理後に行われる乾燥工程における加熱
による成形加工品の軟化を防止する特長を奏する。すな
わち、CuやZnの析出により軟化が防止される。従っ
て、本発明では必要に応じて添加される。尚、Cuの含
有量が0.05wt%未満では効果が発揮され難く、Z
nの含有量が0.04wt%未満では効果が発揮され難
い。逆に、Cuの含有量が1.0wt%、Znの含有量
が2.0wt%を越えると、耐食性が低下し、又、成形
性が低下する要因になる為、Cuの含有量は0.05〜
1.0wt%、Znの含有量は0.04〜2.0wt%
とすることが好ましい。尚、より好ましくはCuの含有
量が0.10〜0.30wt%、Znの含有量が0.2
〜0.8wt%である。又、Cu,Znいずれか一方が
添加されるのみでも、両方添加されてもよい。
【0010】上記の各元素の他、不可避不純物としてF
eやSiも含有され得る。Fe,Siは本発明において
特に重要な元素ではないが、各々0.5wt%を越える
と、晶出物が増大し、成形性を劣化させるから、0.5
wt%以下とすることが好ましい。さらに、上記元素の
他に、鋳造時の際、鋳塊の結晶粒を微細化する為に、T
iやBが添加されてもよい。但し、初晶(TiA13 )
粒子の晶出を防止する為、Tiの含有量は0.1wt%
以下とすることが好ましい。又、TiB2 粒子の生成を
防止する為、Bの含有量は0.01wt%以下とするこ
とが好ましい。
eやSiも含有され得る。Fe,Siは本発明において
特に重要な元素ではないが、各々0.5wt%を越える
と、晶出物が増大し、成形性を劣化させるから、0.5
wt%以下とすることが好ましい。さらに、上記元素の
他に、鋳造時の際、鋳塊の結晶粒を微細化する為に、T
iやBが添加されてもよい。但し、初晶(TiA13 )
粒子の晶出を防止する為、Tiの含有量は0.1wt%
以下とすることが好ましい。又、TiB2 粒子の生成を
防止する為、Bの含有量は0.01wt%以下とするこ
とが好ましい。
【0011】又、鋳造時の酸化防止や熱間圧延性改善の
目的でBeが添加されても良い。すなわち、最大限50
ppmまでBeが添加されても良い。次に、本発明のア
ルミニウム合金板材の製造方法について説明する。成形
加工用A1−Mg系アルミニウム合金板の製造方法とし
て、鋳塊を均質化処理し、熱間圧延を行い、その後冷間
圧延で所定の板厚まで圧延し、さらに最終焼鈍処理を行
う方法がとられる。特に、熱間圧延後の冷間圧延の途中
で焼鈍処理が行われる。
目的でBeが添加されても良い。すなわち、最大限50
ppmまでBeが添加されても良い。次に、本発明のア
ルミニウム合金板材の製造方法について説明する。成形
加工用A1−Mg系アルミニウム合金板の製造方法とし
て、鋳塊を均質化処理し、熱間圧延を行い、その後冷間
圧延で所定の板厚まで圧延し、さらに最終焼鈍処理を行
う方法がとられる。特に、熱間圧延後の冷間圧延の途中
で焼鈍処理が行われる。
【0012】〔鋳造及び均質化処理〕本発明のアルミニ
ウム合金鋳塊の製造には、常法にしたがった半連続鋳造
法(DC鋳造法)を適用できる。尚、熱間圧延を行う前
に、成形性向上および結晶粒を安定化させる目的で約4
40〜540℃の温度範囲で約0.5〜40時間の均質
化処理を行うことが望ましい。つまり、440℃未満で
は十分な均質化効果は期待でき難く、又、540℃を越
える温度で処理すると、Mg添加量の多い材料では巨大
再結晶の成長があることから、均質化処理の温度は約4
40〜540℃であることが好ましい。均質化処理時間
は、0.5時間未満では効果が不十分であり、逆に、4
0時間を越えると生産性および経済性の点で難があるこ
とから、約0.5〜40時間であることが好ましい。
尚、より好ましくは約480〜520℃の温度範囲で約
12〜24時間の均質化処理を行うことである。
ウム合金鋳塊の製造には、常法にしたがった半連続鋳造
法(DC鋳造法)を適用できる。尚、熱間圧延を行う前
に、成形性向上および結晶粒を安定化させる目的で約4
40〜540℃の温度範囲で約0.5〜40時間の均質
化処理を行うことが望ましい。つまり、440℃未満で
は十分な均質化効果は期待でき難く、又、540℃を越
える温度で処理すると、Mg添加量の多い材料では巨大
再結晶の成長があることから、均質化処理の温度は約4
40〜540℃であることが好ましい。均質化処理時間
は、0.5時間未満では効果が不十分であり、逆に、4
