JPH11323516A - 成形性に優れるアルミニウム合金半硬質材の製造方法 - Google Patents
成形性に優れるアルミニウム合金半硬質材の製造方法Info
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- JPH11323516A JPH11323516A JP13659698A JP13659698A JPH11323516A JP H11323516 A JPH11323516 A JP H11323516A JP 13659698 A JP13659698 A JP 13659698A JP 13659698 A JP13659698 A JP 13659698A JP H11323516 A JPH11323516 A JP H11323516A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 成形性に優れるアルミニウム合金半硬質材を
高歩留まりで製造する。 【解決手段】 Fe0.2〜0.9wt%、Si 0.1〜0.3wt%を含有
し、FeとSiの含有量比（Fe／Si）が 2.0以上、FeとSiの
含有量の合計が1.0wt%以下であり、必要に応じてCu0.05
〜0.2wt%を含有し、さらに必要に応じてTi 0.005〜0.05
wt%,Ｂ 0.001〜0.01wt% のうちの１種または２種を含有
し、残部がAlおよび不可避不純物からなるアルミニウム
合金鋳塊に均質化処理を施し、その後熱間圧延、中間焼
鈍を入れる冷間圧延、調質焼鈍を順に施すアルミニウム
合金半硬質材の製造方法であって、前記均質化処理を５
４０〜６１０℃の温度で１〜１５時間施し、少なくとも
最終中間焼鈍を軟化率が２０〜７０％になるように施
し、最終中間焼鈍後の冷間圧延を圧延率５０％以下で施
し、調質焼鈍を２００〜２６０℃の温度で施す。
高歩留まりで製造する。 【解決手段】 Fe0.2〜0.9wt%、Si 0.1〜0.3wt%を含有
し、FeとSiの含有量比（Fe／Si）が 2.0以上、FeとSiの
含有量の合計が1.0wt%以下であり、必要に応じてCu0.05
〜0.2wt%を含有し、さらに必要に応じてTi 0.005〜0.05
wt%,Ｂ 0.001〜0.01wt% のうちの１種または２種を含有
し、残部がAlおよび不可避不純物からなるアルミニウム
合金鋳塊に均質化処理を施し、その後熱間圧延、中間焼
鈍を入れる冷間圧延、調質焼鈍を順に施すアルミニウム
合金半硬質材の製造方法であって、前記均質化処理を５
４０〜６１０℃の温度で１〜１５時間施し、少なくとも
最終中間焼鈍を軟化率が２０〜７０％になるように施
し、最終中間焼鈍後の冷間圧延を圧延率５０％以下で施
し、調質焼鈍を２００〜２６０℃の温度で施す。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、成形性に優れるア
ルミニウム合金半硬質材を高歩留まりで製造する方法に
関する。
ルミニウム合金半硬質材を高歩留まりで製造する方法に
関する。
【０００２】
【従来の技術】一般に、アルミニウム合金半硬質材に
は、加工硬化材を焼鈍軟化させた焼鈍調質材と完全焼鈍
材を加工硬化させた加工調質材の２種がある。前者はＨ
２Ｘ、後者はＨ１ＸとＪＩＳ表記される。前記焼鈍調質
材は加工調質材より伸びが大きく成形性に優れるので、
プレス成形用には、通常、焼鈍調質材が使用され、特
に、比較的強度の高いＨ２４は代表的半硬質材として多
用されている。前記焼鈍調質材は、所定組成の合金鋳塊
に均質化処理、熱間圧延、冷間圧延を順に施し、前記冷
間圧延後、半軟化温度で焼鈍（調質焼鈍）して製造され
る。
は、加工硬化材を焼鈍軟化させた焼鈍調質材と完全焼鈍
材を加工硬化させた加工調質材の２種がある。前者はＨ
２Ｘ、後者はＨ１ＸとＪＩＳ表記される。前記焼鈍調質
材は加工調質材より伸びが大きく成形性に優れるので、
プレス成形用には、通常、焼鈍調質材が使用され、特
に、比較的強度の高いＨ２４は代表的半硬質材として多
用されている。前記焼鈍調質材は、所定組成の合金鋳塊
に均質化処理、熱間圧延、冷間圧延を順に施し、前記冷
間圧延後、半軟化温度で焼鈍（調質焼鈍）して製造され
る。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】最近、成形加工の自動
化および高速化が進み、半硬質材には品質および特性に
関して変動の極小化が求められ、従来の半硬質材では対
応できず、より成形性に優れる材料の開発、さらに材料
の成形可能限界の向上が必須になってきている。
化および高速化が進み、半硬質材には品質および特性に
関して変動の極小化が求められ、従来の半硬質材では対
応できず、より成形性に優れる材料の開発、さらに材料
の成形可能限界の向上が必須になってきている。
【０００４】ところで、成形加工材として汎用性の高
い、厚さが０．５〜２ｍｍのＪＩＳ−１１００、１２０
０など（いずれも低強度材）の半硬質材は、中間焼鈍を
入れずに冷間圧延した材料を調質焼鈍して製造されてい
る。しかし、前記冷間圧延材は、冷間加工度が過大なた
め調質焼鈍で軟化が急激に起き、所要強度が得られる焼
鈍温度範囲が極めて狭く、また前記温度範囲は熱間圧延
状況によっても変化する。このため、焼鈍不足や過焼鈍
などの焼鈍不良が多く、製造歩留まりが低下するという
問題がある。
い、厚さが０．５〜２ｍｍのＪＩＳ−１１００、１２０
０など（いずれも低強度材）の半硬質材は、中間焼鈍を
入れずに冷間圧延した材料を調質焼鈍して製造されてい
る。しかし、前記冷間圧延材は、冷間加工度が過大なた
め調質焼鈍で軟化が急激に起き、所要強度が得られる焼
鈍温度範囲が極めて狭く、また前記温度範囲は熱間圧延
状況によっても変化する。このため、焼鈍不足や過焼鈍
などの焼鈍不良が多く、製造歩留まりが低下するという
問題がある。
【０００５】一方、中間焼鈍を入れた冷間圧延材は、調
質焼鈍での軟化が緩やかで、所要強度が得られる調質焼
鈍温度範囲が広くとれ、しかも熱間圧延状況による影響
も小さく、従って焼鈍不良も少ない。しかしこの焼鈍調
質材は伸びが低く成形性に劣るという問題がある。この
ようなことから、本発明者等は、鋳塊の均質化処理、中
間焼鈍、最終冷間圧延率、調質焼鈍などの条件について
詳細に検討し、成形性に優れるアルミニウム合金半硬質
材を高歩留まりで製造する方法を見い出すことに成功し
た。本発明は、成形性に優れるアルミニウム合金半硬質
材（調質焼鈍材）を高歩留まりで製造することを目的と
する。
質焼鈍での軟化が緩やかで、所要強度が得られる調質焼
鈍温度範囲が広くとれ、しかも熱間圧延状況による影響
も小さく、従って焼鈍不良も少ない。しかしこの焼鈍調
質材は伸びが低く成形性に劣るという問題がある。この
ようなことから、本発明者等は、鋳塊の均質化処理、中
間焼鈍、最終冷間圧延率、調質焼鈍などの条件について
詳細に検討し、成形性に優れるアルミニウム合金半硬質
材を高歩留まりで製造する方法を見い出すことに成功し
た。本発明は、成形性に優れるアルミニウム合金半硬質
材（調質焼鈍材）を高歩留まりで製造することを目的と
する。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は、Ｆｅ０．２〜
０．９wt％、Ｓｉ０．１〜０．３wt％を含有し、前記Ｆ
ｅとＳｉの含有量の比（Ｆｅ／Ｓｉ）が２．０以上、前
記ＦｅとＳｉの含有量の合計が１．０wt％以下であり、
必要に応じてＣｕ０．０５〜０．２wt％を含有し、さら
に必要に応じてＴｉ０．００５〜０．０５wt％、Ｂ０．
００１〜０．０１wt％のうちの１種または２種を含有
し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウ
ム合金鋳塊に均質化処理を施し、その後熱間圧延、中間
焼鈍を入れる冷間圧延、調質焼鈍を順に施すアルミニウ
ム合金半硬質材の製造方法であって、前記均質化処理を
５４０〜６１０℃の温度で１〜１５時間施し、少なくと
も最終中間焼鈍を軟化率が２０〜７０％になるように施
し、最終中間焼鈍後の冷間圧延を圧延率５０％以下で施
し、調質焼鈍を２００〜２６０℃の温度で施すことを特
徴とする成形性に優れるアルミニウム合金半硬質材の製
造方法である。
０．９wt％、Ｓｉ０．１〜０．３wt％を含有し、前記Ｆ
ｅとＳｉの含有量の比（Ｆｅ／Ｓｉ）が２．０以上、前
記ＦｅとＳｉの含有量の合計が１．０wt％以下であり、
必要に応じてＣｕ０．０５〜０．２wt％を含有し、さら
に必要に応じてＴｉ０．００５〜０．０５wt％、Ｂ０．
００１〜０．０１wt％のうちの１種または２種を含有
し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウ
ム合金鋳塊に均質化処理を施し、その後熱間圧延、中間
焼鈍を入れる冷間圧延、調質焼鈍を順に施すアルミニウ
ム合金半硬質材の製造方法であって、前記均質化処理を
５４０〜６１０℃の温度で１〜１５時間施し、少なくと
も最終中間焼鈍を軟化率が２０〜７０％になるように施
し、最終中間焼鈍後の冷間圧延を圧延率５０％以下で施
し、調質焼鈍を２００〜２６０℃の温度で施すことを特
徴とする成形性に優れるアルミニウム合金半硬質材の製
造方法である。
【０００７】
【発明の実施の形態】本発明で用いるＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ
合金について説明する。Ｆｅは強度向上に寄与して成形
性を高め、また熱間圧延や中間焼鈍などで再結晶粒を微
細化して成形性を向上させる。さらに肌荒れを防止して
成形品の表面品質を高める。Ｆｅの添加量を０．２〜
０．９wt％に規定する理由は、０．２wt％未満ではその
効果が十分に得られず、０．９wt％を超えるとその効果
が飽和し、また他の添加元素或いは不純物との間で粗大
な金属間化合物を生成して表面欠陥の原因になり、また
成形性を害する。
合金について説明する。Ｆｅは強度向上に寄与して成形
性を高め、また熱間圧延や中間焼鈍などで再結晶粒を微
細化して成形性を向上させる。さらに肌荒れを防止して
成形品の表面品質を高める。Ｆｅの添加量を０．２〜
０．９wt％に規定する理由は、０．２wt％未満ではその
効果が十分に得られず、０．９wt％を超えるとその効果
が飽和し、また他の添加元素或いは不純物との間で粗大
な金属間化合物を生成して表面欠陥の原因になり、また
成形性を害する。
【０００８】ＳｉはＡｌマトリックス中に固溶して強度
向上に寄与する。Ｓｉの含有量を０．１〜０．３wt％に
規定する理由は、０．１wt％未満ではその効果が十分に
得られず、０．３wt％を超えるとＦｅとの間で粗大金属
間化合物を生成して成形性を害するためである。
向上に寄与する。Ｓｉの含有量を０．１〜０．３wt％に
規定する理由は、０．１wt％未満ではその効果が十分に
得られず、０．３wt％を超えるとＦｅとの間で粗大金属
間化合物を生成して成形性を害するためである。
【０００９】適量のＦｅとＳｉはＡｌとともに金属間化
合物を形成して熱間圧延や中間焼鈍などで形成される再
結晶粒を微細化して成形性を向上させる。しかし、その
量があまり多くなると、金属間化合物が粗大化して延性
が低下し成形性が低下する。そのためＦｅとＳｉの含有
量の合計は１．０wt％以下にする。前記金属間化合物量
はＦｅとＳｉの比によっても影響される。すなわち、過
剰Ｓｉは前記金属間化合物の生成を妨げ、ひいては再結
晶核の形成を妨げて、再結晶粒を粗大化させる。このた
めＦｅとＳｉの含有量の比（Ｆｅ／Ｓｉ）は２．０以上
とＦｅの含有比率を高くする。
合物を形成して熱間圧延や中間焼鈍などで形成される再
結晶粒を微細化して成形性を向上させる。しかし、その
量があまり多くなると、金属間化合物が粗大化して延性
が低下し成形性が低下する。そのためＦｅとＳｉの含有
量の合計は１．０wt％以下にする。前記金属間化合物量
はＦｅとＳｉの比によっても影響される。すなわち、過
剰Ｓｉは前記金属間化合物の生成を妨げ、ひいては再結
晶核の形成を妨げて、再結晶粒を粗大化させる。このた
めＦｅとＳｉの含有量の比（Ｆｅ／Ｓｉ）は２．０以上
とＦｅの含有比率を高くする。
【００１０】本発明では前記Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ合金に、
必要に応じてＣｕを含有させる。Ｃｕは強度を向上させ
て成形性を高める。またアルマイト処理する場合は、そ
の色調を均質にする。Ｃｕの含有量を０．０５〜０．２
wt％に規定する理由は、０．０５wt％未満ではその効果
が十分に得られず、０．２wt％を超えると耐食性が低下
するためである。
必要に応じてＣｕを含有させる。Ｃｕは強度を向上させ
て成形性を高める。またアルマイト処理する場合は、そ
の色調を均質にする。Ｃｕの含有量を０．０５〜０．２
wt％に規定する理由は、０．０５wt％未満ではその効果
が十分に得られず、０．２wt％を超えると耐食性が低下
するためである。
【００１１】本発明では、前記Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ合金
に、必要に応じてＴｉ、Ｂのうちの１種または２種を含
有させる。Ｔｉは鋳塊組織を微細化して、圧延材表面の
肌荒れや外観の不均一性を改善する。その含有量を０．
００５〜０．０５wt％に規定する理由は、０．００５wt
％未満ではその効果が十分に得られず、０．０５wt％を
超えると溶解鋳造時に巨大なＡｌ−Ｔｉ系金属間化合物
が生成し、これが圧延後も残存して成形品の表面傷の原
因になり、また成形性を害する。ＢはＴｉの微細化効果
を助長する。Ｂが０．００１wt％未満ではその助長効果
が十分に得られず、０．０１wt％を超えると溶解鋳造時
に巨大なＴｉ−Ｂ系金属間化合物が生成し、これが圧延
後も残存して成形品の表面傷の原因になる。本発明で
は、前記Ｃｕと、ＴｉまたはＢの１種以上とを共存させ
ても、それぞれが前述と同じ効果を発現する。
に、必要に応じてＴｉ、Ｂのうちの１種または２種を含
有させる。Ｔｉは鋳塊組織を微細化して、圧延材表面の
肌荒れや外観の不均一性を改善する。その含有量を０．
００５〜０．０５wt％に規定する理由は、０．００５wt
％未満ではその効果が十分に得られず、０．０５wt％を
超えると溶解鋳造時に巨大なＡｌ−Ｔｉ系金属間化合物
が生成し、これが圧延後も残存して成形品の表面傷の原
因になり、また成形性を害する。ＢはＴｉの微細化効果
を助長する。Ｂが０．００１wt％未満ではその助長効果
が十分に得られず、０．０１wt％を超えると溶解鋳造時
に巨大なＴｉ−Ｂ系金属間化合物が生成し、これが圧延
後も残存して成形品の表面傷の原因になる。本発明で
は、前記Ｃｕと、ＴｉまたはＢの１種以上とを共存させ
ても、それぞれが前述と同じ効果を発現する。
【００１２】本発明の半硬質材は、前述のＡｌ−Ｆｅ−
Ｓｉ−（Ｃｕ）−（Ｔｉ）−（Ｂ）合金を鋳造し、得ら
れる鋳塊に均質化処理、熱間圧延、中間焼鈍を入れる冷
間圧延を順に施し、最後に調質焼鈍を施して製造され
る。前記均質化処理により、鋳塊組織中の溶質元素の偏
析が均質化し、またＦｅ、Ｓｉなどの金属間化合物の分
布が適正化される。また均質化処理により金属間化合物
が適度に粗大化し、この適度に粗大化した金属間化合物
は、熱間圧延や中間焼鈍で再結晶核として有効に機能し
て、微細な再結晶組織を形成する。
Ｓｉ−（Ｃｕ）−（Ｔｉ）−（Ｂ）合金を鋳造し、得ら
れる鋳塊に均質化処理、熱間圧延、中間焼鈍を入れる冷
間圧延を順に施し、最後に調質焼鈍を施して製造され
る。前記均質化処理により、鋳塊組織中の溶質元素の偏
析が均質化し、またＦｅ、Ｓｉなどの金属間化合物の分
布が適正化される。また均質化処理により金属間化合物
が適度に粗大化し、この適度に粗大化した金属間化合物
は、熱間圧延や中間焼鈍で再結晶核として有効に機能し
て、微細な再結晶組織を形成する。
【００１３】前記均質化処理を５４０〜６１０℃の温度
で１〜１５時間施す理由は、５４０℃未満では金属間化
合物が適度に粗大化せず、このため再結晶核となる金属
間化合物が減少して再結晶粒が粗大化し、成形性や外観
が損なわれ、６１０℃を超えると鋳塊に変形や膨れなど
が生じ、のちに材料欠陥の原因になる。均質化処理時間
が１時間未満では均質化処理効果が十分に得られず、１
５時間を超えるとその効果が飽和してコスト的に不利に
なるためである。特に望ましい均質化処理時間は２〜６
時間である。
で１〜１５時間施す理由は、５４０℃未満では金属間化
合物が適度に粗大化せず、このため再結晶核となる金属
間化合物が減少して再結晶粒が粗大化し、成形性や外観
が損なわれ、６１０℃を超えると鋳塊に変形や膨れなど
が生じ、のちに材料欠陥の原因になる。均質化処理時間
が１時間未満では均質化処理効果が十分に得られず、１
５時間を超えるとその効果が飽和してコスト的に不利に
なるためである。特に望ましい均質化処理時間は２〜６
時間である。
【００１４】均質化処理後の熱間圧延は常法に準じて行
う。また熱間圧延後の冷間圧延では中間焼鈍を施す。中
間焼鈍を入れた冷間圧延材は、前述のように、所要強度
を得るための調質焼鈍温度範囲を広くとれる。従来、こ
の中間焼鈍は完全焼鈍（完全再結晶）させて行っていた
が、完全焼鈍を行う場合は、中間焼鈍前の冷間圧延率を
十分に大きくしておかないと、中間焼鈍後の再結晶粒が
大きくなり肌荒れが生じ易くなる。このため、本発明で
は、少なくとも最終中間焼鈍は完全再結晶させずに、部
分再結晶する条件、つまり軟化率が２０〜７０％になる
条件で施す。
う。また熱間圧延後の冷間圧延では中間焼鈍を施す。中
間焼鈍を入れた冷間圧延材は、前述のように、所要強度
を得るための調質焼鈍温度範囲を広くとれる。従来、こ
の中間焼鈍は完全焼鈍（完全再結晶）させて行っていた
が、完全焼鈍を行う場合は、中間焼鈍前の冷間圧延率を
十分に大きくしておかないと、中間焼鈍後の再結晶粒が
大きくなり肌荒れが生じ易くなる。このため、本発明で
は、少なくとも最終中間焼鈍は完全再結晶させずに、部
分再結晶する条件、つまり軟化率が２０〜７０％になる
条件で施す。
【００１５】本発明において、少なくとも最終中間焼鈍
を軟化率が２０〜７０％になるように施す理由は、前記
軟化率が２０％未満では、調質焼鈍後に、成形性を良好
にする大きい伸びが得られず、７０％を超えると調質焼
鈍において軟化が急激に起きて焼鈍不良が生じ易くなる
ためで、特に望ましい軟化率は３０〜６０％である。こ
こで、軟化率は〔（Ａ−Ｂ）／Ａ〕の式で表される。但
し、Ａは中間焼鈍前の材料の硬さ、Ｂは中間焼鈍後の材
料の硬さである。
を軟化率が２０〜７０％になるように施す理由は、前記
軟化率が２０％未満では、調質焼鈍後に、成形性を良好
にする大きい伸びが得られず、７０％を超えると調質焼
鈍において軟化が急激に起きて焼鈍不良が生じ易くなる
ためで、特に望ましい軟化率は３０〜６０％である。こ
こで、軟化率は〔（Ａ−Ｂ）／Ａ〕の式で表される。但
し、Ａは中間焼鈍前の材料の硬さ、Ｂは中間焼鈍後の材
料の硬さである。
【００１６】軟化率が２０〜７０％の結晶組織は、微細
な再結晶粒と亜結晶粒界が発達した未再結晶粒とが混在
したものである。前記２０〜７０％の軟化率は、２２０
〜２８０℃の温度で中間焼鈍することにより得られる。
すなわち、中間焼鈍温度が２２０℃未満では未再結晶粒
の亜結晶粒界が十分に発達せず、２８０℃を超えると急
激に再結晶して軟化率を２０〜７０％に制御するのが困
難になる。
な再結晶粒と亜結晶粒界が発達した未再結晶粒とが混在
したものである。前記２０〜７０％の軟化率は、２２０
〜２８０℃の温度で中間焼鈍することにより得られる。
すなわち、中間焼鈍温度が２２０℃未満では未再結晶粒
の亜結晶粒界が十分に発達せず、２８０℃を超えると急
激に再結晶して軟化率を２０〜７０％に制御するのが困
難になる。
【００１７】本発明で、最終中間焼鈍後の冷間圧延を圧
延率５０％以下で施す理由は、圧延率が５０％を超える
と調質焼鈍後に伸びが十分回復せず、必要とする成形性
が得られないためである。
延率５０％以下で施す理由は、圧延率が５０％を超える
と調質焼鈍後に伸びが十分回復せず、必要とする成形性
が得られないためである。
【００１８】本発明で、調質焼鈍を２００〜２６０℃の
温度で施す理由は、２００℃未満では成形性を良好にす
る大きい伸びが得られず、２６０℃を超えると材料が過
度に軟化して成形性が悪化するためである。
温度で施す理由は、２００℃未満では成形性を良好にす
る大きい伸びが得られず、２６０℃を超えると材料が過
度に軟化して成形性が悪化するためである。
【００１９】
【実施例】以下に本発明を実施例により詳細に説明す
る。 （実施例１）表１に示す本発明規定内組成のアルミニウ
ム合金鋳塊（厚さ５００ｍｍ、幅１２００ｍｍ、長さ４
０００ｍｍ）に、表２に示すＡの条件で、均質化処理、
熱間圧延、中間焼鈍、最終冷間圧延、調質焼鈍を順に施
して、厚さ１．０ｍｍの半硬質板を製造した。均質化処
理時間は、いずれも４時間とした。
る。 （実施例１）表１に示す本発明規定内組成のアルミニウ
ム合金鋳塊（厚さ５００ｍｍ、幅１２００ｍｍ、長さ４
０００ｍｍ）に、表２に示すＡの条件で、均質化処理、
熱間圧延、中間焼鈍、最終冷間圧延、調質焼鈍を順に施
して、厚さ１．０ｍｍの半硬質板を製造した。均質化処
理時間は、いずれも４時間とした。
【００２０】（比較例１）表１に示す本発明規定外組成
のアルミニウム合金鋳塊を用いた他は、実施例１と同じ
方法により厚さ１．０ｍｍの半硬質板を製造した。
のアルミニウム合金鋳塊を用いた他は、実施例１と同じ
方法により厚さ１．０ｍｍの半硬質板を製造した。
【００２１】実施例１と比較例１で製造した各々の半硬
質板について、引張強さ、伸び、成形性を調べた。成形
性はエリクセン試験により調べ、圧延板に割れが入るま
でのポンチの移動距離（エリクセン値）が１５ｍｍ未満
のものは不良（×）、１５ｍｍ以上のものは良好（○）
と評価した。結果を表３に示す。表３には中間焼鈍後の
軟化率を併記した。
質板について、引張強さ、伸び、成形性を調べた。成形
性はエリクセン試験により調べ、圧延板に割れが入るま
でのポンチの移動距離（エリクセン値）が１５ｍｍ未満
のものは不良（×）、１５ｍｍ以上のものは良好（○）
と評価した。結果を表３に示す。表３には中間焼鈍後の
軟化率を併記した。
【００２２】
【表１】 （注）単位wt％。
【００２３】
【表２】
【００２４】
【表３】
【００２５】表３より明らかなように、本発明例のNo.1
〜3 は、いずれも引張強さおよび伸びが高く、従って成
形性に優れた。冷間圧延中に中間焼鈍を入れたので調質
焼鈍温度範囲が広くなり焼鈍不良は生じなかった。これ
に対し、比較例のNo.4〜8 は、合金組成が本発明組成外
のため、いずれも引張強さおよび伸びが低く、従って成
形性が劣った。
〜3 は、いずれも引張強さおよび伸びが高く、従って成
形性に優れた。冷間圧延中に中間焼鈍を入れたので調質
焼鈍温度範囲が広くなり焼鈍不良は生じなかった。これ
に対し、比較例のNo.4〜8 は、合金組成が本発明組成外
のため、いずれも引張強さおよび伸びが低く、従って成
形性が劣った。
【００２６】（実施例２）表１に示したNo.1の組成のア
ルミニウム合金鋳塊を用い、表２に示したＢ〜Ｅの製造
条件により厚さ１．０ｍｍの半硬質板を製造した。
ルミニウム合金鋳塊を用い、表２に示したＢ〜Ｅの製造
条件により厚さ１．０ｍｍの半硬質板を製造した。
【００２７】（比較例２）表１に示したNo.1の組成のア
ルミニウム合金鋳塊を用い、表２に示したＦ〜Ｌの製造
条件により厚さ１．０ｍｍの半硬質板を製造した。
ルミニウム合金鋳塊を用い、表２に示したＦ〜Ｌの製造
条件により厚さ１．０ｍｍの半硬質板を製造した。
【００２８】実施例２または比較例２で製造した各々の
半硬質板について、引張強さ、伸び、および成形性を実
施例１と同じ方法により調査した。結果を表４に示す。
表４には中間焼鈍後の軟化率を併記した。
半硬質板について、引張強さ、伸び、および成形性を実
施例１と同じ方法により調査した。結果を表４に示す。
表４には中間焼鈍後の軟化率を併記した。
【００２９】
【表４】
【００３０】表４より明らかなように、本発明例のNo.9
〜13は、いずれも引張強さおよび伸びが高く、従って成
形性に優れた。これに対し、比較例の No.14〜20は、製
造条件が本発明規定外のため、いずれも引張強さまたは
伸びが低く、従って成形性が劣った。なお、No.15,16は
中間焼鈍温度が適正でないため軟化率が本発明規定値を
外れた。またNo.17,20は冷間圧延率が高かったため適正
な調質焼鈍温度範囲が狭くなり、設定した調質焼鈍温度
では伸びが十分回復せず成形性が不良となった。
〜13は、いずれも引張強さおよび伸びが高く、従って成
形性に優れた。これに対し、比較例の No.14〜20は、製
造条件が本発明規定外のため、いずれも引張強さまたは
伸びが低く、従って成形性が劣った。なお、No.15,16は
中間焼鈍温度が適正でないため軟化率が本発明規定値を
外れた。またNo.17,20は冷間圧延率が高かったため適正
な調質焼鈍温度範囲が狭くなり、設定した調質焼鈍温度
では伸びが十分回復せず成形性が不良となった。
【００３１】
【発明の効果】以上に述べたように、本発明によれば、
強度および伸びが高く成形性に優れるアルミニウム合金
半硬質材を高歩留まりで製造できる。前記半硬質材は成
形加工の自動化、高速化に十分対応でき、また張出し成
形材、張出し部分の大きい複合成形材、エンボス加工材
などにも適用できる。依って、工業上顕著な効果を奏す
る。
強度および伸びが高く成形性に優れるアルミニウム合金
半硬質材を高歩留まりで製造できる。前記半硬質材は成
形加工の自動化、高速化に十分対応でき、また張出し成
形材、張出し部分の大きい複合成形材、エンボス加工材
などにも適用できる。依って、工業上顕著な効果を奏す
る。
フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８５ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８５Ｚ ６８６ ６８６Ｂ ６９１ ６９１Ｃ ６９１Ｂ ６９４ ６９４Ａ
Claims (1)
- 【請求項１】 Ｆｅ０．２〜０．９wt％、Ｓｉ０．１〜
０．３wt％を含有し、前記ＦｅとＳｉの含有量の比（Ｆ
ｅ／Ｓｉ）が２．０以上、前記ＦｅとＳｉの含有量の合
計が１．０wt％以下であり、必要に応じてＣｕ０．０５
〜０．２wt％を含有し、さらに必要に応じてＴｉ０．０
０５〜０．０５wt％、Ｂ０．００１〜０．０１wt％のう
ちの１種または２種を含有し、残部がＡｌおよび不可避
不純物からなるアルミニウム合金鋳塊に均質化処理を施
し、その後熱間圧延、中間焼鈍を入れる冷間圧延、調質
焼鈍を順に施すアルミニウム合金半硬質材の製造方法で
あって、前記均質化処理を５４０〜６１０℃の温度で１
〜１５時間施し、少なくとも最終中間焼鈍を軟化率が２
０〜７０％になるように施し、最終中間焼鈍後の冷間圧
延を圧延率５０％以下で施し、調質焼鈍を２００〜２６
０℃の温度で施すことを特徴とする成形性に優れるアル
ミニウム合金半硬質材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13659698A JP3857418B2 (ja) | 1998-05-19 | 1998-05-19 | 成形性に優れるアルミニウム合金半硬質材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13659698A JP3857418B2 (ja) | 1998-05-19 | 1998-05-19 | 成形性に優れるアルミニウム合金半硬質材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11323516A true JPH11323516A (ja) | 1999-11-26 |
| JP3857418B2 JP3857418B2 (ja) | 2006-12-13 |
Family
ID=15179005
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13659698A Expired - Fee Related JP3857418B2 (ja) | 1998-05-19 | 1998-05-19 | 成形性に優れるアルミニウム合金半硬質材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3857418B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009215605A (ja) * | 2008-03-10 | 2009-09-24 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 角筒深絞成形性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 |
| WO2010029955A1 (ja) * | 2008-09-09 | 2010-03-18 | 株式会社神戸製鋼所 | 積層板および複合成形体 |
-
1998
- 1998-05-19 JP JP13659698A patent/JP3857418B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009215605A (ja) * | 2008-03-10 | 2009-09-24 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 角筒深絞成形性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 |
| WO2010029955A1 (ja) * | 2008-09-09 | 2010-03-18 | 株式会社神戸製鋼所 | 積層板および複合成形体 |
| JP2010064307A (ja) * | 2008-09-09 | 2010-03-25 | Kobe Steel Ltd | 積層板および複合成形体 |
| US8722200B2 (en) | 2008-09-09 | 2014-05-13 | Kobe Steel, Ltd. | Laminated plate and composite formed article |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3857418B2 (ja) | 2006-12-13 |
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