JPH09287042A - 衝撃特性に優れたアルミニウム合金板及びその製造方法 - Google Patents
衝撃特性に優れたアルミニウム合金板及びその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、自動車の衝突安全性に対する材料
面からの寄与を可能とするために、衝撃特性に優れたア
ルミニウム合金板及びその製造方法を提供することを目
的とする。 【解決手段】 重量％で、Ｍｇ：２〜８％を含み、残部
はＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金板
において、前記合金板中に晶出した晶出物の圧延方向断
面における平均サイズが（１）及び（２）式を満足させ
る。これにより衝撃特性の優れたアルミニウム合金板が
得られる。
面からの寄与を可能とするために、衝撃特性に優れたア
ルミニウム合金板及びその製造方法を提供することを目
的とする。 【解決手段】 重量％で、Ｍｇ：２〜８％を含み、残部
はＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金板
において、前記合金板中に晶出した晶出物の圧延方向断
面における平均サイズが（１）及び（２）式を満足させ
る。これにより衝撃特性の優れたアルミニウム合金板が
得られる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車用材料の用
途に好適な衝撃特性の優れたアルミニウム合金板及びそ
の製造方法に関するものである。
途に好適な衝撃特性の優れたアルミニウム合金板及びそ
の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】アルミニウム合金は鉄に比べて衝撃特性
が劣ることが知られている（例えば、自動車技術、３０
（Ｎｏ．２）（１９７６）、ｐ．１１７）。すなわち、
ひずみ速度が１００／ｓ以上に大きくても、その強度は
ほとんど変化しないとされてきた。ところで、最近で
は、アルミニウム合金板の自動車用材料としての適用が
拡大しつつある。このアルミニウム合金板を適用する目
的は、自動車の車体軽量化にあるが、自動車を取り巻く
環境も厳しくなり、特に衝突時の乗員の安定性を確保す
るために種々の対策が講じられている。そのため、自動
車の部品を構成するアルミニウム合金板においても、衝
突安全性の観点から衝突特性の向上が求められる。アル
ミニウム合金の押出形材では、衝撃吸収性を向上させる
方法として、特開平７−５４０９０号公報記載のよう
に、粒界析出物の大きさを所定の大きさに制御する方法
が明示されている。これは、液体化処理を施してから押
出成形を行った後の冷却速度を規定し、特に粒界析出物
の大きさを制御するものである。
が劣ることが知られている（例えば、自動車技術、３０
（Ｎｏ．２）（１９７６）、ｐ．１１７）。すなわち、
ひずみ速度が１００／ｓ以上に大きくても、その強度は
ほとんど変化しないとされてきた。ところで、最近で
は、アルミニウム合金板の自動車用材料としての適用が
拡大しつつある。このアルミニウム合金板を適用する目
的は、自動車の車体軽量化にあるが、自動車を取り巻く
環境も厳しくなり、特に衝突時の乗員の安定性を確保す
るために種々の対策が講じられている。そのため、自動
車の部品を構成するアルミニウム合金板においても、衝
突安全性の観点から衝突特性の向上が求められる。アル
ミニウム合金の押出形材では、衝撃吸収性を向上させる
方法として、特開平７−５４０９０号公報記載のよう
に、粒界析出物の大きさを所定の大きさに制御する方法
が明示されている。これは、液体化処理を施してから押
出成形を行った後の冷却速度を規定し、特に粒界析出物
の大きさを制御するものである。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、自動車の衝
突安全性に対する材料面からの寄与を可能とするため
に、衝撃特性に優れたアルミニウム合金板及びその製造
方法を提供することを目的とする。
突安全性に対する材料面からの寄与を可能とするため
に、衝撃特性に優れたアルミニウム合金板及びその製造
方法を提供することを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、アルミニ
ウム合金における晶出物の形態が衝撃特性に及ぼす影響
について検討した結果、（１）上記晶出物の形態は、衝
撃特性に影響を与え、できるだけ等方的な形態であるほ
ど、衝撃特性が向上すること、及び、（２）晶出物を等
方的な形態とするためには、アルミニウム合金を凝固さ
せるときの凝固時の冷却速度を速くすることが効果的で
あること、を知見した。本発明は、上記知見に基づくも
のであって、重量％で、Ｍｇ：２〜８％を含み、残部は
Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金板に
おいて、前記合金板中に晶出した晶出物の圧延方向断面
における平均サイズが（１）及び（２）式を満足するこ
とを特徴とする衝撃特性の優れたアルミニウム合金板。 （Ｄｌ＋Ｄｃ）／２≦５μｍ ・・・・・・・・・（１） Ｄｌ／Ｄｃ≦１．２５ ・・・・・・・・・・（２） （ここで、Ｄｌ：晶出物の圧延方向の長さ、Ｄｃ：晶出
物の板厚方向の長さ）
ウム合金における晶出物の形態が衝撃特性に及ぼす影響
について検討した結果、（１）上記晶出物の形態は、衝
撃特性に影響を与え、できるだけ等方的な形態であるほ
ど、衝撃特性が向上すること、及び、（２）晶出物を等
方的な形態とするためには、アルミニウム合金を凝固さ
せるときの凝固時の冷却速度を速くすることが効果的で
あること、を知見した。本発明は、上記知見に基づくも
のであって、重量％で、Ｍｇ：２〜８％を含み、残部は
Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金板に
おいて、前記合金板中に晶出した晶出物の圧延方向断面
における平均サイズが（１）及び（２）式を満足するこ
とを特徴とする衝撃特性の優れたアルミニウム合金板。 （Ｄｌ＋Ｄｃ）／２≦５μｍ ・・・・・・・・・（１） Ｄｌ／Ｄｃ≦１．２５ ・・・・・・・・・・（２） （ここで、Ｄｌ：晶出物の圧延方向の長さ、Ｄｃ：晶出
物の板厚方向の長さ）
【０００５】上記アルミニウム合金板には、必要に応じ
てＣｕ：１％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｆｅ：０．５
％以下のうち１種以上、または／及びＴｉ：０．２％以
下、Ｂ：０．０１％以下、Ｂｅ：０．００５％以下のう
ち１種以上を含有させることが好適である。また、本発
明は、上記アルミニウム合金板の製造方法において、凝
固時の冷却速度を５℃／ｓ以上として鋳造し、再加熱
後、所定の熱間圧延及び冷間圧延を実施し、再結晶焼鈍
を施すことを特徴とする衝撃特性に優れたアルミニウム
合金板の製造方法である。
てＣｕ：１％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｆｅ：０．５
％以下のうち１種以上、または／及びＴｉ：０．２％以
下、Ｂ：０．０１％以下、Ｂｅ：０．００５％以下のう
ち１種以上を含有させることが好適である。また、本発
明は、上記アルミニウム合金板の製造方法において、凝
固時の冷却速度を５℃／ｓ以上として鋳造し、再加熱
後、所定の熱間圧延及び冷間圧延を実施し、再結晶焼鈍
を施すことを特徴とする衝撃特性に優れたアルミニウム
合金板の製造方法である。
【０００６】
【発明の実施の形態】まず、本発明における成分組成の
限定理由について述べる。Ｍｇは、主として強度と延性
を高めるために必要不可欠な合金元素である。そのた
め、必要な含有量は２％以上とする。２％未満では強度
及び延性が不十分である。また、上限を８％とするが、
これを超えて添加されると熱間加工性が劣化し、熱間圧
延ができない。上記のようにＭｇの含有量を規定した本
発明鋼の基本成分系には、必要によりＣｕ、Ｓｉ及びＦ
ｅの１種以上を添加する。
限定理由について述べる。Ｍｇは、主として強度と延性
を高めるために必要不可欠な合金元素である。そのた
め、必要な含有量は２％以上とする。２％未満では強度
及び延性が不十分である。また、上限を８％とするが、
これを超えて添加されると熱間加工性が劣化し、熱間圧
延ができない。上記のようにＭｇの含有量を規定した本
発明鋼の基本成分系には、必要によりＣｕ、Ｓｉ及びＦ
ｅの１種以上を添加する。
【０００７】Ｃｕは、主として析出硬化により、塗装焼
付硬化によって強度を上げることを目的に添加される元
素である。添加量が０．１％未満では、その効果がな
く、また、１％を超えて添加されると、極端に耐食性が
悪くなるばかりでなく、析出が促進され、室温放置中の
経時変化が大きく、成形性が劣化する。そのためＣｕの
添加量は０．１〜１％とする。
付硬化によって強度を上げることを目的に添加される元
素である。添加量が０．１％未満では、その効果がな
く、また、１％を超えて添加されると、極端に耐食性が
悪くなるばかりでなく、析出が促進され、室温放置中の
経時変化が大きく、成形性が劣化する。そのためＣｕの
添加量は０．１〜１％とする。
【０００８】Ｓｉ及びＦｅは、アルミニウム合金におい
ては本来不可避的不純物元素であり、凝固時に晶出物を
形成し、成形加工性を低下させる。したがって、極力そ
の含有量は低い方が良いため、０．５％以下とする。一
方、０．０５％より低くするには、製造コストを増加さ
せるため、好ましくは０．０５％を下限とする。本発明
におけるアルミニウム合金板には、必要に応じて、さら
にＴｉ、Ｂ及びＢｅのうち１種以上を添加する。
ては本来不可避的不純物元素であり、凝固時に晶出物を
形成し、成形加工性を低下させる。したがって、極力そ
の含有量は低い方が良いため、０．５％以下とする。一
方、０．０５％より低くするには、製造コストを増加さ
せるため、好ましくは０．０５％を下限とする。本発明
におけるアルミニウム合金板には、必要に応じて、さら
にＴｉ、Ｂ及びＢｅのうち１種以上を添加する。
【０００９】熱間加工性をより良好とするためには、Ｔ
ｉまたはＢの添加が有効である。Ｔｉ、Ｂは、鋳塊にお
ける結晶粒を微細化し、熱間加工性を改善する。ただ
し、初晶Ａｌ3 Ｔｉ粒子の晶出は、成形加工性を大きく
劣化させるため、その晶出を防止しなくてはならない。
そのため、Ｔｉ量は０．２％を上限とする。また、Ｂも
過度に添加されるとＴｉとの化合物ＴｉＢ2 を形成し、
加工性を劣化させるため、０．０１％を上限とする。
ｉまたはＢの添加が有効である。Ｔｉ、Ｂは、鋳塊にお
ける結晶粒を微細化し、熱間加工性を改善する。ただ
し、初晶Ａｌ3 Ｔｉ粒子の晶出は、成形加工性を大きく
劣化させるため、その晶出を防止しなくてはならない。
そのため、Ｔｉ量は０．２％を上限とする。また、Ｂも
過度に添加されるとＴｉとの化合物ＴｉＢ2 を形成し、
加工性を劣化させるため、０．０１％を上限とする。
【００１０】また、Ｂｅについては、特にＭｇが１．５
％を超えるような合金成分の時に、溶湯の酸化防止のた
めに添加される。そのため、過度の添加はその効果が飽
和するため、０．００５％を上限とする。本発明のアル
ミニウム合金板は、上記の成分からなることを特徴とす
るが、それ以外の成分についても通常のアルミニウム合
金板に含まれる成分を含有しても何らかまわない。特
に、ＣｒやＺｎについては、成形加工性や耐食性を劣化
させる元素であるため、その添加は極力少ない方が良
く、合計で０．１％以下とする。
％を超えるような合金成分の時に、溶湯の酸化防止のた
めに添加される。そのため、過度の添加はその効果が飽
和するため、０．００５％を上限とする。本発明のアル
ミニウム合金板は、上記の成分からなることを特徴とす
るが、それ以外の成分についても通常のアルミニウム合
金板に含まれる成分を含有しても何らかまわない。特
に、ＣｒやＺｎについては、成形加工性や耐食性を劣化
させる元素であるため、その添加は極力少ない方が良
く、合計で０．１％以下とする。
【００１１】次に、本発明において最も重要な晶出物の
形態について述べる。本発明者らは、アルミニウム合金
板の衝撃特性を向上させるために晶出物の形態について
検討した結果、平均サイズで晶出物の圧延方向断面の大
きさが下記の２式を満たすと、衝撃特性が飛躍的に向上
することが見いだされた。 （Ｄｌ＋Ｄｃ）／２≦５μｍ Ｄｌ／Ｄｃ≦１．２５ （ここで、Ｄｌ：晶出物の圧延方向の長さ、Ｄｃ：晶出
物の板厚方向の長さ）
形態について述べる。本発明者らは、アルミニウム合金
板の衝撃特性を向上させるために晶出物の形態について
検討した結果、平均サイズで晶出物の圧延方向断面の大
きさが下記の２式を満たすと、衝撃特性が飛躍的に向上
することが見いだされた。 （Ｄｌ＋Ｄｃ）／２≦５μｍ Ｄｌ／Ｄｃ≦１．２５ （ここで、Ｄｌ：晶出物の圧延方向の長さ、Ｄｃ：晶出
物の板厚方向の長さ）
【００１２】上記知見を得た実験結果を図１に示す。実
験は、Ａｌ−５．５％Ｍｇの５０００系合金において、
凝固時における冷却速度を変化させ、晶出物の大きさ及
び形状を変えた材料を準備し、ひずみ速度が１０-3ｓ-1
と１０ｓ-1の引張試験における引張強度の上昇量を調査
した。図１の結果より、（Ｄｌ＋Ｄｃ）／２≦５μｍか
つＤｌ／Ｄｃ≦１．２５の条件下において、高ひずみ速
度による引張強度の上昇が認められ、衝撃特性の向上効
果が得られた。
験は、Ａｌ−５．５％Ｍｇの５０００系合金において、
凝固時における冷却速度を変化させ、晶出物の大きさ及
び形状を変えた材料を準備し、ひずみ速度が１０-3ｓ-1
と１０ｓ-1の引張試験における引張強度の上昇量を調査
した。図１の結果より、（Ｄｌ＋Ｄｃ）／２≦５μｍか
つＤｌ／Ｄｃ≦１．２５の条件下において、高ひずみ速
度による引張強度の上昇が認められ、衝撃特性の向上効
果が得られた。
【００１３】次に、本発明におけるアルミニウム合金板
の製造方法について説明する。本発明の成分組成の合金
は、ＤＣ鋳造法その他の鋳造法で鋳造する。また、薄ス
ラブ連鋳法や双ロール鋳造法を用いてもかまわない。本
発明においては、凝固時の冷却速度が最も重要な因子で
ある。図２及び３は、図１の実験における凝固時の冷却
速度と晶出物の形態（等方性）との関係を示した結果で
ある。ここで、晶出物のサイズの測定は、任意のＬ断面
（圧延方向と平行な断面）において実施し、５００倍の
光学顕微鏡組織で１０００個分の晶出物の圧延方向及び
板厚方向のサイズの平均値より求めた。晶出物の形態が
上記の２式を満たすようにするには、凝固時の冷却速度
を５℃／ｓ以上にすればよいことが判明した。そこで、
凝固時の冷却速度が５℃／ｓ以上とする。凝固時の冷却
速度は、速ければ速いほど晶出物の大きさが小さく、等
方的になるため好ましいが、５００℃／ｓを超えると、
固溶元素が多量に残存することになり、硬質化すると同
時に延性が低下する。そのため、好ましくは５０００℃
／ｓ以下の冷却速度で冷却するのがよい。
の製造方法について説明する。本発明の成分組成の合金
は、ＤＣ鋳造法その他の鋳造法で鋳造する。また、薄ス
ラブ連鋳法や双ロール鋳造法を用いてもかまわない。本
発明においては、凝固時の冷却速度が最も重要な因子で
ある。図２及び３は、図１の実験における凝固時の冷却
速度と晶出物の形態（等方性）との関係を示した結果で
ある。ここで、晶出物のサイズの測定は、任意のＬ断面
（圧延方向と平行な断面）において実施し、５００倍の
光学顕微鏡組織で１０００個分の晶出物の圧延方向及び
板厚方向のサイズの平均値より求めた。晶出物の形態が
上記の２式を満たすようにするには、凝固時の冷却速度
を５℃／ｓ以上にすればよいことが判明した。そこで、
凝固時の冷却速度が５℃／ｓ以上とする。凝固時の冷却
速度は、速ければ速いほど晶出物の大きさが小さく、等
方的になるため好ましいが、５００℃／ｓを超えると、
固溶元素が多量に残存することになり、硬質化すると同
時に延性が低下する。そのため、好ましくは５０００℃
／ｓ以下の冷却速度で冷却するのがよい。
【００１４】あとに続く熱間圧延は通常の方法でよく、
特に規定されるものではない。すなわち、４５０〜５８
０℃の範囲内で均質化処理を施した後、熱間圧延を行
う。この時、薄スラブ連鋳法や双ロール鋳造法を用いた
場合には、室温まで冷却することなく熱間圧延を実施す
ることができる。次に、冷間圧延を行った後、溶体化再
結晶処理を実施する。その際の熱処理条件についても特
に規定されるものではなく、通常の連続焼鈍あるいは箱
焼鈍で実施すれば良い。さらに、続いて調質圧延を実施
することも本発明の効果を損なうものではない。
特に規定されるものではない。すなわち、４５０〜５８
０℃の範囲内で均質化処理を施した後、熱間圧延を行
う。この時、薄スラブ連鋳法や双ロール鋳造法を用いた
場合には、室温まで冷却することなく熱間圧延を実施す
ることができる。次に、冷間圧延を行った後、溶体化再
結晶処理を実施する。その際の熱処理条件についても特
に規定されるものではなく、通常の連続焼鈍あるいは箱
焼鈍で実施すれば良い。さらに、続いて調質圧延を実施
することも本発明の効果を損なうものではない。
【００１５】
（実施例１）Ｍｇ：５．５％を含む５０００系アルミニ
ウム合金を溶製し、表１に示すような種々の冷却速度で
凝固させ、鋳造材とした。その後、通常の方法に従って
熱間圧延、冷間圧延を実施し、板厚１ｍｍの冷延板とし
た。この冷延板を連続焼鈍にて５２０℃×１０秒の溶体
化処理後、室温まで冷却した。材質評価について、ま
ず、引張試験は供試材をＪＩＳ Ｚ ２２０１に従い５
号試験片に加工し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の試験方法に
したがって実施した。さらに、衝撃特性を評価するため
に、引張速度をひずみ速度１００／ｓとして引張試験を
行った。表１に示すように、本発明例のＮｏ．３，４，
５では、晶出物の形態が微細均一化（等方化）したこと
に起因して、ひずみ速度１００／ｓでの引張試験におい
て強度が増加している。また、局部伸び（１−Ｅｌ）も
改善されている。一方、比較例のＮｏ．１及び２では、
凝固時の冷却速度が本発明の規定範囲から低くはずれた
ため、晶出物の大きさが大きくなりすぎたことにより、
ひずみ速度で１００／ｓでの引張試験において強度が増
加しない。
ウム合金を溶製し、表１に示すような種々の冷却速度で
凝固させ、鋳造材とした。その後、通常の方法に従って
熱間圧延、冷間圧延を実施し、板厚１ｍｍの冷延板とし
た。この冷延板を連続焼鈍にて５２０℃×１０秒の溶体
化処理後、室温まで冷却した。材質評価について、ま
ず、引張試験は供試材をＪＩＳ Ｚ ２２０１に従い５
号試験片に加工し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の試験方法に
したがって実施した。さらに、衝撃特性を評価するため
に、引張速度をひずみ速度１００／ｓとして引張試験を
行った。表１に示すように、本発明例のＮｏ．３，４，
５では、晶出物の形態が微細均一化（等方化）したこと
に起因して、ひずみ速度１００／ｓでの引張試験におい
て強度が増加している。また、局部伸び（１−Ｅｌ）も
改善されている。一方、比較例のＮｏ．１及び２では、
凝固時の冷却速度が本発明の規定範囲から低くはずれた
ため、晶出物の大きさが大きくなりすぎたことにより、
ひずみ速度で１００／ｓでの引張試験において強度が増
加しない。
【００１６】
【表１】
【００１７】（実施例２）表２に示すような種々のアル
ミニウム合金を溶製し、本発明の範囲内における冷却速
度で凝固させ、鋳片を作製した。その後、通常の方法で
熱間圧延、冷間圧延を行い、１ｍｍの冷延板とした。な
お、薄スラブ連鋳法で鋳造したものは直送で熱間圧延を
行った後、冷間圧延を実施した。また、双ロール法では
３ｍｍに鋳造し、熱間圧延を実施することなく冷間圧延
を行った。こうして得られた冷延板を、連続焼鈍あるい
は箱焼鈍によって再結晶処理を行った後、実施例１と同
様の方法で材質評価した。さらには耐食性の評価試験も
行った。その評価は、りん酸亜鉛処理を施した各合金
に、市販の電着塗装と中塗り、上塗りを行い、塗装面に
Ｌ方向とＣ方向にカッターで切れ目を入れ、ＡＳＴＭ
Ｄ２０８３法に準拠して行った。膨れ幅が２ｍｍ以下を
〇、２ｍｍを超える場合を×とした。
ミニウム合金を溶製し、本発明の範囲内における冷却速
度で凝固させ、鋳片を作製した。その後、通常の方法で
熱間圧延、冷間圧延を行い、１ｍｍの冷延板とした。な
お、薄スラブ連鋳法で鋳造したものは直送で熱間圧延を
行った後、冷間圧延を実施した。また、双ロール法では
３ｍｍに鋳造し、熱間圧延を実施することなく冷間圧延
を行った。こうして得られた冷延板を、連続焼鈍あるい
は箱焼鈍によって再結晶処理を行った後、実施例１と同
様の方法で材質評価した。さらには耐食性の評価試験も
行った。その評価は、りん酸亜鉛処理を施した各合金
に、市販の電着塗装と中塗り、上塗りを行い、塗装面に
Ｌ方向とＣ方向にカッターで切れ目を入れ、ＡＳＴＭ
Ｄ２０８３法に準拠して行った。膨れ幅が２ｍｍ以下を
〇、２ｍｍを超える場合を×とした。
【００１８】
【表２】
【００１９】結果を表３に示す。本発明例（Ｎｏ．６〜
１２）では、１００／ｓのひずみ速度の速い領域で強度
の上昇が認められ、衝撃特性に優れる。一方、本発明の
範囲からＭｇが高くはずれたＮｏ．１３では、熱間加工
性が著しく劣化するため、熱間圧延時に割れが生じる。
そのため最終製品を製造するには至っていない。Ｃｕが
本発明の範囲を超えて添加されると、Ｎｏ．１４のよう
に耐食性が悪い。さらに、ＳｉあるいはＦｅが高くはず
れたＮｏ．１５及び１６では、形成される晶出物の量が
多くなり、延性が低下する。その結果、ひずみ速度＝１
００／ｓで強度が高くならず、衝撃特性が悪い。
１２）では、１００／ｓのひずみ速度の速い領域で強度
の上昇が認められ、衝撃特性に優れる。一方、本発明の
範囲からＭｇが高くはずれたＮｏ．１３では、熱間加工
性が著しく劣化するため、熱間圧延時に割れが生じる。
そのため最終製品を製造するには至っていない。Ｃｕが
本発明の範囲を超えて添加されると、Ｎｏ．１４のよう
に耐食性が悪い。さらに、ＳｉあるいはＦｅが高くはず
れたＮｏ．１５及び１６では、形成される晶出物の量が
多くなり、延性が低下する。その結果、ひずみ速度＝１
００／ｓで強度が高くならず、衝撃特性が悪い。
【００２０】
【表３】
【００２１】
【発明の効果】本発明のアルミニウム合金板は、晶出物
の形態を等方的に調整するので、従来のアルミニウム合
金に比べて衝撃特性が優れ、自動車ボディ用等として好
適なアルミニウム合金板の提供が可能となる。
の形態を等方的に調整するので、従来のアルミニウム合
金に比べて衝撃特性が優れ、自動車ボディ用等として好
適なアルミニウム合金板の提供が可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】晶出物の形態とひずみ速度の変化による引張強
度の上昇量との関係を示す図、
度の上昇量との関係を示す図、
【図２】凝固時冷却速度と（Ｄｌ＋Ｄｃ）／２の関係を
示す図、
示す図、
【図３】凝固時冷却速度とＤｌ／Ｄｃの関係を示す図で
ある。
ある。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、Ｍｇ：２〜８％を含み、残部
はＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金板
において、前記合金板中に晶出した晶出物の圧延方向断
面における平均サイズが（１）及び（２）式を満足する
ことを特徴とする衝撃特性の優れたアルミニウム合金
板。 （Ｄｌ＋Ｄｃ）／２≦５μｍ ・・・・・・・・・（１） Ｄｌ／Ｄｃ≦１．２５ ・・・・・・・・・・（２） （ここで、Ｄｌ：晶出物の圧延方向の長さ、Ｄｃ：晶出
物の板厚方向の長さ） - 【請求項２】 さらに、重量％で、Ｃｕ：１％以下、Ｓ
ｉ：０．５％以下、Ｆｅ：０．５％以下のうち１種以上
含むことを特徴とする請求項１記載のアルミニウム合金
板。 - 【請求項３】 さらに、重量％で、Ｔｉ：０．２％以
下、Ｂ：０．０１％以下、Ｂｅ：０．００５％以下のう
ち１種以上含むことを特徴とする請求項１または２のい
ずれか１項に記載のアルミニウム合金板。 - 【請求項４】 請求項１、２または３記載のアルミニウ
ム合金板の製造方法において、凝固時の冷却速度を５℃
／ｓ以上として鋳造し、再加熱後、所定の熱間圧延及び
冷間圧延を実施し、再結晶焼鈍を施すことを特徴とする
衝撃特性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 |
|---|---|---|---|
| JP9798296A JPH09287042A (ja) | 1996-04-19 | 1996-04-19 | 衝撃特性に優れたアルミニウム合金板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9798296A JPH09287042A (ja) | 1996-04-19 | 1996-04-19 | 衝撃特性に優れたアルミニウム合金板及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09287042A true JPH09287042A (ja) | 1997-11-04 |
Family
ID=14206882
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9798296A Withdrawn JPH09287042A (ja) | 1996-04-19 | 1996-04-19 | 衝撃特性に優れたアルミニウム合金板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09287042A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2016098412A (ja) * | 2014-11-21 | 2016-05-30 | 株式会社Uacj | アルミニウム合金板の製造方法 |
-
1996
- 1996-04-19 JP JP9798296A patent/JPH09287042A/ja not_active Withdrawn
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2016098412A (ja) * | 2014-11-21 | 2016-05-30 | 株式会社Uacj | アルミニウム合金板の製造方法 |
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