JPH04202748A - 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 - Google Patents
成形加工用アルミニウム合金板の製造方法Info
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- JPH04202748A JPH04202748A JP33650690A JP33650690A JPH04202748A JP H04202748 A JPH04202748 A JP H04202748A JP 33650690 A JP33650690 A JP 33650690A JP 33650690 A JP33650690 A JP 33650690A JP H04202748 A JPH04202748 A JP H04202748A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
本発明は、成形加工に用いられる５０００系アルミニウ
ム合金板の製造方法に関するものであり、特に缶胴や、
缶蓋等の缶材に好適に使用されるアルミニウム合金板の
製造方法に関するものである。
ム合金板の製造方法に関するものであり、特に缶胴や、
缶蓋等の缶材に好適に使用されるアルミニウム合金板の
製造方法に関するものである。
５０００系合金は高強度に於いても、深絞り性、張出し
性能や曲げ加工性に於いても良好な成形性を有すること
から、特に深絞り用途の缶胴や缶の蓋等の缶材に使用さ
れる他、高強度でかつ成形加工が必要な分野に広範囲で
利用されている。
性能や曲げ加工性に於いても良好な成形性を有すること
から、特に深絞り用途の缶胴や缶の蓋等の缶材に使用さ
れる他、高強度でかつ成形加工が必要な分野に広範囲で
利用されている。
【発明が解決しようとするｆｆ！ｌ１１Ｍｇを高濃度で
含むＡ１合金は微量のＳｉの存在により熱処理過程や熱
間圧延途中に、比較的粗大なＭｇ２５Ｌの金属間化合物
が生成する。しかＬＳ１１１Ａｌ地金の不可、避不純物
なので含有量を全く０％とするのは不可能で、できるだ
け減少させトにしても高品位地金を用いなければならず
コスト高となってしまう。 このＭｇ２５Ｉ金属間化合物は、硬くて非常に脆い性質
が有り、このためＡｌ−ｋｉｎ系の晶出物に比較して、
成形加工時の割れの起点となりやすいなど特に成形時に
悪影響を及ぼす。 本発明はこの合金系でＭｇ２Ｓｉの粗大な金属間化合物
の生成を抑えることによって成形性を改良することを目
的とする。 ［１１１１を解決する為の手段］ 前記目的を達成するために発明者らが鋭意研究の結果到
達した本発明は、以下の通り構成される。 すなわち Ｍｇ３．５〜６ｗｊ％、Ｓｊ ０． ０１−００８ｗ
ｔ％、Ｍｎ＋Ｆｅ ｏ、 ２〜１、 ０ｗｔ％を
含有し、さらにＣｕ０．０５〜０．５ｗｔ％、ＺｎＯ，
ｏ５−０、 ５ｗｔ ％、 Ｃｒ０．０１−０．３
ｗｔ ％、 Ｚｒ ０． ０＋−０，３ｗ
ｔ ％、Ｖ’ Ｏ，’ ０’ １〜０．３ｗｔ％の
１種又は２種以上を含有し、残部Ａｌおよび不可避不純
物からなるアルミニウム合金鋳塊を５００〜５６０℃Ｘ
２Ｒ間以上の均熱・加熱を行ない、その後熱間圧延を施
して８ｍｍ以下の厚みでしかも圧延上がりの温度を３２
０℃以下に仕上げて、常法により冷延・焼鈍を施し、成
形加工用圧延板として使用する時の板の平行断面に於い
て全厚み中にＳμｍ以上のＭｇ２Ｓｉの金属間化合物が
しめる面積率が１％以下となることを特徴とする成形加
工に優れたアルミニウム合金板の製造方法 である。 【作用】 先ず、この発明のアルミニウム合金圧延板における成分
限定理由について説明する。 Ｍｇ；ＭｇはＣｕ、Ｓｉとの共存によりＧ、 Ｐゾー
ン、βＭｇ２５＋、βＭｇ２５＋あるいはＧＰ、 シ
ー ン、 Ｓ’ ＡｌｈＣｕＭｇ、 ＳＡｌ
２ＣｕＭｇといった析出過程を辿り析出するが、中間
相の析出段階では強度向上に寄与する。しかし高濃度Ｍ
ｇ合金系ではＭｇ２５＋の固溶量は少なく巨大金属間化
合物を生成しやすく成形性を著しく阻害する。しかしＭ
ｇ＄独でも固溶体強化に効果がある元素であるため高強
度用途には不可欠であり少なくすることは出来ない。Ｍ
ｇが３． ５ｗｔ％未満では本用途に遍する強度が得ら
れず６％を超えて添加した場合には、加工硬化しやすい
ことやμ間圧延性を著しく悪化させるので、Ｍｇの範囲
は３５〜６ｔｖｔ％とした。 Ｓｌ；Ｍｇ２５ｊ系化合物の析出過程でも時効硬化が期
待できることは良（知られている。しかし高濃度Ｍｇ合
金系ではＭｇｐＳｉの固溶量は少な（巨大金属間化合物
を生成しやすく成形性を著しく阻害する。従って含有し
ない方が良いがｓｌはＡｌ地金の不可避不純物であり含
有量をＯ，Ｏ］ｗｔ％未滴とするのは経済的な理由から
難しく、ｓＩ含有量が０．０８ｗｔ％を超えると本発明
によってもＭｇ２Ｓｉの巨大金属間化合物を生成を抑制
するのは難しい。 Ｍｎ及びＦｅ：Ｍｎｒｉ強度同上１こ寄与するとともに
Ｆｅとともに金属間化合物形成しその中にＳｉを固溶さ
せるかまたは、αＡｌ（Ｍｎ・Ｆｅ）Ｓ」の金属間化合
物を形成するためＭｇと結合するフリーの５皿を少なく
してＭ ｇ ２ Ｓｉ巨大金属開化合物の生成を抑制す
る働きがある。 Ｆｅは金属間化合物を形成してＳｉを取込むためＭｎと
同様Ｍｇと結合するフリーのＳｉを少なくしてＭｇ２Ｓ
ｉ巨大金属間化合物の生成を抑制する働きがある。従っ
て添加量はＭｎとの兼合で決りＦｅ＋Ｍｎが０．２％未
満ではその効果がなく、また１％を超えるとｓ＋［ｉｓ
１溶置装減らす効果は期待できるがそれ自体で形成する
金属間化合物が粗大となり成形性を阻害する。 Ｃｕ、 Ｚｎ、 Ｃｒ、 Ｚｒ、 Ｖ： 強
度向上に寄与する元素で１種又は２種以上含有させる。 Ｃｕ・Ｚｎは０４０５以上Ｑ、５ｗｔ％以下、Ｃｒ−Ｚ
ｒ−Ｖは０．０１以上０．３ｗｔ％以下ならば本発明の
効果を失わず強度向上に寄与する。 以上の各成分の残部はＡ１及び不可避不純物とすれば良
い。 なお通常のアルミニウム合金においては、鋳塊結晶粒微
細化の為にＴ１及びＢを微量添加することがあり、本発
明のアルミニウム合金圧延板においても微量のＴｉ、或
いはＢを含有しても良い。 但し、Ｔ１を添加する場合、Ｏ，０１ｗｔ％未満ではそ
の効果が得られず、０．２ｗＬ％を超えると初晶ＴｌＡ
ｌ３が晶出して成形性を阻害するから、ＴＩは００１〜
０．２ｗ＋％の範囲とすることが好ましい。又ＴＩと共
にＢを添加する場合、 ｌｐｐｍ未満ではその効果がな
く、５００ｐｐｍを超えるとＴｉＢｐの粗大粒子が混入
して成形性を害することから、Ｂは１〜５００ｐｐｍの
範囲とすることが好ましい。 さらに、高Ｍｇ合金では溶湯の酸化防止のためＢｅを１
〜２００ｐｐｍ添加することがあるが本願においても添
加するのが好ましい。 次に本発明における製造プロセスについて説明す る。 本発明の合金の様に８１の含有量が少ない場合には通常
の製法によってもＭｇ２Ｓｉの巨大金属間化合物の生成
が少なくはなるが、成形性に悪影響をおよぼす程度には
析出する。 本発明の場合はＭｎ、 ＦｅといったＳｌを取込んで金
属間化合物を生成する元素を含むため、同日出願の発明
の様に熱間圧延途中で一定温度以上での保持・再加熱す
る必要はない。 その後の熱間圧延を施し、上がりの板厚で８ｍｍ以下と
して温度を３２０℃以下とすれば良い。 先ず、前記した合金組成を有するアルミニウム合金鋳塊
を常法に従ってり、Ｃ鋳造法により作製す る。 次いでその鋳塊に対して、５００〜ｂ ２時間以上の均熱・加熱を施す。５００℃未満の温度で
は熱間圧延時の圧延性が低下し、また高濃度Ｍｇ合金系
ではＭｇ２Ｓｉの固溶量が少なくなってしまう、ただし
５６０℃以上では表面酸化が進むこと、さらにＡｌＭｎ
Ｆｅ系の金属間化合物が成長して粗大化することなどか
らこの温度範囲とした。なお、Ｍｇｐｓｊの粗大な金属
間化合物を減らして、固溶させる為には５００℃以上が
好ましいＯ その後熱間圧延を施すが、８ｍｍ以下の厚みでかつ３２
０℃り下に仕上げる。なぜならば、Ｍｇ２５１の析出は
３３０〜４５０℃で最も促進され粗大化しやすい。従っ
て、熱延上がりの様にその温度で最も長時間保持される
状態では３３０”Ｃ未満の湿度とする必要が有るので上
がり湿度を３２０℃以下としたのである。また熱間圧延
の上がりの板厚を８ｍｍ以下としたのはその後の冷間圧
延時の作業性を考慮したにすぎない。このようにして得
られた圧延板は”ｇ２ｓｉの巨大金属間化合物はす く
な い。 その後常法にしたがって冷間加工、焼鈍等を行ない成形
加工用途として用いる。このとき３３０℃以上の焼鈍を
行なうときにはＣＡＬのような連続焼鈍法による方が箱
型焼鈍法によるよりＭｇ２５１の金属間化合物の粗大化
が防げる。 上記製法に依り得られた成形用アルミニウム合金板は最
終板の平行断面の観察に於いて全厚み中に５μｍ以上の
Ｍｇ２５＋の金属間化合物が占める面積率が１％以下と
なり、深絞り加工、曲げ加工や張り出し加工にすぐれ、
特に局部的な張り出し成形時に割れの発生を低く抑えた
材料となる。
含むＡ１合金は微量のＳｉの存在により熱処理過程や熱
間圧延途中に、比較的粗大なＭｇ２５Ｌの金属間化合物
が生成する。しかＬＳ１１１Ａｌ地金の不可、避不純物
なので含有量を全く０％とするのは不可能で、できるだ
け減少させトにしても高品位地金を用いなければならず
コスト高となってしまう。 このＭｇ２５Ｉ金属間化合物は、硬くて非常に脆い性質
が有り、このためＡｌ−ｋｉｎ系の晶出物に比較して、
成形加工時の割れの起点となりやすいなど特に成形時に
悪影響を及ぼす。 本発明はこの合金系でＭｇ２Ｓｉの粗大な金属間化合物
の生成を抑えることによって成形性を改良することを目
的とする。 ［１１１１を解決する為の手段］ 前記目的を達成するために発明者らが鋭意研究の結果到
達した本発明は、以下の通り構成される。 すなわち Ｍｇ３．５〜６ｗｊ％、Ｓｊ ０． ０１−００８ｗ
ｔ％、Ｍｎ＋Ｆｅ ｏ、 ２〜１、 ０ｗｔ％を
含有し、さらにＣｕ０．０５〜０．５ｗｔ％、ＺｎＯ，
ｏ５−０、 ５ｗｔ ％、 Ｃｒ０．０１−０．３
ｗｔ ％、 Ｚｒ ０． ０＋−０，３ｗ
ｔ ％、Ｖ’ Ｏ，’ ０’ １〜０．３ｗｔ％の
１種又は２種以上を含有し、残部Ａｌおよび不可避不純
物からなるアルミニウム合金鋳塊を５００〜５６０℃Ｘ
２Ｒ間以上の均熱・加熱を行ない、その後熱間圧延を施
して８ｍｍ以下の厚みでしかも圧延上がりの温度を３２
０℃以下に仕上げて、常法により冷延・焼鈍を施し、成
形加工用圧延板として使用する時の板の平行断面に於い
て全厚み中にＳμｍ以上のＭｇ２Ｓｉの金属間化合物が
しめる面積率が１％以下となることを特徴とする成形加
工に優れたアルミニウム合金板の製造方法 である。 【作用】 先ず、この発明のアルミニウム合金圧延板における成分
限定理由について説明する。 Ｍｇ；ＭｇはＣｕ、Ｓｉとの共存によりＧ、 Ｐゾー
ン、βＭｇ２５＋、βＭｇ２５＋あるいはＧＰ、 シ
ー ン、 Ｓ’ ＡｌｈＣｕＭｇ、 ＳＡｌ
２ＣｕＭｇといった析出過程を辿り析出するが、中間
相の析出段階では強度向上に寄与する。しかし高濃度Ｍ
ｇ合金系ではＭｇ２５＋の固溶量は少なく巨大金属間化
合物を生成しやすく成形性を著しく阻害する。しかしＭ
ｇ＄独でも固溶体強化に効果がある元素であるため高強
度用途には不可欠であり少なくすることは出来ない。Ｍ
ｇが３． ５ｗｔ％未満では本用途に遍する強度が得ら
れず６％を超えて添加した場合には、加工硬化しやすい
ことやμ間圧延性を著しく悪化させるので、Ｍｇの範囲
は３５〜６ｔｖｔ％とした。 Ｓｌ；Ｍｇ２５ｊ系化合物の析出過程でも時効硬化が期
待できることは良（知られている。しかし高濃度Ｍｇ合
金系ではＭｇｐＳｉの固溶量は少な（巨大金属間化合物
を生成しやすく成形性を著しく阻害する。従って含有し
ない方が良いがｓｌはＡｌ地金の不可避不純物であり含
有量をＯ，Ｏ］ｗｔ％未滴とするのは経済的な理由から
難しく、ｓＩ含有量が０．０８ｗｔ％を超えると本発明
によってもＭｇ２Ｓｉの巨大金属間化合物を生成を抑制
するのは難しい。 Ｍｎ及びＦｅ：Ｍｎｒｉ強度同上１こ寄与するとともに
Ｆｅとともに金属間化合物形成しその中にＳｉを固溶さ
せるかまたは、αＡｌ（Ｍｎ・Ｆｅ）Ｓ」の金属間化合
物を形成するためＭｇと結合するフリーの５皿を少なく
してＭ ｇ ２ Ｓｉ巨大金属開化合物の生成を抑制す
る働きがある。 Ｆｅは金属間化合物を形成してＳｉを取込むためＭｎと
同様Ｍｇと結合するフリーのＳｉを少なくしてＭｇ２Ｓ
ｉ巨大金属間化合物の生成を抑制する働きがある。従っ
て添加量はＭｎとの兼合で決りＦｅ＋Ｍｎが０．２％未
満ではその効果がなく、また１％を超えるとｓ＋［ｉｓ
１溶置装減らす効果は期待できるがそれ自体で形成する
金属間化合物が粗大となり成形性を阻害する。 Ｃｕ、 Ｚｎ、 Ｃｒ、 Ｚｒ、 Ｖ： 強
度向上に寄与する元素で１種又は２種以上含有させる。 Ｃｕ・Ｚｎは０４０５以上Ｑ、５ｗｔ％以下、Ｃｒ−Ｚ
ｒ−Ｖは０．０１以上０．３ｗｔ％以下ならば本発明の
効果を失わず強度向上に寄与する。 以上の各成分の残部はＡ１及び不可避不純物とすれば良
い。 なお通常のアルミニウム合金においては、鋳塊結晶粒微
細化の為にＴ１及びＢを微量添加することがあり、本発
明のアルミニウム合金圧延板においても微量のＴｉ、或
いはＢを含有しても良い。 但し、Ｔ１を添加する場合、Ｏ，０１ｗｔ％未満ではそ
の効果が得られず、０．２ｗＬ％を超えると初晶ＴｌＡ
ｌ３が晶出して成形性を阻害するから、ＴＩは００１〜
０．２ｗ＋％の範囲とすることが好ましい。又ＴＩと共
にＢを添加する場合、 ｌｐｐｍ未満ではその効果がな
く、５００ｐｐｍを超えるとＴｉＢｐの粗大粒子が混入
して成形性を害することから、Ｂは１〜５００ｐｐｍの
範囲とすることが好ましい。 さらに、高Ｍｇ合金では溶湯の酸化防止のためＢｅを１
〜２００ｐｐｍ添加することがあるが本願においても添
加するのが好ましい。 次に本発明における製造プロセスについて説明す る。 本発明の合金の様に８１の含有量が少ない場合には通常
の製法によってもＭｇ２Ｓｉの巨大金属間化合物の生成
が少なくはなるが、成形性に悪影響をおよぼす程度には
析出する。 本発明の場合はＭｎ、 ＦｅといったＳｌを取込んで金
属間化合物を生成する元素を含むため、同日出願の発明
の様に熱間圧延途中で一定温度以上での保持・再加熱す
る必要はない。 その後の熱間圧延を施し、上がりの板厚で８ｍｍ以下と
して温度を３２０℃以下とすれば良い。 先ず、前記した合金組成を有するアルミニウム合金鋳塊
を常法に従ってり、Ｃ鋳造法により作製す る。 次いでその鋳塊に対して、５００〜ｂ ２時間以上の均熱・加熱を施す。５００℃未満の温度で
は熱間圧延時の圧延性が低下し、また高濃度Ｍｇ合金系
ではＭｇ２Ｓｉの固溶量が少なくなってしまう、ただし
５６０℃以上では表面酸化が進むこと、さらにＡｌＭｎ
Ｆｅ系の金属間化合物が成長して粗大化することなどか
らこの温度範囲とした。なお、Ｍｇｐｓｊの粗大な金属
間化合物を減らして、固溶させる為には５００℃以上が
好ましいＯ その後熱間圧延を施すが、８ｍｍ以下の厚みでかつ３２
０℃り下に仕上げる。なぜならば、Ｍｇ２５１の析出は
３３０〜４５０℃で最も促進され粗大化しやすい。従っ
て、熱延上がりの様にその温度で最も長時間保持される
状態では３３０”Ｃ未満の湿度とする必要が有るので上
がり湿度を３２０℃以下としたのである。また熱間圧延
の上がりの板厚を８ｍｍ以下としたのはその後の冷間圧
延時の作業性を考慮したにすぎない。このようにして得
られた圧延板は”ｇ２ｓｉの巨大金属間化合物はす く
な い。 その後常法にしたがって冷間加工、焼鈍等を行ない成形
加工用途として用いる。このとき３３０℃以上の焼鈍を
行なうときにはＣＡＬのような連続焼鈍法による方が箱
型焼鈍法によるよりＭｇ２５１の金属間化合物の粗大化
が防げる。 上記製法に依り得られた成形用アルミニウム合金板は最
終板の平行断面の観察に於いて全厚み中に５μｍ以上の
Ｍｇ２５＋の金属間化合物が占める面積率が１％以下と
なり、深絞り加工、曲げ加工や張り出し加工にすぐれ、
特に局部的な張り出し成形時に割れの発生を低く抑えた
材料となる。
第１表に示す合金組成を持つ、４００ｍｍ厚さのＤＣ鋳
塊にだいし、第２表に示すような条件で加熱及び熱間圧
延を行い、中間焼鈍をＣＡＬとしてその後冷間圧延を行
って最終板厚とした。その後最終焼鈍を製法Ｂのみに施
しその他の製法の材料は最終焼鈍を施していない。また
本材料の代表的な用途は缶蓋材であるので、焼付塗装相
当のべ−キング（２７０℃×２０秒）を施して性能を調
べ第３表に示した。またこの時の５μｍ以上のＭｇ２Ｓ
ｉの面積率を第２表に示しである。 ＡとＢは請求の範囲の２．の発明例で、Ｃは熱延上り湿
度が３４０℃と高い場合で、Ｄは加熱温度が４８０℃と
低い場合で、各々比較例とした。 Ｅ、 Ｆ及びＧは、請求項１の製法で、熱延途中にＭ
ｇ２５Ｉの溶解操作を施した材料であるが、ＧはＳｉの
添加量を増やして成分範囲が外れている。 Ｇは一般的に用いられている材料である。 第３表の性能で比較すると、耐力値はほぼ同程度でも、
本発明による製法でえられる材料は５μｍ以上のＭｇｐ
Ｓ＋の面積率の少なくなり、張出し性（エリクセン、局
部張出性）及び曲げ性に於いて優れている事がわかる。 しかしＧのようにＳｉ含有量が多い場合では熱延の途中
に加熱を施しても５μｍ以上のＭｇ２５＋の面積率は少
なくならずに、成形性は劣る結果となる。 また本発明側中でもＢの最終焼鈍を施した場合が最も特
性が良くなっている。これは最終焼鈍による時効硬化を
促進させた結果、中間焼鈍後の冷間圧延率が減らせるた
めに成形性が良くなったものである。このように低温（
２５０℃以下）の最終焼鈍を施すことにより、＾１−Ｃ
ｕ−Ｍｇ及び５μｍより微細なＭｇ−５ｉ系の析出物等
の析出を促進させることや、適度な歪の回復を達成する
ことにより、ベー牛ノグ後の特性が向上する場合が有る
。 更に中間焼鈍をバッチタイプとしても３２０℃以下であ
れば、本発明により得られる材料は、従来のバッチタイ
プの製法でえられた材料に比較して性能は良好になる。 すなわち、中間焼鈍だけバッチタイプで３１５℃×２時
間で施しそれ以外は製造符号Ａ、 Ｂと同じ工程をと
ったものは５μｍ以上のＭｇ２Ｓｉの面積率はそれぞれ
０． ４，０． ４％であり良好な局部張り出し性、曲
げ性を有する。ただし、中間焼鈍をＣＡＬで行った場合
とくらべ引張り強さは約’ Ｋｇｆ／ｍ１２さがる。 第１表 合金組成（単位；ｗｔ％） 第３表 塗装焼付相当熱処理（２７０℃ｘ２０ｓｅｃ、
）後性能表傘１． 限界曲げは、Ｏ１〜０．３５ｍｄ
で、０．０５ｍｍＲ刻みの板に沿わせて曲げた時、われ
の発生しないＲを限界曲げとした。 中２・ 】Ｒ１２φポンチ、５ｍｍφダイス使用。 潤滑は、ＷＡＸ塗布。 以下余白
塊にだいし、第２表に示すような条件で加熱及び熱間圧
延を行い、中間焼鈍をＣＡＬとしてその後冷間圧延を行
って最終板厚とした。その後最終焼鈍を製法Ｂのみに施
しその他の製法の材料は最終焼鈍を施していない。また
本材料の代表的な用途は缶蓋材であるので、焼付塗装相
当のべ−キング（２７０℃×２０秒）を施して性能を調
べ第３表に示した。またこの時の５μｍ以上のＭｇ２Ｓ
ｉの面積率を第２表に示しである。 ＡとＢは請求の範囲の２．の発明例で、Ｃは熱延上り湿
度が３４０℃と高い場合で、Ｄは加熱温度が４８０℃と
低い場合で、各々比較例とした。 Ｅ、 Ｆ及びＧは、請求項１の製法で、熱延途中にＭ
ｇ２５Ｉの溶解操作を施した材料であるが、ＧはＳｉの
添加量を増やして成分範囲が外れている。 Ｇは一般的に用いられている材料である。 第３表の性能で比較すると、耐力値はほぼ同程度でも、
本発明による製法でえられる材料は５μｍ以上のＭｇｐ
Ｓ＋の面積率の少なくなり、張出し性（エリクセン、局
部張出性）及び曲げ性に於いて優れている事がわかる。 しかしＧのようにＳｉ含有量が多い場合では熱延の途中
に加熱を施しても５μｍ以上のＭｇ２５＋の面積率は少
なくならずに、成形性は劣る結果となる。 また本発明側中でもＢの最終焼鈍を施した場合が最も特
性が良くなっている。これは最終焼鈍による時効硬化を
促進させた結果、中間焼鈍後の冷間圧延率が減らせるた
めに成形性が良くなったものである。このように低温（
２５０℃以下）の最終焼鈍を施すことにより、＾１−Ｃ
ｕ−Ｍｇ及び５μｍより微細なＭｇ−５ｉ系の析出物等
の析出を促進させることや、適度な歪の回復を達成する
ことにより、ベー牛ノグ後の特性が向上する場合が有る
。 更に中間焼鈍をバッチタイプとしても３２０℃以下であ
れば、本発明により得られる材料は、従来のバッチタイ
プの製法でえられた材料に比較して性能は良好になる。 すなわち、中間焼鈍だけバッチタイプで３１５℃×２時
間で施しそれ以外は製造符号Ａ、 Ｂと同じ工程をと
ったものは５μｍ以上のＭｇ２Ｓｉの面積率はそれぞれ
０． ４，０． ４％であり良好な局部張り出し性、曲
げ性を有する。ただし、中間焼鈍をＣＡＬで行った場合
とくらべ引張り強さは約’ Ｋｇｆ／ｍ１２さがる。 第１表 合金組成（単位；ｗｔ％） 第３表 塗装焼付相当熱処理（２７０℃ｘ２０ｓｅｃ、
）後性能表傘１． 限界曲げは、Ｏ１〜０．３５ｍｄ
で、０．０５ｍｍＲ刻みの板に沿わせて曲げた時、われ
の発生しないＲを限界曲げとした。 中２・ 】Ｒ１２φポンチ、５ｍｍφダイス使用。 潤滑は、ＷＡＸ塗布。 以下余白
本発明によれば、成形加工時の割れの起点となりやすい
など特に成形時に悪影響を及ぼすＭｇ２５ｊの粗大な金
属間化合物の生成を抑えることができる。よって薄肉化
が進みよりきびしい成形性の要求される缶胴や缶蓋等の
缶材等に好適に用いることができる。 以上
など特に成形時に悪影響を及ぼすＭｇ２５ｊの粗大な金
属間化合物の生成を抑えることができる。よって薄肉化
が進みよりきびしい成形性の要求される缶胴や缶蓋等の
缶材等に好適に用いることができる。 以上
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、Ｍｇ３．５〜６ｗｔ％、Ｓｉ０．０１ 〜０．０８ｗｔ％、Ｍｎ＋Ｆｅ０．２〜 １．０ｗ％を含有し、さらにＣｕ０．０５ 〜０．５ｗｔ％、Ｚｎ０．０５〜０．５ｗｔ％、Ｃｒ０
．０１〜０．３ｗｔ％、Ｚｒ０．０１〜０．３ｗ％、Ｖ
０．０１〜０．３ｗ ｔ％の１種又は２種以上を含有し、残部Ａｌおよび不可
避不純物からなるアルミニウム合金鋳塊を５００〜５６
０℃×２時間以上の均熱・加熱を行ない、その後熱間圧
延を施して８ｍｍ以下の厚みでしかも圧延上がりの温度
を３２０℃以下に仕上げて、常法により冷延・焼鈍を施
し、成形加工用圧延板として使用する時の板の平行断面
に於いて全厚み中に５μｍ以上のＭｇ＿２Ｓｉの金属間
化合物がしめる面積率が１％以下となることを特徴とす
る成形加工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 |
|---|---|---|---|
| JP33650690A JPH04202748A (ja) | 1990-11-30 | 1990-11-30 | 成形加工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 |
|---|---|---|---|
| JP33650690A JPH04202748A (ja) | 1990-11-30 | 1990-11-30 | 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04202748A true JPH04202748A (ja) | 1992-07-23 |
Family
ID=18299838
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33650690A Pending JPH04202748A (ja) | 1990-11-30 | 1990-11-30 | 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH04202748A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0823489A1 (fr) * | 1996-08-06 | 1998-02-11 | Pechiney Rhenalu | Produit pour construction soudée en alliage AlMgMn à tenue à la corrosion améliorée |
-
1990
- 1990-11-30 JP JP33650690A patent/JPH04202748A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0823489A1 (fr) * | 1996-08-06 | 1998-02-11 | Pechiney Rhenalu | Produit pour construction soudée en alliage AlMgMn à tenue à la corrosion améliorée |
| FR2752244A1 (fr) * | 1996-08-06 | 1998-02-13 | Pechiney Rhenalu | Produit pour construction soudee en alliage almgmn a tenue a la corrosion amelioree |
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