JPH06136478A - 成形加工性に優れた焼付硬化型Ａｌ合金板及びその製造方法 - Google Patents
成形加工性に優れた焼付硬化型Ａｌ合金板及びその製造方法Info
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- JPH06136478A JPH06136478A JP4309584A JP30958492A JPH06136478A JP H06136478 A JPH06136478 A JP H06136478A JP 4309584 A JP4309584 A JP 4309584A JP 30958492 A JP30958492 A JP 30958492A JP H06136478 A JPH06136478 A JP H06136478A
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Landscapes
- Shaping Metal By Deep-Drawing, Or The Like (AREA)
Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 軽量化に伴う薄肉化に対応した素材強度の高
強度化、かつ低温・短時間の焼付塗装の焼付条件におい
て十分な硬化性を得るための製造方法を適用しても成形
加工性が優れる。 【構成】 重量％で、Ｍg：０.３〜１.０、Ｓi：０.５
〜２.０（但し、ＭgＳi量として０.４〜１.５を含有
し、残留するＳiが０.４〜１.２）、Ｃu：０.３〜２.０
及びＭn：０.０５〜１.０を含有し、残部がＡl及び不純
物からなる、成形加工性に優れた焼付硬化型Ａl−Ｍg−
Ｃu−Ｍn系合金板。上記Ａl合金鋳塊にバーニング温度
以下で均質化し，熱間圧延後、３５０〜４５０℃で５〜
１０時間焼鈍し、次いで冷間圧延して所望の板厚とし、
溶体化処理し、その後、冷却速度３００℃／分以上で５
０〜１２０℃に焼入れし、そのまま５０〜１２０℃で１
〜４８時間保持する。
強度化、かつ低温・短時間の焼付塗装の焼付条件におい
て十分な硬化性を得るための製造方法を適用しても成形
加工性が優れる。 【構成】 重量％で、Ｍg：０.３〜１.０、Ｓi：０.５
〜２.０（但し、ＭgＳi量として０.４〜１.５を含有
し、残留するＳiが０.４〜１.２）、Ｃu：０.３〜２.０
及びＭn：０.０５〜１.０を含有し、残部がＡl及び不純
物からなる、成形加工性に優れた焼付硬化型Ａl−Ｍg−
Ｃu−Ｍn系合金板。上記Ａl合金鋳塊にバーニング温度
以下で均質化し，熱間圧延後、３５０〜４５０℃で５〜
１０時間焼鈍し、次いで冷間圧延して所望の板厚とし、
溶体化処理し、その後、冷却速度３００℃／分以上で５
０〜１２０℃に焼入れし、そのまま５０〜１２０℃で１
〜４８時間保持する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、成形加工性に優れた焼
付硬化型Ａl合金板及びその製造方法に係り、より詳し
くは、自動車用、家電用、機械部品用等パネル材に用い
られるＡl合金板で、プレスや曲げ等の加工時の成形加
工性が優れ、これらの製造工程にある焼付塗装(ベーキ
ング)などの短時間加熱処理において強度が向上するＡl
合金板及びその製造方法に関する。
付硬化型Ａl合金板及びその製造方法に係り、より詳し
くは、自動車用、家電用、機械部品用等パネル材に用い
られるＡl合金板で、プレスや曲げ等の加工時の成形加
工性が優れ、これらの製造工程にある焼付塗装(ベーキ
ング)などの短時間加熱処理において強度が向上するＡl
合金板及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】従来、
自動車用、家電用、機械部品用等の軽量化を主体として
使用されているＡl合金板は、プレスや曲げ等の成形加
工が行われ、加工後の塗装工程において塗装膜に強度を
与えるために加熱処理(焼付塗装：ベーキング)が行わ
れ、その際の加熱温度を利用してＡl合金板の強度を向
上させる方法が行われている。
自動車用、家電用、機械部品用等の軽量化を主体として
使用されているＡl合金板は、プレスや曲げ等の成形加
工が行われ、加工後の塗装工程において塗装膜に強度を
与えるために加熱処理(焼付塗装：ベーキング)が行わ
れ、その際の加熱温度を利用してＡl合金板の強度を向
上させる方法が行われている。
【０００３】かかるＡl合金板としては、プレス等の成
形加工時には強度を低くし、成形が容易で、成形加工後
は焼付塗装の加熱処理により強度が著しく向上する材料
であることが理想とされ、主としてＡl−Ｍg−Ｓi系ア
ルミニウム合金が使用されている。このようなＡl合金
として本出願人は先に特開平１−１１１８５１号を提案
した。
形加工時には強度を低くし、成形が容易で、成形加工後
は焼付塗装の加熱処理により強度が著しく向上する材料
であることが理想とされ、主としてＡl−Ｍg−Ｓi系ア
ルミニウム合金が使用されている。このようなＡl合金
として本出願人は先に特開平１−１１１８５１号を提案
した。
【０００４】しかし、従来、この種の用途に使用される
Ａl−Ｍg−Ｓi系アルミニウム合金及びその製造方法に
おいては、成形性或いは形状凍結性の重視により、Ｔ４
状態での強度が極めて低く、更には焼付硬化後に強度が
向上したとしても十分な強度が得られず、軽度な外力を
加えただけで変形してしまうという欠点があった。
Ａl−Ｍg−Ｓi系アルミニウム合金及びその製造方法に
おいては、成形性或いは形状凍結性の重視により、Ｔ４
状態での強度が極めて低く、更には焼付硬化後に強度が
向上したとしても十分な強度が得られず、軽度な外力を
加えただけで変形してしまうという欠点があった。
【０００５】一方、自動車用部品においては、自動車の
低燃費規制により、更に軽量化が促進する傾向にある。
これにより、Ａl合金板の薄肉化が要求されるが、従来
のＡl合金板及びその製造方法では、Ｔ４状態での素材
強度が低くし成形性を向上させているか、或いは薄肉化
のため素材強度を高くすると成形性が著しく劣る等の問
題があった。
低燃費規制により、更に軽量化が促進する傾向にある。
これにより、Ａl合金板の薄肉化が要求されるが、従来
のＡl合金板及びその製造方法では、Ｔ４状態での素材
強度が低くし成形性を向上させているか、或いは薄肉化
のため素材強度を高くすると成形性が著しく劣る等の問
題があった。
【０００６】更に、最近の焼付塗装時の焼付条件は、省
エネルギー化及び生産性向上のため、加えて樹脂などの
高温に処理できない部品の多用化が進み、塗料の進歩し
たこと等により低温化してきている。例えば、自動車用
部品に用いられるＡl合金の焼付温度は、従来は約２０
０℃であったが、近年、１６０〜１７０℃の低温で処理
されるようになっている。このため、従来のＡl−Ｍg−
Ｓi系アルミニウム合金板及びその製造方法において、
従来法でなく、低温・短時間処理において焼付硬化性を
向上させるための製造方法が提案されているが、この処
理法を行うと、殆どのＡl合金において成形加工性が著
しく低下するという問題があった。
エネルギー化及び生産性向上のため、加えて樹脂などの
高温に処理できない部品の多用化が進み、塗料の進歩し
たこと等により低温化してきている。例えば、自動車用
部品に用いられるＡl合金の焼付温度は、従来は約２０
０℃であったが、近年、１６０〜１７０℃の低温で処理
されるようになっている。このため、従来のＡl−Ｍg−
Ｓi系アルミニウム合金板及びその製造方法において、
従来法でなく、低温・短時間処理において焼付硬化性を
向上させるための製造方法が提案されているが、この処
理法を行うと、殆どのＡl合金において成形加工性が著
しく低下するという問題があった。
【０００７】本発明は、上記従来技術の問題点を解決し
て、軽量化に伴う薄肉化に対応した素材強度の高強度
化、かつ低温・短時間の焼付塗装の焼付条件において十
分な焼付硬化性を得るための製造方法を適用しても、成
形加工性が優れるＡl合金板及びその製造方法を提供す
ることを目的とするものである。
て、軽量化に伴う薄肉化に対応した素材強度の高強度
化、かつ低温・短時間の焼付塗装の焼付条件において十
分な焼付硬化性を得るための製造方法を適用しても、成
形加工性が優れるＡl合金板及びその製造方法を提供す
ることを目的とするものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】前記目的を達成するため
に、本発明者は、先の提案に係る方法を改良するべく鋭
意研究を重ねた。その結果、従来のＡl−Ｍg−Ｓi系合
金の強化機構は、次のような時効硬化機構に基づくもの
であることが判明した。
に、本発明者は、先の提案に係る方法を改良するべく鋭
意研究を重ねた。その結果、従来のＡl−Ｍg−Ｓi系合
金の強化機構は、次のような時効硬化機構に基づくもの
であることが判明した。
【０００９】Ｓ.Ｓ.(固溶体)→Ｇ.Ｐ.ゾーン(Ｔ４状態)
→β′−Ｍg2Ｓi(焼付塗装後)
→β′−Ｍg2Ｓi(焼付塗装後)
【００１０】すなわち、素材強度を高強度化する機構
は、この時効析出物によるものであり、低温・短時間の
焼付塗装処理において焼付硬化性を増加させる製造方法
を適用すると、素材がＴ４状態で核成長サイト或いは上
記のＧＰゾーンが析出しているため、強度は増加するも
のの、成形性は著しく低下する。よって、Ｍg、Ｓi量が
適正でないと強度と成形性の関係が双方ともに良好な値
をとることが難しい。また、６００９や６０１０で知ら
れるＡl−Ｍg−Ｓi系合金にＣuを添加すると、時効析出
物Ｓ′−ＣuＭgＡl2が析出し、強度を増加させ、更にＣ
uはＡl−Ｍg−Ｓi系合金の集合組織を変化させ、成形性
の良い方位にする効果がある。かつ、５０００系合金に
見られる転位ループにＭgの固着があるように、Ｃuも転
位ループに固着し成形性の向上に寄与する。
は、この時効析出物によるものであり、低温・短時間の
焼付塗装処理において焼付硬化性を増加させる製造方法
を適用すると、素材がＴ４状態で核成長サイト或いは上
記のＧＰゾーンが析出しているため、強度は増加するも
のの、成形性は著しく低下する。よって、Ｍg、Ｓi量が
適正でないと強度と成形性の関係が双方ともに良好な値
をとることが難しい。また、６００９や６０１０で知ら
れるＡl−Ｍg−Ｓi系合金にＣuを添加すると、時効析出
物Ｓ′−ＣuＭgＡl2が析出し、強度を増加させ、更にＣ
uはＡl−Ｍg−Ｓi系合金の集合組織を変化させ、成形性
の良い方位にする効果がある。かつ、５０００系合金に
見られる転位ループにＭgの固着があるように、Ｃuも転
位ループに固着し成形性の向上に寄与する。
【００１１】本発明は、かかる原因究明並びに知見に基
づき、更にその含有成分や製造条件について詳細に研究
を重ね、ここに完成したものである。
づき、更にその含有成分や製造条件について詳細に研究
を重ね、ここに完成したものである。
【００１２】すなわち、本発明は、Ｍg：０.３〜１.０
％、Ｓi：０.５〜２.０％を含有し（但し、ＭgとＳiの
関係について、Ｍg2Ｓi量として０.４〜１.５％を含有
し、かつ、残留するＳi量が０.４〜１.２％である）、
更にＣu：０.３〜２.０％及びＭn：０.０５〜１.０％を
含有し、必要に応じて更にＴi：０.１％以下、Ｃr：０.
４％以下、Ｆe：０.５％以下のうちの少なくとも１種を
含有し、残部がＡl及び不純物からなることを特徴とす
る成形加工性に優れた焼付硬化型Ａl−Ｍg−Ｓi−Ｃu−
Ｍn系Ａl合金板を要旨としている。
％、Ｓi：０.５〜２.０％を含有し（但し、ＭgとＳiの
関係について、Ｍg2Ｓi量として０.４〜１.５％を含有
し、かつ、残留するＳi量が０.４〜１.２％である）、
更にＣu：０.３〜２.０％及びＭn：０.０５〜１.０％を
含有し、必要に応じて更にＴi：０.１％以下、Ｃr：０.
４％以下、Ｆe：０.５％以下のうちの少なくとも１種を
含有し、残部がＡl及び不純物からなることを特徴とす
る成形加工性に優れた焼付硬化型Ａl−Ｍg−Ｓi−Ｃu−
Ｍn系Ａl合金板を要旨としている。
【００１３】また、更に高成形性を有する場合には、板
材の組織が、結晶粒径で３０μm以下に制御され、集合
組織は(１００)面＜００１＞方向に高いピークを持つも
のであることを特徴としている。
材の組織が、結晶粒径で３０μm以下に制御され、集合
組織は(１００)面＜００１＞方向に高いピークを持つも
のであることを特徴としている。
【００１４】また、その好ましい製造方法は、上記化学
成分を有するＡl合金鋳塊にバーニング温度以下の温度
で均質化処理を施した後、熱間圧延を行い、熱間圧延
後、３５０〜４５０℃の温度で５〜１０時間の焼鈍処理
を行い、次いで冷間圧延を行って所望の板厚とした後、
溶体化処理を施し、その後、冷却速度を３００℃／分以
上で５０〜１２０℃の温度に焼入れし、そのまま５０〜
１２０℃の温度で１〜４８時間の温度に保持することを
特徴としている。
成分を有するＡl合金鋳塊にバーニング温度以下の温度
で均質化処理を施した後、熱間圧延を行い、熱間圧延
後、３５０〜４５０℃の温度で５〜１０時間の焼鈍処理
を行い、次いで冷間圧延を行って所望の板厚とした後、
溶体化処理を施し、その後、冷却速度を３００℃／分以
上で５０〜１２０℃の温度に焼入れし、そのまま５０〜
１２０℃の温度で１〜４８時間の温度に保持することを
特徴としている。
【００１５】以下に本発明を更に詳細に説明する。
【００１６】
【００１７】まず、本発明における化学成分の限定理由
について説明する。
について説明する。
【００１８】Ｍg：Ｍgは、それ自体の固溶体強化と、Ｓ
iと共同して強度を付与する元素で、時効析出物β′−
Ｍg2Ｓiを析出し、Ｍgの添加量によりこの量が依存す
る。更に後述するようにＣuと結合した場合、時効析出
物Ｓ′−ＣuＭgＡl2を析出し、その析出硬化により強度
を付与するものである。しかし、０.３％未満では十分
な強度(以下、強度とは、素材及び１７０℃の焼付塗装
後の強度をいう。)が得られず、また、１.０％を超えて
添加すると、鋳造時に平衡相Ｍg2Ｓiが晶出物として成
長し、伸びの低下が見られることにより成形性が著しく
低下する。よって、Ｍg含有量は０.３〜１.０％の範囲
とする。
iと共同して強度を付与する元素で、時効析出物β′−
Ｍg2Ｓiを析出し、Ｍgの添加量によりこの量が依存す
る。更に後述するようにＣuと結合した場合、時効析出
物Ｓ′−ＣuＭgＡl2を析出し、その析出硬化により強度
を付与するものである。しかし、０.３％未満では十分
な強度(以下、強度とは、素材及び１７０℃の焼付塗装
後の強度をいう。)が得られず、また、１.０％を超えて
添加すると、鋳造時に平衡相Ｍg2Ｓiが晶出物として成
長し、伸びの低下が見られることにより成形性が著しく
低下する。よって、Ｍg含有量は０.３〜１.０％の範囲
とする。
【００１９】Ｓi：ＳiはＭgと共同し主として時効析出
物β′−Ｍg2Ｓiの析出による析出硬化で強度を付与す
る元素で、Ｓiの添加量によりこの量は依存する。しか
し、０.５％未満では十分な強度が得られず、また２.０
％を超えると平衡相Ｍg2Ｓiが晶出し、伸びが大きく低
下させ、すなわち、成形性の劣化を生ずる。よって、Ｓ
i含有量は０.５〜２.０％の範囲とする。
物β′−Ｍg2Ｓiの析出による析出硬化で強度を付与す
る元素で、Ｓiの添加量によりこの量は依存する。しか
し、０.５％未満では十分な強度が得られず、また２.０
％を超えると平衡相Ｍg2Ｓiが晶出し、伸びが大きく低
下させ、すなわち、成形性の劣化を生ずる。よって、Ｓ
i含有量は０.５〜２.０％の範囲とする。
【００２０】但し、強度及び成形性はＭg、Ｓiの添加量
に依存され、強度及び焼付塗装における強度上昇に寄与
するのがこれらによって造られるＭg2Ｓiによるもので
ある。しかし、このＭg2Ｓiが０.４％未満では強度が非
常に低く、焼付硬化性も殆どない。また、１.５％を超
えると伸びが低下し、成形性が著しく低下する。よっ
て、Ｍg、Ｓi量はＭg2Ｓiとして０.４〜１.５％の範囲
となるように配合する。
に依存され、強度及び焼付塗装における強度上昇に寄与
するのがこれらによって造られるＭg2Ｓiによるもので
ある。しかし、このＭg2Ｓiが０.４％未満では強度が非
常に低く、焼付硬化性も殆どない。また、１.５％を超
えると伸びが低下し、成形性が著しく低下する。よっ
て、Ｍg、Ｓi量はＭg2Ｓiとして０.４〜１.５％の範囲
となるように配合する。
【００２１】更に、Ｓiは過剰に添加するとＭg2Ｓiとし
て造られずに残ったＳiが転位ループに固着し成形性を
上昇させる効果があり、かつ、この残Ｓiが、Ｔ４状態
で固溶していると、固溶体硬化により強度は上昇する。
しかし、残留Ｓi量が０.４％未満では、強度は十分得ら
れず、また、１.２％を超えると強度が増加し、成形性
は劣化する。ゆえに、残留Ｓi量は０.５〜１.２％の範
囲とする。このようなＭg2Ｓi量と残留Ｓi量を考慮し
て、Ｍg及びＳi量を適正に配合する。
て造られずに残ったＳiが転位ループに固着し成形性を
上昇させる効果があり、かつ、この残Ｓiが、Ｔ４状態
で固溶していると、固溶体硬化により強度は上昇する。
しかし、残留Ｓi量が０.４％未満では、強度は十分得ら
れず、また、１.２％を超えると強度が増加し、成形性
は劣化する。ゆえに、残留Ｓi量は０.５〜１.２％の範
囲とする。このようなＭg2Ｓi量と残留Ｓi量を考慮し
て、Ｍg及びＳi量を適正に配合する。
【００２２】Ｃu：Ｃuは時効析出物Ｓ′−ＣuＭgＡl2に
より強度を付与する元素である。本発明では、ＭgはＳi
だけでなくＣuとも結合し、複合析出硬化作用をもたら
し、強度の向上並びに低温焼付で焼付硬化性を向上させ
る。しかし、０.３％未満では低温焼付時に十分な強度
が得られず、また２.０％を超えるとＳ′系の核成長サ
イトやＧＰゾーンの形成があるためβ′系のそれらと混
合し、急激に強度が上がり、伸びと成形性が低下する。
よって、Ｃu含有量は、０.３〜２.０％の範囲とし、よ
り好ましくは０.６〜１.０％の範囲とする。更にＣuは
転位ループに固着し成形性を上昇させる効果があり、し
かも、Ｃuを添加するとＡl−Ｍg−Ｓi系合金の集合組織
をキュービックの位置((１００)面、＜００１＞方向)に
変化させ、成形性を向上させる。
より強度を付与する元素である。本発明では、ＭgはＳi
だけでなくＣuとも結合し、複合析出硬化作用をもたら
し、強度の向上並びに低温焼付で焼付硬化性を向上させ
る。しかし、０.３％未満では低温焼付時に十分な強度
が得られず、また２.０％を超えるとＳ′系の核成長サ
イトやＧＰゾーンの形成があるためβ′系のそれらと混
合し、急激に強度が上がり、伸びと成形性が低下する。
よって、Ｃu含有量は、０.３〜２.０％の範囲とし、よ
り好ましくは０.６〜１.０％の範囲とする。更にＣuは
転位ループに固着し成形性を上昇させる効果があり、し
かも、Ｃuを添加するとＡl−Ｍg−Ｓi系合金の集合組織
をキュービックの位置((１００)面、＜００１＞方向)に
変化させ、成形性を向上させる。
【００２３】Ｍn：ＭnはＣuと同様に第二層析出物とし
てＭnＡl6が析出し、溶体化処理を十分に行い、固溶さ
せて強度を上昇させることができ、しかも、合金組織の
再結晶を抑制して結晶粒を微細化する効果がある。その
ため、成形向上に付与する元素である。しかし、０.０
５％未満では、結晶粒微細化効果が現れず、しかも、第
二層析出物ＭnＡl6の析出が顕著でないため成形加工性
の向上が認められない。また、１.０％を超えて含有す
ると粗大な晶出物を生成し、成形性を低下させる。よっ
て、Ｍnの含有量は０.０５〜１.０％の範囲とする。こ
の範囲でＭnを添加することにより、溶体化処理を十分
に行い素材強度を上げても、結晶粒が３０μm以下とな
るため、成形性の劣化は認められない。
てＭnＡl6が析出し、溶体化処理を十分に行い、固溶さ
せて強度を上昇させることができ、しかも、合金組織の
再結晶を抑制して結晶粒を微細化する効果がある。その
ため、成形向上に付与する元素である。しかし、０.０
５％未満では、結晶粒微細化効果が現れず、しかも、第
二層析出物ＭnＡl6の析出が顕著でないため成形加工性
の向上が認められない。また、１.０％を超えて含有す
ると粗大な晶出物を生成し、成形性を低下させる。よっ
て、Ｍnの含有量は０.０５〜１.０％の範囲とする。こ
の範囲でＭnを添加することにより、溶体化処理を十分
に行い素材強度を上げても、結晶粒が３０μm以下とな
るため、成形性の劣化は認められない。
【００２４】なお、本発明におけるＡl−Ｍg−Ｓi−Ｃu
−Ｍn系アルミニウム合金は、上述のＭg、Ｓi、Ｃu及び
Ｍnを必須成分とすれば、その効果は十分得られるが、
他の元素を本発明の効果を損なわない限度で必要に応じ
て含有させることができる。例えば、Ｔi、Ｃr、Ｆeの
うち少なくとも１種以上を含有させることができる。
−Ｍn系アルミニウム合金は、上述のＭg、Ｓi、Ｃu及び
Ｍnを必須成分とすれば、その効果は十分得られるが、
他の元素を本発明の効果を損なわない限度で必要に応じ
て含有させることができる。例えば、Ｔi、Ｃr、Ｆeの
うち少なくとも１種以上を含有させることができる。
【００２５】Ｔi：Ｔiは鋳塊の結晶粒を微細にし、かつ
成形性を向上させる元素であるが、０.１％を超えて含
有すると、粗大な晶出物を生成し、成形性を低下させ
る。よって、Ｔiの含有量は０.１％以下とする。
成形性を向上させる元素であるが、０.１％を超えて含
有すると、粗大な晶出物を生成し、成形性を低下させ
る。よって、Ｔiの含有量は０.１％以下とする。
【００２６】Ｃr：Ｃrは強度を向上させる効果がある元
素であるが、含有量が増加すると粗大な晶出物を生成し
て成形性を低下させることになる。よって、Ｃr含有量
は０.４％以下とする。
素であるが、含有量が増加すると粗大な晶出物を生成し
て成形性を低下させることになる。よって、Ｃr含有量
は０.４％以下とする。
【００２７】Ｆe：Ｆeは強度向上効果は小さいが、含有
量が多くなると晶出物の生成が著しく、成形性を低下さ
せることになる。よって、Ｆe含有量は０.５％以下とす
る。
量が多くなると晶出物の生成が著しく、成形性を低下さ
せることになる。よって、Ｆe含有量は０.５％以下とす
る。
【００２８】次に本発明合金板の好ましい製造条件につ
いて説明する。
いて説明する。
【００２９】上記Ａl−Ｍg−Ｓi−Ｃu−Ｍn系アルミニ
ウム合金は、常法により、溶解→鋳造→均質化処理→熱
間圧延を行い、熱間圧延後、組織制御のため焼鈍処理を
行う。本発明では、この焼鈍を行うことにより、合金中
の析出物を微細で、かつ、均一分散させ、再結晶を抑制
することによって、冷間圧延→溶体化処理後の結晶粒組
織を微細にする効果があり、結晶粒の微細化により成形
性の増加を得るための処理である。しかし、その温度が
３５０℃未満では、結晶粒の微細化効果がなく、成形性
は向上しない。また４５０℃を超えると、溶体化処理温
度に近づき固溶体強化が起き、強度が上がるため、その
後の冷間圧延で耳割れ等を起こす原因となる。よって、
熱間圧延後の焼鈍温度は、３５０〜４５０℃の範囲とす
る。またこの焼鈍温度での保持時間は５〜１０時間が適
当である。
ウム合金は、常法により、溶解→鋳造→均質化処理→熱
間圧延を行い、熱間圧延後、組織制御のため焼鈍処理を
行う。本発明では、この焼鈍を行うことにより、合金中
の析出物を微細で、かつ、均一分散させ、再結晶を抑制
することによって、冷間圧延→溶体化処理後の結晶粒組
織を微細にする効果があり、結晶粒の微細化により成形
性の増加を得るための処理である。しかし、その温度が
３５０℃未満では、結晶粒の微細化効果がなく、成形性
は向上しない。また４５０℃を超えると、溶体化処理温
度に近づき固溶体強化が起き、強度が上がるため、その
後の冷間圧延で耳割れ等を起こす原因となる。よって、
熱間圧延後の焼鈍温度は、３５０〜４５０℃の範囲とす
る。またこの焼鈍温度での保持時間は５〜１０時間が適
当である。
【００３０】その後、冷間圧延を行い所定の板厚とした
後、溶体化処理を施す。冷間圧延→溶体化処理の工程の
条件は、特に制限されない。
後、溶体化処理を施す。冷間圧延→溶体化処理の工程の
条件は、特に制限されない。
【００３１】溶体化処理後は、従来は常温まで水冷或い
は空冷により焼入れが行われていたが、本発明では、焼
入れ−保持の新規プロセスを採用し、以下に示すよう
に、焼入温度、焼入時の冷却速度並びに焼入温度での保
持時間をコントロールするものである。
は空冷により焼入れが行われていたが、本発明では、焼
入れ−保持の新規プロセスを採用し、以下に示すよう
に、焼入温度、焼入時の冷却速度並びに焼入温度での保
持時間をコントロールするものである。
【００３２】焼入温度（すなわち、焼入終了温度)が５
０℃未満では、１５０℃程度の非常に低い温度での焼付
塗装で焼付硬化性が殆どなく、更に常温に放置する時間
の経過と共に消失する。一方、焼入温度が１２０℃を超
えると、Ｍg2Ｓiの析出により、Ｔ４での強度が上がり
すぎ、成形性が劣化並びに焼付硬化性が認められない。
したがって、焼入温度の範囲は５０〜１２０℃とする。
０℃未満では、１５０℃程度の非常に低い温度での焼付
塗装で焼付硬化性が殆どなく、更に常温に放置する時間
の経過と共に消失する。一方、焼入温度が１２０℃を超
えると、Ｍg2Ｓiの析出により、Ｔ４での強度が上がり
すぎ、成形性が劣化並びに焼付硬化性が認められない。
したがって、焼入温度の範囲は５０〜１２０℃とする。
【００３３】この焼入温度(５０〜１２０℃)に焼入れる
ときの冷却速度は、３００℃／min未満では焼入後の強
度が低くなり、かつ、低温(１５０℃)での焼付硬化性が
認められなくなる。したがって、この冷却速度は３００
℃／min以上とする。
ときの冷却速度は、３００℃／min未満では焼入後の強
度が低くなり、かつ、低温(１５０℃)での焼付硬化性が
認められなくなる。したがって、この冷却速度は３００
℃／min以上とする。
【００３４】次に、焼入保持温度については、７０℃と
いう低温焼入れの場合、短時間保持では目的とする低温
での焼付硬化性の向上は認められず、また、１２０℃の
長時間保持するとＭg2Ｓiが析出し、Ｔ４での強度が上
がりすぎ、焼付硬化性は認められなくなる。また、焼入
温度が５０℃未満の時、４８時間を超えて長時間保持す
ると、低温焼付硬化性は消失し、１２０℃を超える温度
で０.５時間未満の短時間保持を行ってもＭg2Ｓiが既に
析出しているため、焼付硬化性は認められない。したが
って、焼入条件としては、温度は５０〜１２０℃、保持
時間は０.５〜４８時間とする。
いう低温焼入れの場合、短時間保持では目的とする低温
での焼付硬化性の向上は認められず、また、１２０℃の
長時間保持するとＭg2Ｓiが析出し、Ｔ４での強度が上
がりすぎ、焼付硬化性は認められなくなる。また、焼入
温度が５０℃未満の時、４８時間を超えて長時間保持す
ると、低温焼付硬化性は消失し、１２０℃を超える温度
で０.５時間未満の短時間保持を行ってもＭg2Ｓiが既に
析出しているため、焼付硬化性は認められない。したが
って、焼入条件としては、温度は５０〜１２０℃、保持
時間は０.５〜４８時間とする。
【００３５】更に、高成形性を有する場合のＡl合金板
材の組織について説明する。
材の組織について説明する。
【００３６】結晶粒径は、成形性、ＳＳマーク、肌荒れ
性、曲げ加工性等を左右する重要なファクターである。
成形性、特に張出性は結晶粒径が小さいと向上し、肌荒
れ性、曲げ加工性についても、結晶粒径が小さい程良好
となる。ＳＳマークについては、Ａl−Ｍg系合金等に見
られるような結晶粒の微細による劣化は、本発明合金系
であるＡl−Ｍg−Ｓi系合金では殆ど認められず、結晶
粒径は、微細化してもＳＳマークは発生しない。したが
って、結晶粒径は３０μm以下とする。
性、曲げ加工性等を左右する重要なファクターである。
成形性、特に張出性は結晶粒径が小さいと向上し、肌荒
れ性、曲げ加工性についても、結晶粒径が小さい程良好
となる。ＳＳマークについては、Ａl−Ｍg系合金等に見
られるような結晶粒の微細による劣化は、本発明合金系
であるＡl−Ｍg−Ｓi系合金では殆ど認められず、結晶
粒径は、微細化してもＳＳマークは発生しない。したが
って、結晶粒径は３０μm以下とする。
【００３７】集合組織は、その合金の優先する面、方向
を示すもので、この組織のもので、成形性を支配する一
つの因子である。Ａlのような面心立方構造を持つ金属
では、すべり面である(１１１)がその組織で高い強度を
持っていれば、成形性は最も優れるが、圧延板材では、
通常(１１１)面に強度を得ることはなく、キュービッ
ク、すなわち(１００)面＜００１＞方向にピークを持つ
組織となる。しかし、Ａl−Ｍg−Ｓi系合金では(１０
０)面＜００１＞方向にピークを持つ場合があり、この
時の成形性は低くなる。よって、本発明のＡl−Ｍg−Ｓ
i−Ｃu−Ｍn系合金は、この合金系において(１００)面
＜００１＞方向にピークを持つ組織であることを特徴と
するものである。
を示すもので、この組織のもので、成形性を支配する一
つの因子である。Ａlのような面心立方構造を持つ金属
では、すべり面である(１１１)がその組織で高い強度を
持っていれば、成形性は最も優れるが、圧延板材では、
通常(１１１)面に強度を得ることはなく、キュービッ
ク、すなわち(１００)面＜００１＞方向にピークを持つ
組織となる。しかし、Ａl−Ｍg−Ｓi系合金では(１０
０)面＜００１＞方向にピークを持つ場合があり、この
時の成形性は低くなる。よって、本発明のＡl−Ｍg−Ｓ
i−Ｃu−Ｍn系合金は、この合金系において(１００)面
＜００１＞方向にピークを持つ組織であることを特徴と
するものである。
【００３８】次に本発明の実施例を示す。
【００３９】
【実施例１】表１に示す化学成分を有するアルミニウム
合金を常法により溶解→鋳造し得られた５０mm厚鋳塊に
５１０℃×４hrの均質化処理を施した後、４８０℃以下
の温度で板厚５mmまでの熱間圧延を行った。熱間圧延材
を室温まで放置した後、昇温速度４０℃／hrで４５０℃
×５hrの条件にて焼鈍を行い、その後、常温にて冷間圧
延を施し、板厚１mmとし、実験に供した。
合金を常法により溶解→鋳造し得られた５０mm厚鋳塊に
５１０℃×４hrの均質化処理を施した後、４８０℃以下
の温度で板厚５mmまでの熱間圧延を行った。熱間圧延材
を室温まで放置した後、昇温速度４０℃／hrで４５０℃
×５hrの条件にて焼鈍を行い、その後、常温にて冷間圧
延を施し、板厚１mmとし、実験に供した。
【００４０】この冷延材を５３０℃の溶体化処理温度に
加熱して２０秒間保持し、次いで表２に示す焼入条件、
すなわち、５３０℃〜常温の範囲内の温度(焼入温度)に
冷却する時の平均冷却速度を５０〜８００℃／minの範
囲で変化させ、その後、その焼入温度のまま０.５〜６
０時間の範囲で保持した後、常温まで冷却した。
加熱して２０秒間保持し、次いで表２に示す焼入条件、
すなわち、５３０℃〜常温の範囲内の温度(焼入温度)に
冷却する時の平均冷却速度を５０〜８００℃／minの範
囲で変化させ、その後、その焼入温度のまま０.５〜６
０時間の範囲で保持した後、常温まで冷却した。
【００４１】得られた材料について、焼入れ後室温にて
５日間放置後の機械的性質を調べると共に、１７０℃×
２０分のベーキング処理した時の機械的性質(焼付硬化
性)を調べた。それらの結果を表３に示す。
５日間放置後の機械的性質を調べると共に、１７０℃×
２０分のベーキング処理した時の機械的性質(焼付硬化
性)を調べた。それらの結果を表３に示す。
【００４２】表３より明らかなように、本発明例は、本
発明範囲内の条件(表２)の焼入法を行うことにより、１
７０℃でのベーキング処理で焼付硬化性が非常に優れて
いることがわかる。更に、本発明例は、表２に示す焼入
条件で処理しても成形性が優れていることがわかる。一
方、本発明範囲外の化学成分では、本発明範囲内の焼入
条件を採用しても、焼付硬化性は全く認められない。以
上のことから、本発明合金は、本発明範囲内の焼入条件
(本発明法)を施すことにより、低温(１７０℃)での焼付
硬化性が大きい。
発明範囲内の条件(表２)の焼入法を行うことにより、１
７０℃でのベーキング処理で焼付硬化性が非常に優れて
いることがわかる。更に、本発明例は、表２に示す焼入
条件で処理しても成形性が優れていることがわかる。一
方、本発明範囲外の化学成分では、本発明範囲内の焼入
条件を採用しても、焼付硬化性は全く認められない。以
上のことから、本発明合金は、本発明範囲内の焼入条件
(本発明法)を施すことにより、低温(１７０℃)での焼付
硬化性が大きい。
【００４３】
【表１】
【００４４】
【表２】
【００４５】
【表３】
【００４６】
【実施例２】実施例１の表１に示したＮo.３のＡl合金
(本発明範囲内の化学成分)と、Ｎo.１１のＡl合金(本発
明範囲外の化学成分)を常法で溶解、鋳造し、得られた
鋳塊について、加熱速度４０℃／hrで５１０℃の温度に
４時間保持する均質化熱処理を施した後、熱間圧延を行
い、厚さ５mmの板とした。得られた熱間圧延材を表４に
示す焼鈍処理し、その後冷間圧延を行って厚さ１.０mm
の板とした。
(本発明範囲内の化学成分)と、Ｎo.１１のＡl合金(本発
明範囲外の化学成分)を常法で溶解、鋳造し、得られた
鋳塊について、加熱速度４０℃／hrで５１０℃の温度に
４時間保持する均質化熱処理を施した後、熱間圧延を行
い、厚さ５mmの板とした。得られた熱間圧延材を表４に
示す焼鈍処理し、その後冷間圧延を行って厚さ１.０mm
の板とした。
【００４７】次いで、得られた板を加熱速度４００℃／
minで５３０℃の温度に２０秒間保持し、８００℃／min
の冷却速度で５０℃の温度に焼入れし、そのまま５０℃
の温度に２４時間保持し、実験に供した。この熱処理を
施した材料につき、強度、成形性、結晶粒の測定を行っ
た。結晶粒は、上記した熱処理を施した厚さ１.０mmの
板をエメリー紙(３２０〜１２００番)、バフ(アルミナ
粒径５０μm)により鏡面研磨し、フッ化水素酸による電
界腐食し、その後、光学顕微鏡にて組織観察をし、切片
法によりその大きさを測定した。
minで５３０℃の温度に２０秒間保持し、８００℃／min
の冷却速度で５０℃の温度に焼入れし、そのまま５０℃
の温度に２４時間保持し、実験に供した。この熱処理を
施した材料につき、強度、成形性、結晶粒の測定を行っ
た。結晶粒は、上記した熱処理を施した厚さ１.０mmの
板をエメリー紙(３２０〜１２００番)、バフ(アルミナ
粒径５０μm)により鏡面研磨し、フッ化水素酸による電
界腐食し、その後、光学顕微鏡にて組織観察をし、切片
法によりその大きさを測定した。
【００４８】得られた素材の特性と結晶粒径並びに焼付
(１７０℃×２０分)後の焼付硬化性を表５に示すと共
に、Ｎo.３の合金(表１)で(i)の焼鈍(表４)を行ったも
のと、Ｎo.１１の合金で(iv)の焼鈍を行った材料の結晶
組織写真をそれぞれ図１及び図２に示す。
(１７０℃×２０分)後の焼付硬化性を表５に示すと共
に、Ｎo.３の合金(表１)で(i)の焼鈍(表４)を行ったも
のと、Ｎo.１１の合金で(iv)の焼鈍を行った材料の結晶
組織写真をそれぞれ図１及び図２に示す。
【００４９】表５及び図１、図２より明らかなように、
本発明合金は熱間圧延材に本発明範囲内の条件で焼鈍を
行い、冷間圧延することで、結晶粒が２０μm以下とな
り、比較合金及び比較焼鈍法に比べ微細化していること
がわかる。更に本発明合金は、成形性が優れ、焼付硬化
性にも効果がある。
本発明合金は熱間圧延材に本発明範囲内の条件で焼鈍を
行い、冷間圧延することで、結晶粒が２０μm以下とな
り、比較合金及び比較焼鈍法に比べ微細化していること
がわかる。更に本発明合金は、成形性が優れ、焼付硬化
性にも効果がある。
【００５０】
【表４】
【００５１】
【表５】
【００５２】
【実施例３】実施例１の表１に示したＮo.３のＡl合金
(本発明範囲内の化学成分)と、Ｎo.１１のＡl合金(本発
明範囲外の化学成分)を常法で溶解、鋳造し、得られた
鋳塊について、加熱速度４０℃／hrで５１０℃の温度に
４時間保持をする均質化熱処理を施した後、熱間圧延を
行い、厚さ５mmの板とした。得られた熱間圧延材を室温
まで放置した後、昇温速度４０℃／hrで４５０℃×５hr
の条件にて焼鈍処理を行い、その後、常温にて冷間圧延
を施し、板厚１mmとし、実験に供した。
(本発明範囲内の化学成分)と、Ｎo.１１のＡl合金(本発
明範囲外の化学成分)を常法で溶解、鋳造し、得られた
鋳塊について、加熱速度４０℃／hrで５１０℃の温度に
４時間保持をする均質化熱処理を施した後、熱間圧延を
行い、厚さ５mmの板とした。得られた熱間圧延材を室温
まで放置した後、昇温速度４０℃／hrで４５０℃×５hr
の条件にて焼鈍処理を行い、その後、常温にて冷間圧延
を施し、板厚１mmとし、実験に供した。
【００５３】この冷延材を５３０℃の溶体化処理温度に
加熱して２０秒間保持し、次いで、得られた板を加熱速
度４００℃／minで５３０℃の温度に２０秒間保持し、
８００℃／minの冷却速度で５０℃の温度に焼入れし、
そのまま５０℃の温度に２４時間保持し、実験に供し
た。得られた材料について、ディフラクトメータ法によ
り集合組織を観察した。その結果を図３、図４に示す。
Ｃu及びＭnを添加した合金は(１００)面＜００１＞方位
に高い分布を持ち、これらの無添加合金に比べて方位は
全く異なる。この集合組織を持つ本発明材と、異形の集
合組織を持つ比較材の成形性をみると、本発明合金は成
形性が良好であることがわかる。
加熱して２０秒間保持し、次いで、得られた板を加熱速
度４００℃／minで５３０℃の温度に２０秒間保持し、
８００℃／minの冷却速度で５０℃の温度に焼入れし、
そのまま５０℃の温度に２４時間保持し、実験に供し
た。得られた材料について、ディフラクトメータ法によ
り集合組織を観察した。その結果を図３、図４に示す。
Ｃu及びＭnを添加した合金は(１００)面＜００１＞方位
に高い分布を持ち、これらの無添加合金に比べて方位は
全く異なる。この集合組織を持つ本発明材と、異形の集
合組織を持つ比較材の成形性をみると、本発明合金は成
形性が良好であることがわかる。
【００５４】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
Ａl−Ｍg−Ｓi−Ｃu−Ｍn合金板のＭg、Ｓiの含有量を
調整し、最適なＭg2Ｓi量及び残留Ｓi量にし、更に強度
及び成形性を向上させる効果のあるＣu、Ｍnを添加する
ことにより、優れた成形加工性と低温での焼付硬化性に
優れたＡl合金板材を得ることができる。更には結晶粒
を２０μm以下にし、かつ集合組織を(１００)面、＜０
０１＞方向に方位を持たせることにより、更に成形加工
性に優れたものとすることができる。また、熱間圧延後
に焼鈍処理を行い、この焼鈍処理を制御することによ
り、結晶粒を２０μm以下にすることにより、更に優れ
た成形性が得られ、更には溶体化処理後の焼入処理を制
御することにより、低温での焼付硬化性に優れたＡl合
金板材を得ることができる。よって、Ａl合金板の薄肉
化が可能となり、更には成形性が良好なため、自動車、
家電製品、機械部品の軽量化に寄与し、工業的に使用頻
度を向上させることが可能となり、その効果は極めて高
い。
Ａl−Ｍg−Ｓi−Ｃu−Ｍn合金板のＭg、Ｓiの含有量を
調整し、最適なＭg2Ｓi量及び残留Ｓi量にし、更に強度
及び成形性を向上させる効果のあるＣu、Ｍnを添加する
ことにより、優れた成形加工性と低温での焼付硬化性に
優れたＡl合金板材を得ることができる。更には結晶粒
を２０μm以下にし、かつ集合組織を(１００)面、＜０
０１＞方向に方位を持たせることにより、更に成形加工
性に優れたものとすることができる。また、熱間圧延後
に焼鈍処理を行い、この焼鈍処理を制御することによ
り、結晶粒を２０μm以下にすることにより、更に優れ
た成形性が得られ、更には溶体化処理後の焼入処理を制
御することにより、低温での焼付硬化性に優れたＡl合
金板材を得ることができる。よって、Ａl合金板の薄肉
化が可能となり、更には成形性が良好なため、自動車、
家電製品、機械部品の軽量化に寄与し、工業的に使用頻
度を向上させることが可能となり、その効果は極めて高
い。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例２における本発明合金の金属組織を示す
写真である。
写真である。
【図２】実施例２における比較合金の金属組織を示す写
真である。
真である。
【図３】実施例３における本発明合金の集合組織と成形
性を示す図である。
性を示す図である。
【図４】実施例３における比較合金の集合組織と成形性
を示す図である。
を示す図である。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で(以下、同じ)、Ｍg：０.３〜
１.０％、Ｓi：０.５〜２.０％を含有し（但し、Ｍgと
Ｓiの関係について、Ｍg2Ｓi量として０.４〜１.５％を
含有し、かつ、残留するＳi量が０.４〜１.２％であ
る）、更にＣu：０.３〜２.０％及びＭn：０.０５〜１.
０％を含有し、残部がＡl及び不純物からなることを特
徴とする成形加工性に優れた焼付硬化型Ａl−Ｍg−Ｓi
−Ｃu−Ｍn系Ａl合金板。 - 【請求項２】 Ｔi：０.１％以下、Ｃr：０.４％以下、
Ｆe：０.５％以下のうちの少なくとも１種を含有してい
る請求項１に記載のＡl合金板。 - 【請求項３】 板材の組織が、結晶粒径で３０μm以下
に制御され、集合組織は(１００)面＜００１＞方向に高
いピークを持つものであることを特徴とする請求項１又
は２に記載のＡl合金板。 - 【請求項４】 請求項１又は２に記載の化学成分を有す
るＡl合金鋳塊にバーニング温度以下の温度で均質化処
理を施した後、熱間圧延を行い、熱間圧延後、３５０〜
４５０℃の温度で５〜１０時間の焼鈍処理を行い、次い
で冷間圧延を行って所望の板厚とした後、溶体化処理を
施し、その後、冷却速度を３００℃／分以上で５０〜１
２０℃の温度に焼入れし、そのまま５０〜１２０℃の温
度で１〜４８時間の温度に保持することを特徴とする成
形加工性に優れた焼付硬化型Ａl−Ｍg−Ｓi−Ｃu−Ｍn
系Ａl合金板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4309584A JPH06136478A (ja) | 1992-10-23 | 1992-10-23 | 成形加工性に優れた焼付硬化型Ａｌ合金板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4309584A JPH06136478A (ja) | 1992-10-23 | 1992-10-23 | 成形加工性に優れた焼付硬化型Ａｌ合金板及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06136478A true JPH06136478A (ja) | 1994-05-17 |
Family
ID=17994797
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4309584A Pending JPH06136478A (ja) | 1992-10-23 | 1992-10-23 | 成形加工性に優れた焼付硬化型Ａｌ合金板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06136478A (ja) |
Cited By (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH08325663A (ja) * | 1995-05-31 | 1996-12-10 | Kobe Steel Ltd | プレス成形性が優れたアルミニウム合金板及びその製造方法 |
| US5858134A (en) * | 1994-10-25 | 1999-01-12 | Pechiney Rhenalu | Process for producing alsimgcu alloy products with improved resistance to intercrystalline corrosion |
| JP2001295008A (ja) * | 2000-04-13 | 2001-10-26 | Nissan Motor Co Ltd | 耐糸錆び性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 |
| US6461454B2 (en) | 2000-04-20 | 2002-10-08 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Aluminum alloy plate for automobile and manufacturing method thereof |
| JP2003277869A (ja) * | 2002-03-20 | 2003-10-02 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 曲げ加工性および塗装焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板および製造方法 |
| JP2003277870A (ja) * | 2002-03-20 | 2003-10-02 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 曲げ加工性および塗装焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板および製造方法 |
| JP2004124175A (ja) * | 2002-10-02 | 2004-04-22 | Furukawa Sky Kk | 成形性、焼付硬化性、スプリングバック性に優れた成形加工用６０００系合金板の製造方法 |
| JP2004527658A (ja) * | 2001-05-03 | 2004-09-09 | アルキャン・インターナショナル・リミテッド | 曲げ特性を改善したアルミニウム合金シートを製造する方法及びその製造方法により製造されたアルミニウム合金シート |
| JP2015096650A (ja) * | 2013-10-07 | 2015-05-21 | 日本軽金属株式会社 | 成形性に優れる高強度アルミニウム合金板及びその製造方法 |
| JP2018513916A (ja) * | 2015-12-18 | 2018-05-31 | ノベリス・インコーポレイテッドＮｏｖｅｌｉｓ Ｉｎｃ． | 高強度６ｘｘｘアルミニウム合金及びその作製方法 |
| US10513766B2 (en) | 2015-12-18 | 2019-12-24 | Novelis Inc. | High strength 6XXX aluminum alloys and methods of making the same |
| JP2020537039A (ja) * | 2017-10-23 | 2020-12-17 | ノベリス・インコーポレイテッドＮｏｖｅｌｉｓ Ｉｎｃ． | 高強度で高度に成形可能なアルミニウム合金およびその作製方法 |
| JP2023506278A (ja) * | 2019-12-17 | 2023-02-15 | コンステリウム ヌフ－ブリザック | 自動車両の車体用の構造構成要素を製造するための改良された方法 |
| WO2024124736A1 (zh) * | 2022-12-14 | 2024-06-20 | 中铝材料应用研究院有限公司 | 一种适用于热冲压成形成性一体化工艺的6xxx系铝合金板材及其制备方法和应用 |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58224141A (ja) * | 1982-06-21 | 1983-12-26 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 成形用アルミニウム合金冷延板の製造方法 |
| JPS60258454A (ja) * | 1984-06-05 | 1985-12-20 | Furukawa Alum Co Ltd | 成形用アルミニウム合金硬質板の製造方法 |
| JPS62177143A (ja) * | 1986-01-30 | 1987-08-04 | Kobe Steel Ltd | 成形性、焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板およびその製造法 |
| JPH01111851A (ja) * | 1987-10-23 | 1989-04-28 | Kobe Steel Ltd | 焼付硬化性及び成形性に優れたアルミニウム合金の製造法 |
| JPH03294456A (ja) * | 1990-04-13 | 1991-12-25 | Kobe Steel Ltd | 成形性及び焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板の製造方法 |
| JPH04231434A (ja) * | 1990-12-27 | 1992-08-20 | Furukawa Alum Co Ltd | 焼付け硬化性に優れる成形用アルミニウム合金 |
-
1992
- 1992-10-23 JP JP4309584A patent/JPH06136478A/ja active Pending
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58224141A (ja) * | 1982-06-21 | 1983-12-26 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 成形用アルミニウム合金冷延板の製造方法 |
| JPS60258454A (ja) * | 1984-06-05 | 1985-12-20 | Furukawa Alum Co Ltd | 成形用アルミニウム合金硬質板の製造方法 |
| JPS62177143A (ja) * | 1986-01-30 | 1987-08-04 | Kobe Steel Ltd | 成形性、焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板およびその製造法 |
| JPH01111851A (ja) * | 1987-10-23 | 1989-04-28 | Kobe Steel Ltd | 焼付硬化性及び成形性に優れたアルミニウム合金の製造法 |
| JPH03294456A (ja) * | 1990-04-13 | 1991-12-25 | Kobe Steel Ltd | 成形性及び焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板の製造方法 |
| JPH04231434A (ja) * | 1990-12-27 | 1992-08-20 | Furukawa Alum Co Ltd | 焼付け硬化性に優れる成形用アルミニウム合金 |
Cited By (20)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5858134A (en) * | 1994-10-25 | 1999-01-12 | Pechiney Rhenalu | Process for producing alsimgcu alloy products with improved resistance to intercrystalline corrosion |
| JPH08325663A (ja) * | 1995-05-31 | 1996-12-10 | Kobe Steel Ltd | プレス成形性が優れたアルミニウム合金板及びその製造方法 |
| JP2001295008A (ja) * | 2000-04-13 | 2001-10-26 | Nissan Motor Co Ltd | 耐糸錆び性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 |
| US6461454B2 (en) | 2000-04-20 | 2002-10-08 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Aluminum alloy plate for automobile and manufacturing method thereof |
| JP2004527658A (ja) * | 2001-05-03 | 2004-09-09 | アルキャン・インターナショナル・リミテッド | 曲げ特性を改善したアルミニウム合金シートを製造する方法及びその製造方法により製造されたアルミニウム合金シート |
| JP2003277869A (ja) * | 2002-03-20 | 2003-10-02 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 曲げ加工性および塗装焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板および製造方法 |
| JP2003277870A (ja) * | 2002-03-20 | 2003-10-02 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 曲げ加工性および塗装焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板および製造方法 |
| JP2004124175A (ja) * | 2002-10-02 | 2004-04-22 | Furukawa Sky Kk | 成形性、焼付硬化性、スプリングバック性に優れた成形加工用６０００系合金板の製造方法 |
| JP2015096650A (ja) * | 2013-10-07 | 2015-05-21 | 日本軽金属株式会社 | 成形性に優れる高強度アルミニウム合金板及びその製造方法 |
| US10513766B2 (en) | 2015-12-18 | 2019-12-24 | Novelis Inc. | High strength 6XXX aluminum alloys and methods of making the same |
| JP2018513916A (ja) * | 2015-12-18 | 2018-05-31 | ノベリス・インコーポレイテッドＮｏｖｅｌｉｓ Ｉｎｃ． | 高強度６ｘｘｘアルミニウム合金及びその作製方法 |
| US10538834B2 (en) | 2015-12-18 | 2020-01-21 | Novelis Inc. | High-strength 6XXX aluminum alloys and methods of making the same |
| JP2020015981A (ja) * | 2015-12-18 | 2020-01-30 | ノベリス・インコーポレイテッドＮｏｖｅｌｉｓ Ｉｎｃ． | 高強度６ｘｘｘアルミニウム合金及びその作製方法 |
| US11920229B2 (en) | 2015-12-18 | 2024-03-05 | Novelis Inc. | High strength 6XXX aluminum alloys and methods of making the same |
| US12043887B2 (en) | 2015-12-18 | 2024-07-23 | Novelis Inc. | High strength 6xxx aluminum alloys and methods of making the same |
| JP2020537039A (ja) * | 2017-10-23 | 2020-12-17 | ノベリス・インコーポレイテッドＮｏｖｅｌｉｓ Ｉｎｃ． | 高強度で高度に成形可能なアルミニウム合金およびその作製方法 |
| JP2022172234A (ja) * | 2017-10-23 | 2022-11-15 | ノベリス・インコーポレイテッド | 高強度で高度に成形可能なアルミニウム合金およびその作製方法 |
| JP2024010058A (ja) * | 2017-10-23 | 2024-01-23 | ノベリス・インコーポレイテッド | 高強度で高度に成形可能なアルミニウム合金およびその作製方法 |
| JP2023506278A (ja) * | 2019-12-17 | 2023-02-15 | コンステリウム ヌフ－ブリザック | 自動車両の車体用の構造構成要素を製造するための改良された方法 |
| WO2024124736A1 (zh) * | 2022-12-14 | 2024-06-20 | 中铝材料应用研究院有限公司 | 一种适用于热冲压成形成性一体化工艺的6xxx系铝合金板材及其制备方法和应用 |
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