0時間を越えると生産性および経済性の点で難があるこ
とから、約0.5〜40時間であることが好ましい。
尚、より好ましくは約480〜520℃の温度範囲で約
12〜24時間の均質化処理を行うことである。
【0013】〔熱間圧延、冷間圧延及び中間焼鈍工程〕 熱間圧延は常法に従って行い、その後冷間圧延を行って
から中間焼鈍を施す。冷間圧延工程の中間で処理する中
間焼鈍位置および冷間加工率は、ランクフォード値r値
に大きな影響を及ぼす因子である。冷間圧延工程のなか
での中間焼鈍の位置及び焼鈍条件は、中間焼鈍前の冷間
加工率を60〜90%とし、中間焼鈍による結晶粒の粗
大化を防止する必要がある。すなわち、中間焼鈍前の冷
間加工率が60%より低い場合には、結晶粒が著しく粗
大なものとなり、ランクフォード値r値が低下してしま
うことから、中間焼鈍前の冷間加工率を60〜90%と
することが極めて大事であった。
から中間焼鈍を施す。冷間圧延工程の中間で処理する中
間焼鈍位置および冷間加工率は、ランクフォード値r値
に大きな影響を及ぼす因子である。冷間圧延工程のなか
での中間焼鈍の位置及び焼鈍条件は、中間焼鈍前の冷間
加工率を60〜90%とし、中間焼鈍による結晶粒の粗
大化を防止する必要がある。すなわち、中間焼鈍前の冷
間加工率が60%より低い場合には、結晶粒が著しく粗
大なものとなり、ランクフォード値r値が低下してしま
うことから、中間焼鈍前の冷間加工率を60〜90%と
することが極めて大事であった。
【0014】
【0015】連続焼鈍による中間焼鈍 中間焼鈍に連続焼鈍炉を適用する場合は、約500〜5
80℃の範囲の温度で保持し、又、5分以内の保持とす
ることが適当である。この場合、500℃未満では中間
焼鈍効果が不十分で、高いランクフォード値rを得るこ
とが期待でき難い。一方、580℃を越えると、A1−
Mg系アルミニウム合金の融点に近付き、炉内破断の恐
れがある。連続焼鈍炉での保持時間は短時間処理が好ま
しい。すなわち、5分以上の保持は結晶粒の粗大化にな
る傾向が有る。
80℃の範囲の温度で保持し、又、5分以内の保持とす
ることが適当である。この場合、500℃未満では中間
焼鈍効果が不十分で、高いランクフォード値rを得るこ
とが期待でき難い。一方、580℃を越えると、A1−
Mg系アルミニウム合金の融点に近付き、炉内破断の恐
れがある。連続焼鈍炉での保持時間は短時間処理が好ま
しい。すなわち、5分以上の保持は結晶粒の粗大化にな
る傾向が有る。
【0016】〔最終冷間圧延及び最終焼鈍工程〕中間焼
鈍後、冷間圧延による加工率と最終焼鈍条件も、本発明
において重要な意味を持つ。すなわち、上記工程を経て
処理されたA1−Mg系アルミニウム合金板は最終焼鈍
までの冷間圧延による加工率および最終焼鈍条件がラン
クフォード値rに影響を与え、成形性、特に絞り加工性
に影響する。
鈍後、冷間圧延による加工率と最終焼鈍条件も、本発明
において重要な意味を持つ。すなわち、上記工程を経て
処理されたA1−Mg系アルミニウム合金板は最終焼鈍
までの冷間圧延による加工率および最終焼鈍条件がラン
クフォード値rに影響を与え、成形性、特に絞り加工性
に影響する。
【0017】a.中間焼鈍後の冷間加工率 中間焼鈍後の冷間加工率が14%を越えると、ランクフ
ォード値rが低下してしまう。逆に、中間焼鈍後の冷間
加工率が5%未満では、最終焼鈍処理で結晶粒の粗大化
を招くことになり、成形性が低下してしまう。従って、
中間焼鈍後の冷間加工率は5%〜14%でなければなら
なかった。尚、より好ましい中間焼鈍後の冷間加工率は
6%〜14%である。
ォード値rが低下してしまう。逆に、中間焼鈍後の冷間
加工率が5%未満では、最終焼鈍処理で結晶粒の粗大化
を招くことになり、成形性が低下してしまう。従って、
中間焼鈍後の冷間加工率は5%〜14%でなければなら
なかった。尚、より好ましい中間焼鈍後の冷間加工率は
6%〜14%である。
【0018】b.最終焼鈍処理 最終焼鈍処理は、連続焼鈍炉を使用し、450℃以上の
高い温度での処理でなければならなかった。すなわち、
450℃未満の低い温度で行われた場合には、ストレッ
チャーストレインマークの発生が顕在化し、ランクフォ
ード値rの異方性が大きくなり、好ましくない。逆に、
540℃以上の高い温度での処理では、結晶粒の粗大化
を招いてしまう。従って、最終焼鈍処理は450〜54
0℃で行われる必要があった。尚、好ましくは約490
〜520℃での焼鈍である。
高い温度での処理でなければならなかった。すなわち、
450℃未満の低い温度で行われた場合には、ストレッ
チャーストレインマークの発生が顕在化し、ランクフォ
ード値rの異方性が大きくなり、好ましくない。逆に、
540℃以上の高い温度での処理では、結晶粒の粗大化
を招いてしまう。従って、最終焼鈍処理は450〜54
0℃で行われる必要があった。尚、好ましくは約490
〜520℃での焼鈍である。
【0019】又、最終焼鈍処理は5分以内の短時間であ
ることが好ましい。
ることが好ましい。
【0020】
【実施例】 表−1(合金組成) No. 成 分(wt%) Mg Cu Mn Si Fe Cr Zn Ti Al 4 2.5 0.23 0.09 0.04 0.1 0.02 0.05 0.01 残部 3 4.4 0.04 0.03 0.10 0.2 0.03 0.00 0.01 残部 1 5.5 0.23 0.00 0.04 0.1 0.02 0.05 0.01 残部 2 5.7 0.20 0.01 0.04 0.1 0.03 0.02 0.01 残部 表−1に示される成分組成のアルミニウム合金を常法に
したがって溶製し、DC鋳造により鋳造して600mm
×1300mm×3000mmの鋳塊とした。
したがって溶製し、DC鋳造により鋳造して600mm
×1300mm×3000mmの鋳塊とした。
【0021】この鋳塊を510℃で16時間かけて均質
化処理し、そして熱間圧延により7.0mmの板厚とし
た。この後、表−2に示される冷間加工率で冷間圧延し
た。冷間圧延後、表−2に示される条件で中間焼鈍を行
い、この後表−2に示される条件で冷間圧延し、1.0
mm厚の板を得た。
化処理し、そして熱間圧延により7.0mmの板厚とし
た。この後、表−2に示される冷間加工率で冷間圧延し
た。冷間圧延後、表−2に示される条件で中間焼鈍を行
い、この後表−2に示される条件で冷間圧延し、1.0
mm厚の板を得た。
【0022】そして、表−2に示される条件で最終焼鈍
を行った。尚、最終焼鈍は、連続焼鈍炉に相当する焼鈍
としてソルトバスにより行ったものである。 表−2(処理条件) No 第1の冷間圧延 中間焼鈍条件 第2の冷間圧延 最終焼鈍条件 の加工率 板厚 の加工率 2 81% 1.25mm 540℃で40秒 14% 510℃で40秒 本発明 3 85% 1.25mm 540℃で40秒 14% 540℃で40秒 本発明 4 84% 1.25mm 500℃で20秒 14% 480℃で20秒 本発明 5 86% 1.2 mm 540℃で40秒 14% 510℃で20秒 本発明 6 88% 1.18mm 540℃で40秒 14% 520℃で30秒 本発明 7 − − − 87% 500℃で20秒 発明外 8 − − − 87% 520℃で20秒 発明外 9 − − − 86% 500℃で30秒 発明外 10 − − − 74% 520℃で30秒 発明外 11 − − − 88% 300℃で2Hr 発明外 12 40% 4.2 mm 350℃で2時間 55% 540℃で40秒 発明外 13 40% 4.2 mm 350℃で2時間 14% 540℃で40秒 発明外 14 76% 2.2 mm 350℃で2時間 55% 540℃で40秒 発明外 15 80% 1.5 mm 450℃で2時間 34% 540℃で40秒 発明外 16 72% 2.2 mm 540℃で20秒 55% 480℃で20秒 発明外 17 72% 2.2 mm 540℃で20秒 9% 350℃で2Hr 発明外 18 88% 1.04 mm 540℃で40秒 4% 510℃で20秒 発明外 このようにして得られた板について、圧延方向に対して
平行、45°及び90°の三方向の機械的性質、ランク
フォード値r及び成形性を調べたので、その結果を表−
3に示す。
を行った。尚、最終焼鈍は、連続焼鈍炉に相当する焼鈍
