JPS619561A - 熱間成形性の優れたＡｌ合金板の製造法 - Google Patents
熱間成形性の優れたＡｌ合金板の製造法Info
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- JPS619561A JPS619561A JP59130792A JP13079284A JPS619561A JP S619561 A JPS619561 A JP S619561A JP 59130792 A JP59130792 A JP 59130792A JP 13079284 A JP13079284 A JP 13079284A JP S619561 A JPS619561 A JP S619561A
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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
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
この発明は、優れた熱間成形性、すなわち熱間で非常に
高い延性と非常に低い変形抵抗を有し、したがって、例
えばプラスチック板を成形するのに用いられているプロ
ー成形手段などによる成形が可能であることから、比較
的安価な成形設備と金型を用い、少ない工程数で複雑な
一体成形品を成形することができるＡｌ合金板の製造法
に関するものである。
高い延性と非常に低い変形抵抗を有し、したがって、例
えばプラスチック板を成形するのに用いられているプロ
ー成形手段などによる成形が可能であることから、比較
的安価な成形設備と金型を用い、少ない工程数で複雑な
一体成形品を成形することができるＡｌ合金板の製造法
に関するものである。
一般に、熱処理型Ａｌ合金、いい換れば析出硬化型Ａｌ
合金には、ＡＡ！ −Ｃｕ系、 ｋｌ −Ｃｕ−Ｍｇ系
、Ａｄ−Ｍｇ−８ｉ系、およびＡＡ’ −Ｚｎ −Ｍｇ
−Ｃｕ系の各合金があり、これらのＡｌ合金は、ＪＩＳ
およびＡＡ（米国アルミニウム協会）の定める合金番号
表示に従えば、おおむね２０００番、６０００番、およ
び７０００番台のＡＪ金合金相当するものである。
合金には、ＡＡ！ −Ｃｕ系、 ｋｌ −Ｃｕ−Ｍｇ系
、Ａｄ−Ｍｇ−８ｉ系、およびＡＡ’ −Ｚｎ −Ｍｇ
−Ｃｕ系の各合金があり、これらのＡｌ合金は、ＪＩＳ
およびＡＡ（米国アルミニウム協会）の定める合金番号
表示に従えば、おおむね２０００番、６０００番、およ
び７０００番台のＡＪ金合金相当するものである。
また、これらの熱処理型Ａｌ合金らＡｌ合金板を製造す
るに際しては、４６０〜５６０℃の温度で均質化処理し
たインゴットを、同程度の温度で熱間圧延して板厚＝２
〜１０ＩＩＩＩ（通常＝６龍）の熱間圧延板とし、つい
でこの熱間圧延板に、板厚減少率で２０％以上の冷間圧
延を施して、板厚が１〜５朋の冷間圧延板とした後、必
要に応じて、この冷間圧延板に、加工歪を除去する目的
で、３００〜４００℃の温度にて除熱および徐冷を伴う
中間焼なまし処理を行ない、引続いて、これに板厚減少
率で２０〜８０ｑｂの冷間圧延を施して最終板厚を０５
〜３ ｍｖＬにする方法がとられている。
るに際しては、４６０〜５６０℃の温度で均質化処理し
たインゴットを、同程度の温度で熱間圧延して板厚＝２
〜１０ＩＩＩＩ（通常＝６龍）の熱間圧延板とし、つい
でこの熱間圧延板に、板厚減少率で２０％以上の冷間圧
延を施して、板厚が１〜５朋の冷間圧延板とした後、必
要に応じて、この冷間圧延板に、加工歪を除去する目的
で、３００〜４００℃の温度にて除熱および徐冷を伴う
中間焼なまし処理を行ない、引続いて、これに板厚減少
率で２０〜８０ｑｂの冷間圧延を施して最終板厚を０５
〜３ ｍｖＬにする方法がとられている。
しかし、この従来方法によって製造された冷間圧延後の
Ａ７合金板は、結晶粒が粗く、通常圧延方向に沿って測
定した結晶粒径（以下同じ）で１００〜３００μｍを示
し、さらに再結晶組織とするために、これに最終焼鈍あ
るいは溶体化熱処理な施しても、この結果得られる再結
晶粒の粒径は不さくても２０μｍ程度であって、この程
度の粒径を有するＡｌ合金板では超塑性Ａｌ合金に匹敵
するような優れた熱間成形性を示さないものである。
Ａ７合金板は、結晶粒が粗く、通常圧延方向に沿って測
定した結晶粒径（以下同じ）で１００〜３００μｍを示
し、さらに再結晶組織とするために、これに最終焼鈍あ
るいは溶体化熱処理な施しても、この結果得られる再結
晶粒の粒径は不さくても２０μｍ程度であって、この程
度の粒径を有するＡｌ合金板では超塑性Ａｌ合金に匹敵
するような優れた熱間成形性を示さないものである。
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、超塑性
Ａ７合金に匹敵する優れた熱間成形性を有するＡ７Ｉ合
金板を製造すべ（研究を行なった結果、上記の通常の方
法で製造された熱処理型ｋ１合金の熱間圧延板に、板厚
減少率で２０％以上の冷間圧延を施した状態で、１５０
から３５０℃までを１℃／秒以上の昇温速度で急速加熱
（以下急熱という）して、４２０〜５６０℃の高温に加
熱し、引続いて４２０から１５０℃までを１°Ｃ／秒以
上の冷却速度で急速冷却（急冷という）の高温中間熱処
理を施し、さらにこれに板厚減少率で１５〜６０％の最
終冷間圧延を施して最終板厚のＡｌ合金板とすると、こ
の結果得られたＡｌ合金板においては、前記高温中間熱
処理が施された時点で、結晶粒径が平均値で５０μｍ以
下とある程度微細になっていると共に、常温に充分長く
放置した後の引張強さが完全焼鈍材（Ｏ材）のそれの１
３倍以上に析出硬化された状態となっているので、これ
に前記の最終冷間圧延を施して加工歪を与えた状態でそ
のまま、すなわち焼鈍や溶体化熱処理などの再結晶化を
行なわず、熱開成形に供すると、この熱開成形の初期に
起る再結晶化によって結晶粒径は１０μｍ前後の微細な
ものとなり、こめ結果超塑性Ａｌ合金に匹適する優れた
熱間成形性を示すようになるという知見を得たのである
。
Ａ７合金に匹敵する優れた熱間成形性を有するＡ７Ｉ合
金板を製造すべ（研究を行なった結果、上記の通常の方
法で製造された熱処理型ｋ１合金の熱間圧延板に、板厚
減少率で２０％以上の冷間圧延を施した状態で、１５０
から３５０℃までを１℃／秒以上の昇温速度で急速加熱
（以下急熱という）して、４２０〜５６０℃の高温に加
熱し、引続いて４２０から１５０℃までを１°Ｃ／秒以
上の冷却速度で急速冷却（急冷という）の高温中間熱処
理を施し、さらにこれに板厚減少率で１５〜６０％の最
終冷間圧延を施して最終板厚のＡｌ合金板とすると、こ
の結果得られたＡｌ合金板においては、前記高温中間熱
処理が施された時点で、結晶粒径が平均値で５０μｍ以
下とある程度微細になっていると共に、常温に充分長く
放置した後の引張強さが完全焼鈍材（Ｏ材）のそれの１
３倍以上に析出硬化された状態となっているので、これ
に前記の最終冷間圧延を施して加工歪を与えた状態でそ
のまま、すなわち焼鈍や溶体化熱処理などの再結晶化を
行なわず、熱開成形に供すると、この熱開成形の初期に
起る再結晶化によって結晶粒径は１０μｍ前後の微細な
ものとなり、こめ結果超塑性Ａｌ合金に匹適する優れた
熱間成形性を示すようになるという知見を得たのである
。
なお、上記の方法によって製造したＡ４合金板が優れた
熱間成形性を示すのは、 （ａ） 一般に再結晶組織は再結晶核の発生と、その
成長によって得られるが、その際、元の結晶粒界は再結
晶核の発生場所となるので、元の結晶粒。
熱間成形性を示すのは、 （ａ） 一般に再結晶組織は再結晶核の発生と、その
成長によって得られるが、その際、元の結晶粒界は再結
晶核の発生場所となるので、元の結晶粒。
すなわち最終冷間圧延前の結晶粒が微細なほど再結晶核
の発生場所が多くなり、再結晶粒径は微細になること。
の発生場所が多くなり、再結晶粒径は微細になること。
（ｂ） 上記の高温中間熱処理後の析出硬化状態で冷
間圧延が施されると、その加工歪は１〜１０μｍ程度の
間隔で互いにほぼ平行に融った変形帯に集中し、この変
形帯には大きな歪エネルギーが蓄積されるので、再結晶
核の生成数が多く、また成長が活発となることから、微
細な再結晶組織が形成されるようになること。
間圧延が施されると、その加工歪は１〜１０μｍ程度の
間隔で互いにほぼ平行に融った変形帯に集中し、この変
形帯には大きな歪エネルギーが蓄積されるので、再結晶
核の生成数が多く、また成長が活発となることから、微
細な再結晶組織が形成されるようになること。
に理由の一端があるものと考察される。
したがって、この発明は、上記知見に基づいてなされた
ものであって、 通常の熱処理型Ａｌ合金の熱間圧延板に、板厚減少率で
２０％以上の冷間圧延を施し、 ついで、この冷間圧延板に、１５０ ’Ｃから３５０゛
Ｃまでを１℃／秒以上の昇温速度で急熱して、４２０〜
５６０℃の温度に加熱し、引続いて４２０℃から１５０
℃までを１℃／秒以上の冷却速度で急冷の高温中間熱処
理を施し、 さらに、この高温中間熱処理板に、板厚減少率で１５〜
６０％の最終冷間圧延を施すことによって、熱間成形時
に１０ ／ｌ ｍ前後の微細な再結晶粒を形成し、この
結果超塑性ＡＡ金合金匹敵する優れた熱間成形性を示す
ようになるＡｌ合金板な製造する方法に特徴を有するも
のである。
ものであって、 通常の熱処理型Ａｌ合金の熱間圧延板に、板厚減少率で
２０％以上の冷間圧延を施し、 ついで、この冷間圧延板に、１５０ ’Ｃから３５０゛
Ｃまでを１℃／秒以上の昇温速度で急熱して、４２０〜
５６０℃の温度に加熱し、引続いて４２０℃から１５０
℃までを１℃／秒以上の冷却速度で急冷の高温中間熱処
理を施し、 さらに、この高温中間熱処理板に、板厚減少率で１５〜
６０％の最終冷間圧延を施すことによって、熱間成形時
に１０ ／ｌ ｍ前後の微細な再結晶粒を形成し、この
結果超塑性ＡＡ金合金匹敵する優れた熱間成形性を示す
ようになるＡｌ合金板な製造する方法に特徴を有するも
のである。
つぎに、この発明の方法において、製造条件を上記の通
りに限定した理由を説明する。
りに限定した理由を説明する。
（ａｌ 高温中間熱処理前の冷間圧延における板厚減
少率 熱間圧延に続く冷間圧延においては板厚減少率で２０％
以上、好ましくは４０％以上の圧延を施す必要がある。
少率 熱間圧延に続く冷間圧延においては板厚減少率で２０％
以上、好ましくは４０％以上の圧延を施す必要がある。
これは、引続いて施される高温中間熱処理において、圧
延方向に沿って測定した平均値で５０μｍ以下の粒径（
この粒径については後で詳述する）を有する再結晶粒を
形成するという理由によるものである。すなわち、板厚
減少率が２０ｑ６未満では、高温中間熱処理において再
結晶が起らず、あるいは例え再結晶が生じたとしても再
結晶粒径が５０μｍを超えて大きくなりすぎてしまうの
である。
延方向に沿って測定した平均値で５０μｍ以下の粒径（
この粒径については後で詳述する）を有する再結晶粒を
形成するという理由によるものである。すなわち、板厚
減少率が２０ｑ６未満では、高温中間熱処理において再
結晶が起らず、あるいは例え再結晶が生じたとしても再
結晶粒径が５０μｍを超えて大きくなりすぎてしまうの
である。
（ｂｌ 高温中間熱処理
（１） 昇温速度
熱処理型ＡＡ’合金では、昇温時の１５０℃から３５０
℃の温度範囲において、冷間圧延によって蓄えられた歪
エネルギーを駆動力にして再結晶粒の核の生成と成長が
行なわれるので、この温度範囲における昇温速度を１℃
／秒未満とすると、歪エネルギーの解除が徐々に行なわ
れることになるから、生成する再結晶粒の核の数が少な
くて再結晶の完了時の結晶粒径が大きくなりすぎたり、
あるいは再結晶が起らない部分が残って、やはり結晶粒
径が大きくなって、５０μｍ以下の微細な結晶粒の形成
が不可能となるのであって、したがって昇温時の１５０
℃から３５０℃の温度範囲の昇温速度を１℃／秒以上と
することによって再結晶粒径の微細化を図るのである。
℃の温度範囲において、冷間圧延によって蓄えられた歪
エネルギーを駆動力にして再結晶粒の核の生成と成長が
行なわれるので、この温度範囲における昇温速度を１℃
／秒未満とすると、歪エネルギーの解除が徐々に行なわ
れることになるから、生成する再結晶粒の核の数が少な
くて再結晶の完了時の結晶粒径が大きくなりすぎたり、
あるいは再結晶が起らない部分が残って、やはり結晶粒
径が大きくなって、５０μｍ以下の微細な結晶粒の形成
が不可能となるのであって、したがって昇温時の１５０
℃から３５０℃の温度範囲の昇温速度を１℃／秒以上と
することによって再結晶粒径の微細化を図るのである。
（１１）加熱温度
加熱温度が４２０℃未満では、再結晶化が十分に行なわ
れないばかりでなく、冷却後における析出硬化も不十分
で、優れた熱間成形性を確保するのに必要な要件の１つ
である、常温に充分長く放置した後の引張強さが完全焼
鈍材のそれの１．３倍以上の強度を確保することができ
ず、一方加熱温度が５６０℃を越えると、 Ａ７合金板
に溶融が生じたり、あるいは再結晶粒の成長が著しく、
５０μｍ以下の結晶粒径の再結晶粒を得ることが困難に
なることから、加熱温度な４２０〜５６０″Ｃと定めた
。
れないばかりでなく、冷却後における析出硬化も不十分
で、優れた熱間成形性を確保するのに必要な要件の１つ
である、常温に充分長く放置した後の引張強さが完全焼
鈍材のそれの１．３倍以上の強度を確保することができ
ず、一方加熱温度が５６０℃を越えると、 Ａ７合金板
に溶融が生じたり、あるいは再結晶粒の成長が著しく、
５０μｍ以下の結晶粒径の再結晶粒を得ることが困難に
なることから、加熱温度な４２０〜５６０″Ｃと定めた
。
なお、この加熱温度は、Ａ７合金の組成によって個々の
適切な温度が定められるものであり、例えばある種のＡ
ｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金では、５００℃以上に加熱すると
溶融が生じることから、その加熱温度５００°Ｃ未満に
定められている。
適切な温度が定められるものであり、例えばある種のＡ
ｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金では、５００℃以上に加熱すると
溶融が生じることから、その加熱温度５００°Ｃ未満に
定められている。
上記のよ５．Ｋ、昇温および加熱条件が不適切で、再結
晶粒が５０μｍを越えて大きくなりすぎると、最終冷間
圧延後に施される熱間成形の初期段階で生ずる再結晶に
おいて、充分な数の再結晶核が生成せず、この結果１０
μｍ前後の再結晶粒の形成は困難となることから、優れ
た熱間成形性を確保することができないのである。
晶粒が５０μｍを越えて大きくなりすぎると、最終冷間
圧延後に施される熱間成形の初期段階で生ずる再結晶に
おいて、充分な数の再結晶核が生成せず、この結果１０
μｍ前後の再結晶粒の形成は困難となることから、優れ
た熱間成形性を確保することができないのである。
さらに、上記したように、再結晶粒ハ圧延方向に伸長し
た形状になり易く、したがって、いずれの場合も結晶粒
径は、圧延方向に沿って測定した値な示すものである。
た形状になり易く、したがって、いずれの場合も結晶粒
径は、圧延方向に沿って測定した値な示すものである。
（ｌｌｉ） 冷却速度
この高温中間熱処理においては、Ｃｕ、 Ｍｇ、 Ｓｉ
。
。
およびＺｎなどの析出硬化に寄与する主要合金元素が溶
体化され、さらに引続く冷却過程で、これらの元素の溶
体化状態が全部、あるいは少なくとも一部保存されたま
まの状態で室温まで冷却される必要があり、このために
は４２０〜５６０℃の温度に加勢して、これらの元素の
溶体化を充分に行なった後、４２０から１５０℃までの
間を１℃／秒以上の冷却速度で急冷しなければならない
。すなわち、４２０℃から１５０℃の温度範囲において
、これらの元素の析出が最も急速に生じ、かつ生じた析
出相も成長して粗大化するものであるから、この温度範
囲の冷却速度を１℃／秒未満にすると、これらの元素の
大半が粗大に析出してしまい、所望の析出硬化を図るこ
とができないのである。
体化され、さらに引続く冷却過程で、これらの元素の溶
体化状態が全部、あるいは少なくとも一部保存されたま
まの状態で室温まで冷却される必要があり、このために
は４２０〜５６０℃の温度に加勢して、これらの元素の
溶体化を充分に行なった後、４２０から１５０℃までの
間を１℃／秒以上の冷却速度で急冷しなければならない
。すなわち、４２０℃から１５０℃の温度範囲において
、これらの元素の析出が最も急速に生じ、かつ生じた析
出相も成長して粗大化するものであるから、この温度範
囲の冷却速度を１℃／秒未満にすると、これらの元素の
大半が粗大に析出してしまい、所望の析出硬化を図るこ
とができないのである。
したがって、この高温中間熱処理においては、該熱処理
後、常温に充分長く放置した後の引張強さが、同一組成
のＡＡ合金板の完全焼鈍材のそれの１．３倍以上となる
ように溶体化し、かつ充分速い速度で冷却するのである
。すなわち、加熱温度が低過ぎたり、あるいは冷却速度
が遅過ぎたりするなどの理由で、前記高温中間熱処理後
、常温に充分長い時間放置しても引張強さが完全焼鈍材
の１．３倍未満にしかならない場合には、その後に冷間
圧延を施しても加工歪が集中せず、したがって、この状
態で熱開成形に供しても微細な再結晶粒の形成は望めず
、満足する熱間成形性は得られないのである。
後、常温に充分長く放置した後の引張強さが、同一組成
のＡＡ合金板の完全焼鈍材のそれの１．３倍以上となる
ように溶体化し、かつ充分速い速度で冷却するのである
。すなわち、加熱温度が低過ぎたり、あるいは冷却速度
が遅過ぎたりするなどの理由で、前記高温中間熱処理後
、常温に充分長い時間放置しても引張強さが完全焼鈍材
の１．３倍未満にしかならない場合には、その後に冷間
圧延を施しても加工歪が集中せず、したがって、この状
態で熱開成形に供しても微細な再結晶粒の形成は望めず
、満足する熱間成形性は得られないのである。
また、高温中間熱処理後の溶体化の程度は、種々の物理
的性質、例えば比抵抗や硬さなどを測定することによっ
て把握することができ、また引張強さによる測定を行な
えば、複雑な測定装置や測定方法を必要とせず、工業的
利用に充分な精度で対処できる溶体化状態を明確に把握
することができるのである。
的性質、例えば比抵抗や硬さなどを測定することによっ
て把握することができ、また引張強さによる測定を行な
えば、複雑な測定装置や測定方法を必要とせず、工業的
利用に充分な精度で対処できる溶体化状態を明確に把握
することができるのである。
さらに、この高温中間熱処理においては、溶体化された
Ｃ’ｕ、 Ｍｇ、 Ｓｉ、およびＺｎなどの主要合金元
素は、冷却後半の約１５０℃以下で、また冷却終了後の
常温での放置により非常に細かく析出して出硬化をもた
らすのであって、この常温での析出硬化は約３０日で飽
和に達するものである。
Ｃ’ｕ、 Ｍｇ、 Ｓｉ、およびＺｎなどの主要合金元
素は、冷却後半の約１５０℃以下で、また冷却終了後の
常温での放置により非常に細かく析出して出硬化をもた
らすのであって、この常温での析出硬化は約３０日で飽
和に達するものである。
また、熱処理型Ａ７合金には、「Ｔ４」や「０」などの
調質記号が用いられるが、「Ｔ４」は完全な溶体化の後
、充分長く常温に放置されて析出硬化した調質状態を表
し、「０」は完全に焼鈍されて析出硬化をもたらす細か
い析出物が存在せず、最も強さの低い調質状態を表わす
ものである。したがって通常の熱処理型Ａｌ合金では、
Ｔ４の引張強さとＯの引張強さの比は約２０〜２．３を
示すものであり、この比の値は合金によらずほぼ一定で
あり、これらのことから、高温中間熱処理後の主要合金
元素の溶体化の程度は、冷却終了後常温に長く、例えば
３０日以上放置した後の引張強さの０調質状態の引張強
さに対する比によって示すことができる。
調質記号が用いられるが、「Ｔ４」は完全な溶体化の後
、充分長く常温に放置されて析出硬化した調質状態を表
し、「０」は完全に焼鈍されて析出硬化をもたらす細か
い析出物が存在せず、最も強さの低い調質状態を表わす
ものである。したがって通常の熱処理型Ａｌ合金では、
Ｔ４の引張強さとＯの引張強さの比は約２０〜２．３を
示すものであり、この比の値は合金によらずほぼ一定で
あり、これらのことから、高温中間熱処理後の主要合金
元素の溶体化の程度は、冷却終了後常温に長く、例えば
３０日以上放置した後の引張強さの０調質状態の引張強
さに対する比によって示すことができる。
（Ｃ１最終冷間圧延における板厚減少率最終冷間圧延に
おける板厚減少率が１５％未満では、冷間加工歪の導入
が少なすぎて、後工程の熱間成形に際して、その初期段
階に生ずる再結晶粒が微細にならないので、充分な成形
性が得られず、一方板厚減少率が６０％を越えると冷間
圧延が困難になるばかりでなく、熱開成形には無視でき
ない異方性が現われるようになることから、その板厚減
少率を１５〜６０％と定めた。
おける板厚減少率が１５％未満では、冷間加工歪の導入
が少なすぎて、後工程の熱間成形に際して、その初期段
階に生ずる再結晶粒が微細にならないので、充分な成形
性が得られず、一方板厚減少率が６０％を越えると冷間
圧延が困難になるばかりでなく、熱開成形には無視でき
ない異方性が現われるようになることから、その板厚減
少率を１５〜６０％と定めた。
つぎに、この発明の方法を実施例により具体的に説明す
る。
る。
実施例１
通常の溶解鋳造法にて、それぞれ第１表に示される成分
組成をもったＪＩＳおよびＡＡ規格の合金番号に相当す
るＡｌ合金を溶製し、鋳造して、イアーｆットを製造し
、このインゴットを４６０〜５４０°Ｃの範囲内の所定
温度にて均質化処理した後、４２０〜５００℃の範囲内
の所定の熱間圧延開始温度にて熱間圧延を施して、４〜
６ ｍｍの範囲内の所定の板厚の熱間圧延板を成形し、
この熱間圧延板を用い、それぞれ第２表に示される条件
で、初期冷間圧延、高温中間熱処理、および最終冷間圧
延を施して、板厚：１．２ｉ＋ｉのＡＪ合金板を製造す
ることによって本発明法１〜６をそれぞれ実施した。
組成をもったＪＩＳおよびＡＡ規格の合金番号に相当す
るＡｌ合金を溶製し、鋳造して、イアーｆットを製造し
、このインゴットを４６０〜５４０°Ｃの範囲内の所定
温度にて均質化処理した後、４２０〜５００℃の範囲内
の所定の熱間圧延開始温度にて熱間圧延を施して、４〜
６ ｍｍの範囲内の所定の板厚の熱間圧延板を成形し、
この熱間圧延板を用い、それぞれ第２表に示される条件
で、初期冷間圧延、高温中間熱処理、および最終冷間圧
延を施して、板厚：１．２ｉ＋ｉのＡＪ合金板を製造す
ることによって本発明法１〜６をそれぞれ実施した。
ついで、この本発明法１〜６によって得られたｋ１合金
板について、熱間成形性を評価する目的で、それぞれ４
９０℃、 ５００”Ｃ，５２０”Ｃ，および５３０℃
の温度で、歪速度： ２．８ ｘ １０ ／ｓｅｃ。
板について、熱間成形性を評価する目的で、それぞれ４
９０℃、 ５００”Ｃ，５２０”Ｃ，および５３０℃
の温度で、歪速度： ２．８ ｘ １０ ／ｓｅｃ。
の条件で熱間引張試験を行ない、破断伸びを測定した。
この測定結果を第２表に示した。また、第２表には、高
温中間熱処理後の特性も示した。
温中間熱処理後の特性も示した。
第２表に示される結果から、前記した通常の中間焼なま
し処理を伴う冷間圧延にて製造されたＡ７！合金板の０
調質材の破断伸びが高々１００％であることと比較して
、本発明法１〜６によって製造されたＡ７！合金板は、
いずれも約４００％以上の破断伸びを示し、著しく優れ
た熱間成形性をもつことが明らかである。
し処理を伴う冷間圧延にて製造されたＡ７！合金板の０
調質材の破断伸びが高々１００％であることと比較して
、本発明法１〜６によって製造されたＡ７！合金板は、
いずれも約４００％以上の破断伸びを示し、著しく優れ
た熱間成形性をもつことが明らかである。
実施例２
実施例１゛で調製した合金番号７４７５．同２０２４゜
および同６０６１の熱間圧延板を用い、それぞれ第３表
に示される条件で、初期冷間圧延、高温中間熱処理、お
よび最終冷間圧延（最終板厚：実施例１と同じ１．２
ｕｒｎ ）を行なうことによって本発明法７〜２５およ
び比較法１〜１７なそれぞれ実施した。
および同６０６１の熱間圧延板を用い、それぞれ第３表
に示される条件で、初期冷間圧延、高温中間熱処理、お
よび最終冷間圧延（最終板厚：実施例１と同じ１．２
ｕｒｎ ）を行なうことによって本発明法７〜２５およ
び比較法１〜１７なそれぞれ実施した。
なお、比較法１〜１７は、いずれも製造条件のうちのい
ずれかの条件（第３表に東を付したもの）がこの発明の
範囲から外れた条件モ行なわれたものである。
ずれかの条件（第３表に東を付したもの）がこの発明の
範囲から外れた条件モ行なわれたものである。
上記本発明法７〜２５および比較法１〜１７によって得
られたＡ７合金板について、実施例１におけると同様に
、それぞれ第３表に示される試験温度で、歪速度： ２
．８ ｘ １０−３／ｓｅｃの条件で熱間引張試験を行
ない、圧延方向および直角方向の破断伸びを測定したと
ころ、第３表に示される結果を示した。なお、同様に第
３表には高温中間熱処理後の特性も合せて示した。
られたＡ７合金板について、実施例１におけると同様に
、それぞれ第３表に示される試験温度で、歪速度： ２
．８ ｘ １０−３／ｓｅｃの条件で熱間引張試験を行
ない、圧延方向および直角方向の破断伸びを測定したと
ころ、第３表に示される結果を示した。なお、同様に第
３表には高温中間熱処理後の特性も合せて示した。
第３表に示される結果から、本発明法７〜２５によって
製造されたＡｌ合金板はいずれも圧延方向で約３００％
以上の破断伸びを示し、かつ圧延方向と直角方向の破断
伸びの差が比較的小さく、優れた熱間成形性をもつのに
対して、比較法１〜１７に見られるように、製造条件の
うちのいずれかの製造条件でもこの発明の範囲から外れ
ると、圧延方向の破断伸びが３００％を大きく下回るよ
うになった゛す、同破断伸びがＰＪＸ３００％、あるい
はこれ以上な示す場合には直角方向の破断伸びが相対的
に著しく低く、両方向の破断伸びの差が著しく太き（な
ったりして、熱間成形性の著しく劣ったＡＡ合金板しか
得られないことが明らかである。
製造されたＡｌ合金板はいずれも圧延方向で約３００％
以上の破断伸びを示し、かつ圧延方向と直角方向の破断
伸びの差が比較的小さく、優れた熱間成形性をもつのに
対して、比較法１〜１７に見られるように、製造条件の
うちのいずれかの製造条件でもこの発明の範囲から外れ
ると、圧延方向の破断伸びが３００％を大きく下回るよ
うになった゛す、同破断伸びがＰＪＸ３００％、あるい
はこれ以上な示す場合には直角方向の破断伸びが相対的
に著しく低く、両方向の破断伸びの差が著しく太き（な
ったりして、熱間成形性の著しく劣ったＡＡ合金板しか
得られないことが明らかである。
上述のように、この発明の方法によれば、従来より広く
実用に供されている通常の熱処理型入ε合金を用いて、
超塑性Ａｌ合金板に匹敵する著しく埼れた熱間成形性を
有するＡｌ合金板を製造することができ、したがって特
殊な超塑性ＡＡ金合金採用に伴なう溶解っ鋳造、および
熱間圧延などの困難性や、使用上の品質特性の欠点を免
れることができるようになるなど工業上有用な効果がも
たらされるのである。
実用に供されている通常の熱処理型入ε合金を用いて、
超塑性Ａｌ合金板に匹敵する著しく埼れた熱間成形性を
有するＡｌ合金板を製造することができ、したがって特
殊な超塑性ＡＡ金合金採用に伴なう溶解っ鋳造、および
熱間圧延などの困難性や、使用上の品質特性の欠点を免
れることができるようになるなど工業上有用な効果がも
たらされるのである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 通常の熱処理型Ａｌ合金の熱間圧延板に、板厚減少率で
２０％以上の冷間圧延を施し、 ついで、この冷間圧延板に、 １５０℃から３５０℃までの昇温速度：１℃／秒以上、
加熱温度：４２０〜５６０℃、 ４２０℃から１５０℃までの冷却速度：１℃／秒以上、
の条件で急熱急冷を伴う高温中間熱処理を施し、引続い
て、この高温中間熱処理板に、板厚減少率で１５〜６０
％の最終冷間圧延を施すことを特徴とする熱間成形性の
優れたＡｌ合金板の製造法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59130792A JPS619561A (ja) | 1984-06-25 | 1984-06-25 | 熱間成形性の優れたＡｌ合金板の製造法 |
| US06/748,684 US4699673A (en) | 1984-06-25 | 1985-06-25 | Method of manufacturing aluminum alloy sheets excellent in hot formability |
| GB08516002A GB2160894B (en) | 1984-06-25 | 1985-06-25 | Method of manufacturing aluminium alloy sheets excellent in hot formability |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59130792A JPS619561A (ja) | 1984-06-25 | 1984-06-25 | 熱間成形性の優れたＡｌ合金板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS619561A true JPS619561A (ja) | 1986-01-17 |
| JPS623225B2 JPS623225B2 (ja) | 1987-01-23 |
Family
ID=15042795
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59130792A Granted JPS619561A (ja) | 1984-06-25 | 1984-06-25 | 熱間成形性の優れたＡｌ合金板の製造法 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4699673A (ja) |
| JP (1) | JPS619561A (ja) |
| GB (1) | GB2160894B (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63137505A (ja) * | 1986-11-27 | 1988-06-09 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 電解コンデンサ陰極用アルミニウム箔材の製造方法 |
| US11123526B2 (en) | 2016-08-05 | 2021-09-21 | Merit Medical Systems, Inc. | Crank mechanism for balloon inflation device |
| US11160958B2 (en) | 2017-02-24 | 2021-11-02 | Merit Medical Systems, Inc. | Medical inflation systems and methods |
| USD958337S1 (en) | 2019-07-26 | 2022-07-19 | Merit Medical Systems, Inc. | Medical inflation device |
Families Citing this family (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0699789B2 (ja) * | 1989-02-23 | 1994-12-07 | 住友軽金属工業株式会社 | 耐食性に優れる高強度成形用アルミニウム合金硬質板の製造方法 |
| JPH03128200A (ja) * | 1989-10-13 | 1991-05-31 | Aida Eng Ltd | プレスの断続運転監視装置 |
| US5028276A (en) * | 1990-02-16 | 1991-07-02 | Aluminum Company Of America | Method for making lithoplate having improved grainability |
| US5186235A (en) * | 1990-10-31 | 1993-02-16 | Reynolds Metals Company | Homogenization of aluminum coil |
| US5480498A (en) * | 1994-05-20 | 1996-01-02 | Reynolds Metals Company | Method of making aluminum sheet product and product therefrom |
| US6423164B1 (en) | 1995-11-17 | 2002-07-23 | Reynolds Metals Company | Method of making high strength aluminum sheet product and product therefrom |
| US6376375B1 (en) * | 2000-01-13 | 2002-04-23 | Delphi Technologies, Inc. | Process for preventing the formation of a copper precipitate in a copper-containing metallization on a die |
| FR2846669B1 (fr) * | 2002-11-06 | 2005-07-22 | Pechiney Rhenalu | PROCEDE DE FABRICATION SIMPLIFIE DE PRODUITS LAMINES EN ALLIAGES A1-Zn-Mg, ET PRODUITS OBTENUS PAR CE PROCEDE |
| US20080105023A1 (en) * | 2006-11-08 | 2008-05-08 | Ford Global Technologies, Llc | Method of forming a panel from a metal alloy sheet |
| EP2274454B1 (en) | 2007-03-30 | 2020-11-25 | Director General, Defence Research & Development Organisation | Alloy composition and preparation thereof |
| JP5906113B2 (ja) * | 2012-03-27 | 2016-04-20 | 三菱アルミニウム株式会社 | 熱交換器用押出伝熱管と熱交換器および熱交換器用押出伝熱管の製造方法 |
| CN109055836A (zh) * | 2012-09-20 | 2018-12-21 | 株式会社神户制钢所 | 铝合金制汽车构件 |
| DE102013105762A1 (de) * | 2013-06-04 | 2014-12-04 | Gerhard Betz | Verfahren und Anordnung zum Herstellen eines räumlichen Werkstoffverbunds unter Verwendung eines Expansionskörpers |
| JP6785228B2 (ja) * | 2014-11-11 | 2020-11-18 | ノベリス・インコーポレイテッドＮｏｖｅｌｉｓ Ｉｎｃ． | 多目的な熱処理可能アルミニウム合金、ならびに関連方法及び用途 |
| US10030295B1 (en) | 2017-06-29 | 2018-07-24 | Arconic Inc. | 6xxx aluminum alloy sheet products and methods for making the same |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4238248A (en) * | 1978-08-04 | 1980-12-09 | Swiss Aluminium Ltd. | Process for preparing low earing aluminum alloy strip on strip casting machine |
| CA1173277A (en) * | 1979-09-29 | 1984-08-28 | Yoshio Baba | Aircraft stringer material and method for producing the same |
-
1984
- 1984-06-25 JP JP59130792A patent/JPS619561A/ja active Granted
-
1985
- 1985-06-25 GB GB08516002A patent/GB2160894B/en not_active Expired
- 1985-06-25 US US06/748,684 patent/US4699673A/en not_active Expired - Lifetime
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63137505A (ja) * | 1986-11-27 | 1988-06-09 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 電解コンデンサ陰極用アルミニウム箔材の製造方法 |
| JPH0318523B2 (ja) * | 1986-11-27 | 1991-03-12 | Sumitomo Light Metal Ind | |
| US11123526B2 (en) | 2016-08-05 | 2021-09-21 | Merit Medical Systems, Inc. | Crank mechanism for balloon inflation device |
| US11160958B2 (en) | 2017-02-24 | 2021-11-02 | Merit Medical Systems, Inc. | Medical inflation systems and methods |
| USD958337S1 (en) | 2019-07-26 | 2022-07-19 | Merit Medical Systems, Inc. | Medical inflation device |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| GB2160894B (en) | 1988-08-03 |
| GB8516002D0 (en) | 1985-07-31 |
| GB2160894A (en) | 1986-01-02 |
| US4699673A (en) | 1987-10-13 |
| JPS623225B2 (ja) | 1987-01-23 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |