JPH05345962A - 高成形性アルミニウム合金板の製造方法 - Google Patents
高成形性アルミニウム合金板の製造方法Info
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- JPH05345962A JPH05345962A JP17924492A JP17924492A JPH05345962A JP H05345962 A JPH05345962 A JP H05345962A JP 17924492 A JP17924492 A JP 17924492A JP 17924492 A JP17924492 A JP 17924492A JP H05345962 A JPH05345962 A JP H05345962A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 従来のＡｌ−Ｍｇ系合金板の伸びを改善して
冷延鋼板並みの４０％程度とし、かつ熱間圧延性に優
れ、さらにリューダースマークの発生のない高成形性ア
ルミニウム合金板を製造する。 【構成】 Ｍｇ６〜１０wt％、Ｃｕ０．２〜０．５wt
％、Ｂｅ０．０００１〜０．０１wt％を含有し、かつＭ
ｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖのうち１種又は２種以上を合計０．
０１〜０．２wt％含有し、更にＴｉ０．００５〜０．１
wt％又はＴｉ０．００５〜０．１wt％とＢ０．００００
１〜０．０５wt％を含有し、残部が実質的にＡｌからな
るアルミニムウ合金の鋳塊を均質化処理後、所定の板厚
まで圧延し、次いで４５０〜５５０℃の温度で１２０秒
以内の加熱を施し、直ちに８００℃／分以上の平均冷却
速度で急速冷却することにより、平均結晶粒径を２０〜
１２０μｍとするアルミニウム合金板の製造方法。
冷延鋼板並みの４０％程度とし、かつ熱間圧延性に優
れ、さらにリューダースマークの発生のない高成形性ア
ルミニウム合金板を製造する。 【構成】 Ｍｇ６〜１０wt％、Ｃｕ０．２〜０．５wt
％、Ｂｅ０．０００１〜０．０１wt％を含有し、かつＭ
ｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖのうち１種又は２種以上を合計０．
０１〜０．２wt％含有し、更にＴｉ０．００５〜０．１
wt％又はＴｉ０．００５〜０．１wt％とＢ０．００００
１〜０．０５wt％を含有し、残部が実質的にＡｌからな
るアルミニムウ合金の鋳塊を均質化処理後、所定の板厚
まで圧延し、次いで４５０〜５５０℃の温度で１２０秒
以内の加熱を施し、直ちに８００℃／分以上の平均冷却
速度で急速冷却することにより、平均結晶粒径を２０〜
１２０μｍとするアルミニウム合金板の製造方法。
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
形性が要求される高成形性アルミニウム合金板の製造方
法に関するものである。
ル、エアクリーナ、オイルタンクなどの如く、強度と成
形性が要求される高成形性アルミニウム合金板の製造方
法に関するものである。
【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（Ａｌ−２．５wt％Ｍ
ｇ−０．２５wt％Ｃｒ）Ｏ材や、５１８２合金（Ａｌ−
４．５wt％Ｍｇ−０．３５wt％Ｍｎ）Ｏ材、あるいはＡ
ｌ−Ｃｕ系の２０３６合金（Ａｌ−２．６wt％Ｃｕ−
０．２５wt％Ｍｎ−０．４５wt％Ｍｇ）Ｔ４材、Ａｌ−
Ｍｇ−Ｓｉ系の６００９合金（Ａｌ−０．８wt％Ｓｉ−
０．３８wt％Ｃｕ−０．５wt％Ｍｎ−０．６wt％Ｍｇ）
Ｔ４材、６０１０合金（Ａｌ−１．０wt％Ｓｉ−０．３
８wt％Ｃｕ−０．５wt％Ｍｎ−０．８wt％Ｍｇ）Ｔ４材
などがある。この内Ａｌ−Ｍｇ系の合金は成形性と強度
が共に優れているので、きびしい成形をうける部材にし
ばしば用いられている。
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（Ａｌ−２．５wt％Ｍ
ｇ−０．２５wt％Ｃｒ）Ｏ材や、５１８２合金（Ａｌ−
４．５wt％Ｍｇ−０．３５wt％Ｍｎ）Ｏ材、あるいはＡ
ｌ−Ｃｕ系の２０３６合金（Ａｌ−２．６wt％Ｃｕ−
０．２５wt％Ｍｎ−０．４５wt％Ｍｇ）Ｔ４材、Ａｌ−
Ｍｇ−Ｓｉ系の６００９合金（Ａｌ−０．８wt％Ｓｉ−
０．３８wt％Ｃｕ−０．５wt％Ｍｎ−０．６wt％Ｍｇ）
Ｔ４材、６０１０合金（Ａｌ−１．０wt％Ｓｉ−０．３
８wt％Ｃｕ−０．５wt％Ｍｎ−０．８wt％Ｍｇ）Ｔ４材
などがある。この内Ａｌ−Ｍｇ系の合金は成形性と強度
が共に優れているので、きびしい成形をうける部材にし
ばしば用いられている。
【０００３】上記Ａｌ−Ｍｇ系の合金板は通常、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。そして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。尚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。
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。そして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。尚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。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】上記従来のＡｌ−Ｍｇ
系合金板は、アルミニウム合金として延性が優れている
が、その伸びは高々３０％程度であり、冷延鋼板の伸び
が４０％以上であるのに対して劣っている。このため特
に張出し、曲げ、伸び、フランジ加工など伸びが支配要
因とされる成形性が冷延鋼板に比べて劣っているのが実
情である。
系合金板は、アルミニウム合金として延性が優れている
が、その伸びは高々３０％程度であり、冷延鋼板の伸び
が４０％以上であるのに対して劣っている。このため特
に張出し、曲げ、伸び、フランジ加工など伸びが支配要
因とされる成形性が冷延鋼板に比べて劣っているのが実
情である。
【０００５】さてＡｌ−Ｍｇ系合金においてはＭｇ含有
量が多いほど伸びが向上することが知られている。従っ
て伸びの向上のためＭｇ含有量を従来の２．５〜５wt％
よりも多くした高Ｍｇ合金が検討されている。しかるに
Ｍｇ含有量を多くすると熱間圧延性が低下し、ついには
圧延が不可能になるという問題点がある。さらにＭｇ含
有量を多くすることによるもう一つの問題点は成形時に
リューダースマーク（ストレッチャーストレインマー
ク）が発生しやすく、成形品の美観を損ねるという点で
ある。
量が多いほど伸びが向上することが知られている。従っ
て伸びの向上のためＭｇ含有量を従来の２．５〜５wt％
よりも多くした高Ｍｇ合金が検討されている。しかるに
Ｍｇ含有量を多くすると熱間圧延性が低下し、ついには
圧延が不可能になるという問題点がある。さらにＭｇ含
有量を多くすることによるもう一つの問題点は成形時に
リューダースマーク（ストレッチャーストレインマー
ク）が発生しやすく、成形品の美観を損ねるという点で
ある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明はこれに鑑み種々
検討の結果、従来のＡｌ−Ｍｇ系合金板の伸びを改善し
て冷延鋼板並みの４０％程度とし、かつ熱間圧延性が優
れ、さらにリューダースマークの発生のない高成形性ア
ルミニウム合金板の製造方法を開発したものである。
検討の結果、従来のＡｌ−Ｍｇ系合金板の伸びを改善し
て冷延鋼板並みの４０％程度とし、かつ熱間圧延性が優
れ、さらにリューダースマークの発生のない高成形性ア
ルミニウム合金板の製造方法を開発したものである。
【０００７】即ち本発明製造方法は、Ｍｇ６〜１０wt％
（以下wt％を％と略記）、Ｃｕ０．２〜０．５％、Ｂｅ
０．０００１〜０．０１％を含有し、かつＭｎ，Ｃｒ，
Ｚｒ，Ｖのうち１種又は２種以上を合計０．０１〜０．
２％含有し、更にＴｉ０．００５〜０．１％又はＴｉ
０．００５〜０．１％とＢ０．００００１〜０．０５％
を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるアルミニ
ウム合金の鋳塊を均質化処理した後、所定の板厚まで圧
延し、次いで４５０〜５５０℃の温度で１２０秒以内の
高温短時間加熱を施し、直ちに８００℃／分以上の平均
冷却速度で急速冷却することにより、平均結晶粒径を２
０〜１２０μｍとすることを特徴とするもので、アルミ
ニウム合金の不純物としてＦｅ，Ｓｉをそれぞれ０．２
％以下に規制するとよい。
（以下wt％を％と略記）、Ｃｕ０．２〜０．５％、Ｂｅ
０．０００１〜０．０１％を含有し、かつＭｎ，Ｃｒ，
Ｚｒ，Ｖのうち１種又は２種以上を合計０．０１〜０．
２％含有し、更にＴｉ０．００５〜０．１％又はＴｉ
０．００５〜０．１％とＢ０．００００１〜０．０５％
を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるアルミニ
ウム合金の鋳塊を均質化処理した後、所定の板厚まで圧
延し、次いで４５０〜５５０℃の温度で１２０秒以内の
高温短時間加熱を施し、直ちに８００℃／分以上の平均
冷却速度で急速冷却することにより、平均結晶粒径を２
０〜１２０μｍとすることを特徴とするもので、アルミ
ニウム合金の不純物としてＦｅ，Ｓｉをそれぞれ０．２
％以下に規制するとよい。
【０００８】
【作用】まず本発明の合金成分を上記の如く限定した理
由について説明する。Ｍｇは強度と伸びを付与するため
に添加するもので、その含有量を６〜１０％と限定した
のは、６％未満では４０％程度の伸びが得られず、１０
％を越えると圧延性が急激に低下し、製造が困難となる
ためである。
由について説明する。Ｍｇは強度と伸びを付与するため
に添加するもので、その含有量を６〜１０％と限定した
のは、６％未満では４０％程度の伸びが得られず、１０
％を越えると圧延性が急激に低下し、製造が困難となる
ためである。
【０００９】Ｃｕは強度及び伸びを向上させるために添
加するもので、その含有量を０．２〜０．５％と限定し
たのは、０．２％未満では効果が不十分であり、０．５
％を越えると熱間圧延性が劣化し、製造困難となるため
である。
加するもので、その含有量を０．２〜０．５％と限定し
たのは、０．２％未満では効果が不十分であり、０．５
％を越えると熱間圧延性が劣化し、製造困難となるため
である。
【００１０】Ｂｅは溶解鋳造時の溶湯酸化防止と、均質
化処理中の鋳塊の酸化によるＭｇの減失を防ぐために添
加するもので、その含有量を０．０００１〜０．０１％
と限定したのは、０．０００１％未満ではその効果が不
十分であり、０．０１％を越えると毒性が問題となるた
めである。
化処理中の鋳塊の酸化によるＭｇの減失を防ぐために添
加するもので、その含有量を０．０００１〜０．０１％
と限定したのは、０．０００１％未満ではその効果が不
十分であり、０．０１％を越えると毒性が問題となるた
めである。
【００１１】Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ｚｒは熱間圧延性を改善
するために添加するものである。本発明者等は種々検討
の結果、高Ｍｇ合金の熱間圧延性は、熱間圧延前、即ち
均質化処理後の鋳塊の結晶が粗大な場合に劣ることを知
見し、これに対してＭｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ｚｒを添加するこ
とにより、均質化処理中の粗大結晶粒の成長を抑制し
て、熱間圧延性が顕著に向上することを見出した。そし
てこれらの１種又は２種以上を合計０．０１〜０．２％
添加するが、これが０．０１％未満では効果が不十分で
あり、０．２％を越えると粗大な金属間化合物を形成し
て伸びが低下する。
するために添加するものである。本発明者等は種々検討
の結果、高Ｍｇ合金の熱間圧延性は、熱間圧延前、即ち
均質化処理後の鋳塊の結晶が粗大な場合に劣ることを知
見し、これに対してＭｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ｚｒを添加するこ
とにより、均質化処理中の粗大結晶粒の成長を抑制し
て、熱間圧延性が顕著に向上することを見出した。そし
てこれらの１種又は２種以上を合計０．０１〜０．２％
添加するが、これが０．０１％未満では効果が不十分で
あり、０．２％を越えると粗大な金属間化合物を形成し
て伸びが低下する。
【００１２】Ｔｉ、又はＴｉ及びＢは鋳塊組織の均一微
細化のために添加するもので、Ｔｉが０．００５％未満
ではその効果が少なく、０．１％を越えると粗大な金属
間化合物を形成して伸びが低下する。一方ＢはＴｉと共
存して鋳塊組織の微細化効果を更に高めるもので、０．
００００１〜０．０５％添加することが望ましい。しか
してＢが０．００００１％未満ではその効果が不十分で
あり、０．０５％を越えると粗大なＴｉＢ2 粒子を形成
して伸びが低下する。
細化のために添加するもので、Ｔｉが０．００５％未満
ではその効果が少なく、０．１％を越えると粗大な金属
間化合物を形成して伸びが低下する。一方ＢはＴｉと共
存して鋳塊組織の微細化効果を更に高めるもので、０．
００００１〜０．０５％添加することが望ましい。しか
してＢが０．００００１％未満ではその効果が不十分で
あり、０．０５％を越えると粗大なＴｉＢ2 粒子を形成
して伸びが低下する。
【００１３】Ｆｅ，Ｓｉは不純物として含まれるもの
で、これらはそれぞれ０．２％以下に制限するのが良好
である。しかしてこれらの含有量がそれぞれ０．２％を
越えると、ＦｅとＳｉは金属間化合物を形成するため伸
びを劣化させる。尚その他の不純物（ＺｎやＰｂなど）
は合計０．３％以下ならば本発明の効果を損なうことは
ない。
で、これらはそれぞれ０．２％以下に制限するのが良好
である。しかしてこれらの含有量がそれぞれ０．２％を
越えると、ＦｅとＳｉは金属間化合物を形成するため伸
びを劣化させる。尚その他の不純物（ＺｎやＰｂなど）
は合計０．３％以下ならば本発明の効果を損なうことは
ない。
【００１４】次に本発明の製造条件について説明する。
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、常法により均質化処理を施す。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。しか
してその温度が４５０℃未満では効果が不十分であり、
６００℃を越えるとバーニング（局部溶融）を生ずるお
それがある。
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、常法により均質化処理を施す。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。しか
してその温度が４５０℃未満では効果が不十分であり、
６００℃を越えるとバーニング（局部溶融）を生ずるお
それがある。
【００１５】次に常法に従い熱間圧延及び冷間圧延によ
り所定の板厚とし、その後連続焼鈍炉（ＣＡＬ）などに
より４５０〜５５０℃の温度で１２０秒以内の高温短時
間加熱を施し、直ちに８００℃／分以上の平均冷却速度
で急速冷却することにより、平均結晶粒径２０〜１２０
μｍの再結晶組織とする。
り所定の板厚とし、その後連続焼鈍炉（ＣＡＬ）などに
より４５０〜５５０℃の温度で１２０秒以内の高温短時
間加熱を施し、直ちに８００℃／分以上の平均冷却速度
で急速冷却することにより、平均結晶粒径２０〜１２０
μｍの再結晶組織とする。
【００１６】ここで再結晶粒径を２０〜１２０μｍと制
限した理由は、再結晶粒径が２０μｍ未満であると、本
発明のような高Ｍｇの合金ではリューダースマークの発
生が顕著となると共に伸びが低下する。逆に再結晶粒径
が１２０μｍを越えると成形品の肌荒れが顕著となると
同時に、やはり伸びが低下する。伸びの最も大きくなる
のは結晶粒径が５０〜８０μｍの範囲である。
限した理由は、再結晶粒径が２０μｍ未満であると、本
発明のような高Ｍｇの合金ではリューダースマークの発
生が顕著となると共に伸びが低下する。逆に再結晶粒径
が１２０μｍを越えると成形品の肌荒れが顕著となると
同時に、やはり伸びが低下する。伸びの最も大きくなる
のは結晶粒径が５０〜８０μｍの範囲である。
【００１７】このような理由で再結晶粒径２０〜１２０
μｍの範囲とする必要があり、このため最終冷間圧延
後、連続焼鈍炉（ＣＡＬ）などにより、４５０〜５５０
℃の温度で１２０秒以下の高温短時間焼鈍を施す。
μｍの範囲とする必要があり、このため最終冷間圧延
後、連続焼鈍炉（ＣＡＬ）などにより、４５０〜５５０
℃の温度で１２０秒以下の高温短時間焼鈍を施す。
【００１８】この際加熱温度が４５０℃未満では再結晶
が不十分か、あるいは再結晶しても結晶粒が２０μｍ未
満であり、伸びが少なくリューダースマークも発生す
る。他方加熱温度が５５０℃を越えるか、又は加熱時間
が１２０秒を越えると、再結晶粒が粗大化して１２０μ
ｍを越えたり、バーニングを起したりするので不適当で
ある。
が不十分か、あるいは再結晶しても結晶粒が２０μｍ未
満であり、伸びが少なくリューダースマークも発生す
る。他方加熱温度が５５０℃を越えるか、又は加熱時間
が１２０秒を越えると、再結晶粒が粗大化して１２０μ
ｍを越えたり、バーニングを起したりするので不適当で
ある。
【００１９】加熱後、直ちに８００℃／分以上の平均冷
却速度で急速冷却する。これは冷却速度がこれより遅い
とＭｇ原子による転位の固着がおこり、リューダースマ
ークが発生しやすいからである。この冷却は空冷、水
冷、ミスト冷却のいずれでもよい。
却速度で急速冷却する。これは冷却速度がこれより遅い
とＭｇ原子による転位の固着がおこり、リューダースマ
ークが発生しやすいからである。この冷却は空冷、水
冷、ミスト冷却のいずれでもよい。
【００２０】このような熱処理を施した後、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。
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。
【００２１】
【実施例】次に本発明を実施例について説明する。
【００２２】（実施例１）表１に示す組成のアルミニウ
ム合金を常法に従い、ＤＣ鋳造し、５２０℃で４時間の
均質化処理後、開始温度４５０℃で板厚５mmまで熱間圧
延し、更に板厚１mmまで冷間圧延した。次いで連続焼鈍
炉により５３０℃、１０秒間加熱して再結晶させた後、
直ちに平均冷却速度１２００℃／分で空冷した。
ム合金を常法に従い、ＤＣ鋳造し、５２０℃で４時間の
均質化処理後、開始温度４５０℃で板厚５mmまで熱間圧
延し、更に板厚１mmまで冷間圧延した。次いで連続焼鈍
炉により５３０℃、１０秒間加熱して再結晶させた後、
直ちに平均冷却速度１２００℃／分で空冷した。
【００２３】このようにして得られたアルミニウム合金
板の平均結晶粒径を測定し、更に引張試験により引張強
さ、耐力、伸び、リューダースマークの発生状況を調査
した。それらの結果を表２に示す。
板の平均結晶粒径を測定し、更に引張試験により引張強
さ、耐力、伸び、リューダースマークの発生状況を調査
した。それらの結果を表２に示す。
【００２４】
【表１】
【００２５】
【表２】
【００２６】表２より明らかなように、本発明例Ｎo.１
〜５は熱間圧延性が良好であり、伸びも４０〜４２％と
高い。これに対しＭｇ，Ｃｕ量の少ない比較例Ｎo.６、
Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖの合計量の多い比較例Ｎo.８、Ｆ
ｅ，Ｓｉの多い比較例Ｎo.１０は伸びが低く、またＭ
ｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖの少ない比較例Ｎo.７、Ｃｕの多い
比較例Ｎo.９、Ｍｇの多い比較例Ｎo.１１は熱間圧延で
割れが発生し、製造不能であった。
〜５は熱間圧延性が良好であり、伸びも４０〜４２％と
高い。これに対しＭｇ，Ｃｕ量の少ない比較例Ｎo.６、
Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖの合計量の多い比較例Ｎo.８、Ｆ
ｅ，Ｓｉの多い比較例Ｎo.１０は伸びが低く、またＭ
ｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖの少ない比較例Ｎo.７、Ｃｕの多い
比較例Ｎo.９、Ｍｇの多い比較例Ｎo.１１は熱間圧延で
割れが発生し、製造不能であった。
【００２７】（実施例２）実施例１のＮo.３の合金のＤ
Ｃ鋳塊を５００℃で８時間均質化処理した後、開始温度
４７０℃で板厚４mmまで熱間圧延し、更に板厚１．２mm
まで冷間圧延した。これを表３に示す種々の条件で焼鈍
した。
Ｃ鋳塊を５００℃で８時間均質化処理した後、開始温度
４７０℃で板厚４mmまで熱間圧延し、更に板厚１．２mm
まで冷間圧延した。これを表３に示す種々の条件で焼鈍
した。
【００２８】このようにして得られたアルミニウム合金
板の平均結晶粒径を測定し、更に、引張試験により引張
強さ、耐力、伸び、リューダースマークの発生状況を調
査した。それらの結果を表３に示す。
板の平均結晶粒径を測定し、更に、引張試験により引張
強さ、耐力、伸び、リューダースマークの発生状況を調
査した。それらの結果を表３に示す。
【００２９】
【表３】
【００３０】表３より明らかなように、本発明例Ｎo.１
２〜１４は伸びが４０〜４２％と高く、リューダースマ
ークの発生もない。これに対し加熱温度の低い比較例Ｎ
o.１５は結晶粒径が１２μｍと小さく、リューダースマ
ークが発生した。また冷却の遅い比較例Ｎo.１６、加熱
温度と冷却速度の低い比較例Ｎo.１８はいずれもリュー
ダースマークが発生し、加熱時間の長い比較例Ｎo.１７
は結晶粒が粗大化し、伸びが劣り、更に肌荒れも顕著で
あった。
２〜１４は伸びが４０〜４２％と高く、リューダースマ
ークの発生もない。これに対し加熱温度の低い比較例Ｎ
o.１５は結晶粒径が１２μｍと小さく、リューダースマ
ークが発生した。また冷却の遅い比較例Ｎo.１６、加熱
温度と冷却速度の低い比較例Ｎo.１８はいずれもリュー
ダースマークが発生し、加熱時間の長い比較例Ｎo.１７
は結晶粒が粗大化し、伸びが劣り、更に肌荒れも顕著で
あった。
【００３１】
【発明の効果】このように本発明によれば、伸びが大き
く成形性に優れ、熱間圧延性が良好で生産性に優れ、か
つリューダースマークの発生のない高成形性アルミニウ
ム合金板が得られる等工業上顕著な効果を奏する。
く成形性に優れ、熱間圧延性が良好で生産性に優れ、か
つリューダースマークの発生のない高成形性アルミニウ
ム合金板が得られる等工業上顕著な効果を奏する。
───────────────────────────────────────────────────── 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】 Ｍｇ６〜１０wt％、Ｃｕ０．２〜０．５
wt％、Ｂｅ０．０００１〜０．０１wt％を含有し、かつ
Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖのうち１種又は２種以上を合計
０．０１〜０．２wt％含有し、更にＴｉ０．００５〜
０．１wt％又はＴｉ０．００５〜０．１wt％とＢ０．０
０００１〜０．０５wt％を含有し、残部Ａｌと不可避的
不純物からなるアルミニウム合金の鋳塊を均質化処理し
た後、所定の板厚まで圧延し、次いで４５０〜５５０℃
の温度で１２０秒以内の高温短時間加熱を施し、直ちに
８００℃／分以上の平均冷却速度で急速冷却することに
より、平均結晶粒径を２０〜１２０μｍとすることを特
徴とする高成形性アルミニウム合金板の製造方法。 - 【請求項２】 前記アルミニウム合金の不純物としての
Ｆｅ，Ｓｉをそれぞれ０．２wt％以下に規制したことを
特徴とする請求項１記載の高成形性アルミニウム合金板
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17924492A JPH05345962A (ja) | 1992-06-12 | 1992-06-12 | 高成形性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 |
|---|---|---|---|
| JP17924492A JPH05345962A (ja) | 1992-06-12 | 1992-06-12 | 高成形性アルミニウム合金板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05345962A true JPH05345962A (ja) | 1993-12-27 |
Family
ID=16062461
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17924492A Pending JPH05345962A (ja) | 1992-06-12 | 1992-06-12 | 高成形性アルミニウム合金板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05345962A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0681034A1 (en) * | 1994-05-06 | 1995-11-08 | The Furukawa Electric Co., Ltd. | A method of manufacturing an aluminum alloy sheet for body panel and the alloy sheet manufactured thereby |
-
1992
- 1992-06-12 JP JP17924492A patent/JPH05345962A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0681034A1 (en) * | 1994-05-06 | 1995-11-08 | The Furukawa Electric Co., Ltd. | A method of manufacturing an aluminum alloy sheet for body panel and the alloy sheet manufactured thereby |
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