JPH05345963A - 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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- JPH05345963A JPH05345963A JP17924592A JP17924592A JPH05345963A JP H05345963 A JPH05345963 A JP H05345963A JP 17924592 A JP17924592 A JP 17924592A JP 17924592 A JP17924592 A JP 17924592A JP H05345963 A JPH05345963 A JP H05345963A
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Abstract
(57)【要約】
【構成】 Ｍｇ６〜１０wt％、Ｂｅ０．０００１〜０．
０１wt％を含有し、かつＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖのうち１
種または２種以上を合計０．０１〜０．２wt％含有し、
さらにＴｉ０．００５〜０．１wt％またはＴｉ０．００
５〜０．１wt％とＢ０．００００１〜０．０５wt％を含
有し、残部が実質的にＡｌからなるアルミニウム合金鋳
塊を均質化処理後、所定の板厚まで圧延し、次いで４５
０〜５５０℃の温度で１２０秒以内の加熱を施し、その
後直ちに８００℃／分以上の平均冷却速度で急速冷却す
ることにより、アルミニウム合金板の平均結晶粒径を２
０〜１２０μｍとする高成形性アルミニウム合金板の製
造方法。 【効果】 伸びが大きくて成形性に優れ、かつ熱間圧延
性が良好で生産性にも優れ、さらにリューダースマーク
の発生のない成形用アルミニウム合金板が得られる。
０１wt％を含有し、かつＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖのうち１
種または２種以上を合計０．０１〜０．２wt％含有し、
さらにＴｉ０．００５〜０．１wt％またはＴｉ０．００
５〜０．１wt％とＢ０．００００１〜０．０５wt％を含
有し、残部が実質的にＡｌからなるアルミニウム合金鋳
塊を均質化処理後、所定の板厚まで圧延し、次いで４５
０〜５５０℃の温度で１２０秒以内の加熱を施し、その
後直ちに８００℃／分以上の平均冷却速度で急速冷却す
ることにより、アルミニウム合金板の平均結晶粒径を２
０〜１２０μｍとする高成形性アルミニウム合金板の製
造方法。 【効果】 伸びが大きくて成形性に優れ、かつ熱間圧延
性が良好で生産性にも優れ、さらにリューダースマーク
の発生のない成形用アルミニウム合金板が得られる。
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
合金板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
合金板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（Ａｌ−２．５wt
％Ｍｇ−０．２５wt％Ｃｒ）Ｏ材や、５１８２合金（Ａ
ｌ−４．５wt％Ｍｇ−０．３５wt％Ｍｎ）Ｏ材、あるい
はＡｌ−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％Ｍ
ｇ）Ｔ４材、６０１０合金（Ａｌ−１．０wt％Ｓｉ−
０．３８wt％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（Ａｌ−２．５wt
％Ｍｇ−０．２５wt％Ｃｒ）Ｏ材や、５１８２合金（Ａ
ｌ−４．５wt％Ｍｇ−０．３５wt％Ｍｎ）Ｏ材、あるい
はＡｌ−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％Ｍ
ｇ）Ｔ４材、６０１０合金（Ａｌ−１．０wt％Ｓｉ−
０．３８wt％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】このＡｌ−Ｍｇ系合金板は通常、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、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。
質化処理→熱間圧延→冷間圧延→焼鈍という工程で製造
され、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。
【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は延性が優れてい
るが、その伸びは高々３０％程度であり、冷延鋼板の伸
びが４０％以上あるのに対し劣っている。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は延性が優れてい
るが、その伸びは高々３０％程度であり、冷延鋼板の伸
びが４０％以上あるのに対し劣っている。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
って伸びを向上させるためＭｇ含有量を従来（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、圧延が不可能になるという問題点がある。またＭｇ
含有量を多くすることによるもう１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。
有量が多いほど伸びが向上することが知られている。従
って伸びを向上させるためＭｇ含有量を従来（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、圧延が不可能になるという問題点がある。またＭｇ
含有量を多くすることによるもう１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】本発明は上記に鑑みてな
されたものであって、従来のＡｌ−Ｍｇ系合金板の伸び
を改善して冷延鋼板並の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成形
用アルミニウム合金板を提供するものである。
されたものであって、従来のＡｌ−Ｍｇ系合金板の伸び
を改善して冷延鋼板並の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成形
用アルミニウム合金板を提供するものである。
【０００７】即ち本発明は、Ｍｇ６〜１０wt％、Ｂｅ
０．０００１〜０．０１wt％を含有し、かつＭｎ，Ｃ
ｒ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上を０．０１〜
０．２wt％含有し、さらにＴｉ０．００５〜０．１wt％
またはＴｉ０．００５〜０．１wt％とＢ０．００００１
〜０．０５wt％を含有し、残部がその他の不可避的不純
物とＡｌからなるアルミニウム合金鋳塊を均質化処理
後、所定の板厚まで圧延し、次いで４５０〜５５０℃の
温度で１２０秒以内の高温短時間加熱を施し、直ちに８
００℃／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
とするものであり、さらに前記アルミニウム合金の不純
物としてＦｅ，Ｓｉ，Ｃｕをそれぞれ０．２wt％以下に
規制するのはより有効である。
０．０００１〜０．０１wt％を含有し、かつＭｎ，Ｃ
ｒ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上を０．０１〜
０．２wt％含有し、さらにＴｉ０．００５〜０．１wt％
またはＴｉ０．００５〜０．１wt％とＢ０．００００１
〜０．０５wt％を含有し、残部がその他の不可避的不純
物とＡｌからなるアルミニウム合金鋳塊を均質化処理
後、所定の板厚まで圧延し、次いで４５０〜５５０℃の
温度で１２０秒以内の高温短時間加熱を施し、直ちに８
００℃／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
とするものであり、さらに前記アルミニウム合金の不純
物としてＦｅ，Ｓｉ，Ｃｕをそれぞれ０．２wt％以下に
規制するのはより有効である。
【０００８】
【作用】まず、本発明の合金成分の限定理由について説
明する。
明する。
【０００９】Ｍｇは強度と伸びを付与するために添加す
る。しかしてＭｇが６wt％未満では本合金板は４０％程
度の伸びが得られず、一方１０wt％を越えると圧延性が
急激に低下し、製造が困難となる。
る。しかしてＭｇが６wt％未満では本合金板は４０％程
度の伸びが得られず、一方１０wt％を越えると圧延性が
急激に低下し、製造が困難となる。
【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の減失を防ぐため添加
する。しかして０．０００１wt％未満ではその効果が不
十分であり、０．０１wt％を越えると毒性が問題とな
る。
化処理中の鋳塊の酸化によるＭｇの減失を防ぐため添加
する。しかして０．０００１wt％未満ではその効果が不
十分であり、０．０１wt％を越えると毒性が問題とな
る。
【００１１】Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ｚｒは熱間圧延性を改善
するために添加する。本発明者等は種々検討の結果、高
Ｍｇ合金の熱間圧延性は、該合金の熱間圧延前、すなわ
ち均質化処理後の鋳塊において結晶粒が粗大な場合に劣
ることを見出し、これに対してＭｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ｚｒを
上記合金に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種または２種以上を合計
０．０１〜０．２wt％添加するが、０．０１wt％未満で
は上記効果が不十分であり、０．２wt％を越えると粗大
な金属間化合物を形成し伸びが低下する。
するために添加する。本発明者等は種々検討の結果、高
Ｍｇ合金の熱間圧延性は、該合金の熱間圧延前、すなわ
ち均質化処理後の鋳塊において結晶粒が粗大な場合に劣
ることを見出し、これに対してＭｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ｚｒを
上記合金に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種または２種以上を合計
０．０１〜０．２wt％添加するが、０．０１wt％未満で
は上記効果が不十分であり、０．２wt％を越えると粗大
な金属間化合物を形成し伸びが低下する。
【００１２】Ｔｉ、またはＴｉとＢは、鋳塊組織の均一
微細化のために添加する。しかしてＴｉが０．００５wt
％未満ではその効果が少なく、０．１wt％を越えると粗
大な金属間化合物を形成し伸びが低下する。他方ＢはＴ
ｉと共存して鋳塊微細化効果をさらに高めるので、０．
００００１〜０．０５wt％添加するのが望ましい。しか
してＢが０．００００１wt％未満では上記効果が不十分
であり、０．０５wt％を越えると粗大なＴｉＢ2 粒子を
形成し、伸びが低下する。
微細化のために添加する。しかしてＴｉが０．００５wt
％未満ではその効果が少なく、０．１wt％を越えると粗
大な金属間化合物を形成し伸びが低下する。他方ＢはＴ
ｉと共存して鋳塊微細化効果をさらに高めるので、０．
００００１〜０．０５wt％添加するのが望ましい。しか
してＢが０．００００１wt％未満では上記効果が不十分
であり、０．０５wt％を越えると粗大なＴｉＢ2 粒子を
形成し、伸びが低下する。
【００１３】Ｆｅ，Ｓｉ，Ｃｕは本発明合金において不
純物となるものであり、それぞれ０．２wt％以下に制限
する。しかしてこれらの含有量がそれぞれ０．２wt％を
越えた場合、ＦｅとＳｉは金属間化合物を形成するため
伸びを劣化させ、Ｃｕは熱間圧延中に結晶粒界に偏析し
粒界強度を下げるため、熱延圧延中に割れが発生しやす
くなる。特に本発明のように高Ｍｇ合金ではＣｕの規制
が製造上重要であり、望ましくは０．１wt％未満とした
方が良い。
純物となるものであり、それぞれ０．２wt％以下に制限
する。しかしてこれらの含有量がそれぞれ０．２wt％を
越えた場合、ＦｅとＳｉは金属間化合物を形成するため
伸びを劣化させ、Ｃｕは熱間圧延中に結晶粒界に偏析し
粒界強度を下げるため、熱延圧延中に割れが発生しやす
くなる。特に本発明のように高Ｍｇ合金ではＣｕの規制
が製造上重要であり、望ましくは０．１wt％未満とした
方が良い。
【００１４】なお、その他の不純物（Ｚｎ，Ｐｂなど）
は合計０．３wt％以下ならば、本発明の顕著な効果を奏
する上で特に問題はない。
は合計０．３wt％以下ならば、本発明の顕著な効果を奏
する上で特に問題はない。
【００１５】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
に対して通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。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（局部溶融）
を生じるおそれがある。
まず、上述のような成分組成のアルミニウム合金の鋳塊
に対して通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。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（局部溶融）
を生じるおそれがある。
【００１６】次に、通常法に従い熱間圧延および冷延圧
延により所定の板厚とする。
延により所定の板厚とする。
【００１７】その後、連続焼鈍炉（ＣＡＬ）などにより
４５０〜５５０℃で１２０秒以下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２０〜１２０μｍの再結
晶組織とする。
４５０〜５５０℃で１２０秒以下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２０〜１２０μｍの再結
晶組織とする。
【００１８】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
明組成のような高Ｍｇ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になると
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。
由を説明する。再結晶粒径が２０μｍ未満であると本発
明組成のような高Ｍｇ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になると
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。
【００１９】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、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。
０μｍ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。
【００２０】上記加熱温度が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径が２０μｍ未満
であり、伸びが少なくリューダースマークも発生してし
まう。他方加熱温度が５５０℃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、結晶粒
径が１２０μｍを越えたり、バーニングを起こしたりす
るので不適当である。
不十分かあるいは再結晶しても結晶粒径が２０μｍ未満
であり、伸びが少なくリューダースマークも発生してし
まう。他方加熱温度が５５０℃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、結晶粒
径が１２０μｍを越えたり、バーニングを起こしたりす
るので不適当である。
【００２１】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
ークが発生しやすくなるからである。この冷却は空冷、
水冷、ミスト冷却にいずれでも良い。
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
ークが発生しやすくなるからである。この冷却は空冷、
水冷、ミスト冷却にいずれでも良い。
【００２２】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。
【００２３】
【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。
説明する。
【００２４】（実施例１）表１に示すＮo.１〜Ｎo.１１
の組成のアルミニウム合金を常法に従いＤＣ鋳造し、５
２０℃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、さらに板厚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。
の組成のアルミニウム合金を常法に従いＤＣ鋳造し、５
２０℃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、さらに板厚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。
【００２５】
【表１】
【００２６】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、さら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、さら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。
【００２７】
【表２】
【００２８】表２より明らかなように、本発明組成のＮ
o.１〜５は熱間圧延性が良好であり、伸びも３８％〜４
１％と高い。これに対しＭｇ量の少ないＮo.６、Ｍｎ，
Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖの合計量の多いＮo.８、Ｆｅ，Ｓｉの多
いＮo.１０は伸びが低い。またＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖの
少ないＮo.７、Ｃｕの多いＮo.９、Ｍｇの多いＮo.１１
は熱間圧延で割れが発生し、製造不能であった。
o.１〜５は熱間圧延性が良好であり、伸びも３８％〜４
１％と高い。これに対しＭｇ量の少ないＮo.６、Ｍｎ，
Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖの合計量の多いＮo.８、Ｆｅ，Ｓｉの多
いＮo.１０は伸びが低い。またＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖの
少ないＮo.７、Ｃｕの多いＮo.９、Ｍｇの多いＮo.１１
は熱間圧延で割れが発生し、製造不能であった。
【００２９】（実施例２）実施例１のＮo.３の合金のＤ
Ｃ鋳塊を５００℃で８時間の均質化処理後、開始温度４
７０℃で板厚４mmまで熱間圧延し、さらに板厚１．２mm
まで冷間圧延した。次いで表３に示す種々の条件で焼鈍
を施した（Ｎo.１２〜Ｎo.１８）。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を測定し、さらに
引張試験により引張強さ、耐力、伸び、リューダーマー
クの発生状況を調査した。それらの結果を表３に示す。
Ｃ鋳塊を５００℃で８時間の均質化処理後、開始温度４
７０℃で板厚４mmまで熱間圧延し、さらに板厚１．２mm
まで冷間圧延した。次いで表３に示す種々の条件で焼鈍
を施した（Ｎo.１２〜Ｎo.１８）。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を測定し、さらに
引張試験により引張強さ、耐力、伸び、リューダーマー
クの発生状況を調査した。それらの結果を表３に示す。
【００３０】
【表３】
【００３１】表３より明らかなように、本発明の製造方
法によるＮo.１２〜１４のアルミニウム合金板は、伸び
が４０〜４２％と高く、リューダースマークの発生もな
い。これ対し加熱温度の低いＮo.１５は結晶粒径が１４
μｍ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Ｎo.１６、温度と冷却速度の低いＮo.１８は、
いずれもリューダースマークが発生、加熱時間の長いＮ
o.１７は結晶粒が粗大化して伸びが劣り、さらに肌荒れ
も顕著であった。
法によるＮo.１２〜１４のアルミニウム合金板は、伸び
が４０〜４２％と高く、リューダースマークの発生もな
い。これ対し加熱温度の低いＮo.１５は結晶粒径が１４
μｍ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Ｎo.１６、温度と冷却速度の低いＮo.１８は、
いずれもリューダースマークが発生、加熱時間の長いＮ
o.１７は結晶粒が粗大化して伸びが劣り、さらに肌荒れ
も顕著であった。
【００３２】
【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成形用アルミニウム
合金板が得られ、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成形用アルミニウム
合金板が得られ、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
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｍｇ６〜１０wt％、Ｂｅ０．０００１〜
０．０１wt％を含有し、かつＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖのう
ち１種または２種以上を合計０．０１〜０．２wt％含有
し、さらにＴｉ０．００５〜０．１wt％またはＴｉ０．
００５〜０．１wt％とＢ０．００００１〜０．０５wt％
を含有し、残部が実質的にＡｌからなるアルミニウム合
金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、
その後直ちに８００℃／分以上の平均冷却速度で急速冷
却することにより、アルミニウム合金板の平均結晶粒径
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】 請求項１記載のアルミニウム合金におい
て不純物としてのＦｅ，Ｓｉ，Ｃｕがそれぞれ０．２wt
％以下に規制されている請求項１に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 |
|---|---|---|---|
| JP17924592A JPH05345963A (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 |
|---|---|---|---|
| JP17924592A JPH05345963A (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 |
|---|---|
| JPH05345963A true JPH05345963A (ja) | 1993-12-27 |
Family
ID=16062476
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17924592A Pending JPH05345963A (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) | JPH05345963A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| NL1003453C2 (nl) * | 1996-06-28 | 1998-01-07 | Hoogovens Aluminium Nv | Aluminiumplaat van het AA5000-type en een werkwijze voor het vervaardigen daarvan. |
| EP0846781A1 (en) * | 1995-08-23 | 1998-06-10 | Sumitomo Light Metal Industries, Ltd. | Aluminum alloy sheet excellent in high-speed superplastic formability and process of forming the same |
| NL1005364C2 (nl) * | 1997-02-25 | 1998-08-26 | Hoogovens Aluminium Nv | Werkwijze voor het vormen van een gewelfde aluminiumplaat van het AA5XXX-type. |
| EP2113576A4 (en) * | 2007-01-24 | 2017-11-29 | Advanced Alloys GmbH | Method for producing a structural material made of magnesium-containing aluminium-based alloy |
| JP2018204100A (ja) * | 2017-04-15 | 2018-12-27 | ザ・ボーイング・カンパニーＴｈｅ Ｂｏｅｉｎｇ Ｃｏｍｐａｎｙ | マグネシウムと、クロム、マンガン及びジルコニウムのうちの少なくとも１つとを添加したアルミニウム合金、並びにその製造方法 |
| JP2019011505A (ja) * | 2017-04-15 | 2019-01-24 | ザ・ボーイング・カンパニーＴｈｅ Ｂｏｅｉｎｇ Ｃｏｍｐａｎｙ | マグネシウムと、カルシウムと、クロム、マンガン及びジルコニウムのうちの少なくとも１つとを添加したアルミニウム合金、並びにその製造方法 |
-
1992
- 1992-06-12 JP JP17924592A patent/JPH05345963A/ja active Pending
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0846781A1 (en) * | 1995-08-23 | 1998-06-10 | Sumitomo Light Metal Industries, Ltd. | Aluminum alloy sheet excellent in high-speed superplastic formability and process of forming the same |
| EP0846781A4 (en) * | 1995-08-23 | 1998-11-18 | Sumitomo Light Metal Ind | ALUMINUM ALLOY SHEET WITH EXCELLENT HIGH-SPEED SUPERPLASTICITY AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF |
| NL1003453C2 (nl) * | 1996-06-28 | 1998-01-07 | Hoogovens Aluminium Nv | Aluminiumplaat van het AA5000-type en een werkwijze voor het vervaardigen daarvan. |
| EP0818553A1 (en) * | 1996-06-28 | 1998-01-14 | Hoogovens Aluminium N.V. | Aluminium sheet of the AA5000 type and a method for its manufacture |
| NL1005364C2 (nl) * | 1997-02-25 | 1998-08-26 | Hoogovens Aluminium Nv | Werkwijze voor het vormen van een gewelfde aluminiumplaat van het AA5XXX-type. |
| EP2113576A4 (en) * | 2007-01-24 | 2017-11-29 | Advanced Alloys GmbH | Method for producing a structural material made of magnesium-containing aluminium-based alloy |
| JP2018204100A (ja) * | 2017-04-15 | 2018-12-27 | ザ・ボーイング・カンパニーＴｈｅ Ｂｏｅｉｎｇ Ｃｏｍｐａｎｙ | マグネシウムと、クロム、マンガン及びジルコニウムのうちの少なくとも１つとを添加したアルミニウム合金、並びにその製造方法 |
| JP2019011505A (ja) * | 2017-04-15 | 2019-01-24 | ザ・ボーイング・カンパニーＴｈｅ Ｂｏｅｉｎｇ Ｃｏｍｐａｎｙ | マグネシウムと、カルシウムと、クロム、マンガン及びジルコニウムのうちの少なくとも１つとを添加したアルミニウム合金、並びにその製造方法 |
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