JP6458003B2 - 自動車車体パネルの製造に好適なアルミニウム合金材料およびその生成方法 - Google Patents
自動車車体パネルの製造に好適なアルミニウム合金材料およびその生成方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP6458003B2 JP6458003B2 JP2016507974A JP2016507974A JP6458003B2 JP 6458003 B2 JP6458003 B2 JP 6458003B2 JP 2016507974 A JP2016507974 A JP 2016507974A JP 2016507974 A JP2016507974 A JP 2016507974A JP 6458003 B2 JP6458003 B2 JP 6458003B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- aluminum alloy
- alloy plate
- treatment
- mpa
- temperature
- 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.)
- Active
Links
- 239000000956 alloy Substances 0.000 title claims description 122
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 title claims description 118
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 27
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims description 79
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 45
- 230000032683 aging Effects 0.000 claims description 28
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 27
- 238000010304 firing Methods 0.000 claims description 22
- 238000010791 quenching Methods 0.000 claims description 20
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 claims description 18
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 claims description 18
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 15
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 11
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 11
- 238000005266 casting Methods 0.000 claims description 10
- 238000002844 melting Methods 0.000 claims description 10
- 230000008018 melting Effects 0.000 claims description 10
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 9
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 238000003466 welding Methods 0.000 claims description 8
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 238000007872 degassing Methods 0.000 claims description 7
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 6
- 238000003756 stirring Methods 0.000 claims description 6
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 238000005275 alloying Methods 0.000 claims description 3
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 claims description 3
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 3
- 238000005452 bending Methods 0.000 claims description 2
- 238000005219 brazing Methods 0.000 claims description 2
- 239000013078 crystal Substances 0.000 claims description 2
- 230000007547 defect Effects 0.000 claims description 2
- 238000001514 detection method Methods 0.000 claims description 2
- 238000010894 electron beam technology Methods 0.000 claims description 2
- 230000004927 fusion Effects 0.000 claims description 2
- 238000007654 immersion Methods 0.000 claims description 2
- 238000010907 mechanical stirring Methods 0.000 claims description 2
- 238000012545 processing Methods 0.000 claims description 2
- 238000005476 soldering Methods 0.000 claims description 2
- 239000007921 spray Substances 0.000 claims description 2
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 claims 1
- 239000002826 coolant Substances 0.000 claims 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 claims 1
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 13
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 10
- 239000000463 material Substances 0.000 description 10
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 9
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 9
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 9
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 8
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 8
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 7
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 6
- 238000011161 development Methods 0.000 description 6
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 6
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 description 6
- 229910018464 Al—Mg—Si Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000003483 aging Methods 0.000 description 4
- 238000001354 calcination Methods 0.000 description 3
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 3
- 239000000047 product Substances 0.000 description 3
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 239000003562 lightweight material Substances 0.000 description 2
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000000750 progressive effect Effects 0.000 description 2
- 238000004080 punching Methods 0.000 description 2
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 2
- 235000013619 trace mineral Nutrition 0.000 description 2
- 239000011573 trace mineral Substances 0.000 description 2
- 229910001203 Alloy 20 Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910019018 Mg 2 Si Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910017706 MgZn Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910018594 Si-Cu Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910008465 Si—Cu Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 1
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 229910052797 bismuth Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011362 coarse particle Substances 0.000 description 1
- 230000007812 deficiency Effects 0.000 description 1
- 238000013461 design Methods 0.000 description 1
- 238000000113 differential scanning calorimetry Methods 0.000 description 1
- 238000009510 drug design Methods 0.000 description 1
- 238000005265 energy consumption Methods 0.000 description 1
