JPH04131348A - 成形性に優れた高強度アルミニウム合金板及びその製造方法 - Google Patents
成形性に優れた高強度アルミニウム合金板及びその製造方法Info
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- JPH04131348A JPH04131348A JP25038990A JP25038990A JPH04131348A JP H04131348 A JPH04131348 A JP H04131348A JP 25038990 A JP25038990 A JP 25038990A JP 25038990 A JP25038990 A JP 25038990A JP H04131348 A JPH04131348 A JP H04131348A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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】
[産業上の利用分野コ
この発明は、圧延後熱処理のままで優れたプレス成形性
と高い塗装焼付後強度を有し、自動車車体等に好適な成
形性に優れた高強度アルミニウム合金板及びその製造方
法に関する。
と高い塗装焼付後強度を有し、自動車車体等に好適な成
形性に優れた高強度アルミニウム合金板及びその製造方
法に関する。
[従来の技術]
従来より自動車ボディーシート等の成形加工用板材とし
て表面処理冷延鋼板が多用されているが、近年、自動車
の燃費向上のための軽量化の要望が高まっており、その
要望を満たすべく自動車ボディーシート等にアルミニウ
ム合金板が使用され始めてきている。
て表面処理冷延鋼板が多用されているが、近年、自動車
の燃費向上のための軽量化の要望が高まっており、その
要望を満たすべく自動車ボディーシート等にアルミニウ
ム合金板が使用され始めてきている。
自動車ボディーシート用アルミニウム合金としては、非
熱処理型の5182.5083等、熱処理型の2036
.6009.6010等が用いられている。また、特開
昭57−120648及び特開昭53−103914に
開示されているように、非熱処理型の5×××系にCu
やZnを微量添加し、熱処理して用いることを前提とし
たアルミニウム合金が開発されている。
熱処理型の5182.5083等、熱処理型の2036
.6009.6010等が用いられている。また、特開
昭57−120648及び特開昭53−103914に
開示されているように、非熱処理型の5×××系にCu
やZnを微量添加し、熱処理して用いることを前提とし
たアルミニウム合金が開発されている。
[発明が解決しようとする課題]
しかしながら、これらのアルミニウム合金は、引張試験
における破断伸びが30%以上、塗装焼付後の耐力が2
0 kgf/ ■2以上という上記用途に要求される両
特性を兼備しておらす、プレス成形性及び耐プント性の
いずれか、又はこれらの両方か不十分である。そして、
このことか自動車用ボディーシートとして冷延鋼板に代
えてアルミニウム合金を使用することの障害となってい
る。
における破断伸びが30%以上、塗装焼付後の耐力が2
0 kgf/ ■2以上という上記用途に要求される両
特性を兼備しておらす、プレス成形性及び耐プント性の
いずれか、又はこれらの両方か不十分である。そして、
このことか自動車用ボディーシートとして冷延鋼板に代
えてアルミニウム合金を使用することの障害となってい
る。
この発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、
引張試験における破断伸びか30%以上、かつ塗装焼付
後の耐力か20 kgf’ / am2以上の、プレス
成形性及び塗装後の耐プント性に優れた高強度アルミニ
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。
引張試験における破断伸びか30%以上、かつ塗装焼付
後の耐力か20 kgf’ / am2以上の、プレス
成形性及び塗装後の耐プント性に優れた高強度アルミニ
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。
[課題を解決するための手段及び作用]本願発明者等は
、上記目的を達成するために種々検討を重ねた結果、化
学成分組成を適切に調整し、製造条件を適性化すること
により引張試験における破断伸びが30%以上、かつ塗
装焼付後の耐力が20 kgf / mtp2以上の条
件を達成することができることを見出し、本発明を完成
するに至った。特に、化学成分組成については、塗装焼
付後の高強度化の観点から、Al−Mg系合金にCuを
積極的に添加し、A、172 Cu M gの析出硬化
を狙い、さらにZnを補完的に添加したものである。
、上記目的を達成するために種々検討を重ねた結果、化
学成分組成を適切に調整し、製造条件を適性化すること
により引張試験における破断伸びが30%以上、かつ塗
装焼付後の耐力が20 kgf / mtp2以上の条
件を達成することができることを見出し、本発明を完成
するに至った。特に、化学成分組成については、塗装焼
付後の高強度化の観点から、Al−Mg系合金にCuを
積極的に添加し、A、172 Cu M gの析出硬化
を狙い、さらにZnを補完的に添加したものである。
すなわち、この発明に係るプレス成形用高強度アルミニ
ウム合金板は、重量%で、Mgを1.6〜5.5%、C
uを0.42〜2.5%、Znを0,61〜2.0%、
Tiを0.005〜0.15%、Bを0.0002〜0
.05%、Siを0.03〜0.29%、Feを0.0
3〜0.4%の範囲で含有し、かつ0.01〜0.20
%のZr、0.01〜0.30%のCr。
ウム合金板は、重量%で、Mgを1.6〜5.5%、C
uを0.42〜2.5%、Znを0,61〜2.0%、
Tiを0.005〜0.15%、Bを0.0002〜0
.05%、Siを0.03〜0.29%、Feを0.0
3〜0.4%の範囲で含有し、かつ0.01〜0.20
%のZr、0.01〜0.30%のCr。
0.02〜0.18%のM n 、及びC1,01〜0
.30%のりのうち1種又は2種以上を含有し、残部が
Afl及び不可避的不純物からなることを特徴とする。
.30%のりのうち1種又は2種以上を含有し、残部が
Afl及び不可避的不純物からなることを特徴とする。
また、この発明に係るプレス成形用高強度アルミニウム
合金板の製造方法は、上記組成のアルミニウム合金に対
し、480〜560℃の範囲内の温度で1段又は多段の
均質化熱処理を施し、次いでこの合金に熱間圧延及び冷
間圧延を施して所定の厚みを有する板材とし、その後、
440〜560℃の範囲内の温度に3℃/秒以上の加熱
速度で加熱してその温度で120秒間以下の時間保持し
、2℃/秒以上の速度で冷却する条件の熱処理を施すこ
とを特徴とする。
合金板の製造方法は、上記組成のアルミニウム合金に対
し、480〜560℃の範囲内の温度で1段又は多段の
均質化熱処理を施し、次いでこの合金に熱間圧延及び冷
間圧延を施して所定の厚みを有する板材とし、その後、
440〜560℃の範囲内の温度に3℃/秒以上の加熱
速度で加熱してその温度で120秒間以下の時間保持し
、2℃/秒以上の速度で冷却する条件の熱処理を施すこ
とを特徴とする。
以下、この発明について詳細に説明する。なお、以下の
説明において%表示は重量%を表わす。
説明において%表示は重量%を表わす。
先ず、この発明に係るアルミニウム合金の成分組成の限
定理由について説明する。
定理由について説明する。
Mg: Mgは本発明に係る合金における必須の基本
成分であり、適量合金されることにより合金の強度及び
成形性の向上に大きく寄与する。しかし、Mgが1.6
%未満では十分な強度か得られず、5,5%を超えると
伸びが小さくなり成形性が低下する。従って、Mgの含
有量を1.6〜5.5%の範囲に規定する。
成分であり、適量合金されることにより合金の強度及び
成形性の向上に大きく寄与する。しかし、Mgが1.6
%未満では十分な強度か得られず、5,5%を超えると
伸びが小さくなり成形性が低下する。従って、Mgの含
有量を1.6〜5.5%の範囲に規定する。
Cu: CuはAl−Mgと結びつき、All2Cu
M gとして塗装焼付により強度を上昇させる効果を
有する。しかし、Cuが0,42%未満ではその効果が
十分でなく、逆に2.5%を超えると成形性が低下する
のみならず溶体化熱処理後の材料特性の経時変化も大き
くなる。従って、Cuの含有量を0.42〜2.5%の
範囲に規定する。
M gとして塗装焼付により強度を上昇させる効果を
有する。しかし、Cuが0,42%未満ではその効果が
十分でなく、逆に2.5%を超えると成形性が低下する
のみならず溶体化熱処理後の材料特性の経時変化も大き
くなる。従って、Cuの含有量を0.42〜2.5%の
範囲に規定する。
Zn: ZnはMgと結びついてM g Z n 2
を形成し、Cuと同様、塗装焼付による強度低下を抑制
する。しかしZnが0.61%未満ではその効果が十分
でなく、逆に2,0%を超えると成形性か低下する。従
って、Znの含有量を0.61〜2.0%の範囲に規定
する。
を形成し、Cuと同様、塗装焼付による強度低下を抑制
する。しかしZnが0.61%未満ではその効果が十分
でなく、逆に2,0%を超えると成形性か低下する。従
って、Znの含有量を0.61〜2.0%の範囲に規定
する。
以上の3元素が塗装焼付後の強度を確保する上での必須
元素である。
元素である。
Ti、B: 本発明では、プレス成形性のみならず、
熱間圧延時の割れ等にも影響を及はす鋳塊組織制御を目
的として上記3元素のみならずTi1Bをも必須元素と
して添加する。Ti及びBはTiB2等として存在し、
鋳塊の結晶粒を微細化する効果を有するが、過剰に添加
すると粗大な晶出物を生成し、逆に成形性を低下させる
ので、TiおよびBの含有量を、夫々0.005〜0.
15%、及び0.0002〜0.05%の範囲に規定す
る。
熱間圧延時の割れ等にも影響を及はす鋳塊組織制御を目
的として上記3元素のみならずTi1Bをも必須元素と
して添加する。Ti及びBはTiB2等として存在し、
鋳塊の結晶粒を微細化する効果を有するが、過剰に添加
すると粗大な晶出物を生成し、逆に成形性を低下させる
ので、TiおよびBの含有量を、夫々0.005〜0.
15%、及び0.0002〜0.05%の範囲に規定す
る。
Si、Fe: Si及びFeは通常不可避的にアルミ
ニウム合金に含有される不純物元素であり、成形性に悪
影響を及ぼす粗大晶出物生成を抑制する観点から、これ
らの上限をSi、Fe夫々0.29%、014%に規定
する。一方、微量の添加は成形性を向上させる効果があ
るため、Si。
ニウム合金に含有される不純物元素であり、成形性に悪
影響を及ぼす粗大晶出物生成を抑制する観点から、これ
らの上限をSi、Fe夫々0.29%、014%に規定
する。一方、微量の添加は成形性を向上させる効果があ
るため、Si。
Feの含有量はいずれも0.03%以上であることが重
要である。従って、Si及びFeの含有量を夫々0.0
3〜0.29%、0.03〜0.29%の範囲に規定す
る。
要である。従って、Si及びFeの含有量を夫々0.0
3〜0.29%、0.03〜0.29%の範囲に規定す
る。
Zr、Cr、MnNV: これらの元素は鋳塊のみな
らず溶体化熱処理後の結晶粒粗大化を抑制し、組織を均
一にし、強度上昇及び成形性向上にも寄与する。従って
、プレス成形時の肌荒れの原因となる溶体化処理後の結
晶粒粗大化を抑制し、さらに強度上昇及び成形性向上を
図るため、これら元素のうち1種又は2種以上を適量添
加する。
らず溶体化熱処理後の結晶粒粗大化を抑制し、組織を均
一にし、強度上昇及び成形性向上にも寄与する。従って
、プレス成形時の肌荒れの原因となる溶体化処理後の結
晶粒粗大化を抑制し、さらに強度上昇及び成形性向上を
図るため、これら元素のうち1種又は2種以上を適量添
加する。
しかし、これらの元素を過剰添加すると粗大な晶出物を
生成し、成形性を低下させるので、Zr。
生成し、成形性を低下させるので、Zr。
Cr、MnNVの含有量を、夫々0.01〜0、 20
%、 0.01〜0.30%、 0.02〜0.18%
、0,01〜0.30%の範囲に規定する。
%、 0.01〜0.30%、 0.02〜0.18%
、0,01〜0.30%の範囲に規定する。
上記元素の他、通常のアルミニウム合金と同様、不可避
的不純物が含有されるが、その量は本発明の効果を損な
わない程度の範囲で許容される。例えば、Na≦0.0
01%、K≦0.001%であればこれらの元素を含ん
でいても特性上の支障はない。
的不純物が含有されるが、その量は本発明の効果を損な
わない程度の範囲で許容される。例えば、Na≦0.0
01%、K≦0.001%であればこれらの元素を含ん
でいても特性上の支障はない。
次に、この発明の合金の製造条件について説明する。
上記範囲に成分・組成が規定されたアルミニウム合金を
溶解・鋳造し、その鋳塊に対して480〜560℃の範
囲内の温度で1段又は多段の均質化熱処理を施す。この
ような均質化処理を施すことにより、鋳造時に晶出した
共晶化合物の拡散固溶を促進し、局部的ミクロ偏析を軽
減する。また、この処理により、最終製品の結晶粒粗大
化を抑制し、均一化を図るうえで重要な役割を果たすZ
r。
溶解・鋳造し、その鋳塊に対して480〜560℃の範
囲内の温度で1段又は多段の均質化熱処理を施す。この
ような均質化処理を施すことにより、鋳造時に晶出した
共晶化合物の拡散固溶を促進し、局部的ミクロ偏析を軽
減する。また、この処理により、最終製品の結晶粒粗大
化を抑制し、均一化を図るうえで重要な役割を果たすZ
r。
Cr、MnNVの化合物を均一かつ微細に析出させるこ
とができる。しかし、この処理の温度が480℃未満の
場合には上述したような効果が不十分であり、一方56
0℃を超えると共晶融解が生じる。従って、均質化処理
の温度を480〜560℃とした。なお、この温度範囲
内での保持時間は特に規定されないが、上述した効果が
十分に得られかつ経済性を損ねない好ましい範囲は1〜
72時間である。
とができる。しかし、この処理の温度が480℃未満の
場合には上述したような効果が不十分であり、一方56
0℃を超えると共晶融解が生じる。従って、均質化処理
の温度を480〜560℃とした。なお、この温度範囲
内での保持時間は特に規定されないが、上述した効果が
十分に得られかつ経済性を損ねない好ましい範囲は1〜
72時間である。
次いで、このような均質化処理が施された鋳塊に対し、
常法に従って所定の板厚を得るために熱間圧延及び冷間
圧延を行う。この際に、熱間圧延と冷間圧延との間、又
は冷間圧延と冷間圧延との間に材料軟化のための中間焼
鈍を実施してもよい。
常法に従って所定の板厚を得るために熱間圧延及び冷間
圧延を行う。この際に、熱間圧延と冷間圧延との間、又
は冷間圧延と冷間圧延との間に材料軟化のための中間焼
鈍を実施してもよい。
この処理によって本発明の効果を何等損なうものではな
い。また、歪矯正及び表面粗度調整のため、5%以下の
スキンバス圧延を実施してもよい。
い。また、歪矯正及び表面粗度調整のため、5%以下の
スキンバス圧延を実施してもよい。
その後、このような圧延板材を440〜560℃の範囲
内の温度に3℃/秒以上の加熱速度で加熱してその温度
に120秒間以下の時間保持し、2℃/秒以上の速度で
冷却する条件で熱処理を実施する。この熱処理は強度へ
の寄与が大きいMg−5i系化合物及びAl−Mg−C
u、Mg−Zn系化合物の溶体化を図り、かつ結晶粒の
調整を行うことにより、プレス成形性及び強度の向上を
達成するものである。この場合に、加熱速度が3℃/秒
未満であったり、加熱温度が560℃を超えたり、保持
時間が120秒よりも長かったりすると結晶粒が粗大化
してしまう。また、加熱温度が440℃未満では上述の
溶体化の効果を十分に得ることができない。冷却速度が
2℃/秒未満では、冷却中に上述の化合物が粗大に析出
し、強度及びプレス成形性が不十分なものとなる。
内の温度に3℃/秒以上の加熱速度で加熱してその温度
に120秒間以下の時間保持し、2℃/秒以上の速度で
冷却する条件で熱処理を実施する。この熱処理は強度へ
の寄与が大きいMg−5i系化合物及びAl−Mg−C
u、Mg−Zn系化合物の溶体化を図り、かつ結晶粒の
調整を行うことにより、プレス成形性及び強度の向上を
達成するものである。この場合に、加熱速度が3℃/秒
未満であったり、加熱温度が560℃を超えたり、保持
時間が120秒よりも長かったりすると結晶粒が粗大化
してしまう。また、加熱温度が440℃未満では上述の
溶体化の効果を十分に得ることができない。冷却速度が
2℃/秒未満では、冷却中に上述の化合物が粗大に析出
し、強度及びプレス成形性が不十分なものとなる。
なお、このような熱処理が施された板材に対し、必要に
応じて歪矯正の目的で4%以下のストレッチング、レベ
リング、又はスキンバスを実施してもよい。
応じて歪矯正の目的で4%以下のストレッチング、レベ
リング、又はスキンバスを実施してもよい。
このようにして得られたアルミニウム合金板は、破断伸
びが30%以上、塗装焼付後の耐力が20kgf/sv
2以上となり、優れたプレス成形性と耐テント性とを兼
備したものとなる。また、プレス後の外観に悪影響を及
ぼすストレッチャーストレインマークが発生しないこと
もこの発明の大きな利点である。
びが30%以上、塗装焼付後の耐力が20kgf/sv
2以上となり、優れたプレス成形性と耐テント性とを兼
備したものとなる。また、プレス後の外観に悪影響を及
ぼすストレッチャーストレインマークが発生しないこと
もこの発明の大きな利点である。
[実施例]
以下、この発明の実施例について説明する。
実施例1
第1表に示すような成分・組成を有する合金を溶解一連
続鋳造し、510℃で12時間の均質化処理を実施し、
次いで鋳片を450℃に加熱して板厚4■Iまで熱間圧
延を行い、350℃で2時間の中間焼鈍を施した後、冷
間圧延により板厚IIIMとした。なお、熱間圧延の仕
上り温度は280℃であった。このようにして形成され
た厚さ1+ugの板材を530℃まで加熱し、60秒間
保持後、強制空冷により15秒℃/秒の冷却速度で冷却
した。
続鋳造し、510℃で12時間の均質化処理を実施し、
次いで鋳片を450℃に加熱して板厚4■Iまで熱間圧
延を行い、350℃で2時間の中間焼鈍を施した後、冷
間圧延により板厚IIIMとした。なお、熱間圧延の仕
上り温度は280℃であった。このようにして形成され
た厚さ1+ugの板材を530℃まで加熱し、60秒間
保持後、強制空冷により15秒℃/秒の冷却速度で冷却
した。
この熱処理の後25℃で3週間自然時効を行い、引張試
験(JIS5号、引張力同量圧延方向)及びコニカルカ
ップ試験(JIS Z2249:試験工具21型)を
実施した。なお、コニカルカップ試験はプレス成形のシ
ミュレートとして行い、張出しと深絞りとの複合成形性
をCCV(+m)により評価したcccvが小さいほど
成形性に優れている) さらに、プレス加ニー焼付塗装
をシミュレートするために、2%引引張歪歪付加後18
0℃で30分間の加熱処理(焼付に対応)を行い、引張
試験(熱処理後の試験と同様)を実施した。これらの結
果も第1表に併記した。さらにまた、ストレッチャース
トレインマークの有無も併記した。
験(JIS5号、引張力同量圧延方向)及びコニカルカ
ップ試験(JIS Z2249:試験工具21型)を
実施した。なお、コニカルカップ試験はプレス成形のシ
ミュレートとして行い、張出しと深絞りとの複合成形性
をCCV(+m)により評価したcccvが小さいほど
成形性に優れている) さらに、プレス加ニー焼付塗装
をシミュレートするために、2%引引張歪歪付加後18
0℃で30分間の加熱処理(焼付に対応)を行い、引張
試験(熱処理後の試験と同様)を実施した。これらの結
果も第1表に併記した。さらにまた、ストレッチャース
トレインマークの有無も併記した。
なお、第1表中、合金番号1〜9は本発明の組成範囲内
の実施例であり、合金番号lO〜22はその範囲から外
れる比較例である。また、比較例のうち合金番号22は
自動車ボディーシート用として実績のある5182合金
に対応するものである。
の実施例であり、合金番号lO〜22はその範囲から外
れる比較例である。また、比較例のうち合金番号22は
自動車ボディーシート用として実績のある5182合金
に対応するものである。
第1表から明らかなように、実施例である合金番号1〜
9は破断伸びが30%以上、塗装焼付をシミュレートし
た加熱処理後の耐力が20kgf’/112以上と優れ
た値を示したのに対し、比較例である合金番号10〜2
2は破断伸び及び焼付後の耐力のうちいずれか又は両方
がこれらの値よりも小さい値であった。また、CCVに
ついても実施例では全て良好な値を示したのに対し、比
較例ではCCV値の劣るものか存在した。さらに、実施
例ではストレッチャーストレインマークが見られなかっ
たのに対し、比較例の中にはストレッチャーストレイン
マークが発生したものがあった。すなわち、本発明の範
囲内の成分組成であればプレス成形性(伸びとCCVに
より評価)と塗装焼付後の強度の両特性とも優れている
ことが確認された。
9は破断伸びが30%以上、塗装焼付をシミュレートし
た加熱処理後の耐力が20kgf’/112以上と優れ
た値を示したのに対し、比較例である合金番号10〜2
2は破断伸び及び焼付後の耐力のうちいずれか又は両方
がこれらの値よりも小さい値であった。また、CCVに
ついても実施例では全て良好な値を示したのに対し、比
較例ではCCV値の劣るものか存在した。さらに、実施
例ではストレッチャーストレインマークが見られなかっ
たのに対し、比較例の中にはストレッチャーストレイン
マークが発生したものがあった。すなわち、本発明の範
囲内の成分組成であればプレス成形性(伸びとCCVに
より評価)と塗装焼付後の強度の両特性とも優れている
ことが確認された。
実施例2
次に、第1表に示した合金のうち、合金番号lの組成を
有する鋳塊を使用し、第2表に示す製造条件で合金板材
を製造した。なお、第2表に特に記載されていない処理
については実施例1の条件を採用した(圧延及び中間焼
鈍条件等)。なお、第2表中2号Aは本発明に係る製造
方法の範囲内の実施例であり、記号B−Gはその範囲か
ら外れる比較例である。
有する鋳塊を使用し、第2表に示す製造条件で合金板材
を製造した。なお、第2表に特に記載されていない処理
については実施例1の条件を採用した(圧延及び中間焼
鈍条件等)。なお、第2表中2号Aは本発明に係る製造
方法の範囲内の実施例であり、記号B−Gはその範囲か
ら外れる比較例である。
このようにして製造した板材について実施例1と同様の
評価試験を行った。その結果も第2表に併記する。
評価試験を行った。その結果も第2表に併記する。
第2表から明らかなように、本発明の条件を満足しない
比較例は成形性、焼付後の強度が著しく劣ることが確認
された。特に、B、C,D、Fは特に成形性が劣ってい
た。これは、これらの条件では結晶粒が粗粒となるため
である。また、E。
比較例は成形性、焼付後の強度が著しく劣ることが確認
された。特に、B、C,D、Fは特に成形性が劣ってい
た。これは、これらの条件では結晶粒が粗粒となるため
である。また、E。
Gは強度が低く、特に焼付後の耐力が著しく低いことが
確認された。これはMg、S i、Cu。
確認された。これはMg、S i、Cu。
Zn化合物の均一微細析出が得られないためである。こ
れらに対し、実施例であるAは破断伸び30%以上でC
CVも良好で、かつ焼付後の耐力も20 kgf’ /
si2と高く、この発明の範囲内の条件であればプレ
ス成形性と塗装焼付後の強度の両特性とも優れた板材が
得られることが確認された。
れらに対し、実施例であるAは破断伸び30%以上でC
CVも良好で、かつ焼付後の耐力も20 kgf’ /
si2と高く、この発明の範囲内の条件であればプレ
ス成形性と塗装焼付後の強度の両特性とも優れた板材が
得られることが確認された。
[発明の効果]
Claims (2)
- (1)重量%で、Mgを1.6〜5.5%、Cuを0.
42〜2.5%、Znを0.61〜2.0%、Tiを0
.005〜0.15%、Bを0.0002〜0.05%
、Siを0.03〜0.29%、Feを0.03〜0.
4%の範囲で含有し、かつ0.01〜0.20%のZr
、0.01〜0.30%のCr、0.02〜0.18%
のMn、及び0.01〜0.30%のVのうち1種又は
2種以上を含有し、残部がAl及び不可避的不純物から
なることを特徴とする成形性に優れた高強度アルミニウ
ム合金板。 - (2)重量%で、Mgを1.6〜5.5%、Cuを0.
42〜2.5%、Znを0.61〜2.0%、Tiを0
.005〜0.15%、Bを0.0002〜0.05%
、Siを0.03〜0.29%、Feを0.03〜0.
4%の範囲で含有し、かつ0.01〜0.20%のZr
、0.01〜0.30%のCr、0.02〜0.18%
のMnN及び0.01〜0.30%のりのうち1種又は
2種以上を含有し、残部がAl及び不可避的不純物から
なるアルミニウム合金に対し、480〜560℃の範囲
内の温度で1段又は多段の均質化熱処理を施し、次いで
この合金に熱間圧延及び冷間圧延を施して所定の厚みを
有する板材とし、その後、440〜560℃の範囲内の
温度に3℃/秒以上の加熱速度で加熱してその温度で1
20秒間以下の時間保持し、2℃/秒以上の速度で冷却
する条件の熱処理を施すことを特徴とする成形性に優れ
た高強度アルミニウム合金板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP25038990A JPH04131348A (ja) | 1990-09-21 | 1990-09-21 | 成形性に優れた高強度アルミニウム合金板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP25038990A JPH04131348A (ja) | 1990-09-21 | 1990-09-21 | 成形性に優れた高強度アルミニウム合金板及びその製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04131348A true JPH04131348A (ja) | 1992-05-06 |
Family
ID=17207189
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP25038990A Pending JPH04131348A (ja) | 1990-09-21 | 1990-09-21 | 成形性に優れた高強度アルミニウム合金板及びその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH04131348A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP0646655A1 (en) * | 1993-09-30 | 1995-04-05 | Nkk Corporation | Method of manufacturing natural aging-retardated aluminum alloy sheet exhibiting excellent formability and excellent bake hardening ability |
JP2011231400A (ja) * | 2010-04-05 | 2011-11-17 | Kobe Steel Ltd | 成形性に優れたアルミニウム合金板 |
-
1990
- 1990-09-21 JP JP25038990A patent/JPH04131348A/ja active Pending
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP0646655A1 (en) * | 1993-09-30 | 1995-04-05 | Nkk Corporation | Method of manufacturing natural aging-retardated aluminum alloy sheet exhibiting excellent formability and excellent bake hardening ability |
US5441582A (en) * | 1993-09-30 | 1995-08-15 | Nkk Corporation | Method of manufacturing natural aging-retardated aluminum alloy sheet exhibiting excellent formability and excellent bake hardenability |
JP2011231400A (ja) * | 2010-04-05 | 2011-11-17 | Kobe Steel Ltd | 成形性に優れたアルミニウム合金板 |
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