JPH05271835A - 強度と延性に優れたアルミニウム合金材とその製造方法 - Google Patents
強度と延性に優れたアルミニウム合金材とその製造方法Info
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- JPH05271835A JPH05271835A JP10245592A JP10245592A JPH05271835A JP H05271835 A JPH05271835 A JP H05271835A JP 10245592 A JP10245592 A JP 10245592A JP 10245592 A JP10245592 A JP 10245592A JP H05271835 A JPH05271835 A JP H05271835A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】従来のＡｌ−Ｍｇ合金材の局部伸びを改善し、
強度と延性とともに局部伸びに優れた成形用アルミニウ
ム合金材とその製造方法を提供する。 【構成】Ｍｇ２〜１０wt％を含有し、Ｆｅ ０．０１〜
０．１５wt％、Ｓｉ≦０．１５wt％、かつＦｅ（wt％）
／Ｓｉ（wt％）≦１．４に規制し、残部がその他の不可
避的不純物とＡｌよりなり、板表面から見た再結晶粒の
平均粒径が２０〜１２０μｍであり、局部伸びが５％以
上である強度と延性に優れたアルミニウム合金材。この
アルミニウム合金材の製造は上記組成のアルミニウム合
金鋳塊を４５０〜６００℃の温度で１時間以上均質化処
理した後熱間圧延処理し、その後の最終圧延率が２０％
以上となるような冷間圧延を施した後に４００〜５６０
℃の温度で１２０秒以下の高温短時間焼鈍を施して、板
表面から見た再結晶粒の平均粒径を２０〜１２０μｍと
し、局部伸びを５％以上とすることにより行われる。
強度と延性とともに局部伸びに優れた成形用アルミニウ
ム合金材とその製造方法を提供する。 【構成】Ｍｇ２〜１０wt％を含有し、Ｆｅ ０．０１〜
０．１５wt％、Ｓｉ≦０．１５wt％、かつＦｅ（wt％）
／Ｓｉ（wt％）≦１．４に規制し、残部がその他の不可
避的不純物とＡｌよりなり、板表面から見た再結晶粒の
平均粒径が２０〜１２０μｍであり、局部伸びが５％以
上である強度と延性に優れたアルミニウム合金材。この
アルミニウム合金材の製造は上記組成のアルミニウム合
金鋳塊を４５０〜６００℃の温度で１時間以上均質化処
理した後熱間圧延処理し、その後の最終圧延率が２０％
以上となるような冷間圧延を施した後に４００〜５６０
℃の温度で１２０秒以下の高温短時間焼鈍を施して、板
表面から見た再結晶粒の平均粒径を２０〜１２０μｍと
し、局部伸びを５％以上とすることにより行われる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は自動車用のボディパネ
ル、エアクリーナ、オイルタンクなどの如く、強度と成
形性を要求される成形加工品に使用されるアルミニウム
合金材とその製造方法に関する。
ル、エアクリーナ、オイルタンクなどの如く、強度と成
形性を要求される成形加工品に使用されるアルミニウム
合金材とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来一般に自動車用ボディパネルなどの
成形用板材としては冷延鋼板が多用されていたが、最近
では自動車の車体を軽量化してその燃費を改善するた
め、アルミニウム合金板を使用する要望が強まってい
る。このような用途に使用されるアルミニウム合金板と
しては、Ａｌ−Ｍｇ系の５０５２合金Ｏ材や、５１８２
合金Ｏ材、あるいはＡｌ−Ｃｕ系の２０３６合金Ｔ４
材、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の６００９合金Ｔ４材、６０１
０合金Ｔ４材などがある。この内、Ａｌ−Ｍｇ系の合金
は成形性と強度が共に優れるのできびしい成形をうける
部材にしばしば用いられている。Ａｌ−Ｍｇ合金板は通
常、鋳造→均質化処理→熱間圧延→冷間圧延→焼鈍とい
う工程で製造される。必要に応じて冷間圧延の途中に中
間焼鈍を施すこともある。なお、板の平坦性が特に要求
される場合は、焼鈍の後にテンションレベラー、ローラ
ーレベラー、スキンパス圧延等の手段により整直矯正が
施されることもある。
成形用板材としては冷延鋼板が多用されていたが、最近
では自動車の車体を軽量化してその燃費を改善するた
め、アルミニウム合金板を使用する要望が強まってい
る。このような用途に使用されるアルミニウム合金板と
しては、Ａｌ−Ｍｇ系の５０５２合金Ｏ材や、５１８２
合金Ｏ材、あるいはＡｌ−Ｃｕ系の２０３６合金Ｔ４
材、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の６００９合金Ｔ４材、６０１
０合金Ｔ４材などがある。この内、Ａｌ−Ｍｇ系の合金
は成形性と強度が共に優れるのできびしい成形をうける
部材にしばしば用いられている。Ａｌ−Ｍｇ合金板は通
常、鋳造→均質化処理→熱間圧延→冷間圧延→焼鈍とい
う工程で製造される。必要に応じて冷間圧延の途中に中
間焼鈍を施すこともある。なお、板の平坦性が特に要求
される場合は、焼鈍の後にテンションレベラー、ローラ
ーレベラー、スキンパス圧延等の手段により整直矯正が
施されることもある。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】上記従来のＡｌ−Ｍｇ
合金板は、アルミニウム合金としては延性、とくに均一
伸びが大きく従って張出し、曲げ、伸びフランジ加工な
どの成形性が優れているが、冷延鋼板に比べた場合その
成形性はまだ不十分であり、とくに局部的な凹凸形状を
有する自動車のインナーパネルなどにプレス成形すると
割れが発生しやすいという欠点がある。これは従来のＡ
ｌ−Ｍｇ合金板は局部伸びが非常に小さいために、成形
時にわずかなくびれ（板厚減少）が発生すると急激に変
形が集中し、破断してしまうためである。なお、均一伸
びとは引張試験における最大荷重点までの伸びを、局部
伸びとは最大荷重点から破断までの伸びを言う。
合金板は、アルミニウム合金としては延性、とくに均一
伸びが大きく従って張出し、曲げ、伸びフランジ加工な
どの成形性が優れているが、冷延鋼板に比べた場合その
成形性はまだ不十分であり、とくに局部的な凹凸形状を
有する自動車のインナーパネルなどにプレス成形すると
割れが発生しやすいという欠点がある。これは従来のＡ
ｌ−Ｍｇ合金板は局部伸びが非常に小さいために、成形
時にわずかなくびれ（板厚減少）が発生すると急激に変
形が集中し、破断してしまうためである。なお、均一伸
びとは引張試験における最大荷重点までの伸びを、局部
伸びとは最大荷重点から破断までの伸びを言う。
【０００４】一方、１１００合金などの純アルミ板や、
３００３合金などのＡｌ−Ｍｎ合金板は局部伸びが大き
いために成形性は良好であるが、強度が低いために自動
車車体等には使用できないという欠点がある。
３００３合金などのＡｌ−Ｍｎ合金板は局部伸びが大き
いために成形性は良好であるが、強度が低いために自動
車車体等には使用できないという欠点がある。
【０００５】本発明は上記の事情を鑑みてなされたもの
であって、従来のＡｌ−Ｍｇ合金板の局部伸びを改善
し、強度と延性に共に優れた成形用アルミニウム合金材
とその製造方法を提供することを目的とする。
であって、従来のＡｌ−Ｍｇ合金板の局部伸びを改善
し、強度と延性に共に優れた成形用アルミニウム合金材
とその製造方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の上記目的は
（１）Ｍｇ２〜１０wt％を含有し、Ｆｅ ０．０１〜
０．１５wt％、Ｓｉ≦０．１５wt％、かつＦｅ（wt％）
／Ｓｉ（wt％）≦１．４に規制し、残部がその他の不可
避的不純物とＡｌよりなり、板表面から見た再結晶粒の
平均粒径が２０〜１２０μｍであり、局部伸びが５％以
上であることを特徴とする強度と延性に優れたアルミニ
ウム合金材、（２）Ｍｇ２〜１０wt％を含有し、Ｆｅ
０．０１〜０．１５wt％、Ｓｉ≦０．１５wt％、かつＦ
ｅ（wt％）／Ｓｉ（wt％）≦１．４に規制し、残部がそ
の他の不可避的不純物とＡｌよりなるアルミニウム合金
鋳塊を４５０〜６００℃の温度で１時間以上均質化処理
した後熱間圧延処理し、その後の最終圧延率が２０％以
上となるような冷間圧延を施した後に４００〜５６０℃
の温度で１２０秒以下の高温短時間焼鈍を施して、板表
面から見た再結晶粒の平均粒径を２０〜１２０μｍと
し、局部伸びが５％以上とすることを特徴とする強度と
延性に優れたアルミニウム合金材の製造方法、によって
達成された。
（１）Ｍｇ２〜１０wt％を含有し、Ｆｅ ０．０１〜
０．１５wt％、Ｓｉ≦０．１５wt％、かつＦｅ（wt％）
／Ｓｉ（wt％）≦１．４に規制し、残部がその他の不可
避的不純物とＡｌよりなり、板表面から見た再結晶粒の
平均粒径が２０〜１２０μｍであり、局部伸びが５％以
上であることを特徴とする強度と延性に優れたアルミニ
ウム合金材、（２）Ｍｇ２〜１０wt％を含有し、Ｆｅ
０．０１〜０．１５wt％、Ｓｉ≦０．１５wt％、かつＦ
ｅ（wt％）／Ｓｉ（wt％）≦１．４に規制し、残部がそ
の他の不可避的不純物とＡｌよりなるアルミニウム合金
鋳塊を４５０〜６００℃の温度で１時間以上均質化処理
した後熱間圧延処理し、その後の最終圧延率が２０％以
上となるような冷間圧延を施した後に４００〜５６０℃
の温度で１２０秒以下の高温短時間焼鈍を施して、板表
面から見た再結晶粒の平均粒径を２０〜１２０μｍと
し、局部伸びが５％以上とすることを特徴とする強度と
延性に優れたアルミニウム合金材の製造方法、によって
達成された。
【０００７】
【作用】まず、この本発明における合金成分の限定理由
につき説明する。Ｍｇは強度を付与するために添加す
る。Ｍｇが２wt％未満では強度が不足し自動車ボディ用
等として不適当である。一方、１０wt％を越えると圧延
性が低下し製造困難となる。
につき説明する。Ｍｇは強度を付与するために添加す
る。Ｍｇが２wt％未満では強度が不足し自動車ボディ用
等として不適当である。一方、１０wt％を越えると圧延
性が低下し製造困難となる。
【０００８】Ｆｅは通常地金に不純物として含有され、
固溶限がきわめて低いためその大部分はＡｌ−Ｆｅ系、
ないしＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の金属間化合物として晶出、
析出する。これらの金属間化合物は変形をうけるとＡｌ
マトリクスと剥離し、微小な空隙（ボイド）の発生原因
となるため、局部伸びを低下させる。従ってＦｅの含有
量はなるべく少なく制限する方がよいのであるが、Ｆｅ
には同時に粗大再結晶粒の生成を抑制する効果があるた
め、０．０１wt％以上含有することが必要である。０．
１５wt％を越えると上記金属間化合物の生成量が多くな
り、局部伸びが低下する。
固溶限がきわめて低いためその大部分はＡｌ−Ｆｅ系、
ないしＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の金属間化合物として晶出、
析出する。これらの金属間化合物は変形をうけるとＡｌ
マトリクスと剥離し、微小な空隙（ボイド）の発生原因
となるため、局部伸びを低下させる。従ってＦｅの含有
量はなるべく少なく制限する方がよいのであるが、Ｆｅ
には同時に粗大再結晶粒の生成を抑制する効果があるた
め、０．０１wt％以上含有することが必要である。０．
１５wt％を越えると上記金属間化合物の生成量が多くな
り、局部伸びが低下する。
【０００９】Ｓｉはやはり地金に不純物として含有され
るが、０．１５wt％を越えるとＭｇ2 Ｓｉを形成してＭ
ｇ固溶量を低下させ強度が低下するとともに、上記Ａｌ
−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物の生成量が多くなり局部伸
びが低下する。
るが、０．１５wt％を越えるとＭｇ2 Ｓｉを形成してＭ
ｇ固溶量を低下させ強度が低下するとともに、上記Ａｌ
−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物の生成量が多くなり局部伸
びが低下する。
【００１０】ＦｅとＳｉはＦｅ（wt％）／Ｓｉ（wt％）
≦１．４になるように規制するが、これは同比率が１．
４を越えるとＡｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の金属
間化合物が粗大化する傾向があり、局部伸びを劣化させ
る程度が大であるためである。
≦１．４になるように規制するが、これは同比率が１．
４を越えるとＡｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の金属
間化合物が粗大化する傾向があり、局部伸びを劣化させ
る程度が大であるためである。
【００１１】本発明合金材において、その他の不可避的
不純物としてＣｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｔｉ、
Ｂ、Ｂｅなどがあるが、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｔｉ
は各々０．１wt％以下、Ｃｕは０．０５wt％未満、Ｂは
５００ｐｐｍ以下、Ｂｅは５０ｐｐｍ以下の含有であれ
ば特に問題はない。
不純物としてＣｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｔｉ、
Ｂ、Ｂｅなどがあるが、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｔｉ
は各々０．１wt％以下、Ｃｕは０．０５wt％未満、Ｂは
５００ｐｐｍ以下、Ｂｅは５０ｐｐｍ以下の含有であれ
ば特に問題はない。
【００１２】次に本発明のアルミニウム合金材の製造条
件の限定理由について説明する。まず、上述のような成
分組成のアルミニウム合金の鋳塊に対して、４５０〜６
００℃の範囲の温度で１時間以上の均質化処理を行う。
この均質化処理により溶質原子の分布均一化を図り、強
度、延性の向上、及び焼鈍後の組織を均一化することが
できる。その温度が４５０℃未満、時間が１時間未満で
は効果が不十分であり、６００℃を越えるとバーニング
を生じるおそれがある。
件の限定理由について説明する。まず、上述のような成
分組成のアルミニウム合金の鋳塊に対して、４５０〜６
００℃の範囲の温度で１時間以上の均質化処理を行う。
この均質化処理により溶質原子の分布均一化を図り、強
度、延性の向上、及び焼鈍後の組織を均一化することが
できる。その温度が４５０℃未満、時間が１時間未満で
は効果が不十分であり、６００℃を越えるとバーニング
を生じるおそれがある。
【００１３】均質化処理後、常法に従って熱間圧延、冷
間圧延を施し、所要の板厚とする。なお、冷間圧延の途
中に必要に応じて中間焼鈍を施してもよい。ただし、最
終冷間圧延率は２０％以上とする必要がある。これは続
く高温短時間焼鈍における再結晶粒の平均粒径を１２０
μｍ以下とするためであり、最終冷間圧延率が低いと再
結晶粒が粗大化しやすい。
間圧延を施し、所要の板厚とする。なお、冷間圧延の途
中に必要に応じて中間焼鈍を施してもよい。ただし、最
終冷間圧延率は２０％以上とする必要がある。これは続
く高温短時間焼鈍における再結晶粒の平均粒径を１２０
μｍ以下とするためであり、最終冷間圧延率が低いと再
結晶粒が粗大化しやすい。
【００１４】最後に連続焼鈍炉（ＣＡＬ）などにより、
４００〜５６０℃の温度で１２０秒以下の高温短時間焼
鈍を施し、板表面から見た再結晶粒の平均粒径が２０〜
１２０μｍとなるように再結晶させる。ここで再結晶粒
径を上記の如く制限した理由を説明する。再結晶粒径が
２０μｍ未満であると本発明組成のようなＡｌ−Ｍｇ合
金では変形時にリューダースバンドが発生しやすく変形
が集中しやすいため、局部伸びが低下する。逆に再結晶
粒径が１２０μｍを越えると変形時に肌あれが生じ、や
はり局部伸びが低下すると共に成形品の美観を損なう。
４００〜５６０℃の温度で１２０秒以下の高温短時間焼
鈍を施し、板表面から見た再結晶粒の平均粒径が２０〜
１２０μｍとなるように再結晶させる。ここで再結晶粒
径を上記の如く制限した理由を説明する。再結晶粒径が
２０μｍ未満であると本発明組成のようなＡｌ−Ｍｇ合
金では変形時にリューダースバンドが発生しやすく変形
が集中しやすいため、局部伸びが低下する。逆に再結晶
粒径が１２０μｍを越えると変形時に肌あれが生じ、や
はり局部伸びが低下すると共に成形品の美観を損なう。
【００１５】このような理由で再結晶粒径は２０〜１２
０μｍの範囲とする必要があり、２０％以上の最終冷間
圧延後、連続焼鈍炉（ＣＡＬ）などにより、４００〜５
６０℃の温度で１２０秒以下の高温短時間焼鈍を施す。
加熱温度が４００℃未満では再結晶が不十分かあるいは
再結晶しても２０μｍ未満であり、５６０℃を越えるか
または加熱時間が１２０秒を越えると、再結晶粒が粗大
化し１２０μｍを越えるので、いずれも不適当である。
０μｍの範囲とする必要があり、２０％以上の最終冷間
圧延後、連続焼鈍炉（ＣＡＬ）などにより、４００〜５
６０℃の温度で１２０秒以下の高温短時間焼鈍を施す。
加熱温度が４００℃未満では再結晶が不十分かあるいは
再結晶しても２０μｍ未満であり、５６０℃を越えるか
または加熱時間が１２０秒を越えると、再結晶粒が粗大
化し１２０μｍを越えるので、いずれも不適当である。
【００１６】なお、最終焼鈍を従来の定置式のバッチ焼
鈍炉で行うと、通常、上記の高温短時間焼鈍ができず、
仮に再結晶粒径が２０〜１２０μｍの範囲であったとし
ても延性の異方性が大きい（とくに圧延方向の伸びが
小）、成形時にひずみ模様が発生しやすい、という問題
点があり、自動車車体用としては不適当である。
鈍炉で行うと、通常、上記の高温短時間焼鈍ができず、
仮に再結晶粒径が２０〜１２０μｍの範囲であったとし
ても延性の異方性が大きい（とくに圧延方向の伸びが
小）、成形時にひずみ模様が発生しやすい、という問題
点があり、自動車車体用としては不適当である。
【００１７】高温短時間焼鈍を施したのち、必要に応じ
てテンションレベラー、ローラーレベラー等の手段によ
り整直矯正を施しても良い。このようにして得られたア
ルミニウム合金材は強度に優れ、引張試験における局部
伸びが５％以上と優れるため、とくに局部的な凹凸形状
を有する自動車用のインナーパネル材として最適であ
る。
てテンションレベラー、ローラーレベラー等の手段によ
り整直矯正を施しても良い。このようにして得られたア
ルミニウム合金材は強度に優れ、引張試験における局部
伸びが５％以上と優れるため、とくに局部的な凹凸形状
を有する自動車用のインナーパネル材として最適であ
る。
【００１８】
【実施例】次に、本発明を実施例に基づいてさらに詳細
に説明する。 実施例１ 表１に示すＮo.１〜Ｎo.７の組成のアルミニウム合金を
常法に従いＤＣ鋳造し、５２０℃で２４時間の均質化処
理を施し、次いで板厚５ｍｍまで熱間圧延し、さらに板
厚１ｍｍまで冷間圧延した（冷間圧延率８０％）。次い
で連続焼鈍炉により５３０℃、１０秒間加熱して完全に
再結晶させ、その板表面から見た再結晶粒径の光顕観
察、引張試験（ＪＩＳ５号試験片、標点間距離５０ｍ
ｍ、試験方法はＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠）を行い、さ
らに実機プレス成形としてリアーホイールハウスを成形
し割れの有無を観察した。なお、引張試験において応力
ひずみ曲線（ＳＳカーブ）を測定し、同曲線にて最大荷
重を示す点までのひずみを均一伸び、最大荷重点から破
断に至るまでのひずみを局部伸び、これらを総和したも
のを全伸びとした。それらの結果を表２に示した。
に説明する。 実施例１ 表１に示すＮo.１〜Ｎo.７の組成のアルミニウム合金を
常法に従いＤＣ鋳造し、５２０℃で２４時間の均質化処
理を施し、次いで板厚５ｍｍまで熱間圧延し、さらに板
厚１ｍｍまで冷間圧延した（冷間圧延率８０％）。次い
で連続焼鈍炉により５３０℃、１０秒間加熱して完全に
再結晶させ、その板表面から見た再結晶粒径の光顕観
察、引張試験（ＪＩＳ５号試験片、標点間距離５０ｍ
ｍ、試験方法はＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠）を行い、さ
らに実機プレス成形としてリアーホイールハウスを成形
し割れの有無を観察した。なお、引張試験において応力
ひずみ曲線（ＳＳカーブ）を測定し、同曲線にて最大荷
重を示す点までのひずみを均一伸び、最大荷重点から破
断に至るまでのひずみを局部伸び、これらを総和したも
のを全伸びとした。それらの結果を表２に示した。
【００１９】表２から明らかなように、本発明組成のア
ルミニウム合金板Ｎo.１〜３は局部伸びが５％以上と大
きく、プレス成形性に優れている。これに対しＦｅ（wt
％）が少なく結晶粒径の大きいＮo.４、Ｆｅ（wt％）が
多いか、Ｆｅ（wt％）／Ｓｉ（wt％）の大きいアルミニ
ウム合金板Ｎo.５、６、７は局部伸びが小さく、プレス
成形性も劣ることがわかる。
ルミニウム合金板Ｎo.１〜３は局部伸びが５％以上と大
きく、プレス成形性に優れている。これに対しＦｅ（wt
％）が少なく結晶粒径の大きいＮo.４、Ｆｅ（wt％）が
多いか、Ｆｅ（wt％）／Ｓｉ（wt％）の大きいアルミニ
ウム合金板Ｎo.５、６、７は局部伸びが小さく、プレス
成形性も劣ることがわかる。
【００２０】
【表１】
【００２１】
【表２】
【００２２】実施例２ 実施例１のＮo.３の組成の合金鋳塊を表３に示す条件で
均質化、熱間圧延、中間焼鈍、冷間圧延、最終焼鈍を施
し、厚さ１ｍｍの板とした。これらについて実施例１と
同様の測定を行った結果を表４に示す。
均質化、熱間圧延、中間焼鈍、冷間圧延、最終焼鈍を施
し、厚さ１ｍｍの板とした。これらについて実施例１と
同様の測定を行った結果を表４に示す。
【００２３】表４より明らかなように、本発明の合金板
Ｎo.８〜１０は局部伸びが５％以上と大きく、プレス成
形性に優れている。これに対し、均質化処理温度、最終
冷間圧延率のはずれるＮo.１１、１２は局部伸びが劣る
か、肌荒れが発生する。最終焼鈍をバッチ炉で行ったＮ
o.１３は伸びが劣り、成形時にひずみ模様が発生した。
Ｎo.８〜１０は局部伸びが５％以上と大きく、プレス成
形性に優れている。これに対し、均質化処理温度、最終
冷間圧延率のはずれるＮo.１１、１２は局部伸びが劣る
か、肌荒れが発生する。最終焼鈍をバッチ炉で行ったＮ
o.１３は伸びが劣り、成形時にひずみ模様が発生した。
【００２４】
【表３】
【００２５】
【表４】
【００２６】
【発明の効果】このように本発明によれば、強度と延
性、特に局部伸びに優れ、プレス成形性に優れた成形用
アルミニウム合金材が得られ、工業上顕著な効果を奏す
るものである。
性、特に局部伸びに優れ、プレス成形性に優れた成形用
アルミニウム合金材が得られ、工業上顕著な効果を奏す
るものである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 坪田 孝弘 東京都千代田区丸の内２丁目６番１号 古 河アルミニウム工業株式会社内 (72)発明者 戸次 洋一郎 東京都千代田区丸の内２丁目６番１号 古 河アルミニウム工業株式会社内 (72)発明者 林 稔 東京都千代田区丸の内２丁目６番１号 古 河アルミニウム工業株式会社内
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｍｇ２〜１０wt％を含有し、Ｆｅ ０．
０１〜０．１５wt％、Ｓｉ≦０．１５wt％、かつＦｅ
（wt％）／Ｓｉ（wt％）≦１．４に規制し、残部がその
他の不可避的不純物とＡｌよりなり、板表面から見た再
結晶粒の平均粒径が２０〜１２０μｍであり、局部伸び
が５％以上であることを特徴とする強度と延性に優れた
アルミニウム合金材。 - 【請求項２】 Ｍｇ２〜１０wt％を含有し、Ｆｅ ０．
０１〜０．１５wt％、Ｓｉ≦０．１５wt％、かつＦｅ
（wt％）／Ｓｉ（wt％）≦１．４に規制し、残部がその
他の不可避的不純物とＡｌよりなるアルミニウム合金鋳
塊を４５０〜６００℃の温度で１時間以上均質化処理し
た後熱間圧延処理し、その後の最終圧延率が２０％以上
となるような冷間圧延を施した後に４００〜５６０℃の
温度で１２０秒以下の高温短時間焼鈍を施して、板表面
から見た再結晶粒の平均粒径を２０〜１２０μｍとし、
局部伸びが５％以上とすることを特徴とする強度と延性
に優れたアルミニウム合金材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10245592A JPH05271835A (ja) | 1992-03-30 | 1992-03-30 | 強度と延性に優れたアルミニウム合金材とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10245592A JPH05271835A (ja) | 1992-03-30 | 1992-03-30 | 強度と延性に優れたアルミニウム合金材とその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05271835A true JPH05271835A (ja) | 1993-10-19 |
Family
ID=14327948
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10245592A Pending JPH05271835A (ja) | 1992-03-30 | 1992-03-30 | 強度と延性に優れたアルミニウム合金材とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05271835A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2016191137A (ja) * | 2015-03-31 | 2016-11-10 | 株式会社神戸製鋼所 | 樹脂被覆缶胴用アルミニウム合金板 |
| CN106756671A (zh) * | 2016-11-28 | 2017-05-31 | 广西南南铝加工有限公司 | 罐体用铝合金卷材制备方法 |
| JP2018199866A (ja) * | 2018-08-24 | 2018-12-20 | 株式会社神戸製鋼所 | 樹脂被覆缶胴用アルミニウム合金板 |
-
1992
- 1992-03-30 JP JP10245592A patent/JPH05271835A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2016191137A (ja) * | 2015-03-31 | 2016-11-10 | 株式会社神戸製鋼所 | 樹脂被覆缶胴用アルミニウム合金板 |
| CN106756671A (zh) * | 2016-11-28 | 2017-05-31 | 广西南南铝加工有限公司 | 罐体用铝合金卷材制备方法 |
| JP2018199866A (ja) * | 2018-08-24 | 2018-12-20 | 株式会社神戸製鋼所 | 樹脂被覆缶胴用アルミニウム合金板 |
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