JPS623225B2 - - Google Patents
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- JPS623225B2 JPS623225B2 JP59130792A JP13079284A JPS623225B2 JP S623225 B2 JPS623225 B2 JP S623225B2 JP 59130792 A JP59130792 A JP 59130792A JP 13079284 A JP13079284 A JP 13079284A JP S623225 B2 JPS623225 B2 JP S623225B2
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
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- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
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- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
Description
〔産業上の利用分野〕
この発明は、優れた熱間成形性、すなわち熱間
で非常に高い延性と非常に低い変形抵抗を有し、
したがつて、例えばプラスチツク板を成形するの
に用いられているブロー成形手段などによる成形
が可能であることから、比較的安価な成形設備と
金型を用い、少ない工程数で複雑な一体成形品を
成形することができるAl合金板の製造法に関す
るものである。 〔従来の技術〕 一般に、熱処理型Al合金、いい換れば析出硬
化型Al合金には、Al―Cu系，Al―Cu―Mg系，
Al―Mg―Si系，およびAl―Zn―Mg―Cu系の各
合金があり、これらのAl合金は、JISおよびAA
（米国アルミニウム協会）の定める合金番号表示
に従えば、おおむね2000番，6000番，および7000
番台のAl合金に相当するものである。 また、これらの熱処理型Al合金からAl合金板
を製造するに際しては、460〜560℃の温度で均質
化処理したインゴツトを、同程度の温度で熱間圧
延して板厚：２〜10mm（通常：６mm）の熱間圧延
板とし、ついでこの熱間圧延板に、板厚減少率で
20％以上の冷間圧延を施して、板厚が１〜５mmの
冷間圧延板とした後、必要に応じて、この冷間圧
延板に、加工歪を除去する目的で、300〜400℃の
温度にて徐熱および徐冷を伴う中間焼なまし処理
を行ない、引続いて、これに板厚減少率で20〜80
％の冷間圧延を施して最終板厚を0.5〜３mmにす
る方法がとられている。 〔発明が解決しようとする問題点〕 しかし、この従来方法によつて製造された冷間
圧延後のAl合金板は、結晶粒が粗く、通常圧延
方向に沿つて測定した結晶粒径（以下同じ）で
100〜300μｍを示し、さらに再結晶組織とするた
めに、これに最終焼鈍あるいは溶体化熱処理を施
しても、この結果得られる再結晶粒の粒径は小さ
くても20μｍ程度であつて、この程度の粒径を有
するAl合金板では超塑性Al合金に匹敵するよう
な優れた熱間成形性を示さないものである。 〔問題点を解決するための手段〕 そこで、本発明者等は、上述のような観点か
ら、超塑性Al合金に匹敵する優れた熱間成形性
を有するAl合金板を製造すべく研究を行なつた
結果、上記の通常の方法で製造された熱処理型
Al合金の熱間圧延板に、板厚減少率で20％以上
の冷間圧延を施した状態で、150から350℃までを
１℃／秒以上の昇温速度で急速加熱（以下急熱と
いう）して、420〜560℃の高温に加熱し、引続い
て420から150℃までを１℃／秒以上の冷却速度で
急速冷却（急冷という）の高温中間熱処理を施
し、さらにこれに板厚減少率で15〜60％の最終冷
間圧延を施して最終板厚のAl合金板とすると、
この結果得られたAl合金板においては、前記高
温中間熱処理が施された時点で、結晶粒径が平均
値で50μｍ以下とある程度微細になつていると共
に、常温に充分長く放置した後の引張強さが完全
焼鈍材（Ｏ材）のそれの1.3倍以上に析出硬化さ
れた状態となつているので、これに前記の最終冷
間圧延を施して加工歪を与えた状態でそのまま、
すなわち焼鈍や溶体化熱処理などの再結晶化を行
なわず、熱間成形に供すると、この熱間成形の初
期に起る再結晶化によつて結晶粒径は10μｍ前後
の微細なものとなり、この結果超塑性Al合金に
匹適する優れた熱間成形性を示すようになるとい
う知見を得たのである。 なお、上記の方法によつて製造したAl合金板
が優れた熱間成形性を示すのは、 (a) 一般に再結晶組織は再結晶核の発生と、その
成長によつて得られるが、その際、元の結晶粒
界は再結晶核の発生場所となるので、元の結晶
粒、すなわち最終冷間圧延前の結晶粒が微細な
ほど再結晶核の発生場所が多くなり、再結晶粒
径は微細になること。 (b) 上記の高温中間熱処理後の析出硬化状態で冷
間圧延が施されると、その加工歪は１〜10μｍ
程度の間隔で互いにほぼ平行に融つた変形帯に
集中し、この変形帯には大きな歪エネルギーが
蓄積されるので、再結晶核の生成数が多く、ま
た成長が活発となることから、微細な再結晶組
織が形成されるようになること。 に理由の一端があるものと考察される。 したがつて、この発明は、上記知見に基づいて
なされたものであつて、 通常の熱処理Al合金の熱間圧延板に、板厚減
少率で20％以上の冷間圧延を施し、 ついで、この冷間圧延板に、150℃から350℃ま
でを１℃／秒以上の昇温速度で急熱して、420〜
560℃の温度に加熱し、引続いて420℃から150℃
までを１℃／秒以上の冷却速度で急冷の高温中間
熱処理を施し、 さらに、この高温中間熱処理板に、板厚減少率
で15〜60％の最終冷間圧延を施すことによつて、
熱間成形時に10μｍ前後の微細な再結晶粒を形成
し、この結果超塑性Al合金に匹敵する優れた熱
間成形性を示すようになるAl合金板を製造する
方法に特徴を有するものである。 つぎに、この発明の方法において、製造条件を
上記の通りに限定した理由を説明する。 (a) 高温中間熱処理前の冷間圧延における板厚減
少率 熱間圧延に続く冷間圧延においては板厚減少率
で20％以上、好ましくは40％以上の圧延を施す必
要がある。これは、引続いて施される高温中間熱
処理において、圧延方向に沿つて測定した平均値
で50μｍ以下の粒径（この粒径については後で詳
述する）を有する再結晶粒を形成するという理由
によるものである。すなわち、板厚減少率が20％
未満では、高温中間熱処理において再結晶が起ら
ず、あるいは例え再結晶が生じたとしても再結晶
粒径が50μｍを超えて大きくなりすぎてしまうの
である。 (b) 高温中間熱処理 (i) 昇温速度 熱処理型Al合金では、昇温時の150℃から350
℃の温度範囲において、冷間圧延によつて蓄えら
れた歪エネルギーを駆動力にして再結晶粒の核の
生成と成長が行なわれるので、この温度範囲にお
ける昇温速度を１℃／秒未満とすると、歪エネル
ギーの解除が徐々に行なわれることになるから、
生成する再結晶粒の核の数が少なくて再結晶の完
了時の結晶粒径が大きくなりすぎたり、あるいは
再結晶が起らない部分が残つて、やはり結晶粒径
が大きくなつて、50μｍ以下の微細な結晶粒の形
成が不可能となるのであつて、したがつて昇温時
の150℃から350℃の温度範囲の昇温速度を１℃／
秒以上とすることによつて再結晶粒径の微細化を
図るのである。 (ii) 加熱温度 加熱温度が420℃未満では、再結晶化が十分に
行なわれないばかりでなく、冷却後における析出
硬化も不十分で、優れた熱間成形性を確保するの
に必要な要件の１つである、常温に充分長く放置
した後の引張強さが完全焼鈍材のそれの1.3倍以
上の強度を確保することができず、一方加熱温度
が560℃を越えると、Al合金板に溶融が生じた
り、あるいは再結晶粒の成長が著しく、50μｍ以
下の結晶粒径の再結晶粒を得ることが困難になる
ことから、加熱温度を420〜560℃と定めた。 なお、この加熱温度は、Al合金の組成によつ
て個々の適切な温度が定められるものであり、例
えばある種のAl―Cu―Mg系合金では、500℃以
上に加熱すると溶融が生じることから、その加熱
温度500℃未満に定められている。 上記のように、昇温および加熱条件が不適切
で、再結晶粒が50μｍを越えて大きくなりすぎる
と、最終冷間圧延後に施される熱間成形の初期段
階で生ずる再結晶において、充分な数の再結晶核
が生成せず、この結果10μｍ前後の再結晶粒の形
成は困難となることから、優れた熱間成形性を確
保することができないのである。 さらに、上記したように、再結晶粒は圧延方向
に伸長した形状になり易く、したがつて、いずれ
の場合も結晶粒径は、圧延方向に沿つて測定した
値を示すものである。 (iii) 冷却速度 この高温中間熱処理においては、Cu，Mg，
Si，およびZnなどの析出硬化に寄与する主要合
金元素が溶体化され、さらに引続く冷却過程で、
これらの元素の溶体化状態が全部、あるいは少な
くとも一部保存されたままの状態で室温まで冷却
される必要があり、このためには420〜560℃の温
度に加熱して、これらの元素の溶体化を充分に行
なつた後、420から150℃までの間を１℃／秒以上
の冷却速度で急冷しなければならない。すなわ
ち、420℃から150℃の温度範囲において、これら
の元素の析出が最も急速に生じ、かつ生じた析出
相も成長して粗大化するものであるから、この温
度範囲の冷却速度を１℃／秒未満にすると、これ
らの元素の大半が粗大に析出してしまい、所望の
析出硬化を図ることができないのである。 したがつて、この高温中間熱処理においては、
該熱処理後、常温に充分長く放置した後の引張強
さが、同一組成のAl合金板の完全焼鈍材のそれ
の1.3倍以上となるように溶体化し、かつ充分速
い速度で冷却するのである。すなわち、加熱温度
が低過ぎたり、あるいは冷却速度が遅過ぎたりす
るなどの理由で、前記高温中間熱処理後、常温に
充分長い時間放置しても引張強さが完全焼鈍材の
1.3倍未満にしかならない場合には、その後に冷
間圧延を施しても加工歪が集中せず、したがつ
て、この状態で熱間成形に供しても微細な再結晶
粒の形成は望めず、満足する熱間成形性は得られ
ないのである。 また、高温中間熱処理後の溶体化の程度は、
種々の物理的性質、例えば比抵抗や硬さなどを測
定することによつて把握することができ、また引
張強さによる測定を行なえば、複雑な測定装置や
測定方法を必要とせず、工業的利用に充分な精度
で対処できる溶体化状態を明確に把握することが
できるのである。 さらに、この高温中間熱処理においては、溶体
化されたCu，Mg，Si，およびZnなどの主要合金
元素は、冷却後半の約150℃以下で、また冷却終
了後の常温での放置により非常に細かく析出して
出硬化をもたらすのであつて、この常温での析出
硬化は約30日で飽和に達するものである。 また、熱処理型Al合金には、「T4」や「Ｏ」な
どの調質記号が用いられるが、「T4」は完全な溶
体化の後、充分長く常温に放置されて析出硬化し
た調質状態を表し、「Ｏ」は完全に焼鈍されて析
出硬化をもたらす細かい析出物が存在せず、最も
強さの低い調質状態を表わすものである。したが
つて通常の熱処理型Al合金では、T4の引張強さ
とＯの引張強さの比は約2.0〜2.3を示すものであ
り、この比の値は合金によらずほぼ一定であり、
これらのことから、高温中間熱処理後の主要合金
元素の溶体化の程度は、冷却終了後常温に長く、
例えば30日以上放置した後の引張強さのＯ調質状
態の引張強さに対する比によつて示すことができ
る。 (c) 最終冷間圧延における板厚減少率 最終冷間圧延における板厚減少率が15％未満で
は、冷間加工歪の導入が少なすぎて、後工程の熱
間成形に際して、その初期段階に生ずる再結晶粒
が微細にならないので、充分な成形性が得られ
ず、一方板厚減少率が60％を越えると冷間圧延が
困難になるばかりでなく、熱間成形には無視でき
ない異方性が現われるようになることから、その
板厚減少率を15〜60％と定めた。 〔実施例および効果〕 つぎに、この発明の方法を実施例により具体的
に説明する。 実施例 １ 通常の溶解鋳造法にて、それぞれ第１表に示さ
れる成分組成をもつたJISおよびAA規格の合金
番号に相当するAl合金を溶製し、鋳造して、イ
ンゴツトを製造し、このインゴツトを460〜540℃
の範囲内の所定温度にて均質化処理した後、420
〜500℃の範囲内の所定の熱間圧延開始温度にて
熱間圧延を施して、４〜６mmの範囲内の所定の板
厚の熱間圧延板を成形し、この熱間圧延板を用
い、それぞれ第２表に示される条件で、初期冷間
圧延、高温中間熱処理、および最終冷間圧延を施
して、板厚：1.2mmのAl合金板を製造することに
よつて本発明法１〜６をそれぞれ実施した。 ついで、この本発明法１〜６によつて得られた
Al合金板について、熱間成形性を評価する目的
で、それぞれ490℃，500℃，520℃，および
で非常に高い延性と非常に低い変形抵抗を有し、
したがつて、例えばプラスチツク板を成形するの
に用いられているブロー成形手段などによる成形
が可能であることから、比較的安価な成形設備と
金型を用い、少ない工程数で複雑な一体成形品を
成形することができるAl合金板の製造法に関す
るものである。 〔従来の技術〕 一般に、熱処理型Al合金、いい換れば析出硬
化型Al合金には、Al―Cu系，Al―Cu―Mg系，
Al―Mg―Si系，およびAl―Zn―Mg―Cu系の各
合金があり、これらのAl合金は、JISおよびAA
（米国アルミニウム協会）の定める合金番号表示
に従えば、おおむね2000番，6000番，および7000
番台のAl合金に相当するものである。 また、これらの熱処理型Al合金からAl合金板
を製造するに際しては、460〜560℃の温度で均質
化処理したインゴツトを、同程度の温度で熱間圧
延して板厚：２〜10mm（通常：６mm）の熱間圧延
板とし、ついでこの熱間圧延板に、板厚減少率で
20％以上の冷間圧延を施して、板厚が１〜５mmの
冷間圧延板とした後、必要に応じて、この冷間圧
延板に、加工歪を除去する目的で、300〜400℃の
温度にて徐熱および徐冷を伴う中間焼なまし処理
を行ない、引続いて、これに板厚減少率で20〜80
％の冷間圧延を施して最終板厚を0.5〜３mmにす
る方法がとられている。 〔発明が解決しようとする問題点〕 しかし、この従来方法によつて製造された冷間
圧延後のAl合金板は、結晶粒が粗く、通常圧延
方向に沿つて測定した結晶粒径（以下同じ）で
100〜300μｍを示し、さらに再結晶組織とするた
めに、これに最終焼鈍あるいは溶体化熱処理を施
しても、この結果得られる再結晶粒の粒径は小さ
くても20μｍ程度であつて、この程度の粒径を有
するAl合金板では超塑性Al合金に匹敵するよう
な優れた熱間成形性を示さないものである。 〔問題点を解決するための手段〕 そこで、本発明者等は、上述のような観点か
ら、超塑性Al合金に匹敵する優れた熱間成形性
を有するAl合金板を製造すべく研究を行なつた
結果、上記の通常の方法で製造された熱処理型
Al合金の熱間圧延板に、板厚減少率で20％以上
の冷間圧延を施した状態で、150から350℃までを
１℃／秒以上の昇温速度で急速加熱（以下急熱と
いう）して、420〜560℃の高温に加熱し、引続い
て420から150℃までを１℃／秒以上の冷却速度で
急速冷却（急冷という）の高温中間熱処理を施
し、さらにこれに板厚減少率で15〜60％の最終冷
間圧延を施して最終板厚のAl合金板とすると、
この結果得られたAl合金板においては、前記高
温中間熱処理が施された時点で、結晶粒径が平均
値で50μｍ以下とある程度微細になつていると共
に、常温に充分長く放置した後の引張強さが完全
焼鈍材（Ｏ材）のそれの1.3倍以上に析出硬化さ
れた状態となつているので、これに前記の最終冷
間圧延を施して加工歪を与えた状態でそのまま、
すなわち焼鈍や溶体化熱処理などの再結晶化を行
なわず、熱間成形に供すると、この熱間成形の初
期に起る再結晶化によつて結晶粒径は10μｍ前後
の微細なものとなり、この結果超塑性Al合金に
匹適する優れた熱間成形性を示すようになるとい
う知見を得たのである。 なお、上記の方法によつて製造したAl合金板
が優れた熱間成形性を示すのは、 (a) 一般に再結晶組織は再結晶核の発生と、その
成長によつて得られるが、その際、元の結晶粒
界は再結晶核の発生場所となるので、元の結晶
粒、すなわち最終冷間圧延前の結晶粒が微細な
ほど再結晶核の発生場所が多くなり、再結晶粒
径は微細になること。 (b) 上記の高温中間熱処理後の析出硬化状態で冷
間圧延が施されると、その加工歪は１〜10μｍ
程度の間隔で互いにほぼ平行に融つた変形帯に
集中し、この変形帯には大きな歪エネルギーが
蓄積されるので、再結晶核の生成数が多く、ま
た成長が活発となることから、微細な再結晶組
織が形成されるようになること。 に理由の一端があるものと考察される。 したがつて、この発明は、上記知見に基づいて
なされたものであつて、 通常の熱処理Al合金の熱間圧延板に、板厚減
少率で20％以上の冷間圧延を施し、 ついで、この冷間圧延板に、150℃から350℃ま
でを１℃／秒以上の昇温速度で急熱して、420〜
560℃の温度に加熱し、引続いて420℃から150℃
までを１℃／秒以上の冷却速度で急冷の高温中間
熱処理を施し、 さらに、この高温中間熱処理板に、板厚減少率
で15〜60％の最終冷間圧延を施すことによつて、
熱間成形時に10μｍ前後の微細な再結晶粒を形成
し、この結果超塑性Al合金に匹敵する優れた熱
間成形性を示すようになるAl合金板を製造する
方法に特徴を有するものである。 つぎに、この発明の方法において、製造条件を
上記の通りに限定した理由を説明する。 (a) 高温中間熱処理前の冷間圧延における板厚減
少率 熱間圧延に続く冷間圧延においては板厚減少率
で20％以上、好ましくは40％以上の圧延を施す必
要がある。これは、引続いて施される高温中間熱
処理において、圧延方向に沿つて測定した平均値
で50μｍ以下の粒径（この粒径については後で詳
述する）を有する再結晶粒を形成するという理由
によるものである。すなわち、板厚減少率が20％
未満では、高温中間熱処理において再結晶が起ら
ず、あるいは例え再結晶が生じたとしても再結晶
粒径が50μｍを超えて大きくなりすぎてしまうの
である。 (b) 高温中間熱処理 (i) 昇温速度 熱処理型Al合金では、昇温時の150℃から350
℃の温度範囲において、冷間圧延によつて蓄えら
れた歪エネルギーを駆動力にして再結晶粒の核の
生成と成長が行なわれるので、この温度範囲にお
ける昇温速度を１℃／秒未満とすると、歪エネル
ギーの解除が徐々に行なわれることになるから、
生成する再結晶粒の核の数が少なくて再結晶の完
了時の結晶粒径が大きくなりすぎたり、あるいは
再結晶が起らない部分が残つて、やはり結晶粒径
が大きくなつて、50μｍ以下の微細な結晶粒の形
成が不可能となるのであつて、したがつて昇温時
の150℃から350℃の温度範囲の昇温速度を１℃／
秒以上とすることによつて再結晶粒径の微細化を
図るのである。 (ii) 加熱温度 加熱温度が420℃未満では、再結晶化が十分に
行なわれないばかりでなく、冷却後における析出
硬化も不十分で、優れた熱間成形性を確保するの
に必要な要件の１つである、常温に充分長く放置
した後の引張強さが完全焼鈍材のそれの1.3倍以
上の強度を確保することができず、一方加熱温度
が560℃を越えると、Al合金板に溶融が生じた
り、あるいは再結晶粒の成長が著しく、50μｍ以
下の結晶粒径の再結晶粒を得ることが困難になる
ことから、加熱温度を420〜560℃と定めた。 なお、この加熱温度は、Al合金の組成によつ
て個々の適切な温度が定められるものであり、例
えばある種のAl―Cu―Mg系合金では、500℃以
上に加熱すると溶融が生じることから、その加熱
温度500℃未満に定められている。 上記のように、昇温および加熱条件が不適切
で、再結晶粒が50μｍを越えて大きくなりすぎる
と、最終冷間圧延後に施される熱間成形の初期段
階で生ずる再結晶において、充分な数の再結晶核
が生成せず、この結果10μｍ前後の再結晶粒の形
成は困難となることから、優れた熱間成形性を確
保することができないのである。 さらに、上記したように、再結晶粒は圧延方向
に伸長した形状になり易く、したがつて、いずれ
の場合も結晶粒径は、圧延方向に沿つて測定した
値を示すものである。 (iii) 冷却速度 この高温中間熱処理においては、Cu，Mg，
Si，およびZnなどの析出硬化に寄与する主要合
金元素が溶体化され、さらに引続く冷却過程で、
これらの元素の溶体化状態が全部、あるいは少な
くとも一部保存されたままの状態で室温まで冷却
される必要があり、このためには420〜560℃の温
度に加熱して、これらの元素の溶体化を充分に行
なつた後、420から150℃までの間を１℃／秒以上
の冷却速度で急冷しなければならない。すなわ
ち、420℃から150℃の温度範囲において、これら
の元素の析出が最も急速に生じ、かつ生じた析出
相も成長して粗大化するものであるから、この温
度範囲の冷却速度を１℃／秒未満にすると、これ
らの元素の大半が粗大に析出してしまい、所望の
析出硬化を図ることができないのである。 したがつて、この高温中間熱処理においては、
該熱処理後、常温に充分長く放置した後の引張強
さが、同一組成のAl合金板の完全焼鈍材のそれ
の1.3倍以上となるように溶体化し、かつ充分速
い速度で冷却するのである。すなわち、加熱温度
が低過ぎたり、あるいは冷却速度が遅過ぎたりす
るなどの理由で、前記高温中間熱処理後、常温に
充分長い時間放置しても引張強さが完全焼鈍材の
1.3倍未満にしかならない場合には、その後に冷
間圧延を施しても加工歪が集中せず、したがつ
て、この状態で熱間成形に供しても微細な再結晶
粒の形成は望めず、満足する熱間成形性は得られ
ないのである。 また、高温中間熱処理後の溶体化の程度は、
種々の物理的性質、例えば比抵抗や硬さなどを測
定することによつて把握することができ、また引
張強さによる測定を行なえば、複雑な測定装置や
測定方法を必要とせず、工業的利用に充分な精度
で対処できる溶体化状態を明確に把握することが
できるのである。 さらに、この高温中間熱処理においては、溶体
化されたCu，Mg，Si，およびZnなどの主要合金
元素は、冷却後半の約150℃以下で、また冷却終
了後の常温での放置により非常に細かく析出して
出硬化をもたらすのであつて、この常温での析出
硬化は約30日で飽和に達するものである。 また、熱処理型Al合金には、「T4」や「Ｏ」な
どの調質記号が用いられるが、「T4」は完全な溶
体化の後、充分長く常温に放置されて析出硬化し
た調質状態を表し、「Ｏ」は完全に焼鈍されて析
出硬化をもたらす細かい析出物が存在せず、最も
強さの低い調質状態を表わすものである。したが
つて通常の熱処理型Al合金では、T4の引張強さ
とＯの引張強さの比は約2.0〜2.3を示すものであ
り、この比の値は合金によらずほぼ一定であり、
これらのことから、高温中間熱処理後の主要合金
元素の溶体化の程度は、冷却終了後常温に長く、
例えば30日以上放置した後の引張強さのＯ調質状
態の引張強さに対する比によつて示すことができ
る。 (c) 最終冷間圧延における板厚減少率 最終冷間圧延における板厚減少率が15％未満で
は、冷間加工歪の導入が少なすぎて、後工程の熱
間成形に際して、その初期段階に生ずる再結晶粒
が微細にならないので、充分な成形性が得られ
ず、一方板厚減少率が60％を越えると冷間圧延が
困難になるばかりでなく、熱間成形には無視でき
ない異方性が現われるようになることから、その
板厚減少率を15〜60％と定めた。 〔実施例および効果〕 つぎに、この発明の方法を実施例により具体的
に説明する。 実施例 １ 通常の溶解鋳造法にて、それぞれ第１表に示さ
れる成分組成をもつたJISおよびAA規格の合金
番号に相当するAl合金を溶製し、鋳造して、イ
ンゴツトを製造し、このインゴツトを460〜540℃
の範囲内の所定温度にて均質化処理した後、420
〜500℃の範囲内の所定の熱間圧延開始温度にて
熱間圧延を施して、４〜６mmの範囲内の所定の板
厚の熱間圧延板を成形し、この熱間圧延板を用
い、それぞれ第２表に示される条件で、初期冷間
圧延、高温中間熱処理、および最終冷間圧延を施
して、板厚：1.2mmのAl合金板を製造することに
よつて本発明法１〜６をそれぞれ実施した。 ついで、この本発明法１〜６によつて得られた
Al合金板について、熱間成形性を評価する目的
で、それぞれ490℃，500℃，520℃，および
【表】
【表】
530℃の温度で、歪速度：2.8×10-3／sec.の条件
で熱間引張試験を行ない、破断伸びを測定した。
この測定結果を第２表に示した。また、第２表に
は、高温中間熱処理後の特性も示した。 第２表に示される結果から、前記した通常の中
間焼なまし処理を伴う冷間圧延にて製造された
Al合金板のＯ調質材の破断伸びが高々100％であ
ることと比較して、本発明法１〜６によつて製造
されたAl合金板は、いずれも約400％以上の破断
伸びを示し、著しく優れた熱間成形性をもつこと
が明らかである。 実施例 ２ 実施例１で調製した合金番号7475，同2024，お
よび同6061の熱間圧延板を用い、それぞれ第３表
に示される条件で、初期冷間圧延，高温中間熱処
理，および最終冷間圧延（最終板厚：実施例１と
同じ1.2mm）を行なうことによつて本発明法７〜
25および比較法１〜17をそれぞれ実施した。 なお、比較法１〜17は、いずれも製造条件の
で熱間引張試験を行ない、破断伸びを測定した。
この測定結果を第２表に示した。また、第２表に
は、高温中間熱処理後の特性も示した。 第２表に示される結果から、前記した通常の中
間焼なまし処理を伴う冷間圧延にて製造された
Al合金板のＯ調質材の破断伸びが高々100％であ
ることと比較して、本発明法１〜６によつて製造
されたAl合金板は、いずれも約400％以上の破断
伸びを示し、著しく優れた熱間成形性をもつこと
が明らかである。 実施例 ２ 実施例１で調製した合金番号7475，同2024，お
よび同6061の熱間圧延板を用い、それぞれ第３表
に示される条件で、初期冷間圧延，高温中間熱処
理，および最終冷間圧延（最終板厚：実施例１と
同じ1.2mm）を行なうことによつて本発明法７〜
25および比較法１〜17をそれぞれ実施した。 なお、比較法１〜17は、いずれも製造条件の
【表】
【表】
うちのいずれかの条件（第３表に※を付したも
の）がこの発明の範囲から外れた条件で行なわれ
たものである。 上記本発明法７〜25および比較法１〜17によつ
て得られたAl合金板について、実施例１におけ
ると同様に、それぞれ第３表に示される試験温度
で、歪速度：2.8×10-3／secの条件で熱間引張試
験を行ない、圧延方向および直角方向の破断伸び
を測定したところ、第３表に示される結果を示し
た。なお、同様に第３表には高温中間熱処理後の
特性も合せて示した。 第３表に示される結果から、本発明法７〜25に
よつて製造されたAl合金板はいずれも圧延方向
で約300％以上の破断伸びを示し、かつ圧延方向
と直角方向の破断伸びの差が比較的小さく、優れ
た熱間成形性をもつのに対して、比較法１〜17に
見られるように、製造条件のうちのいずれかの製
造条件でもこの発明の範囲から外れると、圧延方
向の破断伸びが300％を大きく下回るようになつ
たり、同破断伸びが約300％、あるいはこれ以上
を示す場合には直角方向の破断伸びが相対的に著
しく低く、両方向の破断伸びの差が著しく大きく
なつたりして、熱間成形性の著しく劣つたAl合
金板しか得られないことが明らかである。 上述のように、この発明の方法によれば、従来
より広く実用に供されている通常の熱処理型Al
合金を用いて、超塑性Al合金板に匹敵する著し
く優れた熱間成形性を有するAl合金板を製造す
ることができ、したがつて特殊な超塑性Al合金
の採用に伴なう溶解，鋳造，および熱間圧延など
の困難性や、使用上の品質特性の欠点を免れるこ
とができるようになるなど工業上有用な効果がも
たらされるのである。
の）がこの発明の範囲から外れた条件で行なわれ
たものである。 上記本発明法７〜25および比較法１〜17によつ
て得られたAl合金板について、実施例１におけ
ると同様に、それぞれ第３表に示される試験温度
で、歪速度：2.8×10-3／secの条件で熱間引張試
験を行ない、圧延方向および直角方向の破断伸び
を測定したところ、第３表に示される結果を示し
た。なお、同様に第３表には高温中間熱処理後の
特性も合せて示した。 第３表に示される結果から、本発明法７〜25に
よつて製造されたAl合金板はいずれも圧延方向
で約300％以上の破断伸びを示し、かつ圧延方向
と直角方向の破断伸びの差が比較的小さく、優れ
た熱間成形性をもつのに対して、比較法１〜17に
見られるように、製造条件のうちのいずれかの製
造条件でもこの発明の範囲から外れると、圧延方
向の破断伸びが300％を大きく下回るようになつ
たり、同破断伸びが約300％、あるいはこれ以上
を示す場合には直角方向の破断伸びが相対的に著
しく低く、両方向の破断伸びの差が著しく大きく
なつたりして、熱間成形性の著しく劣つたAl合
金板しか得られないことが明らかである。 上述のように、この発明の方法によれば、従来
より広く実用に供されている通常の熱処理型Al
合金を用いて、超塑性Al合金板に匹敵する著し
く優れた熱間成形性を有するAl合金板を製造す
ることができ、したがつて特殊な超塑性Al合金
の採用に伴なう溶解，鋳造，および熱間圧延など
の困難性や、使用上の品質特性の欠点を免れるこ
とができるようになるなど工業上有用な効果がも
たらされるのである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 通常の熱処理型Al合金の熱間圧延板に、板
厚減少率で20％以上の冷間圧延を施し、 ついで、この冷間圧延板に、 150℃から350℃までの昇温速度：１℃／秒以
上、 加熱温度：420〜560℃、 420℃から150℃までの冷却速度：１℃／秒以
上、 の条件で急熱急冷を伴う高温中間熱処理を施し、 引続いて、この高温中間熱処理板に、板厚減少
率で15〜60％の最終冷間圧延を施すことを特徴と
する熱間成形性の優れたAl合金板の製造法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59130792A JPS619561A (ja) | 1984-06-25 | 1984-06-25 | 熱間成形性の優れたＡｌ合金板の製造法 |
| GB08516002A GB2160894B (en) | 1984-06-25 | 1985-06-25 | Method of manufacturing aluminium alloy sheets excellent in hot formability |
| US06/748,684 US4699673A (en) | 1984-06-25 | 1985-06-25 | Method of manufacturing aluminum alloy sheets excellent in hot formability |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59130792A JPS619561A (ja) | 1984-06-25 | 1984-06-25 | 熱間成形性の優れたＡｌ合金板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS619561A JPS619561A (ja) | 1986-01-17 |
| JPS623225B2 true JPS623225B2 (ja) | 1987-01-23 |
Family
ID=15042795
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59130792A Granted JPS619561A (ja) | 1984-06-25 | 1984-06-25 | 熱間成形性の優れたＡｌ合金板の製造法 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4699673A (ja) |
| JP (1) | JPS619561A (ja) |
| GB (1) | GB2160894B (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03128200A (ja) * | 1989-10-13 | 1991-05-31 | Aida Eng Ltd | プレスの断続運転監視装置 |
Families Citing this family (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63137505A (ja) * | 1986-11-27 | 1988-06-09 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 電解コンデンサ陰極用アルミニウム箔材の製造方法 |
| JPH0699789B2 (ja) * | 1989-02-23 | 1994-12-07 | 住友軽金属工業株式会社 | 耐食性に優れる高強度成形用アルミニウム合金硬質板の製造方法 |
| US5028276A (en) * | 1990-02-16 | 1991-07-02 | Aluminum Company Of America | Method for making lithoplate having improved grainability |
| US5186235A (en) * | 1990-10-31 | 1993-02-16 | Reynolds Metals Company | Homogenization of aluminum coil |
| US5480498A (en) * | 1994-05-20 | 1996-01-02 | Reynolds Metals Company | Method of making aluminum sheet product and product therefrom |
| US6423164B1 (en) | 1995-11-17 | 2002-07-23 | Reynolds Metals Company | Method of making high strength aluminum sheet product and product therefrom |
| US6376375B1 (en) * | 2000-01-13 | 2002-04-23 | Delphi Technologies, Inc. | Process for preventing the formation of a copper precipitate in a copper-containing metallization on a die |
| FR2846669B1 (fr) * | 2002-11-06 | 2005-07-22 | Pechiney Rhenalu | PROCEDE DE FABRICATION SIMPLIFIE DE PRODUITS LAMINES EN ALLIAGES A1-Zn-Mg, ET PRODUITS OBTENUS PAR CE PROCEDE |
| US20080105023A1 (en) * | 2006-11-08 | 2008-05-08 | Ford Global Technologies, Llc | Method of forming a panel from a metal alloy sheet |
| CN101835915B (zh) | 2007-03-30 | 2012-05-23 | 总理事，国防研发机构 | 合金组合物及其制备 |
| JP5906113B2 (ja) * | 2012-03-27 | 2016-04-20 | 三菱アルミニウム株式会社 | 熱交換器用押出伝熱管と熱交換器および熱交換器用押出伝熱管の製造方法 |
| CN104619872A (zh) * | 2012-09-20 | 2015-05-13 | 株式会社神户制钢所 | 铝合金制汽车构件 |
| DE102013105762A1 (de) * | 2013-06-04 | 2014-12-04 | Gerhard Betz | Verfahren und Anordnung zum Herstellen eines räumlichen Werkstoffverbunds unter Verwendung eines Expansionskörpers |
| RU2676817C2 (ru) * | 2014-11-11 | 2019-01-11 | Новелис Инк. | Многоцелевые термообрабатываемые алюминиевые сплавы и связанные с ними процессы и области применения |
| EP3493871A4 (en) | 2016-08-05 | 2020-04-08 | Merit Medical Systems, Inc. | CRANK MECHANISM FOR BALLOON INFLATION DEVICE |
| US11160958B2 (en) | 2017-02-24 | 2021-11-02 | Merit Medical Systems, Inc. | Medical inflation systems and methods |
| US10030295B1 (en) | 2017-06-29 | 2018-07-24 | Arconic Inc. | 6xxx aluminum alloy sheet products and methods for making the same |
| USD958337S1 (en) | 2019-07-26 | 2022-07-19 | Merit Medical Systems, Inc. | Medical inflation device |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4238248A (en) * | 1978-08-04 | 1980-12-09 | Swiss Aluminium Ltd. | Process for preparing low earing aluminum alloy strip on strip casting machine |
| CA1173277A (en) * | 1979-09-29 | 1984-08-28 | Yoshio Baba | Aircraft stringer material and method for producing the same |
-
1984
- 1984-06-25 JP JP59130792A patent/JPS619561A/ja active Granted
-
1985
- 1985-06-25 GB GB08516002A patent/GB2160894B/en not_active Expired
- 1985-06-25 US US06/748,684 patent/US4699673A/en not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03128200A (ja) * | 1989-10-13 | 1991-05-31 | Aida Eng Ltd | プレスの断続運転監視装置 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| GB2160894B (en) | 1988-08-03 |
| US4699673A (en) | 1987-10-13 |
| GB8516002D0 (en) | 1985-07-31 |
| GB2160894A (en) | 1986-01-02 |
| JPS619561A (ja) | 1986-01-17 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |