JPH0570907A - 成形加工用アルミニウム合金材の製造法 - Google Patents
成形加工用アルミニウム合金材の製造法Info
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- JPH0570907A JPH0570907A JP12443191A JP12443191A JPH0570907A JP H0570907 A JPH0570907 A JP H0570907A JP 12443191 A JP12443191 A JP 12443191A JP 12443191 A JP12443191 A JP 12443191A JP H0570907 A JPH0570907 A JP H0570907A
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- aluminum alloy
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、自動車のボディシート材をはじめ
とする輸送機器の製造に特に適したプレス加工時の成形
性、形状凍結性及び塗装焼付硬化性に優れた成形加工用
アルミニウム合金材を製造するものである。 【構成】 Ｓｉ：０．４〜１．５％、Ｍｇ：０．３〜
１．５％を含有し、あるいはさらにＣｕ：１．００％以
下、Ｍｎ：０．４０％以下、Ｃｒ：０．２０％以下、
Ｖ：０．２０％以下の１種以上を含有し、残Ａｌおよび
不可避不純物からなる合金材料を半連続鋳造し、得られ
た鋳塊を通常の圧延後、溶体化処理、焼入、室温放置し
た材料を、５０〜１２０℃の温度範囲で２〜２００時間
の前熱処理を行った後、１８０〜２５０℃で１〜１０分
の最終熱処理を行う方法である。
とする輸送機器の製造に特に適したプレス加工時の成形
性、形状凍結性及び塗装焼付硬化性に優れた成形加工用
アルミニウム合金材を製造するものである。 【構成】 Ｓｉ：０．４〜１．５％、Ｍｇ：０．３〜
１．５％を含有し、あるいはさらにＣｕ：１．００％以
下、Ｍｎ：０．４０％以下、Ｃｒ：０．２０％以下、
Ｖ：０．２０％以下の１種以上を含有し、残Ａｌおよび
不可避不純物からなる合金材料を半連続鋳造し、得られ
た鋳塊を通常の圧延後、溶体化処理、焼入、室温放置し
た材料を、５０〜１２０℃の温度範囲で２〜２００時間
の前熱処理を行った後、１８０〜２５０℃で１〜１０分
の最終熱処理を行う方法である。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車のボディシ―ト
材をはじめとする輸送機器の製造に特に適した、プレス
加工時の成形性、形状凍結性及び塗装焼付硬化性に優れ
た成形加工用アルミニウム合金材の製造法に関するもの
である。
材をはじめとする輸送機器の製造に特に適した、プレス
加工時の成形性、形状凍結性及び塗装焼付硬化性に優れ
た成形加工用アルミニウム合金材の製造法に関するもの
である。
【０００２】
【従来の技術】従来より、自動車のボディシ―ト材をは
じめとする輸送機器用材料として各種アルミニウム合金
材が開発され、使用されている。特に近年の地球温暖化
対策の各種法規制の強化により、多くの部品を鉄鋼材料
からアルミニウム合金材に転換することで軽量化を図る
動きが極めて活発である。
じめとする輸送機器用材料として各種アルミニウム合金
材が開発され、使用されている。特に近年の地球温暖化
対策の各種法規制の強化により、多くの部品を鉄鋼材料
からアルミニウム合金材に転換することで軽量化を図る
動きが極めて活発である。
【０００３】例えば、自動車ボディシ―ト材としては、
要求される性能は１）成形性、２）形状凍結性（プレス
加工時にプレス型の形状が正確に出ること）、３）高強
度、４）耐デント性、５）耐食性等である。
要求される性能は１）成形性、２）形状凍結性（プレス
加工時にプレス型の形状が正確に出ること）、３）高強
度、４）耐デント性、５）耐食性等である。
【０００４】こうした中で、プレス加工メ―カ―の要求
の厳しい日本国内では自動車ボディシ―ト材等用とし
て、成形性の良い５０００系のＡｌ―Ｍｇ―Ｚｎ―Ｃｕ
合金（特開昭５３−１０３９１４、５８−１７１５４
７）及びＡｌ―Ｍｇ―Ｃｕ合金（特開平１−２１９１３
９）の開発が主になされ量産、実用化されている。
の厳しい日本国内では自動車ボディシ―ト材等用とし
て、成形性の良い５０００系のＡｌ―Ｍｇ―Ｚｎ―Ｃｕ
合金（特開昭５３−１０３９１４、５８−１７１５４
７）及びＡｌ―Ｍｇ―Ｃｕ合金（特開平１−２１９１３
９）の開発が主になされ量産、実用化されている。
【０００５】これに対して、欧米では強度の優れた６０
００系のＡｌ―Ｍｇ―Ｓｉ合金として６００９、６１１
１、６０１６合金が開発、実用化されている。これらの
合金は塗装焼付工程における２００℃で３０ｍｉｎ程度
の加熱処理により高強度が得られる（塗装焼付硬化）。
この強度アップにより５０００系合金より一層の薄肉
化、つまり軽量化が可能となる。しかし、日本では塗装
焼付温度が１７０〜１８０℃程度と低いため、３０ｍｉ
ｎの加熱によって現状の合金及び製造工程では十分な高
強度化は期待することができない。さらに、この６００
０系合金は、わずかではあるが室温時効硬化が進み成形
性が劣り、また耐食性もやや劣るとの評価があり、諸性
能に対する要求の厳しい日本では塗装焼付工程を従来よ
り高温もしくは長時間に変更しない限り５０００系合金
に対してメリットがなく採用例は少ない。
００系のＡｌ―Ｍｇ―Ｓｉ合金として６００９、６１１
１、６０１６合金が開発、実用化されている。これらの
合金は塗装焼付工程における２００℃で３０ｍｉｎ程度
の加熱処理により高強度が得られる（塗装焼付硬化）。
この強度アップにより５０００系合金より一層の薄肉
化、つまり軽量化が可能となる。しかし、日本では塗装
焼付温度が１７０〜１８０℃程度と低いため、３０ｍｉ
ｎの加熱によって現状の合金及び製造工程では十分な高
強度化は期待することができない。さらに、この６００
０系合金は、わずかではあるが室温時効硬化が進み成形
性が劣り、また耐食性もやや劣るとの評価があり、諸性
能に対する要求の厳しい日本では塗装焼付工程を従来よ
り高温もしくは長時間に変更しない限り５０００系合金
に対してメリットがなく採用例は少ない。
【０００６】一方、形状凍結性については、縦弾性係数
が大きいほど、また耐力が小さいほど良好となる（参考
ＳＡＥ Ｐａｐｅｒ Ｎｏ．８９０７１９）。アルミ
ニウム合金の縦弾性係数は７０００ｋｇｆ／ｍｍ2であ
り、鉄鋼の２１０００ｋｇｆ／ｍｍ2の約１／３である
ことから、プレス加工時のアルミニウム合金板の耐力を
かなり小さくしないかぎり鋼板と同様の形状凍結性の材
料を得ることができない。しかしながら、構造体として
鋼板並の約３０ｋｇｆ／ｍｍ2の引張強さを得ようとす
ると、従来法で製造したアルミニウム合金板では５００
０系、６０００系合金ともに耐力が１４ｋｇｆ／ｍｍ2
程度以上と大きくなってしまい、この値の耐力では形状
凍結性に劣る傾向があった。
が大きいほど、また耐力が小さいほど良好となる（参考
ＳＡＥ Ｐａｐｅｒ Ｎｏ．８９０７１９）。アルミ
ニウム合金の縦弾性係数は７０００ｋｇｆ／ｍｍ2であ
り、鉄鋼の２１０００ｋｇｆ／ｍｍ2の約１／３である
ことから、プレス加工時のアルミニウム合金板の耐力を
かなり小さくしないかぎり鋼板と同様の形状凍結性の材
料を得ることができない。しかしながら、構造体として
鋼板並の約３０ｋｇｆ／ｍｍ2の引張強さを得ようとす
ると、従来法で製造したアルミニウム合金板では５００
０系、６０００系合金ともに耐力が１４ｋｇｆ／ｍｍ2
程度以上と大きくなってしまい、この値の耐力では形状
凍結性に劣る傾向があった。
【０００７】従って、プレス加工前の耐力が１４ｋｇｆ
／ｍｍ2を極力下回り形状凍結性が向上するとともに、
プレス加工後に１７５℃−３０ｍｉｎ程度の塗装焼付工
程で硬化し、耐力及び引張強さが著しく増加して、耐デ
ント性、構造強度が向上するならば以上の問題点は全て
解決される。しかし、従来法で製造した既存合金ではプ
レス加工時の優れた形状凍結性とプレス加工後の耐デン
ト性や構造強度の両者を満足することはできなかった。
／ｍｍ2を極力下回り形状凍結性が向上するとともに、
プレス加工後に１７５℃−３０ｍｉｎ程度の塗装焼付工
程で硬化し、耐力及び引張強さが著しく増加して、耐デ
ント性、構造強度が向上するならば以上の問題点は全て
解決される。しかし、従来法で製造した既存合金ではプ
レス加工時の優れた形状凍結性とプレス加工後の耐デン
ト性や構造強度の両者を満足することはできなかった。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】そこで、本発明におい
ては化学成分及び加工熱処理工程の詳細な検討により、
室温時効硬化を抑制することにより成形性が向上すると
ともに、塗装焼付硬化性を向上させることによりプレス
時に低耐力で形状凍結性を向上させ、塗装焼付後に高強
度となるプレス加工用の材料を供給するものである。
ては化学成分及び加工熱処理工程の詳細な検討により、
室温時効硬化を抑制することにより成形性が向上すると
ともに、塗装焼付硬化性を向上させることによりプレス
時に低耐力で形状凍結性を向上させ、塗装焼付後に高強
度となるプレス加工用の材料を供給するものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明は、Ｓｉ：０．４
〜１．５％、Ｍｇ：０．３〜１．５％を含有し、あるい
はさらにＣｕ：１．００以下、Ｍｎ：０．４０％以下、
Ｃｒ：０．２０％以下、Ｖ：０．２０％以下の１種以上
を含有し、残Ａｌおよび不可避不純物からなる合金材料
を半連続鋳造し、得られた鋳塊を通常の圧延後、溶体化
処理、焼入、室温放置した材料を、５０〜１２０℃の温
度範囲で２〜２００時間の前熱処理を行った後、室温で
６０分以内に、１８０〜２５０℃で１〜１０分の最終熱
処理を行うことを特徴とする成形加工用アルミニウム合
金材の製造法である。
〜１．５％、Ｍｇ：０．３〜１．５％を含有し、あるい
はさらにＣｕ：１．００以下、Ｍｎ：０．４０％以下、
Ｃｒ：０．２０％以下、Ｖ：０．２０％以下の１種以上
を含有し、残Ａｌおよび不可避不純物からなる合金材料
を半連続鋳造し、得られた鋳塊を通常の圧延後、溶体化
処理、焼入、室温放置した材料を、５０〜１２０℃の温
度範囲で２〜２００時間の前熱処理を行った後、室温で
６０分以内に、１８０〜２５０℃で１〜１０分の最終熱
処理を行うことを特徴とする成形加工用アルミニウム合
金材の製造法である。
【００１０】以上の各構成要件の限定理由は下記の通り
である。 Ｓｉ：高強度を得るために必要で、Ｍｇ2Ｓｉを形成し
て高強度を得ることができる。０．４％未満では強度が
低く塗装焼付による加熱がなされても十分な強度が得ら
れない。また、１．５％を越えると、最終熱処理完了後
の耐力が高く、成形性及び形状凍結性が劣る。
である。 Ｓｉ：高強度を得るために必要で、Ｍｇ2Ｓｉを形成し
て高強度を得ることができる。０．４％未満では強度が
低く塗装焼付による加熱がなされても十分な強度が得ら
れない。また、１．５％を越えると、最終熱処理完了後
の耐力が高く、成形性及び形状凍結性が劣る。
【００１１】Ｍｇ：Ｓｉと同様に高強度を得るために必
要で、０．３％未満では強度が低く塗装焼付時の加熱で
十分な強度が得られない。また、１．５％を越えると最
終熱処理完了後の耐力が高く成形性及び形状凍結性が劣
る。
要で、０．３％未満では強度が低く塗装焼付時の加熱で
十分な強度が得られない。また、１．５％を越えると最
終熱処理完了後の耐力が高く成形性及び形状凍結性が劣
る。
【００１２】Ｃｕ：添加することにより、さらに強度を
増すことができる。しかし、１．００％を越えて添加す
ると、最終熱処理完了後の耐力が高く成形性及び形状凍
結性が劣るとともに、耐食性が劣る。
増すことができる。しかし、１．００％を越えて添加す
ると、最終熱処理完了後の耐力が高く成形性及び形状凍
結性が劣るとともに、耐食性が劣る。
【００１３】Ｍｎ：添加することにより、さらに強度を
増すことができ、また結晶粒を微細化することができ、
成形性が向上する。しかし、０．４０％を越えて添加す
ると、最終熱処理完了後の耐力が高く成形性及び形状凍
結性が劣るとともに、粗大な金属間化合物が増えてくる
ため、成形性が低下する。
増すことができ、また結晶粒を微細化することができ、
成形性が向上する。しかし、０．４０％を越えて添加す
ると、最終熱処理完了後の耐力が高く成形性及び形状凍
結性が劣るとともに、粗大な金属間化合物が増えてくる
ため、成形性が低下する。
【００１４】Ｃｒ：添加することにより、さらに強度を
増すことができ、また結晶粒を微細化する事ができ、成
形性が向上する。しかし、０．２０％を越えて添加する
と、最終熱処理完了後の耐力が高く成形性及び形状凍結
性が劣るとともに、粗大な金属間化合物が増えてくるた
め、成形性が低下する。
増すことができ、また結晶粒を微細化する事ができ、成
形性が向上する。しかし、０．２０％を越えて添加する
と、最終熱処理完了後の耐力が高く成形性及び形状凍結
性が劣るとともに、粗大な金属間化合物が増えてくるた
め、成形性が低下する。
【００１５】Ｖ：添加することにより、さらに強度を増
すことができ、機械的性質の異方性を低減することがで
き、結晶粒を微細化することができ、成形性が向上す
る。しかし、０．２０％を越えて添加すると、最終熱処
理完了後の耐力が高く成形性及び形状凍結性が劣る。
すことができ、機械的性質の異方性を低減することがで
き、結晶粒を微細化することができ、成形性が向上す
る。しかし、０．２０％を越えて添加すると、最終熱処
理完了後の耐力が高く成形性及び形状凍結性が劣る。
【００１６】室温放置後の前熱処理：室温放置後に５０
〜１２０℃の温度に２〜２００時間保持することによ
り、塗装焼付時に析出するための核を生成する。この核
生成で最終熱処理後の室温時効を抑制し良好な成形性を
維持するとともに、塗装焼付の１７５℃程度に加熱した
時に短時間で硬化しやすくする。温度については５０℃
未満ではその後の熱処理に十分な効果がなく、１２０℃
を越えると耐力が増加し成形性が低下する。前熱処理時
間は２時間より短ければ最終熱処理の効果が小さくな
り、塗装焼付硬化性が劣り、２００時間を越えて行って
も効果が同じであるので、工業的効果が少ないかもしく
は最終熱処理後の耐力が増加しはじめ成形性が劣る。
〜１２０℃の温度に２〜２００時間保持することによ
り、塗装焼付時に析出するための核を生成する。この核
生成で最終熱処理後の室温時効を抑制し良好な成形性を
維持するとともに、塗装焼付の１７５℃程度に加熱した
時に短時間で硬化しやすくする。温度については５０℃
未満ではその後の熱処理に十分な効果がなく、１２０℃
を越えると耐力が増加し成形性が低下する。前熱処理時
間は２時間より短ければ最終熱処理の効果が小さくな
り、塗装焼付硬化性が劣り、２００時間を越えて行って
も効果が同じであるので、工業的効果が少ないかもしく
は最終熱処理後の耐力が増加しはじめ成形性が劣る。
【００１７】前熱処理後の最終熱処理：前熱処理後に１
８０℃以上２５０℃以下で１〜１０ｍｉｎの復元処理を
行うことにより、室温放置で形成したＧ．Ｐゾーンのみ
を分解し、前処理で形成した核は保持される。それによ
り核塗装焼付の１７５℃程度に加熱した時に短時間で硬
化しやすくなる。
８０℃以上２５０℃以下で１〜１０ｍｉｎの復元処理を
行うことにより、室温放置で形成したＧ．Ｐゾーンのみ
を分解し、前処理で形成した核は保持される。それによ
り核塗装焼付の１７５℃程度に加熱した時に短時間で硬
化しやすくなる。
【００１８】温度については、１８０℃未満では焼付け
硬化性が低下し、２５０℃を越えると耐力が増加し成形
性が劣り焼付け硬化性も低下する。前熱処理から最終熱
処理までの室温での時間的制限はなくいずれの条件でも
良好な材料が得られる。
硬化性が低下し、２５０℃を越えると耐力が増加し成形
性が劣り焼付け硬化性も低下する。前熱処理から最終熱
処理までの室温での時間的制限はなくいずれの条件でも
良好な材料が得られる。
【００１９】
【実施例】表１に示す合金を半連続鋳造後、鋳肌部の表
面切削を行った。Ｆｅ、Ｔｉは不純物である。次いで５
４０℃で２４ｈの均質化処理後、５００℃まで降温しそ
の温度で熱間圧延を開始し、厚さ６ｍｍまで圧延した。
次に３５０℃にて１ｈのバッチ炉での中間焼鈍を行っ
た。そして冷間圧延を経て、厚さ１ｍｍの板とした。さ
らに連続焼鈍炉において昇温速度５００℃／ｍｉｎにて
５４０℃×２０ｓの溶体化処理を行い、１００℃まで５
００℃／ｍｉｎで冷却の後、室温で４８ｈ放置後、表２
に示す条件の前熱処理−最終熱処理を施した。これらの
材料の機械的性質の評価は、最終熱処理後１カ月室温時
効させた後に行った。また、１カ月室温時効差せた材料
に、さらに塗装焼付硬化処理に相当する１７５℃−３０
ｍｉｎの加熱処理を行った後、耐力を調べた。
面切削を行った。Ｆｅ、Ｔｉは不純物である。次いで５
４０℃で２４ｈの均質化処理後、５００℃まで降温しそ
の温度で熱間圧延を開始し、厚さ６ｍｍまで圧延した。
次に３５０℃にて１ｈのバッチ炉での中間焼鈍を行っ
た。そして冷間圧延を経て、厚さ１ｍｍの板とした。さ
らに連続焼鈍炉において昇温速度５００℃／ｍｉｎにて
５４０℃×２０ｓの溶体化処理を行い、１００℃まで５
００℃／ｍｉｎで冷却の後、室温で４８ｈ放置後、表２
に示す条件の前熱処理−最終熱処理を施した。これらの
材料の機械的性質の評価は、最終熱処理後１カ月室温時
効させた後に行った。また、１カ月室温時効差せた材料
に、さらに塗装焼付硬化処理に相当する１７５℃−３０
ｍｉｎの加熱処理を行った後、耐力を調べた。
【００２０】
【表１】
【００２１】
【表２】
【００２２】表３に供試材の評価結果を示す。判定は、
１カ月室温時効後の耐力が１３．５ｋｇｆ／ｍｍ2以下
のものを優れた形状凍結性とし、伸びが２８％以上及び
エリクセン値が９．５ｍｍ以上のものを良好な成形性が
あるものとし、１カ月室温時効後でも１７５℃に３０ｍ
ｉｎ加熱した後の耐力の増加が５ｋｇｆ／ｍｍ2以上で
あるものを塗装焼付硬化性が良好とし、塗装焼付硬化後
の耐力が１３．５ｋｇｆ／ｍｍ2以上のものをデント性
が良好な材料とし合格とした。さらに結晶粒径について
は、板面の観察において１００μｍ以下を合格とした。
１カ月室温時効後の耐力が１３．５ｋｇｆ／ｍｍ2以下
のものを優れた形状凍結性とし、伸びが２８％以上及び
エリクセン値が９．５ｍｍ以上のものを良好な成形性が
あるものとし、１カ月室温時効後でも１７５℃に３０ｍ
ｉｎ加熱した後の耐力の増加が５ｋｇｆ／ｍｍ2以上で
あるものを塗装焼付硬化性が良好とし、塗装焼付硬化後
の耐力が１３．５ｋｇｆ／ｍｍ2以上のものをデント性
が良好な材料とし合格とした。さらに結晶粒径について
は、板面の観察において１００μｍ以下を合格とした。
【００２３】
【表３】 ＥV：エリクセン値
【００２４】本発明例１〜１２は、いずれも特許請求の
範囲内であり、良好な性能が得られている。
範囲内であり、良好な性能が得られている。
【００２５】比較例１３はＳｉ量が、また比較例１４は
Ｍｇ量がそれぞれ特許請求の範囲の下限よりも少ないた
め、最終熱処理後１７５℃−３０ｍｉｎ加熱処理におい
ても耐力が低かった。
Ｍｇ量がそれぞれ特許請求の範囲の下限よりも少ないた
め、最終熱処理後１７５℃−３０ｍｉｎ加熱処理におい
ても耐力が低かった。
【００２６】比較例１５はＳｉ量、比較例１６はＭｇお
よびＣｕ量、比較例１７はＭｎ量およびＶ量、比較例１
８はＣｒ量がそれぞれ特許請求の範囲の上限よりも多
く、耐力が１３．５ｋｇｆ／ｍｍ2を越えたため、形状
凍結性が悪く、成形性も悪かった。比較例１９は前熱処
理が特許請求の範囲の下限より短かかったため、比較例
２０は前処理温度感が特許請求の範囲の下限よりも低か
ったため、それぞれ塗装焼付硬化性が劣った。比較例２
１は前熱処理時間が特許請求範囲の上限よりも長かった
ため、比較例２２は前熱処理温度が特許請求範囲の上限
よりも高かったため、それぞれ耐力がアップし形状凍結
性が悪く、成形性がおとった。比較例２３は最終熱処理
温度が特許請求範囲の下限よりも低かったため塗装焼付
硬化性が劣り、比較例２４は最終熱処理温度が特許請求
範囲の上限よりも高かったため比較例２５は最終熱処理
時間が特許請求範囲の上限よりも長かったため、それぞ
れ耐力が増加し形状凍結性が悪く、成形性が劣った。比
較例２６は最終熱処理時間が特許請求の範囲の下限より
も短かったため塗装焼付硬化性が低かった。
よびＣｕ量、比較例１７はＭｎ量およびＶ量、比較例１
８はＣｒ量がそれぞれ特許請求の範囲の上限よりも多
く、耐力が１３．５ｋｇｆ／ｍｍ2を越えたため、形状
凍結性が悪く、成形性も悪かった。比較例１９は前熱処
理が特許請求の範囲の下限より短かかったため、比較例
２０は前処理温度感が特許請求の範囲の下限よりも低か
ったため、それぞれ塗装焼付硬化性が劣った。比較例２
１は前熱処理時間が特許請求範囲の上限よりも長かった
ため、比較例２２は前熱処理温度が特許請求範囲の上限
よりも高かったため、それぞれ耐力がアップし形状凍結
性が悪く、成形性がおとった。比較例２３は最終熱処理
温度が特許請求範囲の下限よりも低かったため塗装焼付
硬化性が劣り、比較例２４は最終熱処理温度が特許請求
範囲の上限よりも高かったため比較例２５は最終熱処理
時間が特許請求範囲の上限よりも長かったため、それぞ
れ耐力が増加し形状凍結性が悪く、成形性が劣った。比
較例２６は最終熱処理時間が特許請求の範囲の下限より
も短かったため塗装焼付硬化性が低かった。
【００２７】
【発明の効果】本発明を用いることで、従来の設備を利
用して薄板の各種成形材が製造可能となり、より一層の
軽量化を促進することが可能となる。さらに本発明は、
主に板材の例を述べたが、押出材等の他の製造方法の場
合にも合金材製造の原理は同じであるため、適用可能で
ある。また、塗装焼付温度が近い将来１５０℃もしくは
それ以下に低下しても、１７５℃加熱ほどの硬化は期待
できないが、本発明によって製造すれば、従来法より
も、明らかに良好な性能が得られる。
用して薄板の各種成形材が製造可能となり、より一層の
軽量化を促進することが可能となる。さらに本発明は、
主に板材の例を述べたが、押出材等の他の製造方法の場
合にも合金材製造の原理は同じであるため、適用可能で
ある。また、塗装焼付温度が近い将来１５０℃もしくは
それ以下に低下しても、１７５℃加熱ほどの硬化は期待
できないが、本発明によって製造すれば、従来法より
も、明らかに良好な性能が得られる。
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｓｉ：０．４〜１．５％（重量％、以下
同じ）、Ｍｇ：０．３〜１．５％を含有し、残Ａｌおよ
び不可避不純物からなる合金材料を半連続鋳造し、得ら
れた鋳塊を通常の圧延後、溶体化処理、焼入、室温放置
した材料を、５０〜１２０℃の温度範囲で２〜２００時
間の前熱処理を行った後、１８０〜２５０℃で１〜１０
分の最終熱処理を行うことを特徴とする成形加工用アル
ミニウム合金材の製造法。 - 【請求項２】 Ｓｉ：０．４〜１．５％、Ｍｇ：０．３
〜１．５％を含有し、さらにＣｕ：１．００％以下、Ｍ
ｎ：０．４０％以下、Ｃｒ：０．２０％以下、Ｖ：０．
２０％以下の１種以上を含有し、残Ａｌおよび不可避不
純物からなる合金材料を半連続鋳造し、得られた鋳塊を
通常の圧延後、溶体化処理、焼入、室温放置した材料
を、５０〜１２０℃の温度範囲で２〜２００時間の前熱
処理を行った後、１８０〜２５０℃で１〜１０分の最終
熱処理を行うことを特徴とする成形加工用アルミニウム
合金材の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12443191A JPH0570907A (ja) | 1991-04-30 | 1991-04-30 | 成形加工用アルミニウム合金材の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12443191A JPH0570907A (ja) | 1991-04-30 | 1991-04-30 | 成形加工用アルミニウム合金材の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0570907A true JPH0570907A (ja) | 1993-03-23 |
Family
ID=14885322
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12443191A Pending JPH0570907A (ja) | 1991-04-30 | 1991-04-30 | 成形加工用アルミニウム合金材の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0570907A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| WO1995031580A1 (en) * | 1994-05-11 | 1995-11-23 | Aluminum Company Of America | Corrosion resistant aluminum alloy rolled sheet |
| FR2726007A1 (fr) * | 1994-10-25 | 1996-04-26 | Pechiney Rhenalu | Procede de fabrication de produits en alliage alsimgcu a resistance amelioree a la corrosion intercristalline |
| JPH09316616A (ja) * | 1996-05-13 | 1997-12-09 | Aluminum Co Of America <Alcoa> | 改良された長いＡｌ合金成品を製造する方法およびその方法によって製造された成品 |
| JP2009007617A (ja) * | 2007-06-27 | 2009-01-15 | Kobe Steel Ltd | 温間成形用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
| US12291768B2 (en) | 2015-08-05 | 2025-05-06 | Imperial Innovations Limited | Fast ageing method for stamped heat-treatable alloys |
-
1991
- 1991-04-30 JP JP12443191A patent/JPH0570907A/ja active Pending
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| WO1995031580A1 (en) * | 1994-05-11 | 1995-11-23 | Aluminum Company Of America | Corrosion resistant aluminum alloy rolled sheet |
| FR2726007A1 (fr) * | 1994-10-25 | 1996-04-26 | Pechiney Rhenalu | Procede de fabrication de produits en alliage alsimgcu a resistance amelioree a la corrosion intercristalline |
| WO1996012829A1 (fr) * | 1994-10-25 | 1996-05-02 | Pechiney Rhenalu | Procede de fabrication de produits en alliage alsimgcu a resistance amelioree a la corrosion intercristalline |
| US5858134A (en) * | 1994-10-25 | 1999-01-12 | Pechiney Rhenalu | Process for producing alsimgcu alloy products with improved resistance to intercrystalline corrosion |
| JPH09316616A (ja) * | 1996-05-13 | 1997-12-09 | Aluminum Co Of America <Alcoa> | 改良された長いＡｌ合金成品を製造する方法およびその方法によって製造された成品 |
| JP2009007617A (ja) * | 2007-06-27 | 2009-01-15 | Kobe Steel Ltd | 温間成形用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
| US12291768B2 (en) | 2015-08-05 | 2025-05-06 | Imperial Innovations Limited | Fast ageing method for stamped heat-treatable alloys |
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