JPH05295476A - 深絞り成形用アルミニウム合金板 - Google Patents
深絞り成形用アルミニウム合金板Info
- Publication number
- JPH05295476A JPH05295476A JP12290792A JP12290792A JPH05295476A JP H05295476 A JPH05295476 A JP H05295476A JP 12290792 A JP12290792 A JP 12290792A JP 12290792 A JP12290792 A JP 12290792A JP H05295476 A JPH05295476 A JP H05295476A
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- JP
- Japan
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- orientation
- alloy sheet
- subjected
- grain size
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 自動車パネル、電気機械部品などの材料に適
し、深絞り成形性に優れたアルミニウム合金板を提供す
る。 【構成】 wt%で、Mg:2〜6%、Mn:0.03〜0.20
%、Cr:0.01〜0.10%、Ti:0.005〜0.10%、
B:0.001〜0.02%を含有し、板面の(110)方
位集積度が10%以上で、かつ(110)方位と(11
2)方位の集積度比が1.5以上であり、しかも結晶粒径
が35〜80μm である。
し、深絞り成形性に優れたアルミニウム合金板を提供す
る。 【構成】 wt%で、Mg:2〜6%、Mn:0.03〜0.20
%、Cr:0.01〜0.10%、Ti:0.005〜0.10%、
B:0.001〜0.02%を含有し、板面の(110)方
位集積度が10%以上で、かつ(110)方位と(11
2)方位の集積度比が1.5以上であり、しかも結晶粒径
が35〜80μm である。
Description
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は深絞り成形用アルミニウ
ム合金板に係り、自動車パネル、電気機械部品などの材
料に適し、深絞り成形性に優れたアルミニウム合金板に
関するものである。
ム合金板に係り、自動車パネル、電気機械部品などの材
料に適し、深絞り成形性に優れたアルミニウム合金板に
関するものである。
【0002】
【従来の技術】成形加工用のアルミニウム合金板として
は従来からAl−Mg系の5052合金材や5182合金材
などが使用されている。ところが最近自動車などの軽量
化の必要性が地球環境保全の点から強く社会的に要求さ
れており、このため鋼板に代えてアルミニウム合金板を
使用する場合が多くなっている。しかして上記従来のAl
−Mg系合金板においては、強度は鋼板と同等のものが得
られているが、成形加工性、特に深絞り成形性は鋼板に
劣るものであった。
は従来からAl−Mg系の5052合金材や5182合金材
などが使用されている。ところが最近自動車などの軽量
化の必要性が地球環境保全の点から強く社会的に要求さ
れており、このため鋼板に代えてアルミニウム合金板を
使用する場合が多くなっている。しかして上記従来のAl
−Mg系合金板においては、強度は鋼板と同等のものが得
られているが、成形加工性、特に深絞り成形性は鋼板に
劣るものであった。
【0003】
【発明が解決しようとする課題】上述のようにアルミニ
ウム合金板は成形加工性、とくに深絞り成形性が鋼板に
比較して劣り、そのため鋼板と同等の強度を有していて
も深絞り成形性の面においてその利用が制限され、折角
のアルミニウム合金板における軽量性その他の特質を充
分に利用することができない。
ウム合金板は成形加工性、とくに深絞り成形性が鋼板に
比較して劣り、そのため鋼板と同等の強度を有していて
も深絞り成形性の面においてその利用が制限され、折角
のアルミニウム合金板における軽量性その他の特質を充
分に利用することができない。
【0004】
【課題を解決するための手段】本発明は上記したような
従来技術における課題を解消することについて検討を重
ね、Al−Mg系合金の諸特性を解明すると共に焼鈍板の集
合組織の制御と結晶粒径の適正化によって深絞り成形性
を向上し得ることを見いだし本発明を得るに至ったもの
である。
従来技術における課題を解消することについて検討を重
ね、Al−Mg系合金の諸特性を解明すると共に焼鈍板の集
合組織の制御と結晶粒径の適正化によって深絞り成形性
を向上し得ることを見いだし本発明を得るに至ったもの
である。
【0005】すなわち、本発明者らはAl−Mg系合金板の
深絞り成形性に及ぼす因子を鋭意検討した結果、最終焼
鈍板の(110)方位集積度が10%以上であり、(1
10)方位と(112)方位の集積度の比が1.5以上で
あって、しかも結晶粒径が35〜80μm の範囲にある
とき深絞り成形性が向上することを見いだした。また、
加工度の軽い成形を受けた時に発生するストレッチャー
ストレインマークの発生を防止するには35〜80μm
の結晶粒径の範囲にすることが効果があることを見いだ
したものであって、以下の如くである。
深絞り成形性に及ぼす因子を鋭意検討した結果、最終焼
鈍板の(110)方位集積度が10%以上であり、(1
10)方位と(112)方位の集積度の比が1.5以上で
あって、しかも結晶粒径が35〜80μm の範囲にある
とき深絞り成形性が向上することを見いだした。また、
加工度の軽い成形を受けた時に発生するストレッチャー
ストレインマークの発生を防止するには35〜80μm
の結晶粒径の範囲にすることが効果があることを見いだ
したものであって、以下の如くである。
【0006】wt%で、Mg:2〜6%、Mn:0.03〜0.2
0%、Cr:0.01〜0.10%、Ti:0.005〜0.10
%、B:0.001〜0.02%を含有し、板の面における
(110)方位の集積度が10%以上で、かつ(11
0)方位と(112)方位の集積度の比が1.5以上であ
り、しかも結晶粒径が35〜80μm であることを特徴
とする深絞り成形用アルミニウム合金板。
0%、Cr:0.01〜0.10%、Ti:0.005〜0.10
%、B:0.001〜0.02%を含有し、板の面における
(110)方位の集積度が10%以上で、かつ(11
0)方位と(112)方位の集積度の比が1.5以上であ
り、しかも結晶粒径が35〜80μm であることを特徴
とする深絞り成形用アルミニウム合金板。
【0007】なお、上述した方位集積度とは、X線回折
から測定される逆Schlutz 極点図から求められるランダ
ム方位試料の積分強度に対する(110)、(112)
などの方位の比積分強度が全体の方位に対して占める割
合を百分率で示したものである。
から測定される逆Schlutz 極点図から求められるランダ
ム方位試料の積分強度に対する(110)、(112)
などの方位の比積分強度が全体の方位に対して占める割
合を百分率で示したものである。
【0008】上記したような本発明のアルミニウム合金
板は、前記成分組成をもった合金をDC鋳造、均質化処
理、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍の通常の工程で製造する
通常の方法によって得られる。この際熱間圧延終了温度
を370℃以上とし中間焼鈍前の圧延率を70〜85%
とすることが望ましい。または熱間圧延終了温度370
℃未満の場合は、370℃以上の温度で焼鈍を行ってか
ら冷間圧延をすることが望ましい。
板は、前記成分組成をもった合金をDC鋳造、均質化処
理、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍の通常の工程で製造する
通常の方法によって得られる。この際熱間圧延終了温度
を370℃以上とし中間焼鈍前の圧延率を70〜85%
とすることが望ましい。または熱間圧延終了温度370
℃未満の場合は、370℃以上の温度で焼鈍を行ってか
ら冷間圧延をすることが望ましい。
【0009】
【作用】本発明によるものの化学成分限定理由は以下の
如くである。 Mg:2〜6% Mgは、強度並びに成形加工性を付与する元素である。2
%未満では鋼板に相当する強度が得られず、一方6%を
越えると成形加工性の向上が大きくなく、しかも溶解時
のMgの酸化が起こり易いこと、DC鋳造時の鋳造割れが
生じ易いこと、および熱間圧延時のエッジ割れが生じ易
いこと、さらに応力腐食割れに敏感になるなどの欠点が
増加するので、Mg含有量は2〜6%の範囲とした。好ま
しい範囲としては2.5〜6%である。
如くである。 Mg:2〜6% Mgは、強度並びに成形加工性を付与する元素である。2
%未満では鋼板に相当する強度が得られず、一方6%を
越えると成形加工性の向上が大きくなく、しかも溶解時
のMgの酸化が起こり易いこと、DC鋳造時の鋳造割れが
生じ易いこと、および熱間圧延時のエッジ割れが生じ易
いこと、さらに応力腐食割れに敏感になるなどの欠点が
増加するので、Mg含有量は2〜6%の範囲とした。好ま
しい範囲としては2.5〜6%である。
【0010】Mn:0.03〜0.20% Mnは、焼鈍板の集合組織および結晶粒径を適正な範囲に
し、成形加工性を向上させる元素である。0.03%未満
では焼鈍板の結晶粒径が80μm を超える大きな再結晶
粒を発生し易くなり、所望の集合組織が得られない。一
方0.20%を越えると、焼鈍板の結晶粒径が35μm未
満になり易いので、Mn含有量は0.03〜0.20%の範囲
とした。
し、成形加工性を向上させる元素である。0.03%未満
では焼鈍板の結晶粒径が80μm を超える大きな再結晶
粒を発生し易くなり、所望の集合組織が得られない。一
方0.20%を越えると、焼鈍板の結晶粒径が35μm未
満になり易いので、Mn含有量は0.03〜0.20%の範囲
とした。
【0011】Cr:0.01〜0.10% Crは、Mnと同様に焼鈍板の集合組織および結晶粒径を適
正な範囲にして、成形加工性を向上させる元素である。
0.01%未満では焼鈍板の結晶粒径が80μmを超える
大きな再結晶粒を発生し易くなり、所望の集合組織が得
られない。一方0.10%を越えると、焼鈍板の結晶粒径
が35μm 未満になり易いので、Cr含有量は0.01〜0.
10%の範囲とする。
正な範囲にして、成形加工性を向上させる元素である。
0.01%未満では焼鈍板の結晶粒径が80μmを超える
大きな再結晶粒を発生し易くなり、所望の集合組織が得
られない。一方0.10%を越えると、焼鈍板の結晶粒径
が35μm 未満になり易いので、Cr含有量は0.01〜0.
10%の範囲とする。
【0012】Ti:0.005〜0.10% Tiは、Bと共に鋳塊の結晶粒径を微細にし、鋳造割れの
防止に効果のある元素である。0.005%未満ではその
効果が充分でなく、0.10%を越えるとその効果が飽和
するのみならず、Al3Ti の粗大な粒子は生成し成形加工
性を劣化させるので、Ti含有量は0.005%〜0.10%
の範囲とする。
防止に効果のある元素である。0.005%未満ではその
効果が充分でなく、0.10%を越えるとその効果が飽和
するのみならず、Al3Ti の粗大な粒子は生成し成形加工
性を劣化させるので、Ti含有量は0.005%〜0.10%
の範囲とする。
【0013】B:0.001〜0.02% Bは、前記Tiと共に鋳塊の結晶粒径を微細にし、鋳造割
れの防止に効果のある元素である。0.001%未満では
その効果が充分でなく、0.02%を越えるとその効果が
飽和すると共にAlB2、TiB2などの粗大な粒子は生成し成
形加工性を劣化させるので、B含有量は0.001%〜0.
02%の範囲とした。
れの防止に効果のある元素である。0.001%未満では
その効果が充分でなく、0.02%を越えるとその効果が
飽和すると共にAlB2、TiB2などの粗大な粒子は生成し成
形加工性を劣化させるので、B含有量は0.001%〜0.
02%の範囲とした。
【0014】その他の元素含有量は特に規定しないが、
Cuは強度の向上と応力腐食割れ防止に効果のある元素で
あり、0.5%以下の含有であれば本発明の効果を阻害し
ないので、その含有を許される。またZnは応力腐食割れ
防止に効果のある元素であるので、0.5%以下の含有で
あれば本発明の効果を阻害することなく許される。Zr,
V,Niなどの元素は結晶粒径の調整に効果がある元素で
ある。各々0.05%以下の含有量であれば、本発明の効
果を阻害しないからその含有を許される。Fe、Siはアル
ミニウム地金の不純物として存在する元素であるが、0.
2%を越えて含有されると成形加工性が劣化するので、
0.2%以下、望ましくは0.1%以下とする。
Cuは強度の向上と応力腐食割れ防止に効果のある元素で
あり、0.5%以下の含有であれば本発明の効果を阻害し
ないので、その含有を許される。またZnは応力腐食割れ
防止に効果のある元素であるので、0.5%以下の含有で
あれば本発明の効果を阻害することなく許される。Zr,
V,Niなどの元素は結晶粒径の調整に効果がある元素で
ある。各々0.05%以下の含有量であれば、本発明の効
果を阻害しないからその含有を許される。Fe、Siはアル
ミニウム地金の不純物として存在する元素であるが、0.
2%を越えて含有されると成形加工性が劣化するので、
0.2%以下、望ましくは0.1%以下とする。
【0015】本発明合金板の製造は、通常のDC鋳造、
均質化処理、熱間圧延、冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧
延、最終焼鈍の工程で行われることは前述した如くであ
るが、本発明の効果は以下のような製造条件を採用した
場合において、特に著しい。
均質化処理、熱間圧延、冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧
延、最終焼鈍の工程で行われることは前述した如くであ
るが、本発明の効果は以下のような製造条件を採用した
場合において、特に著しい。
【0016】鋳塊の製造方法としては、通常のDC鋳造
法(半連続鋳造法)を適用すればよい。また鋳塊の均質
化処理は、鋳造時に生成したMgなどの元素の均質分布に
よる、強度、成形加工性の向上に必要な工程であり、4
00〜550℃の温度範囲で24時間以下の加熱をする
ことが望ましい。
法(半連続鋳造法)を適用すればよい。また鋳塊の均質
化処理は、鋳造時に生成したMgなどの元素の均質分布に
よる、強度、成形加工性の向上に必要な工程であり、4
00〜550℃の温度範囲で24時間以下の加熱をする
ことが望ましい。
【0017】均質化処理後は、通常の方法で熱間圧延を
行うが、370℃以上で熱間圧延が終了することが望ま
しい。これは370℃以上で再結晶が起こり、熱間圧延
した板の状態で均一な結晶粒径が得られ、最終焼鈍板の
成形加工性、特に集合組織の制御に効果がある。370
℃以上で熱間圧延が終了出来ない場合は、熱間圧延板を
370℃以上の温度で焼鈍することが望ましい。
行うが、370℃以上で熱間圧延が終了することが望ま
しい。これは370℃以上で再結晶が起こり、熱間圧延
した板の状態で均一な結晶粒径が得られ、最終焼鈍板の
成形加工性、特に集合組織の制御に効果がある。370
℃以上で熱間圧延が終了出来ない場合は、熱間圧延板を
370℃以上の温度で焼鈍することが望ましい。
【0018】熱間圧延後は、通常の冷間圧延を行うが、
中間焼鈍前の冷間圧下率は70〜85の範囲として冷間
圧延集合組織を充分に発達させることが望ましい。70
%未満では冷間圧延集合組織の発達が充分でなく、一方
85%を越えると冷間圧延集合組織の(112)成分が
増加するので望ましくない。
中間焼鈍前の冷間圧下率は70〜85の範囲として冷間
圧延集合組織を充分に発達させることが望ましい。70
%未満では冷間圧延集合組織の発達が充分でなく、一方
85%を越えると冷間圧延集合組織の(112)成分が
増加するので望ましくない。
【0019】中間焼鈍は、通常のバッチ式炉または連続
焼鈍装置で行うことができる。バッチ式炉の場合、例え
ば300〜400℃の温度範囲で24時間以下焼鈍すれ
ばよい。一方、連続焼鈍装置の場合は、例えば350〜
520℃の温度範囲で1分以下の保持を行えばよい。
焼鈍装置で行うことができる。バッチ式炉の場合、例え
ば300〜400℃の温度範囲で24時間以下焼鈍すれ
ばよい。一方、連続焼鈍装置の場合は、例えば350〜
520℃の温度範囲で1分以下の保持を行えばよい。
【0020】中間焼鈍後、所望の板まで冷間圧延し、最
後に焼鈍をおこなう。最終焼鈍は通常のバッチ式炉また
は連続焼鈍装置で行えばよい。バッチ式では300〜4
00℃で24時間以下の焼鈍を行う。一方、連続焼鈍装
置では350〜520℃で1分以下の焼鈍を行う。な
お、連続焼鈍温度範囲を480〜520℃とし、焼鈍後
10℃/秒以上の冷却速度で冷却することによって、結
晶粒径を35〜80μmとすることに加えて、軽度の加
工度の成形加工時に発生し易いストレッチャーストレイ
ンマークの防止に効果がある。
後に焼鈍をおこなう。最終焼鈍は通常のバッチ式炉また
は連続焼鈍装置で行えばよい。バッチ式では300〜4
00℃で24時間以下の焼鈍を行う。一方、連続焼鈍装
置では350〜520℃で1分以下の焼鈍を行う。な
お、連続焼鈍温度範囲を480〜520℃とし、焼鈍後
10℃/秒以上の冷却速度で冷却することによって、結
晶粒径を35〜80μmとすることに加えて、軽度の加
工度の成形加工時に発生し易いストレッチャーストレイ
ンマークの防止に効果がある。
【0021】
【実施例】本発明によるものの具体的な実施例について
説明すると、本発明者等は次の表1に示す化学成分を有
するアルミニウム合金による厚さ70mmのDC鋳塊を片
側10mm面削後、440℃で8時間、続いて520℃で
4時間の均質化処理後、厚さ6mmまで熱間圧延した。
説明すると、本発明者等は次の表1に示す化学成分を有
するアルミニウム合金による厚さ70mmのDC鋳塊を片
側10mm面削後、440℃で8時間、続いて520℃で
4時間の均質化処理後、厚さ6mmまで熱間圧延した。
【0022】
【表1】
【0023】前述のような熱間圧延終了温度は385℃
であった。次に厚さ1.3mmまで冷間圧延圧下率78%の
冷間圧延を施したが、エッジ部の割れが著しくなってき
たので、その段階で340℃で1時間の中間焼鈍を行
い、ついで厚さ1mmまで冷間圧延し、最後に500℃に
急速加熱し、その温度に2秒間保持後、40℃/秒の冷
却速度で冷却する最終焼鈍を行い、供試材とした。
であった。次に厚さ1.3mmまで冷間圧延圧下率78%の
冷間圧延を施したが、エッジ部の割れが著しくなってき
たので、その段階で340℃で1時間の中間焼鈍を行
い、ついで厚さ1mmまで冷間圧延し、最後に500℃に
急速加熱し、その温度に2秒間保持後、40℃/秒の冷
却速度で冷却する最終焼鈍を行い、供試材とした。
【0024】得られた各供試材の機械的性質、深絞り
性、結晶粒径、X線回折から求めた逆Schlutz 極点図に
よって得られる(220)方位集積度、(224)方位
集積度を求めた。(220)方位は(110)方位と、
(224)方位は(112)方位と等価である。これら
の結果は次の表2に示す。なお、総合判定は、引張強さ
が200N/mm2 以上で、限界絞り比LDRが2.15以
上でしかもストレッチャーストレインマークの発生しな
いものを良(○)とした。そしてそのいずれかを満足し
ないものを不可(×)とした。
性、結晶粒径、X線回折から求めた逆Schlutz 極点図に
よって得られる(220)方位集積度、(224)方位
集積度を求めた。(220)方位は(110)方位と、
(224)方位は(112)方位と等価である。これら
の結果は次の表2に示す。なお、総合判定は、引張強さ
が200N/mm2 以上で、限界絞り比LDRが2.15以
上でしかもストレッチャーストレインマークの発生しな
いものを良(○)とした。そしてそのいずれかを満足し
ないものを不可(×)とした。
【0025】
【表2】
【0026】前記したような表2の結果によるならば、
本発明のアルミニウム合金板は(220)方位集積度1
0%以上かつ(220)方位と(224)方位の集積度
の比が1.5以上で30〜80μm の範囲の結晶粒径を有
しており、引張強さが200N/mm2 以上で、しかも限
界絞り比が2.15以上の良好な深絞り成形加工性を示し
ていることが明かである。
本発明のアルミニウム合金板は(220)方位集積度1
0%以上かつ(220)方位と(224)方位の集積度
の比が1.5以上で30〜80μm の範囲の結晶粒径を有
しており、引張強さが200N/mm2 以上で、しかも限
界絞り比が2.15以上の良好な深絞り成形加工性を示し
ていることが明かである。
【0027】
【発明の効果】以上説明したような本発明によるとき
は、優れた引張強度その他の機械的性質を有すると共に
好ましい成形加工性を有するアルミニウム合金板を提供
し得るもので、即ち軽量でしかも高強度且つ高度の成形
加工性を具備することから自動車その他の車輌類や電気
機械機器用部品などとして有利な製品を提供し得るもの
であるから工業的にその効果の大きい発明である。
は、優れた引張強度その他の機械的性質を有すると共に
好ましい成形加工性を有するアルミニウム合金板を提供
し得るもので、即ち軽量でしかも高強度且つ高度の成形
加工性を具備することから自動車その他の車輌類や電気
機械機器用部品などとして有利な製品を提供し得るもの
であるから工業的にその効果の大きい発明である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 土田 孝之 静岡県庵原郡蒲原町蒲原1丁目34番1号 株式会社日軽技研内 (72)発明者 篠原 勝 静岡県庵原郡蒲原町蒲原1丁目34番1号 株式会社日軽技研内
Claims (1)
- 【請求項1】 wt%で、Mg:2〜6%、Mn:0.03〜0.
20%、Cr:0.01〜0.10%、Ti:0.005〜0.10
%、B:0.001〜0.02%を含有し、板の面における
(110)方位の集積度が10%以上で、かつ(11
0)方位と(112)方位の集積度の比が1.5以上であ
り、しかも結晶粒径が35〜80μm であることを特徴
とする深絞り成形用アルミニウム合金板。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP12290792A JPH05295476A (ja) | 1992-04-17 | 1992-04-17 | 深絞り成形用アルミニウム合金板 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP12290792A JPH05295476A (ja) | 1992-04-17 | 1992-04-17 | 深絞り成形用アルミニウム合金板 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH05295476A true JPH05295476A (ja) | 1993-11-09 |
Family
ID=14847568
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP12290792A Pending JPH05295476A (ja) | 1992-04-17 | 1992-04-17 | 深絞り成形用アルミニウム合金板 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH05295476A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US6221182B1 (en) * | 1998-09-02 | 2001-04-24 | Alcoa Inc. | Al-Mg based alloy sheets with good press formability |
US6334916B1 (en) | 1998-09-10 | 2002-01-01 | Kobe Steel Ltd. | A1-Mg-Si based alloy sheet |
JP2008025957A (ja) * | 2006-07-25 | 2008-02-07 | Showa Denko Kk | 圧延素板 |
-
1992
- 1992-04-17 JP JP12290792A patent/JPH05295476A/ja active Pending
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US6221182B1 (en) * | 1998-09-02 | 2001-04-24 | Alcoa Inc. | Al-Mg based alloy sheets with good press formability |
US6342112B1 (en) * | 1998-09-02 | 2002-01-29 | Alcoa Inc. | A1-mg based alloy sheets with good press formability |
US6334916B1 (en) | 1998-09-10 | 2002-01-01 | Kobe Steel Ltd. | A1-Mg-Si based alloy sheet |
JP2008025957A (ja) * | 2006-07-25 | 2008-02-07 | Showa Denko Kk | 圧延素板 |
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