JPH01259151A - 耳率の低い軟質高成形性アルミニウム合金板の製造法 - Google Patents
耳率の低い軟質高成形性アルミニウム合金板の製造法Info
- Publication number
- JPH01259151A JPH01259151A JP8861488A JP8861488A JPH01259151A JP H01259151 A JPH01259151 A JP H01259151A JP 8861488 A JP8861488 A JP 8861488A JP 8861488 A JP8861488 A JP 8861488A JP H01259151 A JPH01259151 A JP H01259151A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- treatment
- subjected
- alloy
- rolling
- hot
- 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
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 11
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 title description 2
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 title description 2
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 23
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 9
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims abstract description 8
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims abstract description 7
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 claims description 8
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 claims description 6
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 4
- 239000000463 material Substances 0.000 abstract description 15
- 238000000137 annealing Methods 0.000 abstract description 10
- 239000000243 solution Substances 0.000 abstract description 10
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 abstract description 8
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 abstract description 6
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 abstract description 5
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 abstract 3
- 238000000151 deposition Methods 0.000 abstract 2
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 11
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 10
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 8
- 238000000034 method Methods 0.000 description 8
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 7
- 238000002791 soaking Methods 0.000 description 7
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 6
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 5
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 5
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 4
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 4
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 4
- 239000007779 soft material Substances 0.000 description 4
- 239000000047 product Substances 0.000 description 3
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 3
- 239000013585 weight reducing agent Substances 0.000 description 3
- 229910000861 Mg alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 2
- 210000005069 ears Anatomy 0.000 description 2
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 2
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 2
- 229910000549 Am alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001020 Au alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052691 Erbium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000914 Mn alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010953 base metal Substances 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 1
- 239000003353 gold alloy Substances 0.000 description 1
- 230000014759 maintenance of location Effects 0.000 description 1
- 230000002250 progressing effect Effects 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 1
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 1
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 1
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 description 1
Landscapes
- Metal Rolling (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
（産業上の利用分野）
本発明はアルミニウム合金板の製造に係り、更に詳しく
は、耳率が低く、成形性に優れ、特に鍋、釜等の器物用
材料に適するアルミニウム合金板の製造法に関する。 （従来の技術） 鍋、釜等の器物は家庭用品として広く使用されており、
これらに使用されるアルミニウム材料は純Ａｆｌ（１，
１００）、ＡＭ−Ｍｎ系合金（３００３）及びＡ Ｑ
−Ｍｎ −Ｍｇ系合金（３１０５）の軟質材及び半硬質
材であって、これらの材料の選択は、必要とされる強度
、成形性に応して行われている。 ところで、近年、家庭用品においても軽量化及び高機能
化の要望が強く、軽量化については素材の高強度薄肉化
が進められている。 高強度化の方法には、固溶体強化法（純Ａｎ→ΔＱ −
Ｍ ｎ系合金→ＡＱ−Ｍｎ−Ｍｇ系合金）と加工硬化法
（軟質材→硬質材）があるものの、鍋、釜等の深絞り加
工用については成形性が重要であり、一般的には前者の
固溶体強化法が採用されている。 したがって、最近の動向では、Ａ Ｑ −Ｍｎ −Ｍｇ
系合金の中でも３１０５（Ａ Ｑ−０，５％Ｍｎ−０゜
５％Ｍｇ）から３００４（ＡＱ−１％Ｍｎ−１％Ｍｇ）
の軟質材の採用へと軽量化が進められている。 （発明が解決しようとする課題） 一方、このようなＡ２合金材料の製造工程は、従来から
均熱、熱延、冷延及び焼鈍の工程からなるものの、最近
では、特公昭６２−５４１８３号公報に提案されている
如く特殊な工程を採用し、同じ合金系の材料の低耳化と
高深絞り性の製造法が試みられている。 しかし乍ら、器物用材料には高強度、高成形性及び低耳
率が限りなく要求されており、これらの点からすると、
前記特公昭６２−５４１８３号において熱延板の溶体化
処理と最終の焼鈍条件（急速加熱）により低耳と深絞り
性の向上を図ることを意図しているが、実施例よりＭｎ
、Ｍｇ量の増大（高強度化）は高耳化を招くことが明ら
かであり、一般に経験されるところである。一方、高強
度化により成形性の低下も必至であり、更に工業レベル
の製造においては成る程度のバラツキが生じることは避
けられない。 したがって、近年の器物の軽量化には、Ｍ ｎ。 Ｍｇ量を増大させたＡＱ−１％Ｍｒ＋−１％Ｍｇ系合金
レベルにおける更なる低耳と高成形性が要求されている
のが実情である。 本発明は、か＼る要請に応えるへくなされたものであっ
て、Ｍｎ、Ｍｇ量の増大化による高強度化を図っても、
優れた低耳、高成形性を備えた軟質アルミニウム合金板
を得ることができる方法を提供することを目的とするも
のである。 （課題を解決するための手段） 前記目的を達成するため、本発明者は、ＡＱ合金組成並
びに製造プロセスについて種々研究を重ねた結果、まず
、均熱及び熱延時に生じる微細な金属間化合物（ＭｎＡ
ｎ６）が０−９０’耳を形成する立方体集合組織の形成
を阻害し、耳率を高めているので、この金属間化合物を
溶体化することに着眼した。 そこで、これを前提として上記問題点を解決するために
更に詳細に研究を重ねた結果、以下の知見を得た。 ■前記公報に示されている微細な金属間化合物は耳率を
高くする。 ■微細な金属間化合物は均熱及び熱延工程にて形成され
るものの、形成される温度域により耳及び成形性への影
響が異なる。 ■特定の組成を有するＡｆ１合金においては２５０〜４
５０℃の温度域に形成される析出物は低耳及び高成形性
化に効果がある。 すなわち、上記問題点を解決するためには、適正な析出
物を形成させることが必要であることを知見するに至り
、ここに、本発明をなしたものである。 本発明に係る耳率の低い軟質高成形性アルミニウム合金
板の製造法は、Ｍｎ：０．５〜１．５％及びＭｇ：０．
５〜３．０％を含有し、更にＦｅ：０．２−０．７％、
Ｓｉ：０．１〜０．５％、 Ｃｕ：０．０５〜０゜５
％、 Ｃｒ：０．０１〜０．３％、 Ｚｎ：０．０５〜
１゜０％及びＴｉ：Ｏ，０Ｏ５〜０，１５％のうちの１
種又は２種以上を含有し、残りがＡｆｌと不可避的不純
物からなるＡＱ金合金つき、５００〜６００ ℃の温度
で１時間以上の均質化熱処理を施して熱間圧延し、その
後、熱延板に５５０〜６２０℃の温度に１時間以上の溶
体化処理を施し、次いで２５０〜４５０℃の温度で１時
間以上の析出処理を施し、更に圧延率５０％以上の冷間
圧延を施した後に１ ’ＯＯ℃／ｍｉｎ以上の昇温降温
速度で４００〜６００℃の温度に１０ｍｉｎ以内の急速
加熱冷却を施すことを特徴とするものである。 以下に本発明を更に詳細に説明する。 まず、本発明におけるＡｆ１合金の化学成分限定理由を
説明する。 Ｍｎは固溶体強化に効果がある元素である。しかし、０
．５％未満では強度が不充分である。−方、１．５％を
超える場合には他の元素含有量にもよるが、強度が高く
なりすぎ、またＦｅとの組合せにより巨大な金属間化合
物（ＭｎＦｅ）ＡＱ、を形成し、成形性の低下を促す。 したがって、Ｍｎ量は０．５〜１．５％の範囲とする。 ＭｇはＭｎと同様に固溶体強化に効果がある元素である
。しかし、０．５％未満では強度が不充分である。一方
、３．０％を超える場合にはＭｎその他の元素含有量に
もよるが、強度が高くなりすぎ、圧延時及び製品加工時
に割れ発生の原因となる。 したがって、Ｍｇ量は０．５〜３．０％の範囲とする。 以上のＭｎ、Ｍｇを必須成分とするが、更にＦｅ、Ｓ」
、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｚｎ及びＴ１のうちの１種又は２種以上
製添加する。 Ｆｅは再結晶時の結晶粒及び耳率に影響を及ぼす元素で
ある。Ｆｅが０．２％未満では結晶粒の粗大化を招き、
成形性の低下を招く。また、０．７％を超える場合には
高耳率となり、更にＭｎとの間で（Ｍｎ、 Ｆ ｅ）
Ａ Ｑ 、の巨大金属間化合物を形成し、加工上の問題
が生じる。したがって、Ｆｅ量は０．２〜０．７％の範
囲とする。 Ｓｉは耳率及び鋳造性に影響を及ぼす元素であり、０．
１％未満ではＦｅ／Ｓｉ比が高くなり、高耳率を招く。 また、０．５％を超える場合には鋳造割れが生し易くな
る。したがって、８１量は０゜１〜０．５％の範囲とす
る。 Ｃｕは固溶体強化に効果のある元素であるが、０．０５
％未満では強度が不充分であり、一方、０．５％を超え
る場合には耐蝕性の低下を招く。 したがって、Ｃｕ量は０．０５〜０．５％の範囲とする
。 Ｃｒもまた強度向上に効果がある元素である。 しかし、０．０１％未満では強度が不充分であり、また
０、３％を超える場合、Ａｎ−Ｍｎ−Ｃｒの巨大金属間
化合物を形成し、成形性を阻害する。したがって、Ｃｒ
量は０．０１〜０．３％の範囲とする。 Ｚｎは成形性の向上に効果がある元素である。 しかし、０．０５％未満ではその効果が小さく、また１
、０％を超える場合には添加量はどの効果が得られない
ので無駄である。したがって、Ｚｎ量は０．０５〜１．
０％の範囲とする。 Ｔｊは鋳塊の微細化に効果がある元素である。 しかし、００００５％未満ではその効果が小さく、また
、０．１５％を超える場合には非金属介在物になり易く
、成形性の低下を招く。したがって、Ｔｊ量は０．００
５〜０．１５％の範囲である。 なお、上記ＡＩ２合金には、地金中に含有される不可避
的不純物が含まれ得るが、それらの不純物量は本発明の
効果を妨げない限度で許容される。 次に、本発明における製造条件について説明する。 上記組成のＡＱ合金は、常法により溶解、鋳造され、鋳
造は一般的にはＤＣ鋳造で行われる。鋳造後、適当なサ
イズに切断、更に面側される。−般的には面削量は片面
５ｍｍ以上である。 次いで均質化熱処理を施して、鋳塊内の偏析を減少させ
ると共に、その後の熱間圧延を容易にさせる。均熱温度
が５００℃未満ではいずれの効果も不充分であり、好ま
しくは５５０℃以上とする。 また、６００℃を超える場合にはバーニングが生じ易く
なる。均熱が１時間未満では不充分であることから、均
質化熱処理は５００〜６００℃（好ましくは５５０〜６
００℃）に１時間以上の条件とする。 均質化熱処理の後、直ちに熱間圧延される。このときの
条件に特別の指定はしないが、好ましくは、熱延開始温
度は５００℃以上、熱延終了温度は２８０℃以上、板厚
は１．６−７．０ｍｍである。 次に、本発明の最大の特徴である溶体化処理と析出処理
を行う。 溶体化処理は均熱及び熱間圧延時に形成された微細析出
物を再固溶させるために行うものであり、５５０ ℃未
満ては不充分であり、６２０℃を超える場合にはバーニ
ングが生し易くなる。また、保持が１時間未満ではやは
り不充分である。したがって、溶体化処理の条件は５５
０〜６２０℃の温度で１時間以−にの保持とする。 溶体化処理に続いて析出処理髪施す。この点が前記特公
昭６２−５４１８３号公報と最も異なるところである。 すなわち、低耳及び高成形性化には適正な強度における
析出物を形成させることが有効であり、２５０℃未満で
は成形性の向上にはつながらないものの、耳高の原因と
なる。一方、・４５０℃を超える場合には低耳にはなる
ものの、成形性の向上は少ない。また、保持時間が１時
間未満では不充分である。したがって、析出処理の条件
は２５０〜４５０℃で１時間以上の保持とする。 析出処理後、冷間圧延を施す。この冷間圧延はその後の
焼鈍における結晶粒、更には成形性に影響を及ぼし、圧
延率が５０％未満では冷延歪の不足による結晶粒の粗大
化を招き、成形性の低下につながる。したがって、冷間
圧延は５０％以上の圧延率で行う。 最終工程は焼鈍であり、結晶粒の微細化及び生産性向上
には急速加熱処理が好ましい。加熱冷却速度が１００℃
／ｗｉｎ未満ではいずれに対しても逆効果である。また
、４００℃未満の加熱では短時間による再結晶が難しく
、しかし６００℃を超える場合にはバーニングが生じ易
くなる。更に保持時間が１０ｍｉｎを超える場合にはい
ずれに対しても好ましくない。したがって、最終工程の
焼鈍は、１００℃／ｍｊｎ以上の昇降温速度で、４００
〜６００℃の温度に１０ｍｉｎ以内保持する条件とする
。 （実施例） 次に本発明の実施例を示す。 実施例 第１表に示す化学成分を有するＡＭ合金の鋳塊に５７５
℃Ｘ４ｈｒの均熱処理を施した後、熱間圧延（圧延終了
温度３１０℃）にて５ｍｍ厚とし、第２表に示す工程を
経て製品厚０．７ｍｍに冷延した。 次に５００℃／ｍｉｎの加熱冷却速度で５００℃×１
ｓｅｃの焼鈍を施した。 得られた材料について機械的性質、耳率、Ｅｒ値（張出
性）及びり、Ｄ、Ｒ（絞り性）を調べた結果を第２表に
併記する。 なお、耳率は３３φポンチ、絞り比１．６７にて求めた
。Ｅｒ値はエリクセン試験Ａ法により、ＬＤＲは３３φ
ポンチ、ブランク径変化により求めた。 第２表より、本発明例Ｎα４、Ｈａ ５はいずれも低耳
で、Ｅｒ値及びり、Ｄ、Ｒとも優れていることがわかる
。また従来の３１０５ （標準強度Ｔ、Ｓ＝１２ｋｇｆ
／ｍｍ２、Ｙ、Ｓ＝５．５ｋｇｆ／ｍｍ２）に比べて高
強度である。一方、従来例Ｎα１や溶体化処理を施すが
析出処理を行わない比較例Ｎα２の場合には耳率が高く
、絞り性も難点がある。 比較例 第２表中のＮα５の工程にて得られた０、７ｍｍ厚の冷
延材に昇降温速度４０℃／ｈｒ、３６０℃×２ｈｒの焼
鈍を施した結果、得られた材料の耳率は１゜８％、Ｅｒ
値は９．６＋ｎｍ、Ｌ、Ｄ、Ｒは２．０８であり、実施
例１で得られた本発明例Ｎα５の焼鈍材に比べると耳率
及びＥｒ値が劣っている。これは焼鈍の条件が本発明範
囲外としたためである。
は、耳率が低く、成形性に優れ、特に鍋、釜等の器物用
材料に適するアルミニウム合金板の製造法に関する。 （従来の技術） 鍋、釜等の器物は家庭用品として広く使用されており、
これらに使用されるアルミニウム材料は純Ａｆｌ（１，
１００）、ＡＭ−Ｍｎ系合金（３００３）及びＡ Ｑ
−Ｍｎ −Ｍｇ系合金（３１０５）の軟質材及び半硬質
材であって、これらの材料の選択は、必要とされる強度
、成形性に応して行われている。 ところで、近年、家庭用品においても軽量化及び高機能
化の要望が強く、軽量化については素材の高強度薄肉化
が進められている。 高強度化の方法には、固溶体強化法（純Ａｎ→ΔＱ −
Ｍ ｎ系合金→ＡＱ−Ｍｎ−Ｍｇ系合金）と加工硬化法
（軟質材→硬質材）があるものの、鍋、釜等の深絞り加
工用については成形性が重要であり、一般的には前者の
固溶体強化法が採用されている。 したがって、最近の動向では、Ａ Ｑ −Ｍｎ −Ｍｇ
系合金の中でも３１０５（Ａ Ｑ−０，５％Ｍｎ−０゜
５％Ｍｇ）から３００４（ＡＱ−１％Ｍｎ−１％Ｍｇ）
の軟質材の採用へと軽量化が進められている。 （発明が解決しようとする課題） 一方、このようなＡ２合金材料の製造工程は、従来から
均熱、熱延、冷延及び焼鈍の工程からなるものの、最近
では、特公昭６２−５４１８３号公報に提案されている
如く特殊な工程を採用し、同じ合金系の材料の低耳化と
高深絞り性の製造法が試みられている。 しかし乍ら、器物用材料には高強度、高成形性及び低耳
率が限りなく要求されており、これらの点からすると、
前記特公昭６２−５４１８３号において熱延板の溶体化
処理と最終の焼鈍条件（急速加熱）により低耳と深絞り
性の向上を図ることを意図しているが、実施例よりＭｎ
、Ｍｇ量の増大（高強度化）は高耳化を招くことが明ら
かであり、一般に経験されるところである。一方、高強
度化により成形性の低下も必至であり、更に工業レベル
の製造においては成る程度のバラツキが生じることは避
けられない。 したがって、近年の器物の軽量化には、Ｍ ｎ。 Ｍｇ量を増大させたＡＱ−１％Ｍｒ＋−１％Ｍｇ系合金
レベルにおける更なる低耳と高成形性が要求されている
のが実情である。 本発明は、か＼る要請に応えるへくなされたものであっ
て、Ｍｎ、Ｍｇ量の増大化による高強度化を図っても、
優れた低耳、高成形性を備えた軟質アルミニウム合金板
を得ることができる方法を提供することを目的とするも
のである。 （課題を解決するための手段） 前記目的を達成するため、本発明者は、ＡＱ合金組成並
びに製造プロセスについて種々研究を重ねた結果、まず
、均熱及び熱延時に生じる微細な金属間化合物（ＭｎＡ
ｎ６）が０−９０’耳を形成する立方体集合組織の形成
を阻害し、耳率を高めているので、この金属間化合物を
溶体化することに着眼した。 そこで、これを前提として上記問題点を解決するために
更に詳細に研究を重ねた結果、以下の知見を得た。 ■前記公報に示されている微細な金属間化合物は耳率を
高くする。 ■微細な金属間化合物は均熱及び熱延工程にて形成され
るものの、形成される温度域により耳及び成形性への影
響が異なる。 ■特定の組成を有するＡｆ１合金においては２５０〜４
５０℃の温度域に形成される析出物は低耳及び高成形性
化に効果がある。 すなわち、上記問題点を解決するためには、適正な析出
物を形成させることが必要であることを知見するに至り
、ここに、本発明をなしたものである。 本発明に係る耳率の低い軟質高成形性アルミニウム合金
板の製造法は、Ｍｎ：０．５〜１．５％及びＭｇ：０．
５〜３．０％を含有し、更にＦｅ：０．２−０．７％、
Ｓｉ：０．１〜０．５％、 Ｃｕ：０．０５〜０゜５
％、 Ｃｒ：０．０１〜０．３％、 Ｚｎ：０．０５〜
１゜０％及びＴｉ：Ｏ，０Ｏ５〜０，１５％のうちの１
種又は２種以上を含有し、残りがＡｆｌと不可避的不純
物からなるＡＱ金合金つき、５００〜６００ ℃の温度
で１時間以上の均質化熱処理を施して熱間圧延し、その
後、熱延板に５５０〜６２０℃の温度に１時間以上の溶
体化処理を施し、次いで２５０〜４５０℃の温度で１時
間以上の析出処理を施し、更に圧延率５０％以上の冷間
圧延を施した後に１ ’ＯＯ℃／ｍｉｎ以上の昇温降温
速度で４００〜６００℃の温度に１０ｍｉｎ以内の急速
加熱冷却を施すことを特徴とするものである。 以下に本発明を更に詳細に説明する。 まず、本発明におけるＡｆ１合金の化学成分限定理由を
説明する。 Ｍｎは固溶体強化に効果がある元素である。しかし、０
．５％未満では強度が不充分である。−方、１．５％を
超える場合には他の元素含有量にもよるが、強度が高く
なりすぎ、またＦｅとの組合せにより巨大な金属間化合
物（ＭｎＦｅ）ＡＱ、を形成し、成形性の低下を促す。 したがって、Ｍｎ量は０．５〜１．５％の範囲とする。 ＭｇはＭｎと同様に固溶体強化に効果がある元素である
。しかし、０．５％未満では強度が不充分である。一方
、３．０％を超える場合にはＭｎその他の元素含有量に
もよるが、強度が高くなりすぎ、圧延時及び製品加工時
に割れ発生の原因となる。 したがって、Ｍｇ量は０．５〜３．０％の範囲とする。 以上のＭｎ、Ｍｇを必須成分とするが、更にＦｅ、Ｓ」
、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｚｎ及びＴ１のうちの１種又は２種以上
製添加する。 Ｆｅは再結晶時の結晶粒及び耳率に影響を及ぼす元素で
ある。Ｆｅが０．２％未満では結晶粒の粗大化を招き、
成形性の低下を招く。また、０．７％を超える場合には
高耳率となり、更にＭｎとの間で（Ｍｎ、 Ｆ ｅ）
Ａ Ｑ 、の巨大金属間化合物を形成し、加工上の問題
が生じる。したがって、Ｆｅ量は０．２〜０．７％の範
囲とする。 Ｓｉは耳率及び鋳造性に影響を及ぼす元素であり、０．
１％未満ではＦｅ／Ｓｉ比が高くなり、高耳率を招く。 また、０．５％を超える場合には鋳造割れが生し易くな
る。したがって、８１量は０゜１〜０．５％の範囲とす
る。 Ｃｕは固溶体強化に効果のある元素であるが、０．０５
％未満では強度が不充分であり、一方、０．５％を超え
る場合には耐蝕性の低下を招く。 したがって、Ｃｕ量は０．０５〜０．５％の範囲とする
。 Ｃｒもまた強度向上に効果がある元素である。 しかし、０．０１％未満では強度が不充分であり、また
０、３％を超える場合、Ａｎ−Ｍｎ−Ｃｒの巨大金属間
化合物を形成し、成形性を阻害する。したがって、Ｃｒ
量は０．０１〜０．３％の範囲とする。 Ｚｎは成形性の向上に効果がある元素である。 しかし、０．０５％未満ではその効果が小さく、また１
、０％を超える場合には添加量はどの効果が得られない
ので無駄である。したがって、Ｚｎ量は０．０５〜１．
０％の範囲とする。 Ｔｊは鋳塊の微細化に効果がある元素である。 しかし、００００５％未満ではその効果が小さく、また
、０．１５％を超える場合には非金属介在物になり易く
、成形性の低下を招く。したがって、Ｔｊ量は０．００
５〜０．１５％の範囲である。 なお、上記ＡＩ２合金には、地金中に含有される不可避
的不純物が含まれ得るが、それらの不純物量は本発明の
効果を妨げない限度で許容される。 次に、本発明における製造条件について説明する。 上記組成のＡＱ合金は、常法により溶解、鋳造され、鋳
造は一般的にはＤＣ鋳造で行われる。鋳造後、適当なサ
イズに切断、更に面側される。−般的には面削量は片面
５ｍｍ以上である。 次いで均質化熱処理を施して、鋳塊内の偏析を減少させ
ると共に、その後の熱間圧延を容易にさせる。均熱温度
が５００℃未満ではいずれの効果も不充分であり、好ま
しくは５５０℃以上とする。 また、６００℃を超える場合にはバーニングが生じ易く
なる。均熱が１時間未満では不充分であることから、均
質化熱処理は５００〜６００℃（好ましくは５５０〜６
００℃）に１時間以上の条件とする。 均質化熱処理の後、直ちに熱間圧延される。このときの
条件に特別の指定はしないが、好ましくは、熱延開始温
度は５００℃以上、熱延終了温度は２８０℃以上、板厚
は１．６−７．０ｍｍである。 次に、本発明の最大の特徴である溶体化処理と析出処理
を行う。 溶体化処理は均熱及び熱間圧延時に形成された微細析出
物を再固溶させるために行うものであり、５５０ ℃未
満ては不充分であり、６２０℃を超える場合にはバーニ
ングが生し易くなる。また、保持が１時間未満ではやは
り不充分である。したがって、溶体化処理の条件は５５
０〜６２０℃の温度で１時間以−にの保持とする。 溶体化処理に続いて析出処理髪施す。この点が前記特公
昭６２−５４１８３号公報と最も異なるところである。 すなわち、低耳及び高成形性化には適正な強度における
析出物を形成させることが有効であり、２５０℃未満で
は成形性の向上にはつながらないものの、耳高の原因と
なる。一方、・４５０℃を超える場合には低耳にはなる
ものの、成形性の向上は少ない。また、保持時間が１時
間未満では不充分である。したがって、析出処理の条件
は２５０〜４５０℃で１時間以上の保持とする。 析出処理後、冷間圧延を施す。この冷間圧延はその後の
焼鈍における結晶粒、更には成形性に影響を及ぼし、圧
延率が５０％未満では冷延歪の不足による結晶粒の粗大
化を招き、成形性の低下につながる。したがって、冷間
圧延は５０％以上の圧延率で行う。 最終工程は焼鈍であり、結晶粒の微細化及び生産性向上
には急速加熱処理が好ましい。加熱冷却速度が１００℃
／ｗｉｎ未満ではいずれに対しても逆効果である。また
、４００℃未満の加熱では短時間による再結晶が難しく
、しかし６００℃を超える場合にはバーニングが生じ易
くなる。更に保持時間が１０ｍｉｎを超える場合にはい
ずれに対しても好ましくない。したがって、最終工程の
焼鈍は、１００℃／ｍｊｎ以上の昇降温速度で、４００
〜６００℃の温度に１０ｍｉｎ以内保持する条件とする
。 （実施例） 次に本発明の実施例を示す。 実施例 第１表に示す化学成分を有するＡＭ合金の鋳塊に５７５
℃Ｘ４ｈｒの均熱処理を施した後、熱間圧延（圧延終了
温度３１０℃）にて５ｍｍ厚とし、第２表に示す工程を
経て製品厚０．７ｍｍに冷延した。 次に５００℃／ｍｉｎの加熱冷却速度で５００℃×１
ｓｅｃの焼鈍を施した。 得られた材料について機械的性質、耳率、Ｅｒ値（張出
性）及びり、Ｄ、Ｒ（絞り性）を調べた結果を第２表に
併記する。 なお、耳率は３３φポンチ、絞り比１．６７にて求めた
。Ｅｒ値はエリクセン試験Ａ法により、ＬＤＲは３３φ
ポンチ、ブランク径変化により求めた。 第２表より、本発明例Ｎα４、Ｈａ ５はいずれも低耳
で、Ｅｒ値及びり、Ｄ、Ｒとも優れていることがわかる
。また従来の３１０５ （標準強度Ｔ、Ｓ＝１２ｋｇｆ
／ｍｍ２、Ｙ、Ｓ＝５．５ｋｇｆ／ｍｍ２）に比べて高
強度である。一方、従来例Ｎα１や溶体化処理を施すが
析出処理を行わない比較例Ｎα２の場合には耳率が高く
、絞り性も難点がある。 比較例 第２表中のＮα５の工程にて得られた０、７ｍｍ厚の冷
延材に昇降温速度４０℃／ｈｒ、３６０℃×２ｈｒの焼
鈍を施した結果、得られた材料の耳率は１゜８％、Ｅｒ
値は９．６＋ｎｍ、Ｌ、Ｄ、Ｒは２．０８であり、実施
例１で得られた本発明例Ｎα５の焼鈍材に比べると耳率
及びＥｒ値が劣っている。これは焼鈍の条件が本発明範
囲外としたためである。
（発明の効果）
以上詳述したように、本発明によれば、ＡＱ、合金の化
学成分を適切に調整すると共に、軟質材の製造工程の条
件、特に均質化熱処理、溶体化処理、析出処理並びに冷
間圧延後の焼鈍の各条件を規制するので、殊に鍋、釜等
の器物用材料において軽量化に要する高強度、高成形性
、低耳が可能となり、更なる軽量化が実現可能となる。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士 中 村 尚
学成分を適切に調整すると共に、軟質材の製造工程の条
件、特に均質化熱処理、溶体化処理、析出処理並びに冷
間圧延後の焼鈍の各条件を規制するので、殊に鍋、釜等
の器物用材料において軽量化に要する高強度、高成形性
、低耳が可能となり、更なる軽量化が実現可能となる。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士 中 村 尚
Claims (1)
- 重量％で（以下、同じ）、Ｍｎ：０．５〜１．５％及び
Ｍｇ：０．５〜３．０％を含有し、更にＦｅ：０．２〜
０．７％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｃｕ：０．０５〜
０．５％、Ｃｒ：０．０１〜０．３％、Ｚｎ：０．０５
〜１．０％及びＴｉ：０．００５〜０．１５％のうちの
１種又は２種以上を含有し、残りがＡｌと不可避的不純
物からなるＡｌ合金につき、５００〜６００℃の温度で
１時間以上の均質化熱処理を施して熱間圧延し、その後
、熱延板に５５０〜６２０℃の温度に１時間以上の溶体
化処理を施し、次いで２５０〜４５０℃の温度で１時間
以上の析出処理を施し、更に圧延率５０％以上の冷間圧
延を施した後に１００℃／ｍｉｎ以上の昇温降温速度で
４００〜６００℃の温度に１０ｍｉｎ以内の急速加熱冷
却を施すことを特徴とする耳率の低い軟質高成形性アル
ミニウム合金板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8861488A JPH01259151A (ja) | 1988-04-11 | 1988-04-11 | 耳率の低い軟質高成形性アルミニウム合金板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8861488A JPH01259151A (ja) | 1988-04-11 | 1988-04-11 | 耳率の低い軟質高成形性アルミニウム合金板の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01259151A true JPH01259151A (ja) | 1989-10-16 |
Family
ID=13947689
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8861488A Pending JPH01259151A (ja) | 1988-04-11 | 1988-04-11 | 耳率の低い軟質高成形性アルミニウム合金板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH01259151A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20160111471A (ko) * | 2014-02-19 | 2016-09-26 | 인피니언 테크놀로지스 아게 | 파급 고장의 검출 |
-
1988
- 1988-04-11 JP JP8861488A patent/JPH01259151A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20160111471A (ko) * | 2014-02-19 | 2016-09-26 | 인피니언 테크놀로지스 아게 | 파급 고장의 검출 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US8691031B2 (en) | Aluminum alloy sheet and method for manufacturing the same | |
| WO1995022634A1 (en) | Method of manufacturing aluminum alloy plate for molding | |
| US20070217943A1 (en) | Al-Mg Alloy Sheet with Excellent Formability at High Temperatures and High Speeds and Method of Production of Same | |
| JP2997156B2 (ja) | 成形性及び塗装焼付硬化性に優れた常温遅時効性アルミニウム合金薄板の製造方法 | |
| JPH07197219A (ja) | 成形用アルミニウム合金板材の製造方法 | |
| US5662750A (en) | Method of manufacturing aluminum articles having improved bake hardenability | |
| EP0480402A1 (en) | Process for manufacturing aluminium alloy material with excellent formability, shape fixability and bake hardenability | |
| JPS626740B2 (ja) | ||
| 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 | |
| JPH06340940A (ja) | プレス成形性、焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板及びその製造方法 | |
| JPS62149857A (ja) | 成形性に優れたアルミニウム合金箔の製造方法 | |
| JPH05271834A (ja) | 安定な人工時効性を有するアルミニウム合金 | |
| JPS6123751A (ja) | 延性および靭性に優れたＡｌ−Ｌｉ合金の製造方法 | |
| JP3867569B2 (ja) | 容器用アルミニウム箔およびその製造方法 | |
| JPH0860283A (ja) | Ｄｉ缶胴用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP2000160272A (ja) | プレス成形性に優れたＡｌ合金板 | |
| JPS5911651B2 (ja) | 超塑性アルミニウム合金及びその製造方法 | |
| JPH05345963A (ja) | 高成形性アルミニウム合金板の製造方法 | |
| JPS6254183B2 (ja) | ||
| JPH0718389A (ja) | 成形用Ａｌ−Ｍｇ系合金板の製造方法 | |
| JP2000001730A (ja) | 缶胴用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JPS61257459A (ja) | アルミニウム箔地の製造法 | |
| JPS6320437A (ja) | プレス加工性に優れたアルミニウム合金板材及びその製造法 | |
| JPH062090A (ja) | 異方性が小さい高強度成形用アルミニウム合金板の製造方法 | |
| JP3543362B2 (ja) | 成形性および焼き付け硬化性に優れたアルミニウム合金板の製造方法 |