としてソルトバスにより行ったものである。 表−2(処理条件) No 第1の冷間圧延 中間焼鈍条件 第2の冷間圧延 最終焼鈍条件 の加工率 板厚 の加工率 2 81% 1.25mm 540℃で40秒 14% 510℃で40秒 本発明 3 85% 1.25mm 540℃で40秒 14% 540℃で40秒 本発明 4 84% 1.25mm 500℃で20秒 14% 480℃で20秒 本発明 5 86% 1.2 mm 540℃で40秒 14% 510℃で20秒 本発明 6 88% 1.18mm 540℃で40秒 14% 520℃で30秒 本発明 7 − − − 87% 500℃で20秒 発明外 8 − − − 87% 520℃で20秒 発明外 9 − − − 86% 500℃で30秒 発明外 10 − − − 74% 520℃で30秒 発明外 11 − − − 88% 300℃で2Hr 発明外 12 40% 4.2 mm 350℃で2時間 55% 540℃で40秒 発明外 13 40% 4.2 mm 350℃で2時間 14% 540℃で40秒 発明外 14 76% 2.2 mm 350℃で2時間 55% 540℃で40秒 発明外 15 80% 1.5 mm 450℃で2時間 34% 540℃で40秒 発明外 16 72% 2.2 mm 540℃で20秒 55% 480℃で20秒 発明外 17 72% 2.2 mm 540℃で20秒 9% 350℃で2Hr 発明外 18 88% 1.04 mm 540℃で40秒 4% 510℃で20秒 発明外 このようにして得られた板について、圧延方向に対して
平行、45°及び90°の三方向の機械的性質、ランク
フォード値r及び成形性を調べたので、その結果を表−
3に示す。
【0023】 表−3 合金 処理 機械的性質 r値 エリク LDR 結晶粒 番号 条件 TS YS EL セン 粗大化 (Kgf/mm)(Kgf/mm)(%) (mm) 1 2 29.5 12.1 34 0.92 9.1 2.1 ○ 本発明 1 3 29.5 12.1 35 0.89 9.2 2.1 ○ 本発明 1 4 29.3 13.0 32 0.84 9.1 2.1 ○ 本発明 1 5 28.9 12.6 33 0.86 9.4 2.1 ○ 本発明 1 6 28.6 12.0 35 0.87 9.5 2.1 ○ 本発明 1 7 29.4 13.2 32 0.65 9.0 1.9 ○ 発明外 1 8 29.6 12.8 33 0.67 8.8 2.0 ○ 発明外 1 9 29.4 13.5 31 0.64 8.6 2.0 ○ 発明外 1 10 29.5 13.0 32 0.66 8.9 2.0 ○ 発明外 1 11 29.5 13.5 30 0.65 8.0 1.9 ○ 発明外 1 12 27.5 11.8 37 0.74 9.0 1.9 ○ 発明外 1 13 27.4 11.3 34 0.78 8.7 1.9 ○ 発明外 1 14 28.4 11.6 37 0.74 9.5 1.95 ○ 発明外 1 15 28.5 11.4 34 0.76 9.6 2.0 ○ 発明外 1 16 30.0 14.5 31 0.77 8.4 2.1 ○ 発明外 1 17 28.5 11.7 36 0.65 9.0 1.9 ○ 発明外 1 18 28.5 12.0 33 0.79 9.0 1.9 × 発明外 2 4 29.2 12.7 32 0.82 9.0 2.1 ○ 本発明 2 5 29.6 13.2 32 0.87 9.5 2.1 ○ 本発明 2 7 28.3 13.0 34 0.64 9.4 1.9 ○ 発明外 2 8 28.0 11.5 36 0.64 9.4 2.0 ○ 発明外 2 16 29.3 12.5 33 0.72 9.6 1.9 ○ 発明外 2 18 29.3 12.0 35 0.88 9.0 2.0 × 発明外 3 9 27.8 13.4 30 0.61 9.5 1.9 ○ 発明外 3 10 27.6 12.4 30 0.64 9.5 1.9 ○ 発明外 4 6 20.7 10.4 25 0.88 9.1 2.1 ○ 本発明 4 11 21.0 10.7 24 0.74 9.4 1.9 ○ 発明外 これによれば、本発明になるものは、ランクフォード値
rがいずれも0.8以上のものとなっており、成形性、
特に深絞り加工性に優れたものであり、又、強度、伸び
率及び張出成形性にも優れたものであり、例えば自動車
の外板や内板のような用途に適した高強度アルミニウム
合金板材が得られる。
rがいずれも0.8以上のものとなっており、成形性、
特に深絞り加工性に優れたものであり、又、強度、伸び
率及び張出成形性にも優れたものであり、例えば自動車
の外板や内板のような用途に適した高強度アルミニウム
合金板材が得られる。
【0024】
【効果】成形性、特に深絞り加工性に優れ、又、強度、
伸び率及び張出成形性にも優れた自動車の外板や内板の
ような用途に適した高強度アルミニウム合金板材が得ら
れる。
伸び率及び張出成形性にも優れた自動車の外板や内板の
ような用途に適した高強度アルミニウム合金板材が得ら
れる。
───────────────────────────────────────────────────── 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 691C 694 694A (56)参考文献 特開 平4−147936(JP,A) 特開 平4−301055(JP,A) 特開 平3−271349(JP,A) (58)調査した分野(Int.Cl.7,DB名) C22F 1/040 - 1/057 C22F 21/00 - 21/18
Claims (1)
- 【請求項1】 下記の式〔I〕 r=(r0 +2r45+r90)/4 〔I〕 但し、r0 は圧延方向に平行に取ったランクフォード値 r45は圧延方向に対して45°方向に取ったランクフォード値 r90は圧延方向に対して90°方向に取ったランクフォード値 で表されるランクフォード値rが0.8以上の成形性に
優れたAl−Mg系のアルミニウム合金板材の製造方法
であって、 熱間圧延工程と、 第1の冷間圧延工程と、 中間焼鈍工程と、 第2の冷間圧延工程と、 最終焼鈍工程とを具備し、 前記Al−Mg系のアルミニウム合金は2.0〜6.5
wt%のMgを含むものであり、 前記熱間圧延工程後で中間焼鈍工程前の冷間圧延工程に
おける冷間加工率は60〜90%であるように制御さ
れ、前記中間焼鈍工程における条件を連続焼鈍炉で500〜
580℃の範囲の温度で5分以内の保持とし、 前記中間焼鈍工程後の冷間圧延工程における冷間加工率
は5〜14%であるように制御され、 前記最終焼鈍工程における温度は450〜540℃に制
御されることを特徴とするアルミニウム合金板材の製造
方法。
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Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP17357492A JP3247149B2 (ja) | 1992-07-01 | 1992-07-01 | アルミニウム合金板材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP17357492A JP3247149B2 (ja) | 1992-07-01 | 1992-07-01 | アルミニウム合金板材の製造方法 |
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Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0617207A JPH0617207A (ja) | 1994-01-25 |
JP3247149B2 true JP3247149B2 (ja) | 2002-01-15 |
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Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
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JP (1) | JP3247149B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN105506416B (zh) * | 2016-01-20 | 2018-02-23 | 东莞市灿煜金属制品有限公司 | 一种可用于手机支撑中板高强度铝合金带材的制造方法 |
-
1992
- 1992-07-01 JP JP17357492A patent/JP3247149B2/ja not_active Expired - Fee Related
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Publication number | Publication date |
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JPH0617207A (ja) | 1994-01-25 |
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