JPH0257655A - 表面処理特性にすぐれた成形用アルミニウム合金板材の製造方法 - Google Patents
表面処理特性にすぐれた成形用アルミニウム合金板材の製造方法Info
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- JPH0257655A JPH0257655A JP20802888A JP20802888A JPH0257655A JP H0257655 A JPH0257655 A JP H0257655A JP 20802888 A JP20802888 A JP 20802888A JP 20802888 A JP20802888 A JP 20802888A JP H0257655 A JPH0257655 A JP H0257655A
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Landscapes
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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、表面処理特性（化成処理性）に優れ、焼付
は塗装後も強度低下のない成形用アルミニウム合金とそ
の製造方法に関するものである。
は塗装後も強度低下のない成形用アルミニウム合金とそ
の製造方法に関するものである。
［従来の技術］
自動車車体材料は、従来軟鋼板が多用されているが、車
体の軽量化のためにアルミニウム合金板が使用されるよ
うになった。このアルミニウム合金としては、５１８２
、Ｘ５０８５等の非熱処理型合金や、Ａ０２Ｇ、２０３
６．２００２．６００９．６０１０等の熱処理型の合金
が実用化されている。これらの合金の強度は、従来の自
動車用に使用されている冷延鋼板とほぼ同程度であるが
、プレス成形性については劣るという欠点があり、これ
までこの欠点を解消するため種々の提案がなされている
。
体の軽量化のためにアルミニウム合金板が使用されるよ
うになった。このアルミニウム合金としては、５１８２
、Ｘ５０８５等の非熱処理型合金や、Ａ０２Ｇ、２０３
６．２００２．６００９．６０１０等の熱処理型の合金
が実用化されている。これらの合金の強度は、従来の自
動車用に使用されている冷延鋼板とほぼ同程度であるが
、プレス成形性については劣るという欠点があり、これ
までこの欠点を解消するため種々の提案がなされている
。
さらに、最近では塗装下地処理を、鋼と共存させ行うこ
とも考えられており、燐酸亜鉛処理により表面に燐酸亜
鉛結晶が生成しやすく、塗料の密着性を向上させたアル
ミニウム合金（特公昭６２−５４８５５）の提案もある
。
とも考えられており、燐酸亜鉛処理により表面に燐酸亜
鉛結晶が生成しやすく、塗料の密着性を向上させたアル
ミニウム合金（特公昭６２−５４８５５）の提案もある
。
［発明が解決しようとする課題］
しかし、これらは成形性が優れているというものの、い
ずれもＺｎＳＣｕを含有させて時効硬化によって強度を
高めたものであり、プレス成形加工前には室温時効硬化
によって出荷時よりも強度が高くなっており、成形性は
相対的に悪くなっていることは否定できず、割れが発生
しゃずいという問題があった。また、近年、プレス成形
の条件は、かなり苛酷なものとなっており、従来に増し
てプレス成形性の良好な板材が要求されるようになった
。
ずれもＺｎＳＣｕを含有させて時効硬化によって強度を
高めたものであり、プレス成形加工前には室温時効硬化
によって出荷時よりも強度が高くなっており、成形性は
相対的に悪くなっていることは否定できず、割れが発生
しゃずいという問題があった。また、近年、プレス成形
の条件は、かなり苛酷なものとなっており、従来に増し
てプレス成形性の良好な板材が要求されるようになった
。
また、焼付塗装するとき１７０℃で３０分程度の焼付条
件では復元を生じ、焼入状態の強度にまで低下するとい
う欠点がある。
件では復元を生じ、焼入状態の強度にまで低下するとい
う欠点がある。
さらに、上述のごとく最近では塗装下地処理を鋼と共存
させて行うことも考えられており、塗装下池処理時の化
成被膜が形成され易いことが必要であり、化成被膜（ク
ロム酸被膜、燐酸・クロム酸被膜、燐酸亜鉛被膜など）
の形成に対して、アルミニウム合金表面の酸化被膜の存
在は有害であり、酸化被膜の生成を制御した素材が求め
られている。
させて行うことも考えられており、塗装下池処理時の化
成被膜が形成され易いことが必要であり、化成被膜（ク
ロム酸被膜、燐酸・クロム酸被膜、燐酸亜鉛被膜など）
の形成に対して、アルミニウム合金表面の酸化被膜の存
在は有害であり、酸化被膜の生成を制御した素材が求め
られている。
［課題を解決するための手段］
上記目的を達成するためのこの発明の構成を要約すると
、重量基準でＭｇ：４〜６％、Ｃｕ ： ０．２〜１．
２％、 Ｍｇ＋５Ｃｕ：く１０％、Ｔｉ：０．０１〜
０，０５％、Ｂｅ；０．０００１〜０．０１００％を含
有し、残部はＡｌと不可避不純物とからなる、表面処理
特性にすぐれた成形用アルミニウム合金、または、この
合金の成分しとて更に、Ｍ ｎ ｓ Ｃｒ ｓＺｒ、Ｖ
のうち、いずれか１種以上を各０．０２〜０．２０％含
有する上記アルミニウム合金、ならびに、上記何れかの
金属組成を有するアルミニウム合金を４００〜５５０℃
で２〜４８時間の一段またはた多段の均質化処理を行っ
た後、熱間加工前に溶体化処理を行い、または行わず、
４４０℃以下の析出温度域で熱間加工を行い、その後、
所定の板厚まで冷間加工し、４８０〜５６０℃に急冷し
た後、ローラー矯正ま、たはスキンバス圧延等の弱加工
を行うストレッチャーストレインマークの発生の防止と
、表面処理特性にすぐれた成形用アルミニウム合金の製
造方法である。
、重量基準でＭｇ：４〜６％、Ｃｕ ： ０．２〜１．
２％、 Ｍｇ＋５Ｃｕ：く１０％、Ｔｉ：０．０１〜
０，０５％、Ｂｅ；０．０００１〜０．０１００％を含
有し、残部はＡｌと不可避不純物とからなる、表面処理
特性にすぐれた成形用アルミニウム合金、または、この
合金の成分しとて更に、Ｍ ｎ ｓ Ｃｒ ｓＺｒ、Ｖ
のうち、いずれか１種以上を各０．０２〜０．２０％含
有する上記アルミニウム合金、ならびに、上記何れかの
金属組成を有するアルミニウム合金を４００〜５５０℃
で２〜４８時間の一段またはた多段の均質化処理を行っ
た後、熱間加工前に溶体化処理を行い、または行わず、
４４０℃以下の析出温度域で熱間加工を行い、その後、
所定の板厚まで冷間加工し、４８０〜５６０℃に急冷し
た後、ローラー矯正ま、たはスキンバス圧延等の弱加工
を行うストレッチャーストレインマークの発生の防止と
、表面処理特性にすぐれた成形用アルミニウム合金の製
造方法である。
つぎにこれらの合金成分を限定した理由について述べる
。
。
Ｍｇ：Ｍｇは主として強度と延性を高めるために不可欠
な元素であり、４〜６％の範囲とする。４％未満では強
度が低く、６％を越えると熱間加工中に割れが発生し品
くなる。
な元素であり、４〜６％の範囲とする。４％未満では強
度が低く、６％を越えると熱間加工中に割れが発生し品
くなる。
Ｃｕ；Ｃｕは時効硬化性により、強度を増加させ、特に
塗装焼付は後の強度を向上させる元素であり、０．２〜
１．２％の範囲とする。０．２％未満ではその効果が少
なく、１．２％を越えると強度は著しく高くなるが、熱
間加工性および成形性に問題が生じ、また、素材の耐食
性を低下させる原因となる。
塗装焼付は後の強度を向上させる元素であり、０．２〜
１．２％の範囲とする。０．２％未満ではその効果が少
なく、１．２％を越えると強度は著しく高くなるが、熱
間加工性および成形性に問題が生じ、また、素材の耐食
性を低下させる原因となる。
Ｍ ｇ ＋５ Ｃｕ ； Ｍ ｇ ＋ ５ Ｃｕが１０
％以上となると、熱間加工割れが発生しやすくなる。
％以上となると、熱間加工割れが発生しやすくなる。
Ｔｉ ；Ｔｉは鋳塊の結晶粒の微細化に効果があり、０
．０１〜０．０５％とする。
．０１〜０．０５％とする。
０．０１％未満ではその効果が少なく、０．０５％を越
えると巨大な晶出物を生ずるので好ましくない。
えると巨大な晶出物を生ずるので好ましくない。
Ｂｅ；Ｂｅは溶解鋳造時の溶湯の酸化防止に効果があり
、特に、Ｍｇ含有量が高くなるほど必要不可欠である。
、特に、Ｍｇ含有量が高くなるほど必要不可欠である。
また、Ｂｅの酸化物の標準生成自由エネルギーは、Ａｌ
やＭｇよりも小さいため、最終圧延板を高温で熱処理す
る場合、表面の酸化被膜の生成を抑制する効果・があり
、塗膜の密着性を向上させる。０．０００１％未満では
その効果が少なく、０．０１００％を越えるとその毒性
が問題になる。
やＭｇよりも小さいため、最終圧延板を高温で熱処理す
る場合、表面の酸化被膜の生成を抑制する効果・があり
、塗膜の密着性を向上させる。０．０００１％未満では
その効果が少なく、０．０１００％を越えるとその毒性
が問題になる。
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ；
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚ ｒ、Ｖは必要ニヨり含有させるもので
、再結晶粒の微細化と強度向上に有効であり、０．０２
〜０．２％の範囲とする。しかし、いずれも０．０２％
未満ではこれらの効果がなく、０．２％を越えると再結
晶が微細化しすぎてストレッチャーストレインマークが
発生し易くなる。また、巨大な金属間化合物を生じる欠
点がある。
、再結晶粒の微細化と強度向上に有効であり、０．０２
〜０．２％の範囲とする。しかし、いずれも０．０２％
未満ではこれらの効果がなく、０．２％を越えると再結
晶が微細化しすぎてストレッチャーストレインマークが
発生し易くなる。また、巨大な金属間化合物を生じる欠
点がある。
つぎにこれらの製造条件を限定した理由について述べる
。
。
（１）鋳塊の均質化処理；
鋳塊の均質化処理は、鋳造時に偏析しやす１、）Ｍｇ、
（：ｕ、を均質にする効果と、再結晶微細化のためＭｎ
５Ｃｒ、Ｚ ｒ、Ｖ等の遷移元素を十分に析出させる効
果がある。このために、４００〜５５０℃で２〜４８時
間加熱保持する。これらの効果を十分発揮させるために
は、多段の熱処理を行うこともある。加熱温度が、４０
０℃未満では鋳塊の均質化の効果が少なく、５５０℃を
越えると鋳塊の表面がが酸化され易く、また、偏析相の
一部が共晶融解する可能性がある。また、２時間未満で
は鋳塊の均質化の効果が少なく、４８時間を越えると均
質化の効果が飽和し、工業上意味がない。
（：ｕ、を均質にする効果と、再結晶微細化のためＭｎ
５Ｃｒ、Ｚ ｒ、Ｖ等の遷移元素を十分に析出させる効
果がある。このために、４００〜５５０℃で２〜４８時
間加熱保持する。これらの効果を十分発揮させるために
は、多段の熱処理を行うこともある。加熱温度が、４０
０℃未満では鋳塊の均質化の効果が少なく、５５０℃を
越えると鋳塊の表面がが酸化され易く、また、偏析相の
一部が共晶融解する可能性がある。また、２時間未満で
は鋳塊の均質化の効果が少なく、４８時間を越えると均
質化の効果が飽和し、工業上意味がない。
（２）溶体化処理；
溶体化処理は、均質化処理後熱間圧延前の加熱時に行う
もので、後述する理由で行わなくともよい。鋳塊の均質
化処理と熱間圧延前の加熱は通常別々に行われる。均質
化処理後冷却時にＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物（Ｓ相）が
析出することが多く、これらの析出物は、通常粒界に析
出し易く、圧延時に熱間割れの原因となり易い。また、
析出物が粗大であると、最終の溶体化処理で溶体化しに
＜＜、強度が低下する原因となる。このため均質化処理
後冷却中に析出した化合物を再固溶させる目的で、４５
０℃以上の溶体化処理温度にまで加熱するのが好ましい
。４５０℃未満ではこの効果が得られず、また、５５０
℃を越えると共晶融解が起るので好ましくない。また、
溶体化処理を行わなくとも圧延温度が低ければ、圧延す
ることが可能である。但し、この場合には、Ｓ相が一部
析出しているため最終溶体化処理での保持時間を長（す
ることが好ましい。
もので、後述する理由で行わなくともよい。鋳塊の均質
化処理と熱間圧延前の加熱は通常別々に行われる。均質
化処理後冷却時にＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物（Ｓ相）が
析出することが多く、これらの析出物は、通常粒界に析
出し易く、圧延時に熱間割れの原因となり易い。また、
析出物が粗大であると、最終の溶体化処理で溶体化しに
＜＜、強度が低下する原因となる。このため均質化処理
後冷却中に析出した化合物を再固溶させる目的で、４５
０℃以上の溶体化処理温度にまで加熱するのが好ましい
。４５０℃未満ではこの効果が得られず、また、５５０
℃を越えると共晶融解が起るので好ましくない。また、
溶体化処理を行わなくとも圧延温度が低ければ、圧延す
ることが可能である。但し、この場合には、Ｓ相が一部
析出しているため最終溶体化処理での保持時間を長（す
ることが好ましい。
（３）圧延温度；
前記溶体化処理後、４４０℃以下まで冷却し、Ａ ｌ
−Ｍ ｇ −Ｃｕ系化合物Ｓ相の析出する温度範囲で熱
間加工を開始する。これは、熱間加工中に動的回復や動
的再結晶が生じ、亜結晶粒が形成されたり、再結晶粒が
微細化する。
−Ｍ ｇ −Ｃｕ系化合物Ｓ相の析出する温度範囲で熱
間加工を開始する。これは、熱間加工中に動的回復や動
的再結晶が生じ、亜結晶粒が形成されたり、再結晶粒が
微細化する。
４４０℃を越えた温度で圧延すると再結晶粒が粗大化し
、熱間加工性が低下し、粒界割れが生じ品くなる。この
ため熱間加工温度を４４０℃以下とする必要がある。２
００℃以下となると加工硬化が激しく、変形抵抗が高く
なり、熱間圧延は困難となる。
、熱間加工性が低下し、粒界割れが生じ品くなる。この
ため熱間加工温度を４４０℃以下とする必要がある。２
００℃以下となると加工硬化が激しく、変形抵抗が高く
なり、熱間圧延は困難となる。
（４）最終溶体化処理；
最終溶体化処理は、工業的には連続焼鈍加熱炉を用いて
溶体化焼入処理をする。この場合、一般に高温短時間で
あることが多い。このため４８０〜５６０℃の温度にま
で加熱して短時間熱処理して焼入する。加熱温度が、４
８０℃未満では再結晶しに＜ ＜ 、５８０℃を越える
と共晶融解を生じ易いため、好ましくない。
溶体化焼入処理をする。この場合、一般に高温短時間で
あることが多い。このため４８０〜５６０℃の温度にま
で加熱して短時間熱処理して焼入する。加熱温度が、４
８０℃未満では再結晶しに＜ ＜ 、５８０℃を越える
と共晶融解を生じ易いため、好ましくない。
（５）冷間間加工；
焼入れ後は、ストレッチャーストレインマークを防止す
るために、ローラーレベリングかスキンバス圧延（スキ
ンパス１ｉｔ２％以下が好ましい）の弱加工を行い、歪
を与え、固溶しているＭｇを転位に固着してその発生を
防止する。
るために、ローラーレベリングかスキンバス圧延（スキ
ンパス１ｉｔ２％以下が好ましい）の弱加工を行い、歪
を与え、固溶しているＭｇを転位に固着してその発生を
防止する。
［実施例コ
以下、実施例によって本発明を具体的に説明する。
実施例１
下記第１表に示す成分の合金を通常の溶製法で造塊した
。均質化処理は４２０℃で２時間保持と５００℃８時間
保持した後、炉冷した。なお、Ｚ「を添加したＮｏ、１
．３，１６．〜１９および２９は、さらに５５０℃で２
４時間の均質化処理を追加した。熱間加工前に５００℃
で１時間の再加熱した後、４２０℃まで空冷して、溶体
化処理した後熱間加工を開始した。その後冷間圧延工程
を経て厚さＩＩＩｍの板とした。最終溶体化処理は、ソ
ルトバス中で５４０℃で３０秒間保持後、ファン冷却し
た。その後１％のスキンバスを付加して引張試験を行い
、０．２％耐力の測定と、圧延方向に引張試験した途中
の伸びが３％となった時点の表面状態（肌荒れ、ストレ
ッチャーストレインマークの有無）を調べた。また、塗
装焼付けに相当する１７０℃で３０分間の加熱をした時
の時効硬化性を、引張試験の０．２％耐力の変化で調べ
た。これらの結果を第１表に示す。熱間圧延で割れが発
生したものは、その後の試験を中断した。
。均質化処理は４２０℃で２時間保持と５００℃８時間
保持した後、炉冷した。なお、Ｚ「を添加したＮｏ、１
．３，１６．〜１９および２９は、さらに５５０℃で２
４時間の均質化処理を追加した。熱間加工前に５００℃
で１時間の再加熱した後、４２０℃まで空冷して、溶体
化処理した後熱間加工を開始した。その後冷間圧延工程
を経て厚さＩＩＩｍの板とした。最終溶体化処理は、ソ
ルトバス中で５４０℃で３０秒間保持後、ファン冷却し
た。その後１％のスキンバスを付加して引張試験を行い
、０．２％耐力の測定と、圧延方向に引張試験した途中
の伸びが３％となった時点の表面状態（肌荒れ、ストレ
ッチャーストレインマークの有無）を調べた。また、塗
装焼付けに相当する１７０℃で３０分間の加熱をした時
の時効硬化性を、引張試験の０．２％耐力の変化で調べ
た。これらの結果を第１表に示す。熱間圧延で割れが発
生したものは、その後の試験を中断した。
評価基準として、熱間加工が可能で、引張試験した途中
の伸びが３％となった時点の表面に肌荒れや、ストレッ
チャーストレインマークの発生がなく、スキンバス後１
７０℃３０分間の加熱後の耐力の増加が、スキンバス後
がら１．Ｏｋ ｇ ／ ｍ ｍ２以上増加したものを合
格とした。
の伸びが３％となった時点の表面に肌荒れや、ストレッ
チャーストレインマークの発生がなく、スキンバス後１
７０℃３０分間の加熱後の耐力の増加が、スキンバス後
がら１．Ｏｋ ｇ ／ ｍ ｍ２以上増加したものを合
格とした。
また、表面処理特性は化成処理（りん酸亜鉛処理）した
ときの写真１に示すごとく粒子が細かく緻密なものを◎
、写真３に示すようにむらのあるものを×、写Ａ１と写
！Ａ３との中間、すなわち写真２に示すようなものを０
とした。
ときの写真１に示すごとく粒子が細かく緻密なものを◎
、写真３に示すようにむらのあるものを×、写Ａ１と写
！Ａ３との中間、すなわち写真２に示すようなものを０
とした。
本発明の特許請求の範囲の成分範囲にあるＮｏ、１〜１
９は、これらの評価基準に合格している。
９は、これらの評価基準に合格している。
しかし、Ｎｏ、２０は、Ｃｕが添加されていないので、
引張試験した途中の伸びが３％となった時点の表面に肌
荒れが発生し、表面状況が悪い。
引張試験した途中の伸びが３％となった時点の表面に肌
荒れが発生し、表面状況が悪い。
Ｎｏ、２１は、ＣｕおよびＭ ｇ ＋ ５ Ｃｕが高い
ため、Ｎｏ、２２は、Ｍｇおよび Ｍｇ＋５Ｃｕが高い
ため、Ｎｏ、２３は、Ｍｇが低く、ＣｕおよびＭｇ＋５
Ｃｕが高いため、いずれも熱間圧延割れが発生し、試験
を中断した。
ため、Ｎｏ、２２は、Ｍｇおよび Ｍｇ＋５Ｃｕが高い
ため、Ｎｏ、２３は、Ｍｇが低く、ＣｕおよびＭｇ＋５
Ｃｕが高いため、いずれも熱間圧延割れが発生し、試験
を中断した。
Ｎｏ、２４は、Ｔｉが添加されていないので鋳塊に割れ
が発生し、試験を中断した。
が発生し、試験を中断した。
Ｎｏ、２５は、Ｂｅが添加されていないので、Ｎｏ、２
６は、Ｍｎが高く、Ｎｏ、２７はＣ「が高く、いずれも
引張試験した途中の伸びが３％となった時点の表面に肌
荒れが発生し、表面状況が悪い。Ｎｏ、２８は、Ｚｒが
高く、Ｎｏ。
６は、Ｍｎが高く、Ｎｏ、２７はＣ「が高く、いずれも
引張試験した途中の伸びが３％となった時点の表面に肌
荒れが発生し、表面状況が悪い。Ｎｏ、２８は、Ｚｒが
高く、Ｎｏ。
２９は、■が高く、いずれも均質化処理により晶出物が
粗大化して圧延が不可能とり、試験を中断した。
粗大化して圧延が不可能とり、試験を中断した。
Ｎｏ、３０は、Ｃｕが低く、１７０℃で３０分間加熱後
の強度が１、Ｏｋｇ／ｍｍ２未満の増加であった。
の強度が１、Ｏｋｇ／ｍｍ２未満の増加であった。
Ｎｏ、３１は、Ｍ ｇ ＋ ５ Ｃｕが１０，５９６と
高く、熱間加工割れを発生した。
高く、熱間加工割れを発生した。
Ｎｏ、３２は、ＴｉおよびＢｅが添加されないので、鋳
塊の結晶粒が大きく、かつ、鋳肌も悪いため、熱間加工
が困難であった。
塊の結晶粒が大きく、かつ、鋳肌も悪いため、熱間加工
が困難であった。
実施例２
第１表に示す材料の一部を用い、均質化処理、溶体化処
理、熱間圧延、冷間圧延、最終溶体化処理および弱加工
の条件を種々変えた製造を行い、第１表と同様な試験を
行った結果を第２表に示した。
理、熱間圧延、冷間圧延、最終溶体化処理および弱加工
の条件を種々変えた製造を行い、第１表と同様な試験を
行った結果を第２表に示した。
Ｎｏ、３３からＮｏ、 ４０までは、本発明の実施例で
あり、熱間加工が可能で、引張試験をして途中の伸びが
３％となった時点の表面に肌荒れや、ストレッチャース
トレインマークの発生がなく、スキンパス後１７０℃、
３０分間の加熱後の耐力が１．０ｋｇ７ｍｍ”以上であ
り、評価範囲内である。
あり、熱間加工が可能で、引張試験をして途中の伸びが
３％となった時点の表面に肌荒れや、ストレッチャース
トレインマークの発生がなく、スキンパス後１７０℃、
３０分間の加熱後の耐力が１．０ｋｇ７ｍｍ”以上であ
り、評価範囲内である。
Ｎ（Ｌ４１は、均質化処理時間が短く、耳割れ発生のた
め試験を中断した。
め試験を中断した。
Ｎｏ、４２は、最終溶体化処理温度が高く、均質化処理
後共晶融解がみられた。
後共晶融解がみられた。
Ｎα４３は、均質化処理時間が短（、耳割れ発生のため
試験を中断した。
試験を中断した。
Ｎα４４は、最終溶体化処理温度が低く、ストレッチャ
ーストレインマークが発生した。
ーストレインマークが発生した。
Ｎａ４５は、最終溶体化処理温度が高く、一部共晶融解
がみられた。
がみられた。
Ｎ ｏ、４６は、最終溶体化処理後の弱加工を行なわな
かったため、ストレッチャーストレインマークが発生し
た。
かったため、ストレッチャーストレインマークが発生し
た。
［発明の効果］
以上説明したように、この発明は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系
合金にＢｅを微量含有させ、さらに低温圧延を行うこと
により、成形性と塗装前の化成処理性に優れ、かつ、焼
付は塗装後の強度低下を防止したアルミニウム合金とそ
の製造方法を提供することができた。
合金にＢｅを微量含有させ、さらに低温圧延を行うこと
により、成形性と塗装前の化成処理性に優れ、かつ、焼
付は塗装後の強度低下を防止したアルミニウム合金とそ
の製造方法を提供することができた。
第１ａ〜第３ｂ図は本発明の実施例および比較例の代表
的試料を化成処理した表面の粒子構造を示す顕微鏡写真
である。 特許出願人 住友軽金属工業株式会社 代理人 弁理士 小 松 秀 岳代理人 弁理士
旭 宏 代理人 弁理士 加 々 美 紀 雄 ・つ’ ：ｉ、 ｂ ：ＥＥ ×３（１） ４・２ａ ・ ／・ヱ６ｐ月 に３００
的試料を化成処理した表面の粒子構造を示す顕微鏡写真
である。 特許出願人 住友軽金属工業株式会社 代理人 弁理士 小 松 秀 岳代理人 弁理士
旭 宏 代理人 弁理士 加 々 美 紀 雄 ・つ’ ：ｉ、 ｂ ：ＥＥ ×３（１） ４・２ａ ・ ／・ヱ６ｐ月 に３００
Claims (4)
- （１）重量％で、 Ｍｇ：４〜６％ Ｃｕ：０．２〜１．２％ Ｍｇ＋５Ｃｕ：＜１０％ Ｔｉ：０．０１〜０．０５％ Ｂｅ：０．０００１〜０．０１００％ を含有し、残部はＡｌと不可避不純物とから成ることを
特徴とする表面処理特性にすぐれた成形用アルミニウム
合金。 - （２）重量％で、 Ｍｇ：４〜６％ Ｃｕ：０．２〜１．２％ Ｍｇ＋５Ｃｕ：＜１０％ Ｔｉ：０．０１〜０．０５％ Ｂｅ：０．０００１〜０．０１００％ を含有し、さらに Ｍｎ：０．０２〜０．２０％ Ｃｒ：０．０２〜０．２０％ Ｚｒ：０．０２〜０．２０％ Ｖ：０．０２〜０．２０％ のうち、少なくとも１種を含有し、残部はＡｌと不可避
不純物とからなること特徴とする表面処理特性にすぐれ
た成形用アルミニウム合金。 - （３）重量％で、 Ｍｇ：４〜６％ Ｃｕ：０．２〜１．２％ Ｍｇ＋５Ｃｕ：＜１０％ Ｔｉ：０．０１〜０．０５％ Ｂｅ：０．０００１〜０．０１００％ を含有するアルミニウム合金を、４００〜５５０℃で２
〜４８時間の一段または多段均質化処理を行った後、溶
体化処理を行ない、または、行なわず、４４０℃以下の
析出温度域で熱間加工を行ない、その後、所定の板厚ま
で冷間加工し、４８０〜５６０℃に急速加熱し、溶体化
処理焼入れを行った後、ローラー矯正またはスキンパス
圧延等の弱加工を行なうことを特徴とするストレッチャ
ーストレインマークの発生の防止と、表面処理特性にす
ぐれた成形用アルミニウム合金の製造方法。 - （４）重量％で、 Ｍｇ：４〜６％ Ｃｕ：０．２〜１．２％ Ｍｇ＋５Ｃｕ：＜１０％ Ｔｉ：０．０１〜０．０５％ Ｂｅ：０．０００１〜０．０１００％ を含有し、さらに Ｍｎ：０．０２〜０．２０％ Ｃｒ：０．０２〜０．２０％ Ｚｒ：０．０２〜０．２０％ Ｖ：０．０２〜０．２０％ 、 のうち、少なくとも１種を含有し、残部はＡｌと不可避
不純物とからなるアルミニウム合金を、４００〜５５０
℃で２〜４８時間の一段または多段均質化処理を行った
後、溶体化処理を行ない、または、行なわず、４４０℃
以下の析出温度域で熱間加工を行ない、その後、所定の
板厚まで冷間加工し、４８０〜５６０℃に急速加熱し、
溶体化処理焼入れを行った後、ローラー矯正またはスキ
ンパス圧延等の弱加工を行なうことを特徴とするストレ
ッチャーストレインマークの発生の防止と、表面処理特
性にすぐれた成形用アルミニウム合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20802888A JPH0257655A (ja) | 1988-08-24 | 1988-08-24 | 表面処理特性にすぐれた成形用アルミニウム合金板材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20802888A JPH0257655A (ja) | 1988-08-24 | 1988-08-24 | 表面処理特性にすぐれた成形用アルミニウム合金板材の製造方法 |
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25969994A Division JPH07173585A (ja) | 1994-09-30 | 1994-09-30 | 表面処理特性にすぐれた成形用アルミニウム合金板材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0257655A true JPH0257655A (ja) | 1990-02-27 |
| JPH0340104B2 JPH0340104B2 (ja) | 1991-06-17 |
Family
ID=16549478
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP20802888A Granted JPH0257655A (ja) | 1988-08-24 | 1988-08-24 | 表面処理特性にすぐれた成形用アルミニウム合金板材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0257655A (ja) |
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-
1988
- 1988-08-24 JP JP20802888A patent/JPH0257655A/ja active Granted
Patent Citations (14)
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| JPH0340104B2 (ja) | 1991-06-17 |
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