JP2003342663A - 成形加工用Al−Mg系合金圧延板調質材およびその製造方法 - Google Patents
成形加工用Al−Mg系合金圧延板調質材およびその製造方法Info
- Publication number
- JP2003342663A JP2003342663A JP2002152591A JP2002152591A JP2003342663A JP 2003342663 A JP2003342663 A JP 2003342663A JP 2002152591 A JP2002152591 A JP 2002152591A JP 2002152591 A JP2002152591 A JP 2002152591A JP 2003342663 A JP2003342663 A JP 2003342663A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- rolling
- bending
- anisotropy
- amount
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Metal Rolling (AREA)
Abstract
金圧延板のH32〜H34相当の調質材として、曲げ加
工性が良好であると同時に、曲げ加工における異方性の
少ないものを提供する。 【解決手段】 Mg1.50〜3.50%、Cr0.03〜0.35%、
Cu0.30%以下、Fe0.10〜0.50%、Si0.05〜0.40%
を含有し、かつMn量が0.10%以下、Ti量が0.10%以
下に規制され、残部が実質的にAlよりなり、最大径5
μm以上の金属間化合物粒子の密度が100〜700個/mm
2の範囲内、板表面の結晶粒の平均アスペクト比が2以
下、しかも耳率が7%以下であり、調質度H32〜H34とさ
れたAl−Mg系合金圧延板調質材。またその製造方法
として、鋳塊に均質化処理後熱間圧延を行ない、次いで
圧延率20〜85%で1次冷間圧延を行なった後、中間焼鈍
を行ない、さらに圧延率10〜50%で2次冷間圧延を行な
い、その後調質焼鈍を施してH32〜H34相当の調質度に仕
上げる。
Description
気機器、その他一般の機器、船舶などの用途に使用され
る成形加工用のAl−Mg系合金圧延板に関するもので
あり、特にH32〜H34相当に調質した、曲げ加工性
に優れかつ曲げ加工における異方性の少ないAl−Mg
系合金圧延板調質材に関するものである。
ゆる5000番系合金は、強度と延性とのバランスに優
れていて、良好な成形性を有することなどから、従来か
ら建築、土木、電気機器、一般機器、船舶など、種々の
用途に広く使用されている。これらの用途のAl−Mg
系合金の代表的なものとしては、JIS5052合金な
どがある。ところでこれらの用途に使用されるAl−M
g系合金は、一般には冷間圧延のままではなく、冷間圧
延により加工硬化した材料について、さらに安定化処理
を目的とした調質焼鈍を施して、H3n材として用いる
のが通常である。すなわち、Al−Mg系合金では、冷
間圧延のままでは長時間放置すれば次第に耐力が低下す
るという、いわゆる経時軟化現象を示すところから、こ
のような経時軟化を抑えるための安定化処理を目的とし
た調質焼鈍処理を施し、H3n材、代表的にはH32材
もしくはH34材として使用するのが通常である。なお
前述のような用途では、0.8mm以上の比較的厚い板
厚で用いることが多い。
部品、一般機器、船舶などの分野に利用するAl−Mg
系合金圧延板は、曲げ加工を施して使用することが多
く、そのため曲げ加工性に優れた材料が求められること
が多い。しかしながら、従来のAl−Mg系合金圧延板
については、曲げ加工性に優れた材料の開発が未だ充分
ではなかったため、曲げ加工中に材料の割れが発生し
て、製品の品質低下を招いてしまうことがあった。
がもたらす組織の異方性や結晶方位の異方性などがあ
り、それらの異方性の制御が従来は厳密でなかったた
め、従来のAl−Mg系合金圧延板では、ある方向での
曲げ加工は優れていても、他の方向での曲げ加工が劣っ
たりすることが多く、そのため上述のような問題が生じ
てしまっていたのである。
たもので、材料の有する種々の異方性を適切に制御する
ことにより、曲げ加工性に優れると同時に曲げ加工の異
方性が小さい調質度H32〜H34相当のAl−Mg系
合金圧延板調質材を提供することを目的とするものであ
る。
題を解決するため、種々実験・検討を重ねた結果、Al
−Mg系合金における成分組成、特にCr、Cu、F
e、Si、Mn、およびTiの含有量を適切に調整する
と同時に、金属間化合物の分散密度、結晶粒のアスペク
ト比、耳率を適切に調整することによって、素材の有す
る種々の異方性を適切に制御し、これにより全体的な曲
げ加工性が優れると同時に、曲げ加工における異方性の
少ない材料を得ることができることを見出し、この発明
をなすに至った。
系合金圧延板調質材は、Mg1.50〜3.50%、C
r0.03〜0.35%、Cu0.30%以下、Fe
0.10〜0.50%、Si0.05〜0.40%を必
須成分として含有し、かつMn量が0.10%以下、T
i量が0.10%以下に規制され、残部がAlおよび不
可避的不純物よりなる合金からなり、最大径5μm以上
の金属間化合物粒子の密度が1mm2当り100〜70
0個の範囲内にあり、かつ板表面における結晶粒の平均
アスペクト比が2以下であり、しかも耳率が7%以下で
あり、調質度H32〜H34とされたことを特徴とする
ものである。
延板調質材の製造方法は、Mg1.50〜3.50%、
Cr0.03〜0.35%、Cu0.30%以下、Fe
0.10〜0.50%、Si0.05〜0.40%を必
須成分として含有し、かつMn量が0.10%以下、T
i量が0.10%以下に規制され、残部がAlおよび不
可避的不純物よりなる合金の鋳塊に均質化処理後熱間圧
延を行ない、次いで圧延率20〜85%で1次冷間圧延
を行なった後、中間焼鈍を行ない、さらに圧延率10〜
50%で2次冷間圧延を行ない、その後調質焼鈍を施し
てH32〜H34相当の調質度に仕上げ、これにより最
大径5μm以上の金属間化合物粒子の密度が1mm2当
り100〜700個の範囲内にあり、かつ板表面におけ
る結晶粒の平均アスペクト比が2以下であり、しかも耳
率が7%以下の圧延板調質材を得ることを特徴とするも
のである。
系合金の成分組成の限定理由について説明する。
による強度向上に効果があり、またMgは転位との相互
作用が大きいため加工硬化による強度向上も期待でき、
したがって要求強度を満たすためには不可欠な元素であ
る。但しMg量が1.50%未満では、要求強度を満た
すことが困難となることもある。一方Mg量が3.50
%を越えるような多量のMgの添加により得られる高強
度は必要としないのが通常である。そこでMg添加量
は、1.50〜3.50%の範囲内とした。
物の量やサイズ、さらには結晶方位の異方性に大きく影
響する。Cr量が少ないほど5μm以上のサイズの金属
間化合物の数がより少なくなって、金属間化合物による
曲げ加工性の低下が小さくなるが、Cr量が0.03%
未満では高純度地金を使用しなければならなくなってコ
ストアップを招く。またここで、結晶方位の異方性の指
標の一つとして、絞り加工を行なった場合の耳率を用い
ることができ、耳率が高いほど結晶方位の異方性が大き
いと言うことができるが、Cr量が0.03%未満で
は、中間焼鈍後に絞りカップ上に現れる耳が圧延方向に
対して平行方向と直角方向に強く現れて、2次冷間圧延
を施しても残存し、耳率が高いままとなる。このように
耳率が高くて結晶方位の異方性が大きい場合には、曲げ
異方性が顕在化してしまう。一方、Cr量が0.35%
を越えれば、耳率はより低くなる、言い換えれば結晶方
位の異方性はより小さくなり、曲げ加工の異方性が現れ
難くなる。しかしながら0.35%以上のCrを添加す
れば、Al−Cr系などの金属間化合物が極端に増えて
しまい、全体的に曲げ加工性が低下してしまう。そこ
で,Cr添加量は、曲げ加工性、経済性、および曲げ加
工の異方性のバランスから、0.03〜0.35%の範
囲内に限定した。
与する元素であり、製品板の強度調整に効果的である。
しかしながらCu量が0.30%を越えれば曲げ加工性
を低下させてしまう。そこでCu添加量は0.30%以
下とした。なおCu量の下限は特に限定しないが、0.
01%未満では前述の効果が少ないから、0.01%以
上とすることが好ましい。
の金属間化合物の量やサイズ、更には結晶方位の異方性
に大きく影響を与える。Fe量が少ないほど5μm以上
のサイズの金属間化合物の数がより少なくなって、金属
間化合物による曲げ加工性の低下は少なくなるが、Fe
量を0.10%未満とするためには高純度地金を使用し
なければならなくなってコストアップを招く。さらに、
Fe量が0.10%未満では、中間焼鈍後に絞りカップ
上に現れる耳が圧延方向に対して平行方向と直角方向で
強く現れて、2次冷間圧延を施しても残存し、耳率が高
いままとなる。これは結晶方位の異方性が大きいことを
意味するが、その場合には曲げ異方性が顕在化してしま
う。一方、Fe量が0.50%を越えれば耳率は低くな
る。言い換えれば結晶方位の異方性は小さくなって曲げ
加工の異方性が現れ難くなる。しかしながら、0.50
%を越えるFe量では、Al−Fe−(Mn)−(S
i)系の金属間化合物が極端に増えてしまい、全体的に
曲げ加工性が低下してしまう。そこでFe量は、曲げ加
工性、経済性、および曲げ加工の異方性のバランスか
ら、0.10〜0.50%の範囲内とした。
製品板内の金属間化合物の量やサイズ、更には結晶方位
の異方性に大きく影響を与える。Si量が少ないほど5
μm以上のサイズの金属間化合物の数がより少なくなっ
て、金属間化合物による曲げ加工性の低下が少なくなる
が、Si量を0.05%未満とするためには高純度地金
を使用しなければならなくなってコストアップを招く。
さらに、Si量が0.05%未満では、中間焼鈍後に絞
りカップ上に現れる耳が圧延方向に対して平行方向と直
角方向で強く現れて、2次冷間圧延を施しても残存し、
耳率が高いままとなる。このことは結晶方位の異方性が
大きいことを意味するが、その場合には曲げ異方性が顕
在化してしまう。一方Si量が0.40%を越えれば耳
率は低くなる。言い換えれば結晶方位の異方性は小さく
なって曲げ加工の異方性が現れ難くなる。しかしなが
ら、0.40%を越えるSi量では、Al−Fe−Si
−(Mn)系の金属間化合物が極端に増えてしまい、全
体的に曲げ加工性が低下してしまう。そこでSi量は、
曲げ加工性、経済性、および曲げ加工の異方性のバラン
スから、0.05〜0.40%の範囲内に限定した。
有されるものであるが、この発明ではさらに不純物元素
としてのMn、および通常のAl合金で添加されること
が多いTiについて、その含有量の上限を規制してい
る。これらの限定理由は次の通りである。
含有される元素であるが、このMnも、製品板内の金属
間化合物の量やサイズ、さらには結晶方位の異方性に大
きく影響を与える。Mnの含有量が0.10%を越えれ
ば製品板の耳率は低下し、このことは結晶方位の異方性
が小さくなることを意味し、その場合曲げ異方性は現れ
難くなる。しかしながら、Mn量が0.10%を越えれ
ば、Al−Fe−Mn−(Si)系の金属間化合物が極
端に増えてしまい、全体的に曲げ加工性が低下してしま
う。さらにMn量が0.10%を越えた場合、一次冷間
圧延率と中間焼鈍の条件によっては、熱間圧延前の加熱
処理中あるいは熱間圧延中に析出したAl−Mn系析出
物の影響が強く現れ、中間焼鈍時の結晶粒を偏平状にさ
せてしまい、結晶粒のアスペクト比を大きくさせてしま
う。このように中間焼鈍時の結晶粒のアスペクト比が大
きくなれば、製品板となった状態でも結晶粒のアスペク
ト比が大きいままとなり、製品板の曲げ異方性を大きく
させてしまう。そのためこの発明では不純物としてのM
nの含有量を0.10%以下に規制することとした。
Al合金において添加されることが多い元素であり、ま
た微量のBと組合せて添加することもある。この発明の
場合も結晶粒微細化のために少量のTiを単独で、ある
いは微量のBと組合せて添加することは許容される。し
かしながらTi量が0.10%を越えれば、粗大な金属
間化合物を生成してしまい、全体的に曲げ加工性を低下
させるから、Ti量は0.10%以下に規制することと
した。またTiと組合せてBを添加する場合、B量は1
00ppm以下とすることが望ましい。
的不純物とすれば良い。
合金圧延板調質材では、合金の成分組成を前述のように
調整するだけではなく、金属間化合物粒子の分散密度、
結晶粒のアスペクト比、および耳率を制御することが、
曲げ加工における異方性を抑えるために重要である。
度については、製品板内に存在する最大径5μm以上の
金属間化合物粒子の数が1mm2あたり100〜700
個の範囲内となるように調整する必要がある。ここで、
最大径5μm以上の金属間粒子の数が少ないほど、金属
間化合物粒子が引き起こす曲げ加工性の低下は抑えられ
る。しかしながら、最大径5μm以上の金属間化合物粒
子が100個/mm2未満になれば、中間焼鈍後に絞り
カップ上に現れる耳が圧延方向に対して平行方向と直角
方向で強く現れて、その影響が製品板まで引き継がれ
て、製品板の耳率が大きいままとなってしまう。すなわ
ち製品板の曲げ異方性を大きくしてしまい、ある方向の
曲げ加工性を低下させてしまうことになる。一方最大径
5μm以上の金属間化合物粒子が700個/mm2を越
えれば、絞りカップ上に現れる耳は低くなる。すなわち
結晶方位の異方性は小さくなるが、金属間化合物粒子数
が極端に多くなり、金属間化合物粒子による曲げ加工性
の低下が現れてしまう。そのため全体的な曲げ加工性と
曲げ加工における異方性との兼ね合いから、金属間化合
物粒子数を100〜700個/mm2の範囲内に限定し
た。なお金属間化合物粒子数の定量化は、圧延方向断面
で組織観察して、画像解析処理装置ルーゼックスを用い
て行なった。
面における結晶粒の平均アスペクト比が2以下である必
要がある。ここでアスペクト比とは、結晶粒の長径と短
径との比であるが、一般に冷間圧延板においては圧延方
向と平行な方向の径が長径、圧延方向に対し直角な方向
の径が短径となる。そして製品板表面の平均アスペクト
比が2を越える場合には、曲げ加工時において曲げ先端
部にかかる応力の不均一性が大きくなり、曲げ加工の異
方性が顕在化する。そこで、曲げ加工における異方性を
少なくするためには、製品板の表面から観た結晶粒の平
均アスペクト比を2以下に規制する必要がある。なお製
品板の平均アスペクト比の測定法としては、偏光顕微鏡
を用い、製品板表面における結晶粒のコントラストの違
いを利用して、200個の結晶粒に対し圧延方向と平行
な方向および直角な方向の結晶粒界の長さの比を測定し
て、平均値を求めた。
の指標となり、曲げ加工における異方性に関係するが、
この発明の場合、製品板の耳率が7%以下となるように
調整する必要がある。結晶方位の異方性が大きく、製品
板の耳率が7%を越えるような場合には、ある方向の曲
げ加工性は良好であっても、別の方向の曲げ加工性が劣
ってしまう。すなわち曲げ加工性の異方性が大きくなっ
てしまう。そこで製品板の結晶方位の異方性の指標とし
て、耳率を7%以下と規定した。なお耳率の測定方法と
しては、絞り比1.75の条件で絞りカップを作成し、
以下の通りの方法で耳率を測定した。 耳率(%)=(平均耳高さ/平均谷高さ)×100 但し、平均耳高さ=平均山高さ−平均谷高さ
質材の製造プロセスについて説明する。
鋳造法などの常法に従って鋳造し、得られた鋳塊に対し
て均質化処理を施してから、あるいは均質化処理を兼ね
て熱間圧延前加熱を行ない、常法に従って熱間圧延を行
なう。ここで、均質化処理や熱間圧延の条件は特に限定
されるものではなく、一般的な条件に従えば良い。
は、1次冷間圧延を20〜85%の圧延率で施す。
態にある場合、1次冷間圧延の圧延率が20%未満で
は、その後の中間焼鈍後に絞りカップ上に現れる耳が圧
延方向に対して平行方向と直角で強く現れ、その影響は
2次冷間圧延を施しても残ってしまい、結果的に製品板
まで引き継いでしまって、曲げ加工性の異方性が大きく
なり、ある方向の曲げ加工性は良好となっても別方向で
は曲げ加工性が低下してしまう。一方1次冷間圧延の圧
延率が85%を越える場合は、上述のような曲げ加工に
おける異方性の問題は生じにくいが、冷間圧延のパス数
が増加して生産性が低下する。そのため1次冷間圧延の
圧延率は20〜85%の範囲内に限定した。
を用いた中間焼鈍、もしくは箱型焼鈍炉(バッチ式焼鈍
炉:BAF)を用いた中間焼鈍を行なう。この中間焼鈍
は1次冷間圧延で導入された冷間歪を利用して材料を再
結晶させて、組織を均一かつ微細にするために必要な工
程である。
鈍温度を400〜550℃とし、保持を1分以下とする
ことが望ましい。連続焼鈍炉を用いた場合、焼鈍温度が
400℃未満では完全再結晶組織にならないことがあ
り、一方550℃を越えれば結晶粒の粗大化が生じるお
それがあり、その場合製品板の曲げ加工性の低下が避け
られなくなる。また連続焼鈍炉による中間焼鈍の保持時
間が1分を越えれば生産性の低下を招く。
場合には、焼鈍温度を280〜370℃とし、保持を
0.5〜5時間とすることが望ましい。箱型焼鈍炉を用
いた場合の焼鈍温度が280℃未満では完全再結晶組織
にならないことがあり、一方370℃を越えれば結晶粒
の粗大化が生じるおそれがあり、その場合製品板の曲げ
加工性の低下が避けられなくなる。また保持時間が0.
5時間未満では、組織の均一化効果が得られず、一方5
時間を越えるような長時間焼鈍では生産性が大きく低下
してしまう。
延(最終冷間圧延)を行なう。この2次冷間圧延は、圧
延率を10〜50%の範囲内とする必要がある。2次冷
間圧延率が10%未満では、目標とする製品板強度を得
ることが困難となる。一方2次冷間圧延率が50%を越
えれば、平均アスペクト比が2を越えてしまうことが多
く、曲げ加工の異方性が顕在化してしまう。そのため2
次冷間圧延の圧延率は10〜50%の範囲に限定した。
を目的として調質焼鈍を行ない、H32〜H34相当の
調質度の材料とする。この調質焼鈍は、連続焼鈍炉(C
AL)を用いた連続焼鈍によって行なっても、あるいは
箱型タイプの焼鈍炉(BAF)を用いたバッチ式の焼鈍
によって行なっても良い。
合は、150〜340℃の範囲内の温度に加熱して保持
なしもしくは1分以内の保持の条件とすることが望まし
い。ここで、焼鈍温度が150℃未満では、冷間圧延に
よって導入された転位の消滅が不充分で、製品にした場
合に経時軟化が生じてしまい、製品としての価値を損な
う。一方焼鈍温度が340℃を越えれば、H3n材では
なく、完全に再結晶したO材になってしまうことがあ
り、要求強度を満たすことができなくなる。また保持時
間が1分を越えれば、完全に再結晶してしまうこともあ
り、要求強度を満たすことができず、また生産性も低下
してしまう。そこで連続焼鈍炉で調質焼鈍を行なう場合
は、150〜340℃の温度範囲で、保持なしもしくは
1分以内の保持の条件とすることが望ましい。
によって調質焼鈍を行なう場合、その条件は、100〜
270℃の範囲内の温度で0.5〜5時間保持とするこ
とが望ましい。ここで、焼鈍温度が100℃未満では、
冷間圧延によって導入された転位の消滅が不充分で、製
品にした場合に経時軟化が生じてしまうおそれがある。
一方焼鈍温度が270℃を越えれば、H3n材ではな
く、完全に再結晶したO材になってしまい、要求強度を
満たすことができなくなる。また保持時間が0.5時間
未満では、コイル全体にわたり均一な熱処理ができず、
コイル内で強度の変動が生じてしまう。一方保持時間が
5時間を越えれば、焼鈍温度によっては完全に再結晶し
てしまい、要求強度を満たすことができなくなり、また
生産性も低下させてしまう。そこで箱型タイプの焼鈍炉
でバッチ式により調質焼鈍を行なう場合は、100〜2
70℃の温度範囲内で、0.5〜5時間の保持とするこ
とが望ましい。
化学成分のAl合金を、常法に従ってDC鋳造法により
鋳造し、得られた鋳塊に対し500℃×8時間の均質化
処理を行なってから、熱間圧延開始温度460〜490
℃にて熱間圧延を行なった。得られた各熱延板に対し、
H32もしくはH34の調質度を目標材質として、1次
冷間圧延−中間焼鈍−2次冷間圧延−調質焼鈍を行な
い、製品板とした。詳細なプロセス条件を表2に示す。
径5μm以上の金属間化合物の1mm2当りの数および
表面の結晶粒の平均アスペクト比を測定するとともに、
カップ絞り試験を行なって耳率を調べ、さらに各製品板
から圧延方向と平行に試験片を切出して、機械的性質
(YS)を調べるとともに、曲げ加工性を圧延方向と平
行な方向、45°方向、直角方向について調べたので、
その結果を表3に示す。
延方向断面で組織観察して画像解析装置(ルーゼック
ス)により測定した。また平均アスペクト比は、偏光顕
微鏡を用い、結晶粒のコントラストの差を利用して20
0個の結晶粒につき圧延方向と平行な方向および直角な
方向の結晶粒界の長さの比を測定し、平均値を求め、そ
の値が2以下の場合を合格として○印を付し、2を越え
る場合を不合格として×印を付した。さらに耳率測定の
ためのカップ絞り試験は、各材料についてサンプル数3
として行なった。機械的性質の評価規準は、JIS50
52合金のH32、H34のYS規準(H32材:15
5MPa以上、H34材:175MPa以上)に従い、
それぞれの材質で、これらの規定を満たさない場合を不
合格と評価した。一方曲げ加工性については、製品板か
ら圧延方向(0°)、45°、直角方向(90°)にそ
れぞれ曲げ試験片を切出し、それぞれ180°曲げ試験
を行なった。なおこの180°曲げ試験では、曲げの内
側半径を厚さの1倍に統一して実施した。そして目視に
て観察して、曲げR部に割れが全く認められない場合を
合格として○印を付し、1個でも曲げR部に割れが認め
られたものを不合格として×印を付した。
する成分組成範囲内の合金No.1、No.2を用いか
つ製造プロセスもこの発明で規定する範囲内の製造符号
A、Cにより得られた材料では、機械的性質(YS)が
目標とする調質度の規準をクリヤするとともに、金属間
化合物数、平均アスペクト比、耳率もこの発明で規定す
る条件範囲内となり、これらの場合は曲げ加工性の異方
性が小さく、全方向に曲げ加工性が優れていることが判
明した。
部分再結晶状態にあるにもかかわらず、1次冷間圧延率
が20%未満であったため、中間焼鈍時に結晶方位の異
方性が大きくなり、その異方性を製品板まで引き継いで
しまった結果、曲げ加工性の異方性が不合格となった。
また製造符号Dの場合は、530℃の高温で調質焼鈍を
行なったためO材になってしまい、機械的性質の規定を
満たすことができず不合格となった。さらに製造符号E
の場合は、熱延板の組織が部分再結晶状態にあるにもか
かわらず、1次冷間圧延率が20%未満であったため、
中間焼鈍時に結晶方位の異方性が大きくなり、その異方
性を製品板まで引き継いでしまった結果、曲げ加工性の
異方性が大きくなって、不合格となり、さらには平均ア
スペクト比が2を越えてしまったため、曲げ加工性の低
下が助長されてしまった。一方製造符号F〜Hの場合
は、プロセス条件はこの発明に従ったが、合金成分が規
定から外れていたため、曲げ加工性の異方性が大きいか
または機械的性質の規定を満たすことができず、不合格
となった。
らなる調質度H32〜H34の成形加工用圧延板調質材
として、単に全体的な曲げ加工性が良好であるばかりで
なく、曲げ加工における異方性が小さく、全方向に曲げ
加工性が良好で、成形中に割れが発生するおそれが少な
い材料を得ることができる。
Claims (2)
- 【請求項1】 Mg1.50〜3.50%(mass
%、以下同じ)、Cr0.03〜0.35%、Cu0.
30%以下、Fe0.10〜0.50%、Si0.05
〜0.40%を必須成分として含有し、かつMn量が
0.10%以下、Ti量が0.10%以下に規制され、
残部がAlおよび不可避的不純物よりなる合金からな
り、最大径5μm以上の金属間化合物粒子の密度が1m
m2当り100〜700個の範囲内にあり、かつ板表面
における結晶粒の平均アスペクト比が2以下であり、し
かも耳率が7%以下であり、調質度H32〜H34とさ
れたことを特徴とする、曲げ加工性に優れかつ曲げ加工
における異方性の小さい成形加工用Al−Mg系合金圧
延板調質材。 - 【請求項2】 Mg1.50〜3.50%、Cr0.0
3〜0.35%、Cu0.30%以下、Fe0.10〜
0.50%、Si0.05〜0.40%を必須成分とし
て含有し、かつMn量が0.10%以下、Ti量が0.
10%以下に規制され、残部がAlおよび不可避的不純
物よりなる合金の鋳塊に均質化処理後熱間圧延を行な
い、次いで圧延率20〜85%で1次冷間圧延を行なっ
た後、中間焼鈍を行ない、さらに圧延率10〜50%で
2次冷間圧延を行ない、その後調質焼鈍を施してH32
〜H34相当の調質度に仕上げ、これにより最大径5μ
m以上の金属間化合物粒子の密度が1mm2当り100
〜700個の範囲内にあり、かつ板表面における結晶粒
の平均アスペクト比が2以下であり、しかも耳率が7%
以下の圧延板調質材を得ることを特徴とする、曲げ加工
性に優れかつ曲げ加工における異方性の小さい成形加工
用Al−Mg系合金圧延板調質材の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2002152591A JP2003342663A (ja) | 2002-05-27 | 2002-05-27 | 成形加工用Al−Mg系合金圧延板調質材およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2002152591A JP2003342663A (ja) | 2002-05-27 | 2002-05-27 | 成形加工用Al−Mg系合金圧延板調質材およびその製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2003342663A true JP2003342663A (ja) | 2003-12-03 |
Family
ID=29769888
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2002152591A Pending JP2003342663A (ja) | 2002-05-27 | 2002-05-27 | 成形加工用Al−Mg系合金圧延板調質材およびその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2003342663A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2005298922A (ja) * | 2004-04-13 | 2005-10-27 | Furukawa Sky Kk | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
CN106216680A (zh) * | 2016-09-14 | 2016-12-14 | 中南大学 | 一种粉末烧结制备的铝硅合金板的热加工及热处理工艺 |
-
2002
- 2002-05-27 JP JP2002152591A patent/JP2003342663A/ja active Pending
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2005298922A (ja) * | 2004-04-13 | 2005-10-27 | Furukawa Sky Kk | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
CN106216680A (zh) * | 2016-09-14 | 2016-12-14 | 中南大学 | 一种粉末烧结制备的铝硅合金板的热加工及热处理工艺 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP4577218B2 (ja) | ベークハード性およびヘム加工性に優れたAl−Mg−Si合金板の製造方法 | |
JP6433380B2 (ja) | アルミニウム合金圧延材 | |
JP5247010B2 (ja) | 高強度で曲げ加工性に優れたCu−Zn系合金 | |
WO2015155911A1 (ja) | 曲げ加工性と形状凍結性に優れた高強度アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
WO2020182506A1 (en) | Method of manufacturing a 5xxx-series sheet product | |
JP3748859B2 (ja) | 曲げ性に優れた高強度銅合金 | |
JP3849095B2 (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
JP4200086B2 (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
JP5379463B2 (ja) | Lng球形タンク用高強度アルミニウム合金の製造方法 | |
JP2007070672A (ja) | 疲労特性に優れたアルミニウム合金厚板の製造方法 | |
TW202120707A (zh) | 鋁合金材 | |
JP3810902B2 (ja) | アルミニウム合金フィン材およびアルミニウム合金フィン材の製造方法 | |
JP4798943B2 (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
JP2004027253A (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
JP3210419B2 (ja) | フランジ成形性に優れたdi缶用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
WO2016056240A1 (ja) | 超塑性成形用アルミニウム合金板及びその製造方法 | |
JP2003342663A (ja) | 成形加工用Al−Mg系合金圧延板調質材およびその製造方法 | |
JP4771791B2 (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 | |
JP3843021B2 (ja) | 曲げ加工性に優れた厚肉Al−Mg系合金圧延板調質材の製造方法 | |
JP2858069B2 (ja) | 耐応力腐食割れ性高強度アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
JP2000001730A (ja) | 缶胴用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
JP2004323952A (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
JP2001303165A (ja) | 成形性良好な高強度Al−Cu−Mg系合金薄板およびその製造方法 | |
JP2004124142A (ja) | 曲げ加工性に優れたAl−Mg系合金圧延板調質材およびその製造方法 | |
JP2007169722A (ja) | 強度と伸びのバランスに優れさらに疲労強度にも優れたアルミニウム熱間圧延板の製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20050519 |
|
A977 | Report on retrieval |
Effective date: 20070213 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20070227 |
|
A521 | Written amendment |
Effective date: 20070501 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 |
|
A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20080408 |