- 238000003912 environmental pollution Methods 0.000 description 1
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 1
- 239000000295 fuel oil Substances 0.000 description 1
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 1
- 238000010348 incorporation Methods 0.000 description 1
- 229910052745 lead Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005457 optimization Methods 0.000 description 1
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 239000003507 refrigerant Substances 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 150000003839 salts Chemical class 0.000 description 1
- 229910052709 silver Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 1
- 238000004381 surface treatment Methods 0.000 description 1
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000013585 weight reducing agent Substances 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/12—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent
- C22C21/18—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent with zinc
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
- C22C21/08—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent with silicon
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D7/00—Casting ingots, e.g. from ferrous metals
- B22D7/005—Casting ingots, e.g. from ferrous metals from non-ferrous metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
- C22C1/026—Alloys based on aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/10—Alloys based on aluminium with zinc as the next major constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/12—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent
- C22C21/14—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent with silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/12—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent
- C22C21/16—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent with magnesium
-
- 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
- C22F1/002—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working by rapid cooling or quenching; cooling agents used therefor
-
- 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
-
- 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
- C22F1/043—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 of alloys with silicon as the next major constituent
-
- 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
- C22F1/047—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 of alloys with magnesium as the next major constituent
-
- 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
- C22F1/05—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 of alloys of the Al-Si-Mg type, i.e. containing silicon and magnesium in approximately equal proportions
-
- 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
- C22F1/053—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 of alloys with zinc as the next major constituent
-
- 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
- C22F1/057—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 of alloys with copper as the next major constituent
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
- Shaping Metal By Deep-Drawing, Or The Like (AREA)
Description
この発明は、アルミニウム合金（Ａｌ合金としても公知）およびその調製の分野に関し、特に、国際アルミニウム協会（International Aluminum Association）に登録された６ｘｘｘシリーズのアルミニウム合金（すなわち、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金）に関する。特に、この発明は、自動車車体パネルの製造に好適なアルミニウム合金材料およびその生成方法に関する。
自動車産業の発展は、人間の文明および社会の進歩の重要な象徴であり、経済発展の強力な原動力でもある。しかしながら、自動車産業の急速な発展により、エネルギー消費および環境汚染を含む、結果として生じる問題が、ますます深刻になっている。このため、燃料油の消費、ならびに大気へのＣＯ２や有害ガスおよび有害粒子の放出を減少させることは、自動車分野における重要な研究課題となっている。
自動車燃料の消費率を減少させ、エネルギーを節約する効果的な方法として、自動車の軽量化が、世界中の自動車産業の開発傾向となっている。自動車部品を構成するために、特に、自動車の総重量の３０％を含む自動車車体を構成するために軽量材料を使用することは、自動車の軽量化の重要な方法である。アルミニウム合金は、軽量、耐摩耗性、耐食性、高い比強度、良好な耐衝撃性、表面の着色し易さ、修復性などを含むそれらのさまざまな特性により、自動車の製造にとって望ましい軽量材料である。とりわけ、６ｘｘｘシリーズのアルミニウム合金は、自動車車体の製造にとって最も有望なアルミニウム合金材料であると考えられている。
自動車産業発展のアルミニウム合金車体パネルについての要件をさらに満たすために、中国および外国のいくつかの研究所および企業が、良好な性能を有する自動車車体パネル用のさまざまなアルミニウム合金材料を、最近たて続けに開発した。たとえば、中国発明特許出願ＣＮ１０１８８０８０５Ａは、自動車車体パネル用のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金であって、本質的に、Ｓｉ：０．７５〜１．５ｗｔ％、Ｆｅ：０．２〜０．５ｗｔ％、Ｃｕ：０．２〜１．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．２５〜１．０ｗｔ％、Ｍｇ：０．７５〜１．８５ｗｔ％、Ｚｎ：０．１５〜０．３ｗｔ％、Ｃｒ：０．０５％〜０．１５ｗｔ％、Ｔｉ：０．０５〜０．１５ｗｔ％、Ｚｒ：０．０５〜０．３５ｗｔ％、残り：Ａｌ、からなる自動車車体パネル用のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金、およびその調製方法を開示している。この材料は、微量のＺｎと、６１１１アルミニウム合金におけるＣｕレベルに近い、またはそれよりさらに多い量のＣｕとを含む。しかしながら、そのような材料は、送出条件下での比較的高い降伏強度と、焼成硬化に対する限定された反応能力（約５０ＭＰａ）とを呈する、ということが、実施例で提供された性能結果から分かる。また、中国発明特許出願ＣＮ１０１９３５７８５Ｂは、本質的に、Ｓｉ：０．５０〜１．２０ｗｔ％、Ｍｇ：０．３５〜０．７０ｗｔ％、Ｃｕ：０．０１〜０．２０ｗｔ％、Ｍｎ：０．０５〜０．２０ｗｔ％、Ｃｒ≦０．１０ｗｔ％、Ｚｎ：０．０１〜０．２５ｗｔ％、Ｔｉ≦０．１５ｗｔ％、Ｆｅ：０．０５〜０．１５ｗｔ％、残り：Ａｌ、からなる、自動車車体パネル用の高成形性アルミニウム合金を開示している。これらのアルミニウム合金材料は、比較的少ないレベルで制御される量のＣｕを含み、さらに微量のＺｎ元素を混込んでおり、微量元素の濃度で制御される。そのような材料は、良好な成形性と焼成硬化に対する反応能力とを呈するものの、焼成後の材料の強度性能はさらに改良すべきである、ということが、実施例で提供された性能結果から分かる。
自動車車体パネル用の既存のアルミニウム合金材料の性能の欠陥を克服するために、高い焼成硬化性および良好な成形性を双方とも呈する自動車車体パネル用の新しいアルミニウム合金材料を開発する必要性が、依然として存在する。
発明の概要
この発明は、自動車車体パネルの製造に好適なアルミニウム合金材料であって、アルミニウム合金材料の総重量に基づき、Ｓｉ：０．６〜１．２ｗｔ％、Ｍｇ：０．７〜１．３ｗｔ％、Ｚｎ：０．２５〜０．８ｗｔ％、Ｃｕ：０．０１〜０．２０ｗｔ％、Ｍｎ：０．０１〜０．２５ｗｔ％、Ｚｒ：０．０１〜０．２０ｗｔ％、ならびに、残り：Ａｌおよび付帯元素、を含み、アルミニウム合金材料は、２．３０ｗｔ％≦（Ｓｉ＋Ｍｇ＋Ｚｎ＋２Ｃｕ）≦３．２０ｗｔ％という不等式を満たす、アルミニウム合金材料を提供する。
この発明は、自動車車体パネルの製造に好適なアルミニウム合金材料であって、アルミニウム合金材料の総重量に基づき、Ｓｉ：０．６〜１．２ｗｔ％、Ｍｇ：０．７〜１．３ｗｔ％、Ｚｎ：０．２５〜０．８ｗｔ％、Ｃｕ：０．０１〜０．２０ｗｔ％、Ｍｎ：０．０１〜０．２５ｗｔ％、Ｚｒ：０．０１〜０．２０ｗｔ％、ならびに、残り：Ａｌおよび付帯元素、を含み、アルミニウム合金材料は、２．３０ｗｔ％≦（Ｓｉ＋Ｍｇ＋Ｚｎ＋２Ｃｕ）≦３．２０ｗｔ％という不等式を満たす、アルミニウム合金材料を提供する。
好ましくは、アルミニウム合金材料は、アルミニウム合金材料の総重量に基づき、Ｓｉ：０．６〜１．２ｗｔ％、Ｍｇ：０．７〜１．２ｗｔ％、Ｚｎ：０．３〜０．６ｗｔ％、Ｃｕ：０．０５〜０．２０ｗｔ％、Ｍｎ：０．０５〜０．１５ｗｔ％、Ｚｒ：０．０５〜０．１５ｗｔ％、ならびに、残り：Ａｌおよび付帯元素、を含み、アルミニウム合金材料は、２．５０ｗｔ％≦（Ｓｉ＋Ｍｇ＋Ｚｎ＋２Ｃｕ）≦３．００ｗｔ％という不等式を満たす。
この発明はさらに、アルミニウム合金材料を生成する方法であって、
（１）この発明に従ったアルミニウム合金材料から鋳造インゴットを生成するステップと、
（２）生成されたインゴットを均質化するステップと、
（３）所望の仕様を有するアルミニウム合金板を生成するために、均質化されたインゴットを、熱間圧延プロセスおよび冷間圧延プロセスを介して変形させるステップと、
（４）変形したアルミニウム合金板を固溶化熱処理するステップと、
（５）処理したアルミニウム合金板を室温まで急冷するステップと、
（６）アルミニウム合金板を自然時効または人工事前時効するステップとを含む、方法を提供する。
（１）この発明に従ったアルミニウム合金材料から鋳造インゴットを生成するステップと、
（２）生成されたインゴットを均質化するステップと、
（３）所望の仕様を有するアルミニウム合金板を生成するために、均質化されたインゴットを、熱間圧延プロセスおよび冷間圧延プロセスを介して変形させるステップと、
（４）変形したアルミニウム合金板を固溶化熱処理するステップと、
（５）処理したアルミニウム合金板を室温まで急冷するステップと、
（６）アルミニウム合金板を自然時効または人工事前時効するステップとを含む、方法を提供する。
この発明はさらに、この発明に従ったアルミニウム合金材料から作られた最終部品を提供する。好ましくは、最終部品は、自動車の外部または内部パネルを含む。
発明の詳細な説明
自動車車体パネル用の既存の市販の６ｘｘｘシリーズの（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系）アルミニウム合金が、比較的単純な析出順序と主要強化相タイプとを呈すること、および焼成硬化に対する望ましい反応能力を提供する見込みがないこと、という問題に対処するために、発明者らは、既存の６ｘｘｘシリーズのアルミニウム合金にさまざまな改良を加えている。それらのうち、適量のＺｎが主要合金元素として混込まれて、新しい時効析出順序を合金に提供し、それにより、合金の焼成時効硬化に対する反応能力を著しく高める。合金元素Ｃｕの濃度を比較的低いレベルで制御することにより、合金時効硬化の反応速度を適切に増加させつつ、合金の比較的良好な耐食性を維持することが可能である。一方、マイクロ合金化に使用される、Ｚｒ、Ｍｎなどを含む補助合金元素は、材料構造の改善と、材質特性および表面品質の改良とを容易にすることができる。合金の成分レベルおよび元素比率の改善および最適化は、優れた性能整合の獲得を確実にするための重要な保証である。合理的な設計を通して、合金は、焼成時効中、良好な成形性を維持しつつ、Ｍｇ２Ｓｉ構造およびＭｇＺｎ２構造の強化相を協調的に析出させることができ、そのため、この発明に従った６ｘｘｘシリーズの合金は、従来の焼成処理中に迅速な時効硬化反応を達成し、より優れたサービス強度を得ることができる。発明者らはまた、さまざまな合金元素の混込みによって生じた多次元合金構造の複雑化が、その調製プロセスの設計を最適化することによって整合され調整される必要がある、ということを発見している。
自動車車体パネル用の既存の市販の６ｘｘｘシリーズの（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系）アルミニウム合金が、比較的単純な析出順序と主要強化相タイプとを呈すること、および焼成硬化に対する望ましい反応能力を提供する見込みがないこと、という問題に対処するために、発明者らは、既存の６ｘｘｘシリーズのアルミニウム合金にさまざまな改良を加えている。それらのうち、適量のＺｎが主要合金元素として混込まれて、新しい時効析出順序を合金に提供し、それにより、合金の焼成時効硬化に対する反応能力を著しく高める。合金元素Ｃｕの濃度を比較的低いレベルで制御することにより、合金時効硬化の反応速度を適切に増加させつつ、合金の比較的良好な耐食性を維持することが可能である。一方、マイクロ合金化に使用される、Ｚｒ、Ｍｎなどを含む補助合金元素は、材料構造の改善と、材質特性および表面品質の改良とを容易にすることができる。合金の成分レベルおよび元素比率の改善および最適化は、優れた性能整合の獲得を確実にするための重要な保証である。合理的な設計を通して、合金は、焼成時効中、良好な成形性を維持しつつ、Ｍｇ２Ｓｉ構造およびＭｇＺｎ２構造の強化相を協調的に析出させることができ、そのため、この発明に従った６ｘｘｘシリーズの合金は、従来の焼成処理中に迅速な時効硬化反応を達成し、より優れたサービス強度を得ることができる。発明者らはまた、さまざまな合金元素の混込みによって生じた多次元合金構造の複雑化が、その調製プロセスの設計を最適化することによって整合され調整される必要がある、ということを発見している。
このため、この発明は、自動車車体パネルの製造に好適なアルミニウム合金材料であって、アルミニウム合金材料の総重量に基づき、Ｓｉ：０．６〜１．２ｗｔ％、Ｍｇ：０．７〜１．３ｗｔ％、Ｚｎ：０．２５〜０．８ｗｔ％、Ｃｕ：０．０１〜０．２０ｗｔ％、Ｍｎ：０．０１〜０．２５ｗｔ％、Ｚｒ：０．０１〜０．２０ｗｔ％、ならびに、残り：Ａｌおよび付帯元素、を含み、アルミニウム合金材料は、２．３０ｗｔ％≦（Ｓｉ＋Ｍｇ＋Ｚｎ＋２Ｃｕ）≦３．２０ｗｔ％という不等式を満たす、アルミニウム合金材料を提供する。
一局面では、アルミニウム合金材料は、アルミニウム合金材料の総重量に基づき、Ｓｉ：０．６〜１．２ｗｔ％、Ｍｇ：０．７〜１．２ｗｔ％、Ｚｎ：０．３〜０．６ｗｔ％、Ｃｕ：０．０５〜０．２０ｗｔ％、Ｍｎ：０．０５〜０．１５ｗｔ％、Ｚｒ：０．０５〜０．１５ｗｔ％、ならびに、残り：Ａｌおよび付帯元素、を含み、アルミニウム合金材料は、２．５０ｗｔ％≦（Ｓｉ＋Ｍｇ＋Ｚｎ＋２Ｃｕ）≦３．００ｗｔ％という不等式を満たす。
別の局面では、アルミニウム合金材料は、０．７５≦１０Ｍｇ／（８Ｓｉ＋３Ｚｎ）≦１．１５という不等式を満たす。
さらに別の局面では、アルミニウム合金材料は、０．１５ｗｔ％≦（Ｍｎ＋Ｚｒ）≦０．２５ｗｔ％という不等式を満たす。
さらに別の局面では、アルミニウム合金材料の付帯元素は、不純物であるか、またはアルミニウム合金インゴットの製造の際に結晶微細化剤によって取り込まれた元素（すなわち、必須合金元素に加えての、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｖ、Ａｇ、Ｂｉ、Ｇａ、Ｌｉ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｂなどを含む金属または非金属元素）を指す。この発明に従った付帯元素は、Ｆｅと、Ｔｉと、他の付帯元素から選択される１つ以上の付帯元素とを含み、Ｆｅ≦０．４０ｗｔ％、Ｔｉ≦０．１５ｗｔ％、他の各付帯元素≦０．１５ｗｔ％、および他の付帯元素の合計≦０．２５ｗｔ％である。好ましくは、アルミニウム合金材料では、Ｆｅ≦０．２０ｗｔ％、Ｔｉ≦０．１０ｗｔ％、他の各付帯元素≦０．０５ｗｔ％、および他の付帯元素の合計≦０．１５ｗｔ％である。
さらに別の局面では、アルミニウム合金材料では、不純物元素Ｆｅとマイクロ合金化元素Ｍｎとは、Ｆｅ≦２Ｍｎという不等式を満たす。
また、この発明はさらに、アルミニウム合金材料を生成する方法であって、
（１）この発明に従ったアルミニウム合金材料から鋳造インゴットを生成するステップと、
（２）生成されたインゴットを均質化するステップと、
（３）所望の仕様を有するアルミニウム合金板を生成するために、均質化されたインゴットを、熱間圧延プロセスおよび冷間圧延プロセスを介して変形させるステップと、
（４）変形したアルミニウム合金板を固溶化熱処理するステップと、
（５）処理したアルミニウム合金板を室温まで急冷するステップと、
（６）アルミニウム合金板を自然時効または人工事前時効するステップとを含む、方法を提供する。
（１）この発明に従ったアルミニウム合金材料から鋳造インゴットを生成するステップと、
（２）生成されたインゴットを均質化するステップと、
（３）所望の仕様を有するアルミニウム合金板を生成するために、均質化されたインゴットを、熱間圧延プロセスおよび冷間圧延プロセスを介して変形させるステップと、
（４）変形したアルミニウム合金板を固溶化熱処理するステップと、
（５）処理したアルミニウム合金板を室温まで急冷するステップと、
（６）アルミニウム合金板を自然時効または人工事前時効するステップとを含む、方法を提供する。
それらのうち、ステップ（１）において、鋳造インゴットは、溶融、脱気、含有物の除去、およびＤＣ鋳造というステップによって生成され、溶融中、元素の濃度は、コア元素としてのＭｇおよびＺｎの使用によって正確に制御され、合金元素の比率は、鋳造インゴットの生成を完了するように、成分のオンライン検出および分析によって迅速に補足および調節される。好ましい一局面では、ステップ（１）は、溶融、脱気、含有物の除去、およびＤＣ鋳造というプロセス中、電磁撹拌、超音波撹拌、または機械的撹拌をさらに含む。
ステップ（２）において、均質化処理は、１）３６０〜５６０℃の温度範囲で１６〜６０時間行なわれる漸進的均質化処理、および、２）４００〜５６０℃の温度範囲で１２〜６０時間行なわれる多段階均質化処理、からなる群から選択される手段によって実行される。好ましくは、多段階均質化処理は３〜６段階で実行され、第１段階の温度は４６５℃より低く、最終段階の温度は５４０℃より高く、保持時間は６時間を上回る。
ステップ（３）において、１）まずインゴットに、炉加熱の態様で３８０〜４６０℃の温度で１〜６時間、予熱処理を施し、次に、初期圧延温度が３８０〜４５０℃、終了圧延温度が３２０〜４００℃で変形量が６０％を上回る熱間圧延変形処理を、交互方向または順方向に施して、５〜１０ｍｍの厚さを有する熱間圧延ブランクを生成する手順、２）熱間圧延ブランクに、３５０〜４５０℃の温度、０．５〜１０時間の保持時間で中間アニール処理を施し、空冷する手順、および、３）アニールされたブランクに、室温から２００℃までの温度で総変形が６５％を上回る冷間圧延変形プロセスを施して、所望の厚さ仕様の製品を生成する手順、が実行される。好ましくは、ステップ（３）において、冷間圧延変形プロセスのパス間で、第２の中間アニール処理が、３５０〜４５０℃／０．５〜３時間で実行される。
ステップ（４）において、固溶化熱処理はさらに、板における再結晶化構造の粒径および割合を性能要件に従って調節し、また、１）炉加熱の態様で４４０〜５６０℃の温度で合計０．１〜３時間行なわれる２段階または多段階固溶化熱処理、および、２）４４０〜５６０℃の温度で合計０．１〜３時間行なわれる漸進的固溶化熱処理、からなる群から選択される態様で実行される。好ましい一局面では、このステップは、漸進的な態様で実行され、０℃／分＜加熱速度＜６０℃／分である
ステップ（５）において、アルミニウム合金板は、冷媒噴霧焼入れ、強制空冷焼入れ、浸漬焼入れ、およびそれらの任意の組合せからなる群から選択される手段によって、室温まで急冷される。
ステップ（５）において、アルミニウム合金板は、冷媒噴霧焼入れ、強制空冷焼入れ、浸漬焼入れ、およびそれらの任意の組合せからなる群から選択される手段によって、室温まで急冷される。
ステップ（６）において、時効処理は、１）焼入れ冷却の完了後、４０℃以下の周囲温度で１４日間以上行なわれる自然時効処理、２）焼入れ冷却の完了から２時間以内に６０〜２００℃の温度で合計１〜６００分間行なわれる１段階、２段階、または多段階人工時効処理、および、３）焼入れ冷却の完了後に行なわれる自然時効処理と人工時効処理との組合せ、からなる群から選択される手段によって実行される。好ましくは、人工時効処理は６０〜２００℃の温度で１〜６００分間実行され、自然時効処理は２〜３６０時間実行される。
好ましい一局面では、この方法は、板の欠陥を取り除いて板の平坦性を高め、それにより次の処理を容易にするために、圧延歪み取り、引張歪み取り、伸張曲げ歪み取り、および任意の組合せからなる群から選択される手段によって、冷却された板の歪みを取る追加のステップを、ステップ（５）とステップ（６）との間にさらに含み得る。
それらのうち、この発明に従ったアルミニウム合金から作られたアルミニウム合金板の降伏強度は≦１５０ＭＰａ、伸び率は≧２５％であり、打抜き変形および従来の焼成処理（１７０〜１８０℃／２０〜３０分）後、アルミニウム合金板の降伏強度は≧２２０ＭＰａ、引張強度は≧２９０ＭＰａである。すなわち、焼成後の降伏強度は９０ＭＰａ以上増加される。好ましい一局面では、アルミニウム合金板の降伏強度は≦１４０ＭＰａ、伸び率は≧２６％であり、従来の焼成処理後、アルミニウム合金板の降伏強度は≧２３５ＭＰａ、引張強度は≧３１０ＭＰａである。すなわち、焼成後のアルミニウム合金板の降伏強度は１００ＭＰａ以上増加される。さらに好ましい一局面では、アルミニウム合金板の降伏強度は≦１４０ＭＰａ、伸び率は≧２７％であり、従来の焼成処理後、アルミニウム合金板の降伏強度は≧２４５ＭＰａ、引張強度は≧３３０ＭＰａである。すなわち、焼成後の降伏強度は１１０ＭＰａ以上増加される。
一局面では、この発明に従ったアルミニウム合金材料は、製品を形成するために、摩擦攪拌溶接、溶融溶接、はんだ付け／ろう付け、電子ビーム溶接、レーザー溶接、およびそれらの任意の組合せからなる群から選択される手段によって、それ自体と、または別の合金とともに溶接され得る。
この発明はさらに、この発明に従ったアルミニウム合金材料から作られたアルミニウム合金板の表面処理、打抜きプロセス、および焼成処理によって生成される最終部品を提供する。好ましくは、最終部品は、自動車車体の外部または内部パネルである。
この発明の利点は、以下を含む：
（１）Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金の最適化された組成は、整合する調製方法とともに、Ｍｇ／ＳｉおよびＭｇ／Ｚｎ双方の時効析出順序の協調による、合金の焼成硬化に対する反応能力の向上を達成する。そのため、材料は、良好な耐食性および表面品質をさらに有しつつ、高い焼成硬化特性および良好な成形性を呈する。良好な総合的特性を有するそのような材料は、自動車車体パネルの製造にとって望ましい材料であり、アルミニウム合金車体パネルに対する自動車製造業界の厳しい要件を満たすことができる；
（２）この発明はさらに、自動車工場の既存の焼成プロセスおよび機器を修正する必要がない、アルミニウム合金の時効硬化の可能性を発見している。このため、それは、自動車工場が鋼をそのようなアルミニウム合金材料と広範に置換えて自動車の外部車体打抜き加工品を生成するように強く促すであろう。それは、自動車軽量化の発展の推進を容易にし、また、重要な社会的および経済的利益を有する；
（３）この発明に従った材料は、優れた性能、適度なコスト、簡単で実用的な調製、良好な実施可能性を有し、ならびに、産業化および一般化し易く、このため、かなりの市場展望を有している。
（１）Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金の最適化された組成は、整合する調製方法とともに、Ｍｇ／ＳｉおよびＭｇ／Ｚｎ双方の時効析出順序の協調による、合金の焼成硬化に対する反応能力の向上を達成する。そのため、材料は、良好な耐食性および表面品質をさらに有しつつ、高い焼成硬化特性および良好な成形性を呈する。良好な総合的特性を有するそのような材料は、自動車車体パネルの製造にとって望ましい材料であり、アルミニウム合金車体パネルに対する自動車製造業界の厳しい要件を満たすことができる；
（２）この発明はさらに、自動車工場の既存の焼成プロセスおよび機器を修正する必要がない、アルミニウム合金の時効硬化の可能性を発見している。このため、それは、自動車工場が鋼をそのようなアルミニウム合金材料と広範に置換えて自動車の外部車体打抜き加工品を生成するように強く促すであろう。それは、自動車軽量化の発展の推進を容易にし、また、重要な社会的および経済的利益を有する；
（３）この発明に従った材料は、優れた性能、適度なコスト、簡単で実用的な調製、良好な実施可能性を有し、ならびに、産業化および一般化し易く、このため、かなりの市場展望を有している。
以下に、この発明に従ったアルミニウム合金材料およびその調製方法を、添付図面を参照してさらに説明する。これらの実施例は、この発明について限定的ではなく、例示的である。
実施例１
この発明の概念を実証するために、合金を実験室規模で調製した。試験合金の組成を表１に示した。６０ｍｍの厚さ仕様を有するスラブインゴットを、合金溶融、脱気、含有物の除去、および模擬ＤＣ鋳造を含む周知の手順で調製した。結果として生じたインゴットを、３６０℃未満の温度の抵抗加熱炉内に装填して、遅い漸進的均質化処理を合計３６時間施し、ここで加熱速度を５〜１０℃／時間の範囲で厳密に制御した。均質化の完了後、インゴットを空冷した。冷却したインゴットに、表皮剥離、正面フライス削り、および鋸切断を行ない、それにより、４０ｍｍの厚さ仕様を有する圧延ブランクを生成した。ブランクを、４５０±１０℃で２時間予熱した。予熱したブランクを、２〜３回のパスのためにスラブインゴットの幅方向に沿って圧延し、次に、異なる方向に、すなわちスラブインゴットの長さ方向に沿って約６ｍｍの厚さ仕様まで圧延した。ここで初期圧延温度は４４０℃、終了圧延温度は３４０℃であった。圧延された板を特定の寸法に切断し、４１０±５℃／２時間で中間アニール処理を施し、次に、冷間圧延変形処理の５〜７回のパスを施すことにより、約１ｍｍの厚さを有する薄板を得た。４６０〜５５０℃で合計４０分の期間内で漸進的固溶化熱処理を受けるために、薄板を４６０℃の空気炉内に装填した。処理した薄板に水焼入れを施し、その直後に歪み取り処理を施した。次に、合金の特性に従って９０〜１４０℃／１０〜４０分で、２段階事前時効処理を板に施した。処理した板を室温で２週間保管し、次に、引張試験およびカッピング試験用の試料を与えるために切断した。残りの板に２％事前変形処理を施し、次に１７５℃／２０分で模擬焼成処理を施して、Ｔ４Ｐ状態における合金の降伏強度（Ｒｐ０．２）、伸び率（Ａ）、硬化指数（ｎ１５）、弾性歪み率（ｒ１５）、カッピング指数（ＩＥ）、ならびに、焼成状態における合金の降伏強度（Ｒｐ０．２）および引張強度（Ｒｍ）について、関連する規格に従ってそれぞれ試験した。表２に示すように、結果を、Ｔ４Ｐ状態（送出状態）および焼成状態における板の性能指数として評価した。
この発明の概念を実証するために、合金を実験室規模で調製した。試験合金の組成を表１に示した。６０ｍｍの厚さ仕様を有するスラブインゴットを、合金溶融、脱気、含有物の除去、および模擬ＤＣ鋳造を含む周知の手順で調製した。結果として生じたインゴットを、３６０℃未満の温度の抵抗加熱炉内に装填して、遅い漸進的均質化処理を合計３６時間施し、ここで加熱速度を５〜１０℃／時間の範囲で厳密に制御した。均質化の完了後、インゴットを空冷した。冷却したインゴットに、表皮剥離、正面フライス削り、および鋸切断を行ない、それにより、４０ｍｍの厚さ仕様を有する圧延ブランクを生成した。ブランクを、４５０±１０℃で２時間予熱した。予熱したブランクを、２〜３回のパスのためにスラブインゴットの幅方向に沿って圧延し、次に、異なる方向に、すなわちスラブインゴットの長さ方向に沿って約６ｍｍの厚さ仕様まで圧延した。ここで初期圧延温度は４４０℃、終了圧延温度は３４０℃であった。圧延された板を特定の寸法に切断し、４１０±５℃／２時間で中間アニール処理を施し、次に、冷間圧延変形処理の５〜７回のパスを施すことにより、約１ｍｍの厚さを有する薄板を得た。４６０〜５５０℃で合計４０分の期間内で漸進的固溶化熱処理を受けるために、薄板を４６０℃の空気炉内に装填した。処理した薄板に水焼入れを施し、その直後に歪み取り処理を施した。次に、合金の特性に従って９０〜１４０℃／１０〜４０分で、２段階事前時効処理を板に施した。処理した板を室温で２週間保管し、次に、引張試験およびカッピング試験用の試料を与えるために切断した。残りの板に２％事前変形処理を施し、次に１７５℃／２０分で模擬焼成処理を施して、Ｔ４Ｐ状態における合金の降伏強度（Ｒｐ０．２）、伸び率（Ａ）、硬化指数（ｎ１５）、弾性歪み率（ｒ１５）、カッピング指数（ＩＥ）、ならびに、焼成状態における合金の降伏強度（Ｒｐ０．２）および引張強度（Ｒｍ）について、関連する規格に従ってそれぞれ試験した。表２に示すように、結果を、Ｔ４Ｐ状態（送出状態）および焼成状態における板の性能指数として評価した。
合金１＃、２＃、３＃、４＃、５＃、６＃、７＃、８＃および９＃はすべて、Ｔ４Ｐ状態では、成形性と焼成硬化との間で良好に整合される、ということが表２から分かる。送出状態の場合、これらの合金は、１５０ＭＰａ未満に維持された降伏強度と、２６．０％を上回る伸び率とを呈し、良好な深絞り特性を有する。一方、従来の焼成処理後、合金の降伏強度は１０５ＭＰａ以上増加され、引張強度は３００ＭＰａよりも高い。合金１０＃、１１＃、１２＃、１３＃、１４＃、１５＃、１６＃、１７＃、１８＃および１９＃の性能は、前述の成形性と焼成硬化との間の良好な整合を満たさず、それにより、合金の望ましくない総合的特性を引き起こす。それらのうち、合金１０＃、１１＃、１５＃、１７＃および１９＃は、比較的より多い合金含有量またはＣｕ含有量を有しており、送出状態における合金の降伏強度が、打抜き形成にとって比較的高すぎる。合金１２＃は、比較的多いＺｎ含有量を有しており、送出状態における合金の伸び率が、打抜き形成にとって低すぎる。合金１３＃および１４＃は、合金の組成要件を満たしているが、成分比要件を満たしておらず、前者は送出状態において比較的高い降伏強度を有しており、後者は比較的劣った性能を有している。組成が６０１６合金と同様である合金１６＃は、良好な成形性を有しているが、その焼成硬化特性は限定されている。合金１８＃は、比較的少ないＺｎ含有量を有し、微量元素ＭｎおよびＺｒを有さず、この合金の総合的性能は比較的劣っている。
実施例２
異なるＺｎレベルを有するアルミニウム合金板を、実験室で調製した。試験合金の組成を表３に示した。６０ｍｍの厚さ仕様を有するスラブインゴットを、合金溶融、脱気、含有物の除去、および模擬ＤＣ鋳造を含む周知の手順で調製した。結果として生じたインゴットに、５５０±３℃／２４時間での１段階均質化、および（３６０〜５６０℃の温度で合計３０時間、６〜９℃／時間の加熱速度での）漸進的均質化を施した。均質化の完了後、空冷を施した。インゴットに、金属組織相観察および電子顕微鏡観察を行なった。ＤＳＣ分析と組合されたこれらの観察は、合金構造の焼過ぎを分析するために使用された。結果を表４に示す。
異なるＺｎレベルを有するアルミニウム合金板を、実験室で調製した。試験合金の組成を表３に示した。６０ｍｍの厚さ仕様を有するスラブインゴットを、合金溶融、脱気、含有物の除去、および模擬ＤＣ鋳造を含む周知の手順で調製した。結果として生じたインゴットに、５５０±３℃／２４時間での１段階均質化、および（３６０〜５６０℃の温度で合計３０時間、６〜９℃／時間の加熱速度での）漸進的均質化を施した。均質化の完了後、空冷を施した。インゴットに、金属組織相観察および電子顕微鏡観察を行なった。ＤＳＣ分析と組合されたこれらの観察は、合金構造の焼過ぎを分析するために使用された。結果を表４に示す。
前述の結果の分析から、Ｚｎが混込まれたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金については、高温の１段階均質化は焼過ぎの発生を引き起こすであろう、ということが分かる。このため、試験合金２０＃、２１＃、および２２＃のスラブインゴットはすべて、漸進的均質化（温度：３６０〜５６０℃、合計時間：３０時間、加熱速度：６〜９℃／時間）で処理される。実施例１と同様の圧延、固溶化、事前時効、および模擬焼成処理の後で、合金板を、送出状態における降伏強度（Ｒｐ０．２）、伸び率（Ａ）、硬化指数（ｎ１５）、弾性歪み率（ｒ１５）、およびカッピング指数（ＩＥ）、ならびに、焼成状態における降伏強度（Ｒｐ０．２）、引張強度（Ｒｍ）、および粒間腐食特性についてそれぞれ試験した。表５に示すように、結果を、Ｔ４Ｐ状態（送出状態）および焼成状態における板の性能指数として評価した。
この発明に従った合金２１＃は、Ｔ４Ｐ状態では、良好な成形性と良好な焼成硬化特性とを双方とも有する、ということが表５から分かる。しかしながら、Ｚｎを含まない合金２０＃は、良好な成形性を呈するものの、焼成硬化に対する反応能力が比較的低く、比較的高いＺｎレベルを有する合金２２＃は、比較的良好な反応能力を有するものの、実質的に減少した成形性および耐食性を呈する。このため、それらは、自動車車体パネルの製造についての要件を満たす見込みがない。
実施例３
異なるＣｕレベルを有するアルミニウム合金板を、実験室で生成した。アルミニウム合金の組成を表６に示した。実施例１と同様の手順により、鋳造インゴットを得た。インゴットを、３８０℃未満の温度の抵抗加熱炉内に装填して、多段階均質化処理を合計４８時間施し、それから空冷した。冷却したインゴットに、表皮剥離、正面フライス削り、および鋸切断を行ない、それにより、４０ｍｍの厚さ仕様を有する圧延ブランクを生成した。ブランクを、４２５±１０℃で４時間予熱した。予熱したブランクを、２〜３回のパスのためにスラブインゴットの幅方向に沿って圧延し、次に、異なる方向に、すなわちスラブインゴットの長さ方向に沿って約６ｍｍの厚さ仕様まで圧延した。ここで初期圧延温度は４２０℃、終了圧延温度は３２０℃であった。圧延された板を特定の寸法に切断し、３８０±５℃／４時間で中間アニール処理を施し、次に、冷間圧延変形処理の５〜７回のパスを施すことにより、約１．１ｍｍの厚さを有する薄板を得た。薄板に、塩浴槽で４６５±５℃／２０分）＋（５５０±５℃／１０分）で２段階固溶化熱処理を施した。処理した薄板に水焼入れを施し、その直後に歪み取り処理を施した。次に、合金の特性に従って８５〜１４５℃／１０〜５０分で、３段階人工事前時効処理を板に施した。処理した板を室温で２週間保管し、次に、引張試験およびカッピング試験用の試料を与えるために切断した。残りの板に２％事前変形処理を施し、次に１７５℃／２０分で模擬焼成処理を施して、Ｔ４Ｐ状態における合金の降伏強度（Ｒｐ０．２）、伸び率（Ａ）、硬化指数（ｎ１５）、弾性歪み率（ｒ１５）、カッピング指数（ＩＥ）、ならびに、焼成状態における合金の降伏強度（Ｒｐ０．２）および引張強度（Ｒｍ）について、関連する規格に従ってそれぞれ試験した。表７に示すように、結果を、Ｔ４Ｐ状態（送出状態）および焼成状態における板の性能指数として評価した。
異なるＣｕレベルを有するアルミニウム合金板を、実験室で生成した。アルミニウム合金の組成を表６に示した。実施例１と同様の手順により、鋳造インゴットを得た。インゴットを、３８０℃未満の温度の抵抗加熱炉内に装填して、多段階均質化処理を合計４８時間施し、それから空冷した。冷却したインゴットに、表皮剥離、正面フライス削り、および鋸切断を行ない、それにより、４０ｍｍの厚さ仕様を有する圧延ブランクを生成した。ブランクを、４２５±１０℃で４時間予熱した。予熱したブランクを、２〜３回のパスのためにスラブインゴットの幅方向に沿って圧延し、次に、異なる方向に、すなわちスラブインゴットの長さ方向に沿って約６ｍｍの厚さ仕様まで圧延した。ここで初期圧延温度は４２０℃、終了圧延温度は３２０℃であった。圧延された板を特定の寸法に切断し、３８０±５℃／４時間で中間アニール処理を施し、次に、冷間圧延変形処理の５〜７回のパスを施すことにより、約１．１ｍｍの厚さを有する薄板を得た。薄板に、塩浴槽で４６５±５℃／２０分）＋（５５０±５℃／１０分）で２段階固溶化熱処理を施した。処理した薄板に水焼入れを施し、その直後に歪み取り処理を施した。次に、合金の特性に従って８５〜１４５℃／１０〜５０分で、３段階人工事前時効処理を板に施した。処理した板を室温で２週間保管し、次に、引張試験およびカッピング試験用の試料を与えるために切断した。残りの板に２％事前変形処理を施し、次に１７５℃／２０分で模擬焼成処理を施して、Ｔ４Ｐ状態における合金の降伏強度（Ｒｐ０．２）、伸び率（Ａ）、硬化指数（ｎ１５）、弾性歪み率（ｒ１５）、カッピング指数（ＩＥ）、ならびに、焼成状態における合金の降伏強度（Ｒｐ０．２）および引張強度（Ｒｍ）について、関連する規格に従ってそれぞれ試験した。表７に示すように、結果を、Ｔ４Ｐ状態（送出状態）および焼成状態における板の性能指数として評価した。
この発明に従った合金２４＃は、Ｔ４Ｐ状態では、良好な成形性と良好な焼成硬化特性とを双方とも有する、ということが表７から分かる。しかしながら、Ｃｕを含まない合金２３＃は、良好な成形性を呈するものの、焼成硬化に対する反応能力が比較的低く、比較的高いＣｕレベルを有する合金２５＃は、比較的良好な反応能力を有するものの、実質的に減少した耐食性を呈する。このため、それらは、自動車車体パネルの製造についての要件を満たす見込みがない。
実施例４
異なるＭｎレベルおよびＺｒレベルを有するアルミニウム合金板を、実験室で生成した。合金の組成を表８に示した。溶融、均質化、圧延、固溶化熱処理および焼入れ、ならびに事前時効および模擬焼成などを含む、実施例３と同じ手順によって、板を処理した。関連する試験規格に従って、合金板を、Ｔ４Ｐ状態における降伏強度（Ｒｐ０．２）、伸び率（Ａ）、硬化指数（ｎ１５）、弾性歪み率（ｒ１５）、カッピング指数（ＩＥ）、ならびに、焼成状態における降伏強度（Ｒｐ０．２）、引張強度（Ｒｍ）、および粒間腐食特性についてそれぞれ試験した。表９に示すように、結果を、Ｔ４Ｐ状態（送出状態）および焼成状態における板の性能指数として評価した。
異なるＭｎレベルおよびＺｒレベルを有するアルミニウム合金板を、実験室で生成した。合金の組成を表８に示した。溶融、均質化、圧延、固溶化熱処理および焼入れ、ならびに事前時効および模擬焼成などを含む、実施例３と同じ手順によって、板を処理した。関連する試験規格に従って、合金板を、Ｔ４Ｐ状態における降伏強度（Ｒｐ０．２）、伸び率（Ａ）、硬化指数（ｎ１５）、弾性歪み率（ｒ１５）、カッピング指数（ＩＥ）、ならびに、焼成状態における降伏強度（Ｒｐ０．２）、引張強度（Ｒｍ）、および粒間腐食特性についてそれぞれ試験した。表９に示すように、結果を、Ｔ４Ｐ状態（送出状態）および焼成状態における板の性能指数として評価した。
この発明に従った合金２８＃は、Ｔ４Ｐ状態では、良好な成形性と良好な焼成硬化特性とを双方とも有する、ということが表９から分かる。しかしながら、ＭｎおよびＺｒがない合金２６＃は、焼成硬化に対する比較的高い反応能力を呈するものの、その粒径が粗いため、成形性が比較的劣っている。加えて、Ｚｒを含まない合金２７＃は、焼成硬化に対する比較的高い反応能力を呈するものの、比較的高いＣｕレベルを有することが、比較的良好な反応能力を有する。一方、その成形性は、合金２７＃より良好であるが、この発明に従った合金２８＃と比べて実質的に劣っている。
実施例５
合金を工業規模で生成し、合金の組成を表１０に示した。１８０ｍｍの厚さ仕様を有するスラブインゴットを、溶融、脱気、含有物の除去、および模擬ＤＣ鋳造を含む周知の手順を介して生成した。次に、合金２５＃のインゴットを、漸進的均質化処理（温度：３６０〜５５５℃、合計時間：３０時間、加熱速度：５〜９℃／時間）で均質化し、残りの合金を従来のアニール処理（５５０±５℃／２４時間）を介して処理した。次に、インゴットを空冷した。冷却したインゴットに、表皮剥離、正面フライス削り、および鋸切断を行ない、それにより、１２０ｍｍの厚さ仕様を有する圧延ブランクを生成した。ブランクを、４４５±１０℃で５時間予熱した。予熱したブランクに、順方向圧延熱変形プロセスの６〜１０回のパスを施して、約１０ｍｍの厚さを有する圧延板ブランクを得た。ここで初期圧延温度は４４０℃、終了圧延温度は３８０℃であった。圧延された板を特定の寸法に切断し、４１０±５℃／２時間で中間アニール処理を施した。中間アニールの完了後、室温〜２００℃の温度での冷間圧延変形処理の２〜４回のパスを板ブランクに施して、５ｍｍの厚さ仕様に達した。次に、３６０〜４２０℃／１〜２．５時間でのさらなる中間アニール処理を板ブランクに施した。完全に冷却した後で、ひき続き冷間圧延変形を板に施して、０．９ｍｍの厚さ仕様を有する薄板を生成した。４４０〜５５０℃で合計４０分間、漸進的固溶化熱処理を受けるために、薄板を４６０℃の空気炉内に装填した。水焼入れ後、板に平滑化処理を施し、次に、本質的に合金の特性に従って９０〜１４０℃／１０〜４０分で、１段階または２段階事前時効処理をそれぞれ施した。それから、板を室温で２週間保管し、関連する方法に従って引張試験およびカッピング試験を行なった。また、板に２％事前変形処理を施し、次に１７５℃／３０分で模擬焼成加熱処理を施した。関連する試験規格に従って、合金板を、Ｔ４Ｐ状態における降伏強度（Ｒｐ０．２）、伸び率（Ａ）、硬化指数（ｎ１５）、弾性歪み率（ｒ１５）、カッピング指数（ＩＥ）、ならびに、焼成状態における降伏強度（Ｒｐ０．２）、引張強度（Ｒｍ）、および粒間腐食特性についてそれぞれ試験した。結果を、Ｔ４Ｐ状態（送出状態）および焼成状態における板の性能指数として評価した。一方、板の表面品質を、模擬打抜き試験を介して観察した。結果を表１１に示す。
合金を工業規模で生成し、合金の組成を表１０に示した。１８０ｍｍの厚さ仕様を有するスラブインゴットを、溶融、脱気、含有物の除去、および模擬ＤＣ鋳造を含む周知の手順を介して生成した。次に、合金２５＃のインゴットを、漸進的均質化処理（温度：３６０〜５５５℃、合計時間：３０時間、加熱速度：５〜９℃／時間）で均質化し、残りの合金を従来のアニール処理（５５０±５℃／２４時間）を介して処理した。次に、インゴットを空冷した。冷却したインゴットに、表皮剥離、正面フライス削り、および鋸切断を行ない、それにより、１２０ｍｍの厚さ仕様を有する圧延ブランクを生成した。ブランクを、４４５±１０℃で５時間予熱した。予熱したブランクに、順方向圧延熱変形プロセスの６〜１０回のパスを施して、約１０ｍｍの厚さを有する圧延板ブランクを得た。ここで初期圧延温度は４４０℃、終了圧延温度は３８０℃であった。圧延された板を特定の寸法に切断し、４１０±５℃／２時間で中間アニール処理を施した。中間アニールの完了後、室温〜２００℃の温度での冷間圧延変形処理の２〜４回のパスを板ブランクに施して、５ｍｍの厚さ仕様に達した。次に、３６０〜４２０℃／１〜２．５時間でのさらなる中間アニール処理を板ブランクに施した。完全に冷却した後で、ひき続き冷間圧延変形を板に施して、０．９ｍｍの厚さ仕様を有する薄板を生成した。４４０〜５５０℃で合計４０分間、漸進的固溶化熱処理を受けるために、薄板を４６０℃の空気炉内に装填した。水焼入れ後、板に平滑化処理を施し、次に、本質的に合金の特性に従って９０〜１４０℃／１０〜４０分で、１段階または２段階事前時効処理をそれぞれ施した。それから、板を室温で２週間保管し、関連する方法に従って引張試験およびカッピング試験を行なった。また、板に２％事前変形処理を施し、次に１７５℃／３０分で模擬焼成加熱処理を施した。関連する試験規格に従って、合金板を、Ｔ４Ｐ状態における降伏強度（Ｒｐ０．２）、伸び率（Ａ）、硬化指数（ｎ１５）、弾性歪み率（ｒ１５）、カッピング指数（ＩＥ）、ならびに、焼成状態における降伏強度（Ｒｐ０．２）、引張強度（Ｒｍ）、および粒間腐食特性についてそれぞれ試験した。結果を、Ｔ４Ｐ状態（送出状態）および焼成状態における板の性能指数として評価した。一方、板の表面品質を、模擬打抜き試験を介して観察した。結果を表１１に示す。
この発明に従った合金２９＃は、Ｔ４Ｐ状態における良好な成形性と、良好な焼成硬化反応とを双方とも呈しており、同等の条件下で生成された６０１６合金（合金３０＃）、６１１１合金（合金３１＃）、６０２２合金（合金３２＃）と比べて実質的に優れた総合的性能を有する、ということが表１１から分かる。特に、この発明に従った合金は、良好な成形性を維持しつつ、焼成硬化に対する実質的に向上した反応能力を呈しており、このため、自動車車体パネルの製造についての要件をさらに満たすことができる。図１は、この発明に従った合金２９＃、６０１６合金、６１１１合金、および６０２２合金の本質的特性の比較を示す。この発明に従った合金製品は、良好な成形性と良好な焼成硬化とを双方とも有する、ということが分かる。
Claims (23)
- 自動車車体パネルの製造に好適なアルミニウム合金材料を含むアルミニウム合金板であって、アルミニウム合金材料の総重量に基づき、
Ｓｉ：０．６〜１．２ｗｔ％、
Ｍｇ：０．７〜１．３ｗｔ％、
Ｚｎ：０．２５〜０．８ｗｔ％、
Ｃｕ：０．０５〜０．２０ｗｔ％、
Ｍｎ：０．０５〜０．２５ｗｔ％、
Ｚｒ：０．０５〜０．２０ｗｔ％、ならびに
残り：Ａｌおよび付帯元素、を含み、
アルミニウム合金材料は、
２．３０ｗｔ％≦（Ｓｉ＋Ｍｇ＋Ｚｎ＋２Ｃｕ）≦３．２０ｗｔ％
という不等式を満たす、アルミニウム合金材料を含む、アルミニウム合金板であって、
前記アルミニウム合金板は降伏強度が≦１５０ＭＰａ、伸び率が≧２５％であり、１７０〜１８０℃で２０〜３０分間の焼成処理を施した後、アルミニウム合金板の降伏強度が≧２２０ＭＰａ、引張強度が≧２９０ＭＰａであり、焼成後のアルミニウム合金板の降伏強度が９０ＭＰａ以上増加される、アルミニウム合金板。 - アルミニウム合金材料の総重量に基づき、
Ｓｉ：０．６〜１．２ｗｔ％、
Ｍｇ：０．７〜１．２ｗｔ％、
Ｚｎ：０．３〜０．６ｗｔ％、
Ｃｕ：０．０５〜０．２０ｗｔ％、
Ｍｎ：０．０５〜０．１５ｗｔ％、
Ｚｒ：０．０５〜０．１５ｗｔ％、ならびに
残り：Ａｌおよび付帯元素、を含み、
アルミニウム合金材料は、
２．５０ｗｔ％≦（Ｓｉ＋Ｍｇ＋Ｚｎ＋２Ｃｕ）≦３．００ｗｔ％
という不等式を満たす、請求項１に記載の自動車車体パネルの製造に好適なアルミニウム合金板。 - アルミニウム合金材料は、
０．７５≦１０Ｍｇ／（８Ｓｉ＋３Ｚｎ）≦１．１５
という不等式を満たす、請求項１または２に記載の自動車車体パネルの製造に好適なアルミニウム合金板。 - アルミニウム合金材料は、
０．１５ｗｔ％≦（Ｍｎ＋Ｚｒ）≦０．２５ｗｔ％
という不等式を満たす、請求項１または２に記載の自動車車体パネルの製造に好適なアルミニウム合金板。 - 前記付帯元素は不純物であるか、または、アルミニウム合金インゴットの製造の際に結晶微細化剤によって取り込まれ、前記付帯元素は、Ｆｅと、Ｔｉと、他の付帯元素から選択される１つ以上の付帯元素とを含み、Ｆｅ≦０．４０ｗｔ％、Ｔｉ≦０．１５ｗｔ％、他の各付帯元素≦０．１５ｗｔ％、および他の付帯元素の合計≦０．２５ｗｔ％である、請求項１または２に記載の自動車車体パネルの製造に好適なアルミニウム合金板。
- Ｆｅ≦０．２０ｗｔ％、Ｔｉ≦０．１０ｗｔ％、他の各付帯元素≦０．０５ｗｔ％、および他の付帯元素の合計≦０．１５ｗｔ％である、請求項５に記載の自動車車体パネルの製造に好適なアルミニウム合金板。
- 前記アルミニウム合金材料中で、Ｆｅ≦２Ｍｎであり、Ｆｅは付帯元素である、請求項１または２に記載の自動車車体パネルの製造に好適なアルミニウム合金板。
- 請求項１に記載のアルミニウム合金板であって、
前記アルミニウム合金板は降伏強度が≦１４０ＭＰａ、伸び率が≧２６％であり、１７０〜１８０℃で２０〜３０分間の焼成処理を施した後、アルミニウム合金板の降伏強度が≧２３５ＭＰａ、引張強度が≧３１０ＭＰａであり、焼成後のアルミニウム合金板の降伏強度が１００ＭＰａ以上増加される、アルミニウム合金板。 - 請求項８に記載のアルミニウム合金板であって、
前記アルミニウム合金板は降伏強度が≦１４０ＭＰａ、伸び率が≧２７％であり、１７０〜１８０℃で２０〜３０分間の焼成処理を施した後、アルミニウム合金板の降伏強度が≧２４５ＭＰａ、引張強度が≧３３０ＭＰａであり、焼成後のアルミニウム合金板の降伏強度が１１０ＭＰａ以上増加される、アルミニウム合金板。 - 前記アルミニウム合金板は、製品を形成するために、板摩擦攪拌溶接、溶融溶接、はんだ付け／ろう付け、電子ビーム溶接、レーザー溶接、およびそれらの任意の組合せからなる群から選択される手段によって、それ自体と、または別の合金とともに溶接される、請求項１に記載のアルミニウム合金板。
- 請求項１に記載のアルミニウム合金板を生成する方法であって、
（１）請求項１に記載のアルミニウム合金材料から鋳造インゴットを生成するステップと、
（２）結果として生じたインゴットを均質化するステップと、
（３）所望の仕様を有するアルミニウム合金板を生成するために、均質化されたインゴットを、熱間圧延プロセスおよび冷間圧延プロセスを介して変形させるステップと、
（４）変形したアルミニウム合金板を固溶化熱処理するステップと、
（５）処理したアルミニウム合金板を室温まで急冷するステップと、
（６）アルミニウム合金板を自然時効または人工事前時効するステップとを含む、請求項１に記載のアルミニウム合金板を生成する方法。 - ステップ（１）において、鋳造インゴットは、溶融、脱気、含有物の除去、およびＤＣ鋳造というステップによって生成され、溶融中、元素の濃度は、コア元素としてのＭｇおよびＺｎの使用によって正確に制御され、合金元素の比率は、鋳造インゴットの生成を完了するように、成分のオンライン検出および分析によって迅速に補足および調節される、請求項１１に記載の方法。
- ステップ（１）は、溶融、脱気、含有物の除去、およびＤＣ鋳造というプロセス中、電磁撹拌、超音波撹拌、または機械的撹拌をさらに含む、請求項１２に記載の方法。
- ステップ（２）において、均質化処理は、
１）３６０〜５６０℃の温度範囲で１６〜６０時間、１℃／時間〜３０℃／時間（１℃／時間を除く）の加熱速度で行なわれる漸進的均質化処理、および
２）４００〜５６０℃の温度範囲で合計１２〜６０時間行なわれる多段階均質化処理、
からなる群から選択される手段によって実行される、請求項１１に記載の方法。 - ステップ（３）において、
１）まずインゴットに、炉加熱の態様で３８０〜４６０℃の温度で１〜６時間、予熱処理を施し、次に、初期圧延温度が３８０〜４５０℃、終了圧延温度が３２０〜４００℃で変形量が６０％を上回る熱間圧延変形処理を、交互方向または順方向に施して、５〜１０ｍｍの厚さを有する熱間圧延ブランクを生成する手順、
２）熱間圧延ブランクに、３５０〜４５０℃の温度、０．５〜１０時間の保持時間で中間アニール処理を施す手順、および
３）中間アニールの完了後、ブランクに、室温から２００℃までの温度で総変形が６５％を上回る冷間圧延変形プロセスを施して、所望の厚さ仕様の製品を生成する手順、
が実行される、請求項１１に記載の方法。 - ステップ（３）において、冷間圧延変形プロセスのパス間で、第２の中間アニール処理が、３５０〜４５０℃／０．５〜３時間で実行される、請求項１５に記載の方法。
- ステップ（４）において、固溶化熱処理は、
１）４４０〜５６０℃の温度で合計０．１〜３時間行なわれる２段階または多段階固溶化熱処理、および
２）４４０〜５６０℃の温度で合計０．１〜３時間行なわれる漸進的固溶化熱処理、
からなる群から選択される態様で実行される、請求項１１に記載の方法。 - 固溶化熱処理は、漸進的な態様で実行されるステップであり、０℃／分＜加熱速度＜６０℃／分である、請求項１７に記載の方法。
- ステップ（５）において、アルミニウム合金板は、冷媒噴霧焼入れ、強制空冷焼入れ、浸漬焼入れ、およびそれらの任意の組合せからなる群から選択される手段によって、室温まで急冷される、請求項１１に記載の方法。
- ステップ（６）において、時効処理は、
１）焼入れ冷却の完了後、４０℃以下の周囲温度で１４日間以上行なわれる自然時効処理、
２）焼入れ冷却の完了から２時間以内に６０〜２００℃の温度で合計１〜６００分間行なわれる１段階、２段階、または多段階人工時効処理、および
３）焼入れ冷却の完了後に行なわれる自然時効処理と人工時効処理との組合せ、
からなる群から選択される手段によって実行され、人工時効処理は６０〜２００℃の温度で１〜６００分間実行され、自然時効処理は２〜３６０時間実行される、請求項１１に記載の方法。 - 板の欠陥を取り除いて板の平坦性を高め、それにより次の処理を容易にするために、圧延歪み取り、引張歪み取り、伸張曲げ歪み取り、および任意の組合せからなる群から選択される手段によって、冷却された板の歪みを取る追加のステップを、ステップ（５）とステップ（６）との間にさらに含む、請求項１１に記載の方法。
- 請求項１〜９のいずれか１項に記載のアルミニウム合金板から生成される、最終部品。
- 最終部品は、自動車車体の外部または内部パネルである、請求項２２に記載の最終部品。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN201310138522.3A CN103255324B (zh) | 2013-04-19 | 2013-04-19 | 一种适合于汽车车身板制造的铝合金材料及制备方法 |
| CN201310138522.3 | 2013-04-19 | ||
| PCT/CN2013/084591 WO2014169585A1 (zh) | 2013-04-19 | 2013-09-29 | 适合于汽车车身板制造的铝合金材料及制备方法 |
Publications (3)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2016522320A JP2016522320A (ja) | 2016-07-28 |
| JP2016522320A5 JP2016522320A5 (ja) | 2016-10-27 |
| JP6458003B2 true JP6458003B2 (ja) | 2019-01-23 |
Family
ID=48959527
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2016507974A Active JP6458003B2 (ja) | 2013-04-19 | 2013-09-29 | 自動車車体パネルの製造に好適なアルミニウム合金材料およびその生成方法 |
Country Status (7)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US11313016B2 (ja) |
| EP (1) | EP2987879B8 (ja) |
| JP (1) | JP6458003B2 (ja) |
| KR (1) | KR102249605B1 (ja) |
| CN (1) | CN103255324B (ja) |
| CA (1) | CA2907160C (ja) |
| WO (1) | WO2014169585A1 (ja) |
Families Citing this family (69)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103255324B (zh) | 2013-04-19 | 2017-02-08 | 北京有色金属研究总院 | 一种适合于汽车车身板制造的铝合金材料及制备方法 |
| CN103510029B (zh) * | 2013-09-23 | 2016-08-10 | 北京有色金属研究总院 | 一种适用于6000系铝合金车身板的固溶热处理方法 |
| CN103484730B (zh) * | 2013-09-25 | 2015-05-13 | 苏州吉利不锈钢制品有限公司 | 一种用于汽车板材的压铸铝合金 |
| CN103484729B (zh) * | 2013-09-25 | 2015-06-24 | 苏州吉利不锈钢制品有限公司 | 一种压铸铝合金汽车板材及其应用 |
| CN103469023B (zh) * | 2013-09-25 | 2015-04-15 | 苏州吉利不锈钢制品有限公司 | 一种用于汽车板材的铝合金的熔炼及压铸工艺 |
| CN103526083B (zh) * | 2013-09-25 | 2016-03-09 | 苏州吉利不锈钢制品有限公司 | 一种用于汽车板材的压铸铝合金的时效方法 |
| CN103589917A (zh) * | 2013-10-28 | 2014-02-19 | 吴雅萍 | 一种可用于汽车车身的铝合金板材制造方法 |
| CN103737325B (zh) * | 2013-11-13 | 2016-03-02 | 江苏凯特汽车部件有限公司 | 26英寸以上大直径汽车铝合金车轮装饰盖制作工艺 |
| CN104711499B (zh) * | 2013-12-16 | 2017-04-19 | 北京有色金属研究总院 | 一种适用于含Zn的6XXX系铝合金的多级均匀化热处理方法 |
| CN103757507B (zh) * | 2014-02-25 | 2016-04-27 | 北京科技大学 | 一种汽车车身外板用高烤漆硬化铝合金材料及其制备方法 |
| CN103966489B (zh) * | 2014-04-09 | 2016-01-06 | 马鞍山新嘉机械制造有限公司 | 一种掺杂锆元素的铝合金板材的铸造工艺 |
| CN104018040B (zh) * | 2014-06-23 | 2017-08-08 | 北京科技大学 | 一种汽车用高成形性铝合金材料 |
| CN104646939B (zh) * | 2014-06-26 | 2017-04-12 | 上海汇众汽车制造有限公司 | 汽车铝合金前副车架边梁成形方法 |
| CN104451285A (zh) * | 2014-11-28 | 2015-03-25 | 苏州有色金属研究院有限公司 | 车身用Al-Mg合金板材及其制造方法 |
| CN104532077B (zh) * | 2014-11-28 | 2017-01-18 | 苏州有色金属研究院有限公司 | 无漆刷线6xxx系铝合金车身板的短流程制备方法 |
| CN104625643B (zh) * | 2015-01-12 | 2018-03-27 | 江苏珀然股份有限公司 | 一种铝合金轮毂锻造方法 |
| CN106148861A (zh) * | 2015-04-16 | 2016-11-23 | 南京理工大学 | 一种采用激光局部处理提高t5状态6n01铝合金弯曲性能的方法 |
| FR3042140B1 (fr) * | 2015-10-12 | 2017-10-20 | Constellium Neuf-Brisach | Composant de structure de caisse automobile presentant un excellent compromis entre resistance mecanique et comportement au crash |
| CN105671464B (zh) * | 2015-12-14 | 2017-08-22 | 宝鸡吉利发动机零部件有限公司 | 一种平衡轴铝套热处理工艺 |
| CN105537387A (zh) * | 2015-12-15 | 2016-05-04 | 常熟市强盛冲压件有限公司 | 一种汽车覆盖件冲压成型工艺 |
| CN106906435B (zh) * | 2015-12-22 | 2018-11-30 | 北京有色金属研究总院 | 一种汽车车身用铝合金板材的高效制备工艺 |
| CN105838860B (zh) * | 2015-12-28 | 2017-08-01 | 雄邦压铸（南通）有限公司 | 新能源汽车前减震热处理方法 |
| CN105567934B (zh) * | 2015-12-28 | 2017-07-07 | 雄邦压铸（南通）有限公司 | 新能源汽车车身壳体热处理方法 |
| CN105603274B (zh) * | 2016-02-17 | 2017-09-08 | 苏州浦石精工科技有限公司 | 一种高强高韧耐蚀铸造铝合金及其制备方法 |
| CN106378527A (zh) * | 2016-09-28 | 2017-02-08 | 武汉理工大学 | 一种抑制铝合金搅拌摩擦焊接头异常晶粒长大的方法 |
| CN106591633B (zh) * | 2016-12-13 | 2018-10-30 | 柳州通为机械有限公司 | 高精度汽车配件铸造模具 |
| CN106702221A (zh) * | 2016-12-14 | 2017-05-24 | 张家港市广大机械锻造有限公司 | 一种用于车身制造的质轻抗裂铝合金的加工工艺 |
| MX2019006952A (es) | 2016-12-16 | 2019-08-01 | Novelis Inc | Aleaciones de aluminio de alta resistencia y alta conformabilidad resistentes al endurecimiento por envejecimiento natural y metodos para elaborarlas. |
| WO2018111845A1 (en) | 2016-12-16 | 2018-06-21 | Novelis Inc. | Aluminum alloys and methods of making the same |
| CN108239732B (zh) * | 2016-12-23 | 2020-11-20 | 有研工程技术研究院有限公司 | 一种6000系铝合金的热处理方法及其应用 |
| CN106868435B (zh) * | 2016-12-29 | 2019-04-16 | 苏州中色研达金属技术有限公司 | 电子产品外观件用6063铝合金的加工方法 |
| TWI635185B (zh) * | 2017-06-15 | 2018-09-11 | 中國鋼鐵股份有限公司 | 鋁合金片的製造方法 |
| CN107779680B (zh) * | 2017-09-26 | 2019-04-19 | 辽宁忠旺集团有限公司 | 一种6系铝合金型材及其制备方法 |
| CN108034868A (zh) * | 2017-11-30 | 2018-05-15 | 江苏昭华精密铸造科技有限公司 | 一种锁芯的铝合金型材 |
| CN109954752A (zh) * | 2017-12-25 | 2019-07-02 | 北京有色金属研究总院 | 一种提高6000系铝合金板材成形性的方法 |
| CN108251772A (zh) * | 2018-02-09 | 2018-07-06 | 华南理工大学 | 提高6xxx系铝合金人工时效硬化性能的预处理方法 |
| CN109112448B (zh) * | 2018-07-27 | 2020-07-24 | 苏州力华米泰克斯胶辊制造有限公司 | 一种导辊热处理工艺 |
| CN109055698B (zh) * | 2018-09-28 | 2020-04-28 | 中南大学 | 适用于汽车车身的6xxx铝合金及车身板制备工艺 |
| CN109468500A (zh) * | 2018-11-29 | 2019-03-15 | 天津忠旺铝业有限公司 | 一种冲压用6082s铝合金薄板及其加工工艺 |
| CN110180894A (zh) * | 2019-05-28 | 2019-08-30 | 湖南科技大学 | 一种制备高成形性能铝合金板材的换向龙形轧制成形方法 |
| CN110306136B (zh) * | 2019-06-17 | 2020-02-14 | 中南大学 | 一种高合金化铝合金薄板高成材率的加工方法 |
| CN110565034B (zh) * | 2019-09-30 | 2021-08-13 | 中信戴卡股份有限公司 | 一种压铸铝合金的热处理方法及车用部件 |
| CN110952000A (zh) * | 2019-12-19 | 2020-04-03 | 天津忠旺铝业有限公司 | 一种汽车蒙皮板用铝合金及其制造方法 |
| CN111455239B (zh) * | 2020-04-14 | 2022-04-08 | 广西南南铝加工有限公司 | 一种超高强航空用铝合金及其制备方法 |
| CN111485145B (zh) * | 2020-05-29 | 2021-12-28 | 苏州撼力合金股份有限公司 | 一种力学性能优异的铝合金 |
| TWI799730B (zh) * | 2020-08-07 | 2023-04-21 | 中國鋼鐵股份有限公司 | 鋁板及其製造方法 |
| TWI736399B (zh) * | 2020-08-21 | 2021-08-11 | 中國鋼鐵股份有限公司 | 鋁板及其製造方法 |
| CN114101609B (zh) * | 2020-08-26 | 2023-01-20 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种喷射铸轧6xxx铝合金薄带及其制备方法 |
| CN112195376A (zh) * | 2020-09-11 | 2021-01-08 | 中铝材料应用研究院有限公司 | 一种高强度汽车车身用6xxx系铝合金板材及其制备方法 |
| CN112095039B (zh) * | 2020-09-11 | 2021-09-24 | 中铝材料应用研究院有限公司 | 一种汽车车身用铝合金板材及其制备方法 |
| CN114277325B (zh) * | 2020-09-27 | 2022-11-08 | 中国科学院金属研究所 | 提高Al-Mg-Si-Zn系铝合金或其复合材料时效硬化能力的热处理工艺 |
| CN112522550B (zh) * | 2020-11-04 | 2022-10-04 | 佛山科学技术学院 | 一种快速时效响应的铝合金及其制备方法和应用 |
| CN112410692A (zh) * | 2020-11-28 | 2021-02-26 | 四川航天长征装备制造有限公司 | 2219铝合金细化晶粒的工艺方法 |
| CN113005375A (zh) * | 2021-02-22 | 2021-06-22 | 北京科技大学 | 烤漆后应用的提高表面质量和强度的Al-Mg-Zn-Cu合金板材制备方法 |
| CN113122787A (zh) * | 2021-04-19 | 2021-07-16 | 广西柳州银海铝业股份有限公司 | 消除铝合金卷退火起皱的方法 |
| CN113308652B (zh) * | 2021-04-27 | 2022-10-25 | 沈阳工业大学 | 一种铝合金回归再时效和深冷处理结合的耐蚀强化工艺 |
| CN113737064B (zh) * | 2021-08-31 | 2022-04-08 | 华中科技大学 | 一种高性能锻件用Al-Mg-Si合金及其制备方法 |
| CN113981281B (zh) * | 2021-10-15 | 2022-08-09 | 华峰铝业有限公司 | 一种高强度快速时效铝合金及其制备方法 |
| CN114369775B (zh) * | 2021-12-24 | 2023-09-08 | 泰州市天宇交通器材有限公司 | 一种液压盘式制动器铸件铝合金热处理工艺 |
| CN114369777B (zh) * | 2022-01-12 | 2022-12-02 | 广东中色研达新材料科技股份有限公司 | 一种降低6系铝合金室温停放效应的热处理工艺 |
| CN115842206B (zh) * | 2022-02-10 | 2024-08-16 | 宁德时代新能源科技股份有限公司 | 一种锂离子电池用铝合金板材及电池壳体 |
| CN114686787B (zh) * | 2022-03-29 | 2023-02-03 | 宁波江丰电子材料股份有限公司 | 含颗粒状富铁相的6061铝合金及其制备方法和气体分配盘 |
| CN115141990A (zh) * | 2022-07-07 | 2022-10-04 | 南京工业大学 | 一种提高汽车车身用6系铝合金烘烤硬化性的预处理方法 |
| CN115074645A (zh) * | 2022-07-09 | 2022-09-20 | 浙江佑丰新材料股份有限公司 | 一种新能源汽车用铝合金电池壳均匀化热处理工艺 |
| CN115341082B (zh) * | 2022-08-01 | 2023-11-17 | 浙江永杰铝业有限公司 | 铝合金带材的制备方法及铝合金带材 |
| CN115747535B (zh) * | 2022-09-07 | 2023-10-03 | 河南明晟新材料科技有限公司 | 一种提升6016汽车冲压板包边性能的制造方法 |
| CN115233051B (zh) * | 2022-09-20 | 2023-01-24 | 中铝材料应用研究院有限公司 | 一种船舶用高强耐蚀铝合金板材的制备方法 |
| CN116240433A (zh) * | 2023-02-07 | 2023-06-09 | 中铝瑞闽股份有限公司 | 一种高强度铝板带材及其制备方法 |
| CN119121003A (zh) * | 2024-11-11 | 2024-12-13 | 山东南山铝业股份有限公司 | 一种汽车左右侧围门槛用高性能铝合金型材及其制备方法 |
Family Cites Families (20)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6017015B2 (ja) * | 1980-12-05 | 1985-04-30 | 三菱アルミニウム株式会社 | 良好なプレス成形性および焼付硬化性を有するＡｌ合金板 |
| JPH0660366B2 (ja) * | 1990-05-29 | 1994-08-10 | スカイアルミニウム株式会社 | 燐酸亜鉛処理用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
| JPH0633178A (ja) * | 1992-07-15 | 1994-02-08 | Furukawa Alum Co Ltd | 成形性と強度に優れたホイールリム用アルミニウム合金板材 |
| JP2997156B2 (ja) * | 1993-09-30 | 2000-01-11 | 日本鋼管株式会社 | 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 |
| JPH0874014A (ja) | 1994-09-07 | 1996-03-19 | Nippon Steel Corp | 高成形性と良好な焼付硬化性を有するアルミニウム合金板の製造方法 |
| CA2712356C (en) | 2001-03-28 | 2012-02-21 | Sumitomo Light Metal Industries, Ltd. | Aluminum alloy sheet with excellent formability and paint bake hardenability and method for production thereof |
| JP3845312B2 (ja) * | 2002-01-31 | 2006-11-15 | 古河スカイ株式会社 | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
| WO2005049878A2 (en) * | 2003-10-29 | 2005-06-02 | Corus Aluminium Walzprodukte Gmbh | Method for producing a high damage tolerant aluminium alloy |
| TW200536946A (en) * | 2003-12-11 | 2005-11-16 | Nippon Light Metal Co | Method for producing Al-Mg-Si alloy excellent in bake-hardenability and hemmability |
| JP2006299342A (ja) | 2005-04-20 | 2006-11-02 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | プレス成形用アルミニウム合金材の製造方法およびプレス加工材 |
| JP4825507B2 (ja) * | 2005-12-08 | 2011-11-30 | 古河スカイ株式会社 | アルミニウム合金ブレージングシート |
| JP5188115B2 (ja) * | 2007-07-19 | 2013-04-24 | 古河スカイ株式会社 | 高強度アルミニウム合金ブレージングシート |
| JP2009041045A (ja) * | 2007-08-06 | 2009-02-26 | Nippon Steel Corp | 塗装焼付け硬化性に優れたアルミニウム合金板及びその製造方法 |
| EP2075348B1 (en) * | 2007-12-11 | 2014-03-26 | Furukawa-Sky Aluminium Corp. | Method of manufacturing an aluminum alloy sheet for cold press forming and cold press forming method for aluminum alloy sheet |
| CN101880801B (zh) * | 2010-06-13 | 2012-07-18 | 东北大学 | 一种汽车车身用铝合金及其板材制造方法 |
| CN101880805B (zh) * | 2010-07-30 | 2012-10-17 | 浙江巨科铝业有限公司 | 汽车车身板用Al-Mg-Si系铝合金制造方法 |
| CN101935785B (zh) | 2010-09-17 | 2012-03-28 | 中色科技股份有限公司 | 一种高成形性汽车车身板用铝合金 |
| CN103173661B (zh) * | 2013-02-27 | 2015-05-20 | 北京科技大学 | 一种汽车车身用铝合金板材及其制备方法 |
| CN103255324B (zh) | 2013-04-19 | 2017-02-08 | 北京有色金属研究总院 | 一种适合于汽车车身板制造的铝合金材料及制备方法 |
| JP6060366B2 (ja) | 2015-03-27 | 2017-01-18 | 株式会社ソフイア | 遊技機 |
-
2013
- 2013-04-19 CN CN201310138522.3A patent/CN103255324B/zh active Active
- 2013-09-29 US US14/785,569 patent/US11313016B2/en active Active
- 2013-09-29 EP EP13882466.9A patent/EP2987879B8/en active Active
- 2013-09-29 CA CA2907160A patent/CA2907160C/en active Active
- 2013-09-29 JP JP2016507974A patent/JP6458003B2/ja active Active
- 2013-09-29 KR KR1020157029997A patent/KR102249605B1/ko active IP Right Grant
- 2013-09-29 WO PCT/CN2013/084591 patent/WO2014169585A1/zh active Application Filing
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CN103255324B (zh) | 2017-02-08 |
| EP2987879B8 (en) | 2018-06-06 |
| KR102249605B1 (ko) | 2021-05-07 |
| US11313016B2 (en) | 2022-04-26 |
| CA2907160A1 (en) | 2014-10-23 |
| US20160083818A1 (en) | 2016-03-24 |
| JP2016522320A (ja) | 2016-07-28 |
| KR20160021749A (ko) | 2016-02-26 |
| WO2014169585A1 (zh) | 2014-10-23 |
| CA2907160C (en) | 2023-01-24 |
| EP2987879B1 (en) | 2018-05-02 |
| CN103255324A (zh) | 2013-08-21 |
| EP2987879A4 (en) | 2016-11-30 |
| EP2987879A1 (en) | 2016-02-24 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6458003B2 (ja) | 自動車車体パネルの製造に好適なアルミニウム合金材料およびその生成方法 | |
| JP7321828B2 (ja) | 高強度６ｘｘｘアルミニウム合金及びその作製方法 | |
| WO2015127805A1 (zh) | 一种汽车车身外板用高烤漆硬化铝合金材料及其制备方法 | |
| WO2015109893A1 (zh) | 快速时效响应型Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金及其制备方法 | |
| CN116065066B (zh) | 一种轻质高强耐蚀铝合金材料及其制备方法 | |
| EP3230484B1 (en) | Reduced aging time of 7xxx series alloy | |
| EP3245309A1 (en) | Highly formable automotive aluminum sheet with reduced or no surface roping and a method of preparation | |
| EP4056364B1 (en) | Clad aluminium alloy products and methods of making the same | |
| WO2009062866A1 (en) | Al-mg-zn wrought alloy product and method of its manufacture | |
| JP2010159488A (ja) | ２０００系アルミニウム合金材の成形加工方法及び該２０００系アルミニウム合金材の成形加工方法により成形される成形加工品 | |
| EP3485055A1 (en) | Method of making 6xxx aluminium sheets | |
| WO2014132925A1 (ja) | 室温時効後の特性に優れたアルミニウム合金板 | |
| KR20090127185A (ko) | 합금 조성물 및 그 제조방법 | |
| CN108220699B (zh) | 车身结构件用高强高塑性铝合金双层复合板材的制备方法 | |
| KR20210032429A (ko) | 성형 및 조립에 적합한 7xxx 알루미늄 합금 박판 시트 제조 방법 | |
| WO2016190409A1 (ja) | 高強度アルミニウム合金板 | |
| CN106563708B (zh) | 汽车水箱散热器用超高强度铝合金复合带材及其制造方法 | |
| CA3070005A1 (en) | Aluminum alloy products having selectively recrystallized microstructure and methods of making | |
| CN103774070B (zh) | 一种Mg-Zn-Al-Cu系超高强镁合金板材制备方法 | |
| CN110073017B (zh) | 铝合金及其制作方法 | |
| JP2008190022A (ja) | Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金熱延上り板およびその製造法 | |
| JP2017078211A (ja) | 高成形性アルミニウム合金板 | |
| RU2443793C1 (ru) | Высокопрочный сплав на основе алюминия и способ получения изделия из него | |
| CN118497566B (zh) | 一种轻质高模量高强韧耐蚀铝合金材料及其制备方法 | |
| JP2022532347A (ja) | 超高強度アルミニウム合金製品及びその作製方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20160907 |
|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20160907 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20170807 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20170822 |
|
| A601 | Written request for extension of time |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A601 Effective date: 20171122 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20180117 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20180424 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20180823 |
|
| A911 | Transfer to examiner for re-examination before appeal (zenchi) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A911 Effective date: 20180830 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20180925 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20180927 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20181204 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20181221 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 6458003 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |