JP3491819B2 - 成形後の表面性状に優れたアルミニウム合金板の製造方法 - Google Patents
成形後の表面性状に優れたアルミニウム合金板の製造方法Info
- Publication number
- JP3491819B2 JP3491819B2 JP09688199A JP9688199A JP3491819B2 JP 3491819 B2 JP3491819 B2 JP 3491819B2 JP 09688199 A JP09688199 A JP 09688199A JP 9688199 A JP9688199 A JP 9688199A JP 3491819 B2 JP3491819 B2 JP 3491819B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- hot rolling
- aluminum alloy
- alloy sheet
- rolling
- surface properties
- 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.)
- Expired - Lifetime
Links
Landscapes
- Metal Rolling (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、成形後の表面性状
に優れ、自動車、鉄道車両及び航空機等の輸送機用パネ
ルとしての用途に適するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウ
ム合金板に関する。
に優れ、自動車、鉄道車両及び航空機等の輸送機用パネ
ルとしての用途に適するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウ
ム合金板に関する。
【０００２】
【従来の技術】６０００系（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系）アル
ミニウム合金板材は、耐食性及び常温での成形加工性が
比較的優れ、人工時効処理により高強度が得られること
から、成形性あるいは軽量化、薄肉化が要求される用途
に適している。Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材は、通常、
均質化処理後、熱間圧延し、続いて必要に応じて中間焼
鈍した後、冷間圧延を施して所定厚の板材とし、これに
溶体化焼入れを施し、さらにその後必要に応じてスキン
パス、ストレッチ等を施して製造される。
ミニウム合金板材は、耐食性及び常温での成形加工性が
比較的優れ、人工時効処理により高強度が得られること
から、成形性あるいは軽量化、薄肉化が要求される用途
に適している。Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材は、通常、
均質化処理後、熱間圧延し、続いて必要に応じて中間焼
鈍した後、冷間圧延を施して所定厚の板材とし、これに
溶体化焼入れを施し、さらにその後必要に応じてスキン
パス、ストレッチ等を施して製造される。
【０００３】ところが、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材に
対し成形加工を行ったとき、特開平７−２２８９５６号
公報又は特開平８−２３２０５２号公報に記載されてい
るように、板表面にリジングマークと呼ばれる表面荒れ
が発生することが問題となっている。このリジングマー
クが発生すると、表面が極めて美麗であることが要求さ
れる自動車用外板パネル等の用途には外観不良として使
用できず、また、リジングマークは塗装を行った場合特
に目立つようになるため、成形加工後気付かれないまま
塗装工程に進み、塗装後に初めて認識されることもあ
る。つまり製品になって初めて現れることがあるという
困った特性を持っている。
対し成形加工を行ったとき、特開平７−２２８９５６号
公報又は特開平８−２３２０５２号公報に記載されてい
るように、板表面にリジングマークと呼ばれる表面荒れ
が発生することが問題となっている。このリジングマー
クが発生すると、表面が極めて美麗であることが要求さ
れる自動車用外板パネル等の用途には外観不良として使
用できず、また、リジングマークは塗装を行った場合特
に目立つようになるため、成形加工後気付かれないまま
塗装工程に進み、塗装後に初めて認識されることもあ
る。つまり製品になって初めて現れることがあるという
困った特性を持っている。
【０００４】前記特開平７−２２８９５６号公報及び特
開平８−２３２０５２号公報は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合
金板材についてリジングマークの発生を防止する方法に
関し、前者が、均質化処理後３５０〜４５０℃の温度ま
で冷却して熱間圧延を開始し、２００〜３００℃の温度
で熱間圧延を終了し、必要に応じて中間焼鈍を行った
後、冷間圧延、溶体化焼入れを施すというもの、後者
が、均質化処理後４５０℃以下の温度まで冷却して熱間
圧延を開始し、２００〜３５０℃の温度で熱間圧延を終
了し、必要に応じて３５０〜４２０℃の中間焼鈍を行っ
た後、冷間圧延、溶体化焼入れ、さらに最終加熱処理を
施すというものであり、いずれも熱間圧延温度を低めに
設定し、同時にその他の各工程の処理条件も厳密に制御
し、それによってリジングマークの発生を防止しようと
いうものである。
開平８−２３２０５２号公報は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合
金板材についてリジングマークの発生を防止する方法に
関し、前者が、均質化処理後３５０〜４５０℃の温度ま
で冷却して熱間圧延を開始し、２００〜３００℃の温度
で熱間圧延を終了し、必要に応じて中間焼鈍を行った
後、冷間圧延、溶体化焼入れを施すというもの、後者
が、均質化処理後４５０℃以下の温度まで冷却して熱間
圧延を開始し、２００〜３５０℃の温度で熱間圧延を終
了し、必要に応じて３５０〜４２０℃の中間焼鈍を行っ
た後、冷間圧延、溶体化焼入れ、さらに最終加熱処理を
施すというものであり、いずれも熱間圧延温度を低めに
設定し、同時にその他の各工程の処理条件も厳密に制御
し、それによってリジングマークの発生を防止しようと
いうものである。
【０００５】成形加工時に板表面に発生するリジングマ
ーク等による表面性状の劣化を防止するためには、製品
形状を変更し成形加工をより緩い条件で行うことが必要
となるが、製品形状の変更は一般に成形加工条件のきび
しい部位の曲率半径を小さくすることとなり、これでは
所期製品形状を実現することができない。一方、成形加
工時に表面性状の劣化が発生した場合、板表面をペーパ
ー等で研磨することにより表面性状のある程度の修正は
可能ではあるが、製造工程が増えコスト増となる。
ーク等による表面性状の劣化を防止するためには、製品
形状を変更し成形加工をより緩い条件で行うことが必要
となるが、製品形状の変更は一般に成形加工条件のきび
しい部位の曲率半径を小さくすることとなり、これでは
所期製品形状を実現することができない。一方、成形加
工時に表面性状の劣化が発生した場合、板表面をペーパ
ー等で研磨することにより表面性状のある程度の修正は
可能ではあるが、製造工程が増えコスト増となる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】前記特開平７−２２８
９５６号公報及び特開平８−２３２０５２号公報では、
いずれも熱間圧延温度を低めに設定し、同時にその他の
各工程の処理条件も厳密に制御することにより、リジン
グマークの発生を防止している。しかし、特開平７−２
２８９５６号公報ではリジングマークが発生しなかった
とされるプレス加工の変形量の開示がなく、特開平８−
２３２０５２号公報ではプレス加工のシミュレーション
として高々２％の引張変形が行われたに過ぎない（つま
り、高々２％の引張変形に相当する成形加工により発生
するリジングマークを防止することが意図されているに
過ぎない）。
９５６号公報及び特開平８−２３２０５２号公報では、
いずれも熱間圧延温度を低めに設定し、同時にその他の
各工程の処理条件も厳密に制御することにより、リジン
グマークの発生を防止している。しかし、特開平７−２
２８９５６号公報ではリジングマークが発生しなかった
とされるプレス加工の変形量の開示がなく、特開平８−
２３２０５２号公報ではプレス加工のシミュレーション
として高々２％の引張変形が行われたに過ぎない（つま
り、高々２％の引張変形に相当する成形加工により発生
するリジングマークを防止することが意図されているに
過ぎない）。
【０００７】本発明は、意匠性に優れる成形加工品に対
する需要の高まり、及び成形加工条件が今まで以上にき
びしい方向に向かいつつある状況に鑑み、よりきびしい
加工条件下でリジングマークの発生による表面性状劣化
が生じない、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミ合金板を提供す
ることを目的とする。
する需要の高まり、及び成形加工条件が今まで以上にき
びしい方向に向かいつつある状況に鑑み、よりきびしい
加工条件下でリジングマークの発生による表面性状劣化
が生じない、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミ合金板を提供す
ることを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明に係る成形後の表
面性状に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板
の製造方法は、Ｓｉ：０．２〜１．８％、Ｍｇ：０．２
〜１．６％を含有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム
合金鋳塊を均質化熱処理後熱間圧延するに際し、熱間圧
延終了温度を再結晶温度以上として、かつ熱間圧延の最
終パス時の歪速度を８０００〜１６０００％／ｓｅｃと
し、熱間圧延後のミクロ組織を等軸状再結晶粒とするこ
とを特徴とする。なお、本発明で等軸状再結晶粒とは、
板面に平行な面及び圧延方向に垂直な面の両方におい
て、観察される再結晶粒の平均アスペクト比が１〜３の
範囲内にあることを意味する。具体的にいえば、次のよ
うになる。 １≦ｄL／ｄLT≦３ １≦ｄL／ｄST≦３ ｄL；板の長さ方向に測定した粒径（Ｌ方向は一般的に
圧延方向、Ｌ−ＬＴ面が圧延面となる） ｄLT；板の幅方向に測定した粒径 ｄST；板厚方向に測定した粒径 また、本発明における歪速度の定義は、歪速度＝ロール
による圧延率（％）÷ロールを板が通過する時間（秒）
とする。
面性状に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板
の製造方法は、Ｓｉ：０．２〜１．８％、Ｍｇ：０．２
〜１．６％を含有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム
合金鋳塊を均質化熱処理後熱間圧延するに際し、熱間圧
延終了温度を再結晶温度以上として、かつ熱間圧延の最
終パス時の歪速度を８０００〜１６０００％／ｓｅｃと
し、熱間圧延後のミクロ組織を等軸状再結晶粒とするこ
とを特徴とする。なお、本発明で等軸状再結晶粒とは、
板面に平行な面及び圧延方向に垂直な面の両方におい
て、観察される再結晶粒の平均アスペクト比が１〜３の
範囲内にあることを意味する。具体的にいえば、次のよ
うになる。 １≦ｄL／ｄLT≦３ １≦ｄL／ｄST≦３ ｄL；板の長さ方向に測定した粒径（Ｌ方向は一般的に
圧延方向、Ｌ−ＬＴ面が圧延面となる） ｄLT；板の幅方向に測定した粒径 ｄST；板厚方向に測定した粒径 また、本発明における歪速度の定義は、歪速度＝ロール
による圧延率（％）÷ロールを板が通過する時間（秒）
とする。
【０００９】
【発明の実施の形態】本発明に係るＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
アルミニウム合金板の製造方法では、熱間圧延後は、中
間焼鈍を行い又は中間焼鈍を行うことなく、冷間圧延を
行い、その後溶体化処理及び焼入れを行って製品板とす
る。熱間圧延後、中間焼鈍及び冷間圧延を省略して溶体
化処理及び焼入れを行うこともできる。次に、本発明に
係るＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法
の各工程について、その好ましい条件とともにより詳細
に説明する。
アルミニウム合金板の製造方法では、熱間圧延後は、中
間焼鈍を行い又は中間焼鈍を行うことなく、冷間圧延を
行い、その後溶体化処理及び焼入れを行って製品板とす
る。熱間圧延後、中間焼鈍及び冷間圧延を省略して溶体
化処理及び焼入れを行うこともできる。次に、本発明に
係るＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法
の各工程について、その好ましい条件とともにより詳細
に説明する。
【００１０】熱間圧延
熱間圧延（粗熱間圧延及び仕上げ熱間圧延）の圧延開始
温度を４００℃以上、均質化処理温度（例えば４７０〜
５４０℃）以下とし、熱間圧延終了温度を再結晶温度以
上、例えば２８０〜４５０℃と設定し、熱間圧延の最終
パス時の歪速度を８０００〜１６０００％／秒に設定す
る。この条件で熱間圧延した後、直ちにコイルに巻き上
げることにより、アルミニウム合金板は再結晶し、等軸
状の再結晶粒を得ることができる。熱間圧延開始温度を
４００℃以上とするのは、熱間圧延終了温度を再結晶温
度以上とするためである。熱間圧延終了温度を再結晶温
度以上（本発明に係るアルミニウム合金の場合、ほぼ２
８０℃以上）とするのは、熱間圧延終了後に等軸状の再
結晶粒を得るためである。熱間圧延終了後のミクロ組織
が等軸状の再結晶粒でなければ（例えば熱間圧延ファイ
バー組織や再結晶ファイバー組織、再結晶伸張粒）、そ
のミクロ組織の影響が溶体化処理後も残り、製品板にリ
ジングマークが発生しやすくなる。一方、熱間圧延終了
温度の上限は４５０℃以下とし、圧延終了後に生じた再
結晶粒の粗大化を防ぐのが望ましい。この段階で再結晶
粒が粗大化すると、冷間圧延及び溶体化処理によっても
なかなか微細化せず、成形加工時に板表面に生じるオレ
ンジピールの原因となる。熱延終了後の再結晶粒の粗大
化防止は、特に冷間圧延を省略して、あるいは冷間圧延
率を低くして製品板を厚くする場合は必須となる。
温度を４００℃以上、均質化処理温度（例えば４７０〜
５４０℃）以下とし、熱間圧延終了温度を再結晶温度以
上、例えば２８０〜４５０℃と設定し、熱間圧延の最終
パス時の歪速度を８０００〜１６０００％／秒に設定す
る。この条件で熱間圧延した後、直ちにコイルに巻き上
げることにより、アルミニウム合金板は再結晶し、等軸
状の再結晶粒を得ることができる。熱間圧延開始温度を
４００℃以上とするのは、熱間圧延終了温度を再結晶温
度以上とするためである。熱間圧延終了温度を再結晶温
度以上（本発明に係るアルミニウム合金の場合、ほぼ２
８０℃以上）とするのは、熱間圧延終了後に等軸状の再
結晶粒を得るためである。熱間圧延終了後のミクロ組織
が等軸状の再結晶粒でなければ（例えば熱間圧延ファイ
バー組織や再結晶ファイバー組織、再結晶伸張粒）、そ
のミクロ組織の影響が溶体化処理後も残り、製品板にリ
ジングマークが発生しやすくなる。一方、熱間圧延終了
温度の上限は４５０℃以下とし、圧延終了後に生じた再
結晶粒の粗大化を防ぐのが望ましい。この段階で再結晶
粒が粗大化すると、冷間圧延及び溶体化処理によっても
なかなか微細化せず、成形加工時に板表面に生じるオレ
ンジピールの原因となる。熱延終了後の再結晶粒の粗大
化防止は、特に冷間圧延を省略して、あるいは冷間圧延
率を低くして製品板を厚くする場合は必須となる。
【００１１】また、熱間圧延の最終パス時の歪速度の下
限を８０００％／ｓｅｃとするのは、アルミニウム合金
板に強加工を与えて熱間圧延終了後に等軸状の再結晶粒
を得るためであり、上限を１６０００％／ｓｅｃとする
のは、粗大な再結晶粒の生成を防止するためである。仕
上げ熱間圧延を複数段の連続式で行う場合、各パスの歪
速度を５０〜１６０００％／ｓｅｃとし、仕上げ熱間圧
延の間、再結晶が繰り返し起こるようにすれば、再結晶
粒が微細化し、かつ製品板のリジングマーク防止に一層
効果的である。さらに、仕上げ熱間圧延で再結晶を起こ
させるためには、各パスの圧延率を３０％以上とするこ
とが望ましい。
限を８０００％／ｓｅｃとするのは、アルミニウム合金
板に強加工を与えて熱間圧延終了後に等軸状の再結晶粒
を得るためであり、上限を１６０００％／ｓｅｃとする
のは、粗大な再結晶粒の生成を防止するためである。仕
上げ熱間圧延を複数段の連続式で行う場合、各パスの歪
速度を５０〜１６０００％／ｓｅｃとし、仕上げ熱間圧
延の間、再結晶が繰り返し起こるようにすれば、再結晶
粒が微細化し、かつ製品板のリジングマーク防止に一層
効果的である。さらに、仕上げ熱間圧延で再結晶を起こ
させるためには、各パスの圧延率を３０％以上とするこ
とが望ましい。
【００１２】中間焼鈍
熱間圧延の開始部に当たるコイルの先端部位近傍と熱間
圧延の終了部に当たるコイルの後端部位近傍のミクロ組
織は、熱間圧延が安定して行われる定状部位（コイル長
手方向の中央部位）のミクロ組織とは異なる場合が多
い。熱間圧延終了後、さらにコイルのどの部位でも同じ
ようなミクロ組織（等軸状再結晶粒）を実現し、製品板
のリジングマークのが発生を防止するには、必要に応じ
て中間焼鈍を行うとよい。好ましい中間焼鈍条件は、加
熱速度：１０℃／ｈｒ以上、保持条件：３５０〜５８０
℃で５秒以上、冷却速度：保持温度から３０℃までを１
０℃／ｈｒ以上である。
圧延の終了部に当たるコイルの後端部位近傍のミクロ組
織は、熱間圧延が安定して行われる定状部位（コイル長
手方向の中央部位）のミクロ組織とは異なる場合が多
い。熱間圧延終了後、さらにコイルのどの部位でも同じ
ようなミクロ組織（等軸状再結晶粒）を実現し、製品板
のリジングマークのが発生を防止するには、必要に応じ
て中間焼鈍を行うとよい。好ましい中間焼鈍条件は、加
熱速度：１０℃／ｈｒ以上、保持条件：３５０〜５８０
℃で５秒以上、冷却速度：保持温度から３０℃までを１
０℃／ｈｒ以上である。
【００１３】冷間圧延
溶体化処理後のアルミニウム合金板の等軸状再結晶粒の
粒径を４５μｍ以下に微細化するため、好ましくは冷間
圧延率は５０％以上とする。これにより、成形時のオレ
ンジピールの発生が防止される。なお、上記の中間焼鈍
を行った場合は、固溶度が高く冷間圧延での加工硬化度
が高くなり、溶体化処理での再結晶粒は微細化されやす
い。従って、冷延率は３０％以上で十分である。
粒径を４５μｍ以下に微細化するため、好ましくは冷間
圧延率は５０％以上とする。これにより、成形時のオレ
ンジピールの発生が防止される。なお、上記の中間焼鈍
を行った場合は、固溶度が高く冷間圧延での加工硬化度
が高くなり、溶体化処理での再結晶粒は微細化されやす
い。従って、冷延率は３０％以上で十分である。
【００１４】溶体化処理及び焼入れ
好ましい溶体化処理条件は、５００℃までの加熱速度が
１０℃／分以上（より好ましくは３０℃／分以上）であ
る。また、十分に溶体化処理するため５００〜５８０℃
で数秒〜２０分保持することが望ましい。好ましい焼入
れ条件（冷却速度）は、保持温度から３０℃までを３０
℃／分以上である。焼入れ条件をこのように設定するこ
とにより、冷却途中での粒界上への析出物を生成を抑制
し、成形時での粒界破断を防止し、成形加工性を高くす
ることができる。また、人工時効で高い強度を得るため
には、特開平５−１１２８３９号公報のごとく、焼入れ
後そのまま７０〜１４０℃の温度で０．５〜４８ｈｒ保
持することが望ましい。あるいは、特公平５−７４６０
号公報のごとく、焼入れ後７２ｈｒ以内に４０〜１２０
℃の温度で８〜３６ｈｒの低温で熱処理を加えることが
望ましい。
１０℃／分以上（より好ましくは３０℃／分以上）であ
る。また、十分に溶体化処理するため５００〜５８０℃
で数秒〜２０分保持することが望ましい。好ましい焼入
れ条件（冷却速度）は、保持温度から３０℃までを３０
℃／分以上である。焼入れ条件をこのように設定するこ
とにより、冷却途中での粒界上への析出物を生成を抑制
し、成形時での粒界破断を防止し、成形加工性を高くす
ることができる。また、人工時効で高い強度を得るため
には、特開平５−１１２８３９号公報のごとく、焼入れ
後そのまま７０〜１４０℃の温度で０．５〜４８ｈｒ保
持することが望ましい。あるいは、特公平５−７４６０
号公報のごとく、焼入れ後７２ｈｒ以内に４０〜１２０
℃の温度で８〜３６ｈｒの低温で熱処理を加えることが
望ましい。
【００１５】成分組成の面でいえば、本発明の方法は、
Ｓｉ：０．２〜１．８％、Ｍｇ：０．２〜１．６％を含
有し、残部Ａｌと不可避不純物からなるアルミニウム合
金のほか、必要に応じて、さらにＺｎ：０．００５〜
１．０％、Ｃｕ：１．０％以下、Ｔｉ：０．００１〜
０．１％のいずれか１種又は２種以上、Ｂ：１〜３０
０ｐｐｍ、Ｂｅ：０．１〜１００ｐｐｍの１種又は２
種、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｚ
ｒ：０．１５％以下、Ｖ：０．１５％以下のうちから１
種又は２種以上を合計で０．０１〜１．５％、以上〜
のいずれか又はこれらを組み合わせて含有するアルミ
ニウム合金など、Ｓｉ：０．２〜１．８％、Ｍｇ：０．
２〜１．６％を含有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウ
ム合金全てに適用し得る。Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の組
成を上記のように規定した理由は下記のとおりである。
Ｓｉ：０．２〜１．８％、Ｍｇ：０．２〜１．６％を含
有し、残部Ａｌと不可避不純物からなるアルミニウム合
金のほか、必要に応じて、さらにＺｎ：０．００５〜
１．０％、Ｃｕ：１．０％以下、Ｔｉ：０．００１〜
０．１％のいずれか１種又は２種以上、Ｂ：１〜３０
０ｐｐｍ、Ｂｅ：０．１〜１００ｐｐｍの１種又は２
種、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｚ
ｒ：０．１５％以下、Ｖ：０．１５％以下のうちから１
種又は２種以上を合計で０．０１〜１．５％、以上〜
のいずれか又はこれらを組み合わせて含有するアルミ
ニウム合金など、Ｓｉ：０．２〜１．８％、Ｍｇ：０．
２〜１．６％を含有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウ
ム合金全てに適用し得る。Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の組
成を上記のように規定した理由は下記のとおりである。
【００１６】Ｍｇ：ＭｇはＳｉとともに強度を付与する
元素であるが、０．２％未満では人工時効で十分な強度
が得られず、一方、１．６％を越えると成形性が低下す
る。従って、Ｍｇ含有量は０．２〜１．６％の範囲とす
る。 Ｓｉ：ＳｉはＭｇとともに強度を付与する元素である
が、０．２％未満では人工時効で十分な強度が得られ
ず、一方、１．８％を越えると伸びが低くなり、成形性
が低下する。従って、Ｓｉ含有量は０．２〜１．８％の
範囲とする。なお、人工時効で高い強度を得るには、Ｍ
ｇとＳｉとの含有量の割合を、Ｓｉ／Ｍｇ≧０．６５と
することが望ましい。
元素であるが、０．２％未満では人工時効で十分な強度
が得られず、一方、１．６％を越えると成形性が低下す
る。従って、Ｍｇ含有量は０．２〜１．６％の範囲とす
る。 Ｓｉ：ＳｉはＭｇとともに強度を付与する元素である
が、０．２％未満では人工時効で十分な強度が得られ
ず、一方、１．８％を越えると伸びが低くなり、成形性
が低下する。従って、Ｓｉ含有量は０．２〜１．８％の
範囲とする。なお、人工時効で高い強度を得るには、Ｍ
ｇとＳｉとの含有量の割合を、Ｓｉ／Ｍｇ≧０．６５と
することが望ましい。
【００１７】Ｚｎ：Ｚｎは人工時効時においてＭｇＺｎ
２を微細かつ高密度に析出させ高い強度を実現させる。
ただし、０．００５％未満では十分な強度が得られず、
一方１．０％を越えると耐食性が顕著に低下するため、
含有量は０．００５〜１．０％の範囲とする。 Ｃｕ：Ｃｕは人工時効時にＭｇ２Ｓｉを微細にかつ高密
度に析出させ、高い強度を実現させる。しかし、１．０
％を越えると耐食性及び溶接性が顕著に低下するため、
含有量は１．０％以下とする。 Ｔｉ：Ｔｉは鋳塊の結晶粒を微細化し、成形性を向上さ
せるために添加する元素であるが、０．００１％未満で
は効果がなく、一方、０．１％を越えて添加されると粗
大な晶出物を形成し、成形性を低下させる。このため、
Ｔｉ含有量は０．００１〜０．１％の範囲とする。
２を微細かつ高密度に析出させ高い強度を実現させる。
ただし、０．００５％未満では十分な強度が得られず、
一方１．０％を越えると耐食性が顕著に低下するため、
含有量は０．００５〜１．０％の範囲とする。 Ｃｕ：Ｃｕは人工時効時にＭｇ２Ｓｉを微細にかつ高密
度に析出させ、高い強度を実現させる。しかし、１．０
％を越えると耐食性及び溶接性が顕著に低下するため、
含有量は１．０％以下とする。 Ｔｉ：Ｔｉは鋳塊の結晶粒を微細化し、成形性を向上さ
せるために添加する元素であるが、０．００１％未満で
は効果がなく、一方、０．１％を越えて添加されると粗
大な晶出物を形成し、成形性を低下させる。このため、
Ｔｉ含有量は０．００１〜０．１％の範囲とする。
【００１８】Ｂ：ＢはＴｉと同様に鋳塊の結晶粒を微細
化し、成形性を向上させるために添加する合金である
が、１ｐｐｍ未満の添加では効果がなく、３００ｐｐｍ
を越えて含有されると粗大な晶出物を形成し、成形性を
低下させる。このため、Ｂ含有量は１〜３００ｐｐｍの
範囲とする。 Ｂｅ：Ｂｅは空気中におけるアルミニウム溶湯の再酸化
を防止するため、必要があれば０．１ｐｐｍ以上含有さ
せる。しかし、１００ｐｐｍを越えると材料硬度が増大
し成形性が低下するため、Ｂｅ含有量は０．１〜１００
ｐｐｍの範囲とする。
化し、成形性を向上させるために添加する合金である
が、１ｐｐｍ未満の添加では効果がなく、３００ｐｐｍ
を越えて含有されると粗大な晶出物を形成し、成形性を
低下させる。このため、Ｂ含有量は１〜３００ｐｐｍの
範囲とする。 Ｂｅ：Ｂｅは空気中におけるアルミニウム溶湯の再酸化
を防止するため、必要があれば０．１ｐｐｍ以上含有さ
せる。しかし、１００ｐｐｍを越えると材料硬度が増大
し成形性が低下するため、Ｂｅ含有量は０．１〜１００
ｐｐｍの範囲とする。
【００１９】Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ：これらの成分は均
質化熱処理時及びその後の熱間圧延時にＡｌ２０Ｃｕ２
Ｍｎ３、Ａｌ１２Ｍｇ２Ｃｒ、Ａｌ３Ｚｒ、Ａｌ２Ｍｇ
３Ｚｎ３等の分散粒子を生成する。これらの分散粒子は
再結晶後の粒界移動を妨げる効果があるため、微細な結
晶粒を得ることができる。しかし、過剰な添加は溶解鋳
造時に粗大な不溶性金属間化合物を生成しやすく、成形
加工時の破壊の起点となり、成形性を低下させる原因と
なる。また、Ｚｒの過剰添加はミクロ組織を針長状にし
やすく、特定方向の破壊靭性及び疲労特性さらには成形
性を劣化させる。このため、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖそれ
ぞれの添加量は、１．０％、０．３０％、０．１５％、
０．１５％以下、合計では１．５％以下とする。
質化熱処理時及びその後の熱間圧延時にＡｌ２０Ｃｕ２
Ｍｎ３、Ａｌ１２Ｍｇ２Ｃｒ、Ａｌ３Ｚｒ、Ａｌ２Ｍｇ
３Ｚｎ３等の分散粒子を生成する。これらの分散粒子は
再結晶後の粒界移動を妨げる効果があるため、微細な結
晶粒を得ることができる。しかし、過剰な添加は溶解鋳
造時に粗大な不溶性金属間化合物を生成しやすく、成形
加工時の破壊の起点となり、成形性を低下させる原因と
なる。また、Ｚｒの過剰添加はミクロ組織を針長状にし
やすく、特定方向の破壊靭性及び疲労特性さらには成形
性を劣化させる。このため、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖそれ
ぞれの添加量は、１．０％、０．３０％、０．１５％、
０．１５％以下、合計では１．５％以下とする。
【００２０】Ｆｅ：不純物として含まれるＦｅは、Ａｌ
７Ｃｕ２Ｆｅ、Ａｌ１２（Ｆｅ，Ｍｎ）３Ｃｕ２、（Ｆ
ｅ，Ｍｎ）Ａｌ６等の晶出物を生成する。これらの晶出
物は破壊靭性及び疲労特性に対して有害であり、Ｆｅ含
有量が０．５％を越えると顕著に破壊靭性、疲労特性及
び成形性が低下するため、Ｆｅ含有量は０．５％以下と
する。なお、晶出物としては、Ｆｅ系以外のＡｌ２Ｃｕ
２Ｍｇ、Ａｌ２Ｃｕ２、Ｍｇ２Ｓｉ等の可溶のものがあ
り、これらは溶体化処理及び焼入れで十分にＡｌマトリ
ックス中に再固溶させることが望ましい。その他の不純
物：Ｎｉは０．０５％以下に制限する。
７Ｃｕ２Ｆｅ、Ａｌ１２（Ｆｅ，Ｍｎ）３Ｃｕ２、（Ｆ
ｅ，Ｍｎ）Ａｌ６等の晶出物を生成する。これらの晶出
物は破壊靭性及び疲労特性に対して有害であり、Ｆｅ含
有量が０．５％を越えると顕著に破壊靭性、疲労特性及
び成形性が低下するため、Ｆｅ含有量は０．５％以下と
する。なお、晶出物としては、Ｆｅ系以外のＡｌ２Ｃｕ
２Ｍｇ、Ａｌ２Ｃｕ２、Ｍｇ２Ｓｉ等の可溶のものがあ
り、これらは溶体化処理及び焼入れで十分にＡｌマトリ
ックス中に再固溶させることが望ましい。その他の不純
物：Ｎｉは０．０５％以下に制限する。
【００２１】
【実施例】以下、本発明の実施例を説明する。
（実施例１）Ｍｇ０．５％、Ｓｉ１．３％、Ｚｎ０．０
５％、Ｃｕ０．１％、Ｔｉ０．０６％、Ｂ：５ｐｐｍ、
Ｂｅ：３０ｐｐｍ、Ｍｎ０．０５％、Ｃｒ０．２５％を
含み、残部Ａｌ及び不純物からなるアルミニウム合金を
溶解鋳造し、４６０ｍｍ厚の鋳塊とし、次に５４０℃×
４ｈｒの均質化熱処理を行った後、表１に示す種々の条
件で熱間圧延し、１．５〜２．５ｍｍ厚の板として巻き
上げた。なお、仕上げ圧延の各パスの歪速度は全て１０
０％／秒以上、各パスの圧延率は全て３０％以上になる
ように設定した。ここで、板端から１００ｍの位置で板
幅の中央部からサンプリングを行い、ミクロ結晶粒の形
態を観察した。続いて、中間焼鈍することなく冷間圧延
し、１．０ｍｍ厚の板とした。この板を５００℃に加熱
し（平均加熱速度は約１００℃／分）、続いて５００〜
５５０℃に３０秒間保持した後、水焼入れした（平均冷
却速度は約１００℃／ｓ）。この製品板を室温で３カ月
間放置した後、板端から１００ｍの位置で板幅の中央部
からサンプリングを行い、ミクロ結晶粒径の測定と材料
特性を評価を行った。その結果を表１にあわせて示す。
５％、Ｃｕ０．１％、Ｔｉ０．０６％、Ｂ：５ｐｐｍ、
Ｂｅ：３０ｐｐｍ、Ｍｎ０．０５％、Ｃｒ０．２５％を
含み、残部Ａｌ及び不純物からなるアルミニウム合金を
溶解鋳造し、４６０ｍｍ厚の鋳塊とし、次に５４０℃×
４ｈｒの均質化熱処理を行った後、表１に示す種々の条
件で熱間圧延し、１．５〜２．５ｍｍ厚の板として巻き
上げた。なお、仕上げ圧延の各パスの歪速度は全て１０
０％／秒以上、各パスの圧延率は全て３０％以上になる
ように設定した。ここで、板端から１００ｍの位置で板
幅の中央部からサンプリングを行い、ミクロ結晶粒の形
態を観察した。続いて、中間焼鈍することなく冷間圧延
し、１．０ｍｍ厚の板とした。この板を５００℃に加熱
し（平均加熱速度は約１００℃／分）、続いて５００〜
５５０℃に３０秒間保持した後、水焼入れした（平均冷
却速度は約１００℃／ｓ）。この製品板を室温で３カ月
間放置した後、板端から１００ｍの位置で板幅の中央部
からサンプリングを行い、ミクロ結晶粒径の測定と材料
特性を評価を行った。その結果を表１にあわせて示す。
【００２２】
【表１】
【００２３】なお、表１の各材料特性は次のようにして
測定した。熱延後のミクロ結晶粒の形態；サンプリング
した板材の表面を０．０５〜０．１ｍｍまで機械研磨
し、その表面、板厚１／４部位、板中心部位を光学顕微
鏡（偏光板使用）を用いて観察し、ラインインターセプ
ト法により３方向の粒径（ｄL、ｄLT、ｄST）を測定し
た。１測定ライン長は２００μｍとし、各方向毎に１視
野当り各５本で計５視野観察した。なお、表面部位のｄ
STは板厚方向に研磨後の表面から２００μｍまでの範囲
を測定した。各部位での平均粒径（ｄL、ｄLT、ｄST）
を求め、各部位のアスペクト比（ｄL／ｄLT、ｄL／ｄS
T）を算出した。表２ではこのアスペクト比がいずれも
１〜３のとき等軸状、いずれかが３を越えるとき伸長状
と記載した。 製品板のミクロ結晶粒径；上記と同様の手法により各部
位での平均粒径（ｄL、ｄLT、ｄST）を求め、それらを
全て平均して当該板材のミクロ結晶粒径とした。 引張特性；ＪＩＳ−Ｚ２２４１に準拠し、常温大気中で
ＪＩＳ５号試験片を用いて、ＬＴ方向（圧延方向に対し
て９０゜方向）に引張速度５ｍｍ／分にて行った。
測定した。熱延後のミクロ結晶粒の形態；サンプリング
した板材の表面を０．０５〜０．１ｍｍまで機械研磨
し、その表面、板厚１／４部位、板中心部位を光学顕微
鏡（偏光板使用）を用いて観察し、ラインインターセプ
ト法により３方向の粒径（ｄL、ｄLT、ｄST）を測定し
た。１測定ライン長は２００μｍとし、各方向毎に１視
野当り各５本で計５視野観察した。なお、表面部位のｄ
STは板厚方向に研磨後の表面から２００μｍまでの範囲
を測定した。各部位での平均粒径（ｄL、ｄLT、ｄST）
を求め、各部位のアスペクト比（ｄL／ｄLT、ｄL／ｄS
T）を算出した。表２ではこのアスペクト比がいずれも
１〜３のとき等軸状、いずれかが３を越えるとき伸長状
と記載した。 製品板のミクロ結晶粒径；上記と同様の手法により各部
位での平均粒径（ｄL、ｄLT、ｄST）を求め、それらを
全て平均して当該板材のミクロ結晶粒径とした。 引張特性；ＪＩＳ−Ｚ２２４１に準拠し、常温大気中で
ＪＩＳ５号試験片を用いて、ＬＴ方向（圧延方向に対し
て９０゜方向）に引張速度５ｍｍ／分にて行った。
【００２４】リジングマークの評価；製品板をｗ２００
×ｌ１８０ｍｍサイズ（ｗ２００が圧延方向に平行）に
切断後、φ５０．８ｍｍの球頭ポンチを用いて、１０ｍ
ｍ高さまで張り出した。他の成形条件はロックビード状
態、使用油は鋼板用潤滑油、ポンチ速度２５０ｍｍ／分
とした。成形試験後、板表面（ポンチ接触側とは反対側
の表面）の平面歪加工領域を目視観察し、リジングマー
クが発生した場合を×、リジングマークの判別困難な場
合を○と評価した。 オレンジピールの評価；引張試験において、２０％引張
変形した後、板表面に梨地模様が顕著に観察される場合
を×、梨地模様が判別困難な場合を○と評価した。
×ｌ１８０ｍｍサイズ（ｗ２００が圧延方向に平行）に
切断後、φ５０．８ｍｍの球頭ポンチを用いて、１０ｍ
ｍ高さまで張り出した。他の成形条件はロックビード状
態、使用油は鋼板用潤滑油、ポンチ速度２５０ｍｍ／分
とした。成形試験後、板表面（ポンチ接触側とは反対側
の表面）の平面歪加工領域を目視観察し、リジングマー
クが発生した場合を×、リジングマークの判別困難な場
合を○と評価した。 オレンジピールの評価；引張試験において、２０％引張
変形した後、板表面に梨地模様が顕著に観察される場合
を×、梨地模様が判別困難な場合を○と評価した。
【００２５】表１より分かるように、熱間圧延条件が本
発明に規定する範囲内であり、熱延後のミクロ組織が等
軸状再結晶粒となっていたＮｏ．１〜５は、製品板の成
形試験でリジングマークが発生せず、特にミクロ結晶粒
径が４５μｍ以下のＮｏ．１〜３はオレンジピールの発
生もない。一方、熱間圧延条件が本発明に規定する範囲
外で、熱延後のミクロ組織が伸長状のＮｏ．６〜Ｎｏ．
９はリジングマークが発生し、成形加工後の表面性状の
程度は低いことが分かる。
発明に規定する範囲内であり、熱延後のミクロ組織が等
軸状再結晶粒となっていたＮｏ．１〜５は、製品板の成
形試験でリジングマークが発生せず、特にミクロ結晶粒
径が４５μｍ以下のＮｏ．１〜３はオレンジピールの発
生もない。一方、熱間圧延条件が本発明に規定する範囲
外で、熱延後のミクロ組織が伸長状のＮｏ．６〜Ｎｏ．
９はリジングマークが発生し、成形加工後の表面性状の
程度は低いことが分かる。
【００２６】（実施例２）実施例１と同じアルミニウム
合金を溶解鋳造し、４６０ｍｍ厚の鋳塊とし、次に５４
０℃×４ｈｒの均質化熱処理を行った後、表２に示す種
々の条件で熱間圧延し、２．５ｍｍ厚の板として巻き上
げた。なお、仕上げ圧延の各パスの歪速度は全て１００
％／秒以上、各パスの圧延率は全て３０％以上になるよ
うに設定した。ここで、板端から１０ｍの位置で板幅の
中央部からサンプリングを行い、ミクロ結晶粒の形態を
観察した。続いて、表２に示す加熱速度で保持温度まで
昇温し、同じく表２に示す保持条件で中間焼鈍を行った
後、室温まで冷却し（保持温度から室温までの冷却速度
は加熱速度と同じとした）、続いて冷間圧延して１ｍｍ
厚の板とした。この板を５５０℃の溶体化温度に加熱し
て３０秒間保持した後、水焼入れした（平均冷却速度は
約１００℃／ｓ）。この製品板を室温で３カ月間放置し
た後、板端から１０ｍの位置で板幅の中央部からサンプ
リングを行い、ミクロ結晶粒径の観察と材料特性を評価
を行った。その結果を表２にあわせて示す。
合金を溶解鋳造し、４６０ｍｍ厚の鋳塊とし、次に５４
０℃×４ｈｒの均質化熱処理を行った後、表２に示す種
々の条件で熱間圧延し、２．５ｍｍ厚の板として巻き上
げた。なお、仕上げ圧延の各パスの歪速度は全て１００
％／秒以上、各パスの圧延率は全て３０％以上になるよ
うに設定した。ここで、板端から１０ｍの位置で板幅の
中央部からサンプリングを行い、ミクロ結晶粒の形態を
観察した。続いて、表２に示す加熱速度で保持温度まで
昇温し、同じく表２に示す保持条件で中間焼鈍を行った
後、室温まで冷却し（保持温度から室温までの冷却速度
は加熱速度と同じとした）、続いて冷間圧延して１ｍｍ
厚の板とした。この板を５５０℃の溶体化温度に加熱し
て３０秒間保持した後、水焼入れした（平均冷却速度は
約１００℃／ｓ）。この製品板を室温で３カ月間放置し
た後、板端から１０ｍの位置で板幅の中央部からサンプ
リングを行い、ミクロ結晶粒径の観察と材料特性を評価
を行った。その結果を表２にあわせて示す。
【００２７】
【表２】
【００２８】表２より分かるように、中間焼鈍を行った
場合でも、熱間圧延条件が本発明に規定する範囲内であ
り、熱延後のミクロ組織が等軸状再結晶粒となっていた
Ｎｏ．１０〜１３は、製品板の成形試験でリジングマー
クが発生しない。また、ミクロ結晶粒径は４５μｍ以下
であるためオレンジピールの発生もない。一方、熱間圧
延条件が本発明に規定する範囲外で、中間焼鈍条件が好
ましい条件を外れ、熱延後のミクロ組織が伸長状となる
Ｎｏ．１４はリジングマークが発生し、成形加工後の表
面性状の程度は低いことが分かる。
場合でも、熱間圧延条件が本発明に規定する範囲内であ
り、熱延後のミクロ組織が等軸状再結晶粒となっていた
Ｎｏ．１０〜１３は、製品板の成形試験でリジングマー
クが発生しない。また、ミクロ結晶粒径は４５μｍ以下
であるためオレンジピールの発生もない。一方、熱間圧
延条件が本発明に規定する範囲外で、中間焼鈍条件が好
ましい条件を外れ、熱延後のミクロ組織が伸長状となる
Ｎｏ．１４はリジングマークが発生し、成形加工後の表
面性状の程度は低いことが分かる。
【００２９】
【発明の効果】本発明によれば、成形後の表面性状に優
れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を得ること
ができる。
れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を得ること
ができる。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 平５−9674（ＪＰ，Ａ)
特開 昭56−105461（ＪＰ，Ａ)
特開 昭63−109146（ＪＰ，Ａ)
特表2003−518192（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 (7)
- 【請求項１】 Ｓｉ：０．２〜１．８％（ｍａｓｓ％、
以下同じ）、Ｍｇ：０．２〜１．６％を含有するＡｌ−
Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金鋳塊を均質化処理後熱間
圧延するに際し、熱間圧延終了温度を再結晶温度以上と
して、かつ熱間圧延の最終パス時の歪速度を８０００〜
１６０００％／ｓｅｃとし、熱間圧延後のミクロ組織を
等軸状再結晶粒とすることを特徴とする、成形後の表面
性状に優れたアルミニウム合金板の製造方法。 - 【請求項２】 熱間圧延後、中間焼鈍を省略して冷間圧
延を行い、その後溶体化処理及び焼入れを行い、４５μ
ｍ以下の等軸状再結晶粒径を有するアルミニウム合金板
とすることを特徴とする、請求項１に記載された成形後
の表面性状に優れたアルミニウム合金板の製造方法。 - 【請求項３】 仕上げ熱間圧延の各パスの歪速度を５０
〜１６０００％／ｓｅｃとすることを特徴とする、請求
項１又は２に記載された成形後の表面性状に優れたアル
ミニウム合金板の製造方法。 - 【請求項４】 熱間圧延開始温度を４５０℃以上、均質
化熱処理温度以下とするとともに、熱間圧延終了温度を
２８０〜４５０℃とすることを特徴とする、請求項１〜
３のいずれかに記載された成形後の表面性状に優れたア
ルミニウム合金板の製造方法。 - 【請求項５】 仕上げ熱間圧延の各パスの圧延率を３０
％以上とすることを特徴とする、請求項１〜４のいずれ
かに記載された成形後の表面性状に優れたアルミニウム
合金板の製造方法。 - 【請求項６】 Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金
が、さらにＺｎ：０．００５〜１．０％、Ｃｕ：１．
０％以下、Ｔｉ：０．００１〜０．１％の１種又は２種
以上、Ｂ：１〜３００ｐｐｍ、Ｂｅ：０．１〜１００
ｐｐｍの１種又は２種、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：
０．３％以下、Ｚｒ：０．１５％以下、Ｖ：０．１５％
以下のうちより１種又は２種以上を合計で０．０１〜
１．５％、以上〜のいずれか又はこれらを組み合わ
せて含有することを特徴とする、請求項１〜５のいずれ
かに記載された成形後の表面性状に優れたアルミニウム
合金板の製造方法。 - 【請求項７】 自動車パネル用であることを特徴とする
請求項１〜６のいずれかに記載された成形後の表面性状
に優れたアルミニウム合金板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP09688199A JP3491819B2 (ja) | 1999-04-02 | 1999-04-02 | 成形後の表面性状に優れた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 |
|---|---|---|---|
| JP09688199A JP3491819B2 (ja) | 1999-04-02 | 1999-04-02 | 成形後の表面性状に優れたアルミニウム合金板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000282197A JP2000282197A (ja) | 2000-10-10 |
| JP3491819B2 true JP3491819B2 (ja) | 2004-01-26 |
Family
ID=14176763
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP09688199A Expired - Lifetime JP3491819B2 (ja) | 1999-04-02 | 1999-04-02 | 成形後の表面性状に優れたアルミニウム合金板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3491819B2 (ja) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| KR100527974B1 (ko) * | 2003-08-21 | 2005-11-09 | 현대자동차주식회사 | 알루미늄-마그네슘-실리콘 합금 판재의 리징 발생 억제방법 |
| KR100569454B1 (ko) | 2004-10-12 | 2006-04-07 | 현대자동차주식회사 | 리징 발생이 억제되는 알루미늄-마그네슘-실리콘 합금판재의 제조방법 |
| KR100857681B1 (ko) * | 2006-12-28 | 2008-09-08 | 주식회사 포스코 | 리징 특성이 개선된 페라이트계 스테인리스강 제조방법 |
| JP2008190022A (ja) * | 2007-02-07 | 2008-08-21 | Kobe Steel Ltd | Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金熱延上り板およびその製造法 |
| US9249483B2 (en) | 2010-03-18 | 2016-02-02 | Kobe Steel, Ltd. | Aluminum alloy material for storage container for high-pressure hydrogen gas |
-
1999
- 1999-04-02 JP JP09688199A patent/JP3491819B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2000282197A (ja) | 2000-10-10 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4901757B2 (ja) | アルミニウム合金板、及びその製造方法 | |
| KR101820569B1 (ko) | 성형 가공용 알루미늄 합금판 및 그의 제조방법 | |
| KR101456684B1 (ko) | Almgsi 심재 합금 층을 구비하는 알루미늄 복합 재료 | |
| US20040094249A1 (en) | Aluminum alloy sheet excellent in formability and hardenability during baking of coating and method for production thereof | |
| KR101974624B1 (ko) | Almgsi 알루미늄 스트립 제조 방법 | |
| WO2005056859A1 (ja) | ベークハード性およびヘム加工性に優れたAl-Mg-Si合金板の製造方法 | |
| EP0480402B1 (en) | Process for manufacturing aluminium alloy material with excellent formability, shape fixability and bake hardenability | |
| WO2020120267A1 (en) | Method of making 6xxx aluminium sheets with high surface quality | |
| US8425698B2 (en) | Aluminum alloy sheet and method for manufacturing the same | |
| JPH08232052A (ja) | 自動車外板用アルミニウム合金板の製造方法 | |
| JP3919315B2 (ja) | 表面性状に優れる成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板材 | |
| JP3498942B2 (ja) | 耐リジングマーク性に優れたアルミニウム合金板及びリジングマーク発生の有無の評価方法 | |
| JP3491819B2 (ja) | 成形後の表面性状に優れたアルミニウム合金板の製造方法 | |
| EP0990058B1 (en) | Process of producing heat-treatable aluminum alloy sheet | |
| JP3838504B2 (ja) | パネル成形用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP4186240B2 (ja) | 成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板材 | |
| JP2003321754A (ja) | 曲げ加工性に優れたアルミニウム合金板の製造方法 | |
| JP2004238657A (ja) | アウタパネル用アルミニウム合金板の製造方法 | |
| JP4022497B2 (ja) | アルミニウム合金パネルの製造方法 | |
| JP3498943B2 (ja) | 表面性状に優れる成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板 | |
| JP2000160272A (ja) | プレス成形性に優れたＡｌ合金板 | |
| JP2002356730A (ja) | 成形性および塗装焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP2003342665A (ja) | 熱間ブロー成形用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板および熱間ブロー成形品 | |
| JP2003328095A (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 | |
| JPH07310136A (ja) | 成形用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081114 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081114 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091114 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091114 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101114 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111114 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121114 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131114 Year of fee payment: 10 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |