JP3905143B2 - 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 - Google Patents
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板又はＡｌ−Ｍｇ系合金板からなる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に関し、特に自動車パネル用アルミニウム合金板として好適の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に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来の成形加工性が優れたアルミニウム合金板としては、６００９合金、６０１０合金及び特開平５−２９５４７５号公報に開示された合金等のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板と、ＡＡ５１８２合金、５０８５合金、特公昭５６−３１８５８号公報又は特開昭６０−１２５３４６号公報に開示された合金等のＡｌ−Ｍｇ系合金板がある。これらのアルミニウム合金板は、主として自動車パネルに適用されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、これらの自動車パネル用のアルミニウム合金板は、未だ成形性が不十分であった。
【０００４】
本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、従来の自動車パネル用アルミニウム合金板よりもプレス成形性を高め、割れ限界を高めた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を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明に係るプレス成形性が優れたアルミニウム合金板の製造方法は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板を熱間圧延して板厚を１０００ｍｍから５ｍｍまで低減し、最終冷間圧延率が３５〜６５％の範囲で冷間圧延し、最終溶体化処理温度が５００℃以上、加熱速度が１００℃／分以上の条件で最終溶体化処理することにより、集合組織として、ＣＵＢＥ方位の割合が３０％以下であるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板を製造することを特徴とする。
本発明に係る他のプレス成形性が優れたアルミニウム合金板の製造方法は、Ａｌ−Ｍｇ系合金板を熱間圧延して板厚を１０００ｍｍから５ｍｍまで低減し、最終冷間圧延率が３５〜６５％の範囲で冷間圧延し、最終溶体化処理温度が５００℃以上、加熱速度が１００℃／分以上の条件で最終溶体化処理することにより、集合組織として、ＣＵＢＥ方位、ＧＯＳＳ方位、ＢＲＡＳＳ方位、Ｓ方位、ＣＯＰＰＥＲ方位の割合が２５％以下であるＡｌ−Ｍｇ系合金板を製造することを特徴とする。
【０００６】
この場合に、前記冷間圧延の際に、例えば、４００℃に１時間加熱して、中間焼鈍を行うことが好ましい。
【０００７】
更に、本発明に係るプレス成形性が優れたアルミニウム合金板は、請求項１乃至４のいずれか１項のアルミニウム合金板の製造方法で製造されたことを特徴とする。より、具体的には、請求項１に記載のアルミニウム合金板の製造方法により製造されたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板であって、集合組織として、ＣＵＢＥ方位の割合が３０％以下である。又は、請求項２に記載のアルミニウム合金板の製造方法により製造されたＡｌ−Ｍｇ系合金板であって、集合組織として、ＣＵＢＥ方位、ＧＯＳＳ方位、ＢＲＡＳＳ方位、Ｓ方位、ＣＯＰＰＥＲ方位の割合が２５％以下である。
【０００８】
【作用】
本願発明者が従来の自動車パネル用アルミニウム合金板のプレス成形性が十分ではないことの原因を解明すべく種々実験研究を重ねた結果、従来のアルミニウム合金板は集合組織の制御が十分にされていなかったためにプレス成形性が低いものであることが判明した。。
【０００９】
そこで本発明においては、集合組織を制御することによりプレス成形性を高め、特に割れ限界が高いアルミニウム合金板を得るものである。
【００１０】
本願発明者等は、集合組織とプレス成形性との関係について鋭意研究し、集合組織を形成する方位因子の割合が成形性を支配することを見いだした。
【００１１】
この集合組織を形成する方位因子とは、主として
ＣＵＢＥ方位 （１００）＜００１＞
ＧＯＳＳ方位 （１１０）＜００１＞
ＢＲＡＳＳ方位 （１１０）＜１−１２＞
Ｓ方位 （１２３）＜６３−４＞
ＣＯＰＰＥＲ方位（１１２）＜１１−１＞
であり、本明細書においては、これらの方位から土１０度以内の方位のずれは同一の方位因子に属するものと定義する。なお、方位を表す場合に、Ｘ−Ｙ−Ｚ座標軸において、負方向の数値は、通常、数値の上部にバーを付して表示するが、本明細書においては、都合上、数値の前に「−」符号を付してこれを表示する。
【００１２】
通常のアルミニウム合金の集合組織はこれらの方位因子から成立しており、各方位因子の存在割合が変化すると、塑性異方性が異なり、プレス成形性が変化する。本願発明者等は、これらの方位因子の存在割合とプレス成形性との関係を究明した。その結果、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板においては、ＣＵＢＥ方位の割合が３０％以下の範囲にある場合に、プレス成形性が最も向上することを見い出し、割れ限界が高いＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板を得た。また、Ａｌ−Ｍｇ系合金板においては、前記方位因子の割合が全て２５％以下の場合に、プレス成形性が最も向上することを見い出し、割れ限界が高いＡｌ−Ｍｇ系合金板を開発するに至ったものである。
【００１３】
また、本願発明者等は集合組織と製造条件との関係を研究し、最終冷間圧延率が３５〜６５％の範囲で、かつ最終溶体化処理温度が５００℃以上で、しかもその際の加熱速度が１００℃／分以上の場合に、理想的な方位因子割合の集合組織を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板又はＡｌ−Ｍｇ系合金板を製造することができることを知見した。
【００１４】
なお、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金としては、Ｍｇ：０．６〜１．０重量％及びＳｉ：ｌ．５重量％以下（０重量％を除く）を、Ｓｉ≧（４／７）Ｍｇ＋０．５を満足するように含有し、かつＣｕ：ｌ．０重量％以下に規制し、更に必要に応じてＣｒ：０．２重量％以下、Ｍｎ：０．３重量％以下、Ｚｒ：０．２重量％以下からなる群から選択された少なくとも１種の元素を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるものが望ましい。
【００１５】
また、Ａｌ−Ｍｇ系合金としては、Ｍｇ：３．５〜８．０重量％、Ｃｕ：０．５〜１．５重量％を含有し、更に必要に応じてＣｒ：０．２重量％以下、Ｍｎ：０．３重量％以下、Ｚｒ：０．２重量％以下からなる群から選択された少なくとも１種の元素を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物であるものがある。このように、Ｃｕを必須成分とすることが好ましい。
【００１６】
また、製造方法としては、通常の鋳造、均熱、熱間圧延を施した後、冷間圧延し、その後溶体化処理するものであり、この冷間圧延及び溶体化処理条件が本発明の範囲に入るものであればよく、その他の製造条件は適宜設定すればよい。鋳造工程においては、連続鋳造（ストリッブキャストなど）によりアルミニウム合金を鋳造することもできる。
【００１７】
上述のごとく、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の場合には、集合組織として、ＣＵＢＥ方位の割合が３０％以下の範囲にある場合に、集合組織がランダムになり、異方性がないものとなるため、プレス成形性が最も向上する。この範囲を外れると異方性が強いものとなり、プレス成形性が劣化する。
【００１８】
また、Ａｌ−Ｍｇ系合金板の場合には、集合組織として、ＣＵＢＥ方位、ＧＯＳＳ方位、ＢＲＡＳＳ方位、Ｓ方位、ＣＯＰＰＥＲ方位の割合が全て２５％以下の範囲にある場合に、集合組織がランダムになり、異方性がないものとなるため、プレス成形性が最も向上する。この範囲を外れると異方性が強いものとなり、プレス成形性が劣化する。
【００１９】
【実施例】
次に、本発明の実施例について、本願発明の範囲から外れる比較例と比較して説明する。
【００２０】
実施例１
６００９合金及びＡｌ−０．７重量％Ｍｇ−０．９重量％Ｓｉ−０．３重量％Ｍｎ−０．１重量％Ｆｅ合金を通常のＤＣ（直接鋳造）により鋳造し、５５０℃に８時間加熱して均熱処理した後、開始温度４５０℃で熱間圧延した。この熱間圧延により、厚さを１０００ｍｍから５ｍｍまで低減した。その後、冷間圧延を施して板厚をｌｍｍとし、ソルトバス及び制御炉を使用して最終溶体化処理を施した。なお、冷間圧延の際、中間焼鈍（４００℃でｌ時間）を施し、最終冷間圧延率を変化させ、また最終溶体化処理の温度と加熱速度を変化させた。これらの変化により集合組織を変化させた。得られたｌｍｍ厚さの板材につき、エリクセン試験を行いプレス成形性を評価した。下記表１はその製造条件と集合組織を示し、表２は試験結果を示す。この表２から明らかなように、本発明の実施例材は、エリクセン値が９．５ｍｍ以上であり、優れたプレス成形性を示すことがわかる。
【００２１】
【表１】
但し、表１において、合金Ａは６００９合金、合金ＢはＡｌ−０．７重量％Ｍｇ−０．９重量％Ｓｉ−０．３重量％Ｍｎ−０．１重量％Ｆｅ合金である。
【００２２】
【表２】
【００２３】
実施例２
５１８２合金及びＡｌ−５．５重量％Ｍｇ−０．５重量％Ｃｕ−０．１重量％Ｍｎ−０．１重量％Ｆｅ合金を通常のＤＣ鋳造し、４８０℃に８時間加熱して均熱処理した後、開始温度４５０℃で熱間圧延した。この熱間圧延により、厚さを１０００ｍｍから５ｍｍまで低減した。その後、冷間圧延を施して板厚をｌｍｍとし、ソルトバス及び制御炉を使用して最終溶体化処理を施した。なお、冷間圧延の際、中間焼鈍（４００℃でｌ時間）を施し、最終冷間圧延率を変化させ、また最終溶体化処理の温度と加熱速度を変化させた。これらの変化により集合組織を変化させた。得られたｌｍｍ厚さの板材につき、エリクセン試験を行いプレス成形性を評価した。下記表３はその製造条件と集合組織を示し、表４は試験結果を示す。この表４から明らかなように、本発明の実施例材は、エリクセン値が９．８ｍｍ以上であり、優れたプレス成形性を示すことがわかる。
【００２４】
【表３】
但し、表３において、合金Ａは５１８２合金、合金ＢはＡｌ−５．５重量％Ｍｇ−０．５重量％Ｃｕ−０．１重量％Ｍｎ−０．１重量％Ｆｅ合金である。
【００２５】
【表４】
【００２６】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、集合組織を適切に制御することにより、アルミニウム合金板のプレス成形性を十分に高めることができ、割れ限界が高く、自動車パネル用アルミニウム合金板として極めて有益なプレス成形性が優れたアルミニウム合金板を得ることができる。
【産業上の利用分野】
本発明は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板又はＡｌ−Ｍｇ系合金板からなる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に関し、特に自動車パネル用アルミニウム合金板として好適の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に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来の成形加工性が優れたアルミニウム合金板としては、６００９合金、６０１０合金及び特開平５−２９５４７５号公報に開示された合金等のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板と、ＡＡ５１８２合金、５０８５合金、特公昭５６−３１８５８号公報又は特開昭６０−１２５３４６号公報に開示された合金等のＡｌ−Ｍｇ系合金板がある。これらのアルミニウム合金板は、主として自動車パネルに適用されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、これらの自動車パネル用のアルミニウム合金板は、未だ成形性が不十分であった。
【０００４】
本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、従来の自動車パネル用アルミニウム合金板よりもプレス成形性を高め、割れ限界を高めた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を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明に係るプレス成形性が優れたアルミニウム合金板の製造方法は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板を熱間圧延して板厚を１０００ｍｍから５ｍｍまで低減し、最終冷間圧延率が３５〜６５％の範囲で冷間圧延し、最終溶体化処理温度が５００℃以上、加熱速度が１００℃／分以上の条件で最終溶体化処理することにより、集合組織として、ＣＵＢＥ方位の割合が３０％以下であるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板を製造することを特徴とする。
本発明に係る他のプレス成形性が優れたアルミニウム合金板の製造方法は、Ａｌ−Ｍｇ系合金板を熱間圧延して板厚を１０００ｍｍから５ｍｍまで低減し、最終冷間圧延率が３５〜６５％の範囲で冷間圧延し、最終溶体化処理温度が５００℃以上、加熱速度が１００℃／分以上の条件で最終溶体化処理することにより、集合組織として、ＣＵＢＥ方位、ＧＯＳＳ方位、ＢＲＡＳＳ方位、Ｓ方位、ＣＯＰＰＥＲ方位の割合が２５％以下であるＡｌ−Ｍｇ系合金板を製造することを特徴とする。
【０００６】
この場合に、前記冷間圧延の際に、例えば、４００℃に１時間加熱して、中間焼鈍を行うことが好ましい。
【０００７】
更に、本発明に係るプレス成形性が優れたアルミニウム合金板は、請求項１乃至４のいずれか１項のアルミニウム合金板の製造方法で製造されたことを特徴とする。より、具体的には、請求項１に記載のアルミニウム合金板の製造方法により製造されたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板であって、集合組織として、ＣＵＢＥ方位の割合が３０％以下である。又は、請求項２に記載のアルミニウム合金板の製造方法により製造されたＡｌ−Ｍｇ系合金板であって、集合組織として、ＣＵＢＥ方位、ＧＯＳＳ方位、ＢＲＡＳＳ方位、Ｓ方位、ＣＯＰＰＥＲ方位の割合が２５％以下である。
【０００８】
【作用】
本願発明者が従来の自動車パネル用アルミニウム合金板のプレス成形性が十分ではないことの原因を解明すべく種々実験研究を重ねた結果、従来のアルミニウム合金板は集合組織の制御が十分にされていなかったためにプレス成形性が低いものであることが判明した。。
【０００９】
そこで本発明においては、集合組織を制御することによりプレス成形性を高め、特に割れ限界が高いアルミニウム合金板を得るものである。
【００１０】
本願発明者等は、集合組織とプレス成形性との関係について鋭意研究し、集合組織を形成する方位因子の割合が成形性を支配することを見いだした。
【００１１】
この集合組織を形成する方位因子とは、主として
ＣＵＢＥ方位 （１００）＜００１＞
ＧＯＳＳ方位 （１１０）＜００１＞
ＢＲＡＳＳ方位 （１１０）＜１−１２＞
Ｓ方位 （１２３）＜６３−４＞
ＣＯＰＰＥＲ方位（１１２）＜１１−１＞
であり、本明細書においては、これらの方位から土１０度以内の方位のずれは同一の方位因子に属するものと定義する。なお、方位を表す場合に、Ｘ−Ｙ−Ｚ座標軸において、負方向の数値は、通常、数値の上部にバーを付して表示するが、本明細書においては、都合上、数値の前に「−」符号を付してこれを表示する。
【００１２】
通常のアルミニウム合金の集合組織はこれらの方位因子から成立しており、各方位因子の存在割合が変化すると、塑性異方性が異なり、プレス成形性が変化する。本願発明者等は、これらの方位因子の存在割合とプレス成形性との関係を究明した。その結果、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板においては、ＣＵＢＥ方位の割合が３０％以下の範囲にある場合に、プレス成形性が最も向上することを見い出し、割れ限界が高いＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板を得た。また、Ａｌ−Ｍｇ系合金板においては、前記方位因子の割合が全て２５％以下の場合に、プレス成形性が最も向上することを見い出し、割れ限界が高いＡｌ−Ｍｇ系合金板を開発するに至ったものである。
【００１３】
また、本願発明者等は集合組織と製造条件との関係を研究し、最終冷間圧延率が３５〜６５％の範囲で、かつ最終溶体化処理温度が５００℃以上で、しかもその際の加熱速度が１００℃／分以上の場合に、理想的な方位因子割合の集合組織を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板又はＡｌ−Ｍｇ系合金板を製造することができることを知見した。
【００１４】
なお、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金としては、Ｍｇ：０．６〜１．０重量％及びＳｉ：ｌ．５重量％以下（０重量％を除く）を、Ｓｉ≧（４／７）Ｍｇ＋０．５を満足するように含有し、かつＣｕ：ｌ．０重量％以下に規制し、更に必要に応じてＣｒ：０．２重量％以下、Ｍｎ：０．３重量％以下、Ｚｒ：０．２重量％以下からなる群から選択された少なくとも１種の元素を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるものが望ましい。
【００１５】
また、Ａｌ−Ｍｇ系合金としては、Ｍｇ：３．５〜８．０重量％、Ｃｕ：０．５〜１．５重量％を含有し、更に必要に応じてＣｒ：０．２重量％以下、Ｍｎ：０．３重量％以下、Ｚｒ：０．２重量％以下からなる群から選択された少なくとも１種の元素を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物であるものがある。このように、Ｃｕを必須成分とすることが好ましい。
【００１６】
また、製造方法としては、通常の鋳造、均熱、熱間圧延を施した後、冷間圧延し、その後溶体化処理するものであり、この冷間圧延及び溶体化処理条件が本発明の範囲に入るものであればよく、その他の製造条件は適宜設定すればよい。鋳造工程においては、連続鋳造（ストリッブキャストなど）によりアルミニウム合金を鋳造することもできる。
【００１７】
上述のごとく、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の場合には、集合組織として、ＣＵＢＥ方位の割合が３０％以下の範囲にある場合に、集合組織がランダムになり、異方性がないものとなるため、プレス成形性が最も向上する。この範囲を外れると異方性が強いものとなり、プレス成形性が劣化する。
【００１８】
また、Ａｌ−Ｍｇ系合金板の場合には、集合組織として、ＣＵＢＥ方位、ＧＯＳＳ方位、ＢＲＡＳＳ方位、Ｓ方位、ＣＯＰＰＥＲ方位の割合が全て２５％以下の範囲にある場合に、集合組織がランダムになり、異方性がないものとなるため、プレス成形性が最も向上する。この範囲を外れると異方性が強いものとなり、プレス成形性が劣化する。
【００１９】
【実施例】
次に、本発明の実施例について、本願発明の範囲から外れる比較例と比較して説明する。
【００２０】
実施例１
６００９合金及びＡｌ−０．７重量％Ｍｇ−０．９重量％Ｓｉ−０．３重量％Ｍｎ−０．１重量％Ｆｅ合金を通常のＤＣ（直接鋳造）により鋳造し、５５０℃に８時間加熱して均熱処理した後、開始温度４５０℃で熱間圧延した。この熱間圧延により、厚さを１０００ｍｍから５ｍｍまで低減した。その後、冷間圧延を施して板厚をｌｍｍとし、ソルトバス及び制御炉を使用して最終溶体化処理を施した。なお、冷間圧延の際、中間焼鈍（４００℃でｌ時間）を施し、最終冷間圧延率を変化させ、また最終溶体化処理の温度と加熱速度を変化させた。これらの変化により集合組織を変化させた。得られたｌｍｍ厚さの板材につき、エリクセン試験を行いプレス成形性を評価した。下記表１はその製造条件と集合組織を示し、表２は試験結果を示す。この表２から明らかなように、本発明の実施例材は、エリクセン値が９．５ｍｍ以上であり、優れたプレス成形性を示すことがわかる。
【００２１】
【表１】
【００２２】
【表２】
実施例２
５１８２合金及びＡｌ−５．５重量％Ｍｇ−０．５重量％Ｃｕ−０．１重量％Ｍｎ−０．１重量％Ｆｅ合金を通常のＤＣ鋳造し、４８０℃に８時間加熱して均熱処理した後、開始温度４５０℃で熱間圧延した。この熱間圧延により、厚さを１０００ｍｍから５ｍｍまで低減した。その後、冷間圧延を施して板厚をｌｍｍとし、ソルトバス及び制御炉を使用して最終溶体化処理を施した。なお、冷間圧延の際、中間焼鈍（４００℃でｌ時間）を施し、最終冷間圧延率を変化させ、また最終溶体化処理の温度と加熱速度を変化させた。これらの変化により集合組織を変化させた。得られたｌｍｍ厚さの板材につき、エリクセン試験を行いプレス成形性を評価した。下記表３はその製造条件と集合組織を示し、表４は試験結果を示す。この表４から明らかなように、本発明の実施例材は、エリクセン値が９．８ｍｍ以上であり、優れたプレス成形性を示すことがわかる。
【００２４】
【表３】
【００２５】
【表４】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、集合組織を適切に制御することにより、アルミニウム合金板のプレス成形性を十分に高めることができ、割れ限界が高く、自動車パネル用アルミニウム合金板として極めて有益なプレス成形性が優れたアルミニウム合金板を得ることができる。
Claims (4)
- Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板を熱間圧延して板厚を１０００ｍｍから５ｍｍまで低減し、最終冷間圧延率が３５〜６５％の範囲で冷間圧延し、最終溶体化処理温度が５００℃以上、加熱速度が１００℃／分以上の条件で最終溶体化処理することにより、集合組織として、ＣＵＢＥ方位の割合が３０％以下であるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板を製造することを特徴とするプレス成形性が優れたアルミニウム合金板の製造方法。
- Ａｌ−Ｍｇ系合金板を熱間圧延して板厚を１０００ｍｍから５ｍｍまで低減し、最終冷間圧延率が３５〜６５％の範囲で冷間圧延し、最終溶体化処理温度が５００℃以上、加熱速度が１００℃／分以上の条件で最終溶体化処理することにより、集合組織として、ＣＵＢＥ方位、ＧＯＳＳ方位、ＢＲＡＳＳ方位、Ｓ方位、ＣＯＰＰＥＲ方位の割合が２５％以下であるＡｌ−Ｍｇ系合金板を製造することを特徴とするプレス成形性が優れたアルミニウム合金板の製造方法。
- 前記冷間圧延の際に、中間焼鈍を行うことを特徴とする請求項１又は２に記載のプレス成形性が優れたアルミニウム合金板の製造方法。
- 前記中間焼鈍は、４００℃に１時間加熱するものであることを特徴とする請求項３に記載のプレス成形性が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 |
|---|---|---|---|
| JP13428595A JP3905143B2 (ja) | 1995-05-31 | 1995-05-31 | 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 |
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| JP13428595A JP3905143B2 (ja) | 1995-05-31 | 1995-05-31 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08325663A JPH08325663A (ja) | 1996-12-10 |
| JP3905143B2 true JP3905143B2 (ja) | 2007-04-18 |
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ID=15124715
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| JP13428595A Expired - Fee Related JP3905143B2 (ja) | 1995-05-31 | 1995-05-31 | 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 |
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| JP (1) | JP3905143B2 (ja) |
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