專利名稱：烘烤硬化性優(yōu)異的Al－Mg－Si系鋁合金板的制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及Al-Mg-Si系鋁合金板的制造方法。本發(fā)明涉及Al-Mg-Si系鋁合金板的制造方法，其特征在于，使用除了Al以外作為必需成分含有規(guī)定量的Mg、Si，根據(jù)情況還含有規(guī)定量的Fe、Cu、Mn以及Cr的Al合金熔液，將其進行連續(xù)鑄造時，使凝固時平均冷卻速度為20℃/s或以上，并使從鑄造機出來時的鑄錠溫度為250℃或以下，或者冷卻鑄錠，以使鑄錠溫度在從向鑄造機注入熔液開始2分鐘以內(nèi)變?yōu)?50℃或以下，然后，不進行均質(zhì)化處理或熱軋而僅通過冷軋軋制至最終板厚，然后在連續(xù)退火爐進行固溶處理。根據(jù)本發(fā)明得到的Al-Mg-Si系合金板由于烘烤硬化性優(yōu)異，因此利用該特性，可廣泛用于汽車等車輛、家電產(chǎn)品等的外板材或建筑材料等。
背景技術(shù)：
例如，作為汽車用面板，以往是使用冷軋鋼板。但是，最近作為以減少燃料費用、減少廢氣等為目的的車體輕量化對策，快速向使用輕量、比強度高且成形加工性也好的Al合金材料的趨勢發(fā)展。其中，為了提高美觀性大多進行涂裝處理使用的汽車用Al系合金板，注目于烘烤硬化性好的Al-Mg-Si系合金，一部分正在進行實用化。
但是，作為Al合金板的制造方法，以往一般進行的是對通過半連續(xù)鑄造法等制造的鑄錠進行清除鋼錠缺陷處理或均質(zhì)化熱處理，然后依次進行熱軋、冷軋、退火等的方法。經(jīng)過這樣的工序制造的以往的Al合金板沖壓成形性好，同時烘烤硬化性也好，因此暫時滿足了需求者的要求。
但是，近年來，需求者的要求更加嚴(yán)格，由于輕量化的發(fā)展，有要求更高的強度的趨勢，不僅如此，還希望成形性、烘烤硬化性進一步提高，另外，提高產(chǎn)率降低成本的要求也提高了。
作為滿足這種需求的比較新的Al合金板的制造技術(shù)，研究了采用通過連續(xù)鑄造制成移動帶板后，立即送至軋制工序進行熱軋和冷軋的方法(以下稱為連鑄·直送軋制法)，而省略了清除鋼錠缺陷、均質(zhì)化熱處理的方法(特開昭55-27497號、特公昭62-54182號等)。根據(jù)該方法，由于省略了清除鋼錠缺陷、均質(zhì)化熱處理因此可實現(xiàn)成本降低，同時在鑄造工序中過飽和地固溶的固溶元素也不會在均質(zhì)化熱處理時析出，因此有因固溶強化而促進了高強度化的優(yōu)點。
專利文獻1特開昭55-27497號公報專利文獻2特公昭62-54182號公報還公開在用Al合金熔液進行連續(xù)鑄造后進行熱軋、進一步進行冷軋而制造Al合金板時，可盡可能地抑制連續(xù)鑄造、熱軋、冷軋和中間退火這一系列工序中的過飽和固溶元素的析出，提高最終冷軋制品的強度的同時，進一步改善烘烤硬化性、沖壓成形性的方法(特開平7-252616)。該方法是使用Mg、Mn、Si等合金元素含量特定的Al合金熔液，將其連續(xù)鑄造后進行熱軋、進一步進行冷軋而制造Al-Mg-Si系合金板，此時，規(guī)定連續(xù)鑄造時和熱軋后的冷卻速度的同時，對其后進行的冷軋后的熱處理條件進行了鉆研，由此得到?jīng)_壓成形性、烘烤硬化性等得到改善的Al-Mg-Si系合金板。
專利文獻3特開平7-252616號公報作為在這種連鑄·直送軋制法中采用的連續(xù)鑄造法現(xiàn)在實用的有水冷式連續(xù)鑄造法(將由固定式的水冷式連鑄鑄模成形為板狀的連鑄片用冷卻水直接冷卻固化而連續(xù)鑄造方法)、ハンタ一エンジニアリング社開發(fā)的雙輥鑄造法(向旋轉(zhuǎn)的一對冷卻輥間供給熔液，通過在該輥間冷卻固化而連續(xù)鑄造的方法)、ハザレ一社開發(fā)的帶式連續(xù)鑄造法(向可動式的2個帶狀冷卻構(gòu)件間供給熔液，邊在該帶間冷卻固化邊連續(xù)鑄造成板狀的方法)、スイス·アルミニウム社開發(fā)的整體式連續(xù)鑄造法(向可動式的2個塊狀冷卻構(gòu)件間供給熔液，邊在該塊間冷卻固化邊連續(xù)鑄造成板狀的方法)等。

發(fā)明內(nèi)容
但是，目前實用的連鑄·直送軋制法中，在連續(xù)鑄造和熱軋后進行的冷軋工序中，為了防止加工斷裂等在350～500℃左右的比較低的溫度下進行中間退火，但在中間退火工序中，有引起過飽和固溶元素析出，抑制最終冷軋制品的高強度化的問題。另外，如上所述的方法，即使用Mg、Mn、Si等合金元素含量特定的Al合金熔液，將其連續(xù)鑄造后進行熱軋、進一步進行冷軋而制造Al-Mg-Si系合金板時，規(guī)定連續(xù)鑄造時和熱軋后的冷卻速度的同時，還對之后進行的冷軋后的熱處理條件進行鉆研，由此得到?jīng)_壓成形性、烘烤硬化性等改善的Al-Mg-Si系合金板的方法中，由于必需連續(xù)鑄造后的熱軋、冷軋?zhí)幚砗蟮臒崽幚?，因此有成本高、不能發(fā)揮連續(xù)鑄造的優(yōu)點的問題。而且，所得Al合金板的沖壓成形性、烘烤硬化性等還留有改善的余地。
本發(fā)明是著眼于現(xiàn)有技術(shù)所具有的上述問題而進行的，其涉及烘烤硬化性優(yōu)異的Al-Mg-Si系合金板的制造方法，其特征在于，在雙帶式鑄造Al-Mg-Si系鋁時，以20℃/s或以上的凝固時平均冷卻速度鑄造，使從鑄造機出來的鑄錠溫度為250℃或以下，或者冷卻鑄錠，以使鑄錠溫度在從向鑄造機注入熔液開始2分鐘以內(nèi)變?yōu)?50℃或以下，然后，不進行均質(zhì)化處理或者熱軋而僅通過冷軋軋制至最終板厚，然后在連續(xù)退火爐進行固溶處理。
解決上述問題的本發(fā)明第1方面為烘烤硬化性優(yōu)異的Al-Mg-Si系鋁合金板的制造方法，其要點為，將含有Mg0.3～1.0重量％、Si0.3～1.5重量％、Cu1.0重量％或以下(包括0％)、Fe1.2重量％或以下(包括0％)的同時，根據(jù)需要還含有Mn0.1～0.7重量％和/或Cr0.1～0.3％，余量包含Al的Al-Mg-Si系鋁合金熔液以20℃/s或以上的凝固時平均冷卻速度進行雙帶式鑄造，此時，使由鑄造機出來的鑄錠溫度為250℃或以下，然后，不進行均質(zhì)化處理或熱軋而僅通過冷軋軋制至最終板厚，在連續(xù)退火爐進行固溶處理。
解決上述問題的本發(fā)明第2方面為烘烤固化性優(yōu)異的Al-Mg-Si系鋁合金板的制造方法，其要點為，將含有Mg0.3～1.0重量％、Si0.3～1.5重量％、Cu1.0重量％或以下(包括0％)、Fe1.2重量％或以下(包括0％)的同時，根據(jù)需要還含有Mn0.1～0.7重量％和/或Cr0.1～0.3％，余量包含Al的Al-Mg-Si系鋁合金熔液以20℃/s或以上的凝固時平均冷卻速度進行雙帶式鑄造，此時，冷卻鑄錠，以使鑄錠溫度在從向鑄造機注入熔液開始2分鐘以內(nèi)變?yōu)?50℃或以下，然后，不進行均質(zhì)化處理或熱軋而僅通過冷軋軋制至最終板厚，在連續(xù)退火爐進行固溶處理。
使平均冷卻速度為20℃/s或以上的理由為當(dāng)平均冷卻速度小于20℃/s時，凝固時粗大的Mg2Si容易結(jié)晶析出，該粗大的Mg2Si由于難以通過利用連續(xù)退火爐的溶體化處理充分溶入，因此烘烤硬化性差。
由鑄造機出來時的鑄錠溫度為250℃或以下的理由為當(dāng)該溫度高于250℃時，Mg2Si在鑄錠冷卻過程中析出，因此增加利用連續(xù)退火爐的最終板的熔體化處理所必需的溫度、時間的同時，烘烤硬化性差。
不進行均質(zhì)化處理或熱軋?zhí)幚淼睦碛蔀榧词挂种屏髓T造和冷卻過程中的Mg2Si的結(jié)晶、析出，如進行均質(zhì)化處理或熱軋?zhí)幚恚瑒tMg2Si會再析出，因此難以通過溶體化處理充分溶入，烘烤硬化性差。
在從注入熔液開始2分鐘以內(nèi)冷卻鑄錠至250℃或以下的理由為如超過2分鐘，則Mg2Si析出，因此在利用連續(xù)退火爐的最終板的熔體化處理中該Mg2Si難以充分固溶于基質(zhì)中，烘烤硬化性差。
為了使由鑄造機出來的鑄錠溫度為250℃或以下，在鑄造機內(nèi)必需從每1m3鑄錠體積奪去約2200MJ或以上的熱量。這相當(dāng)于在有效冷卻長度為1m的鑄造機內(nèi)以8m/分鐘的鑄造速度鑄造寬1m、板厚1cm的鑄錠時，以3.0MW/m2或以上的鑄造機內(nèi)平均除熱流密度(平均拔熱流密度)進行鑄造。
這樣使鑄造后的鑄錠溫度為250℃或以下，或者在從注入熔液開始2分鐘以內(nèi)冷卻鑄錠至250℃或以下，然后不進行均質(zhì)化處理或熱軋而僅通過冷軋軋制至最終板厚，由此可抑制粗大的Mg2Si析出，在其后的利用連續(xù)退火爐的熔體化處理時Mg2Si可容易地固溶于基質(zhì)中。由此，適當(dāng)調(diào)整了Al-Mg-Si系合金的成分組成，并且達到冷軋制品的高強度化的同時，其后進行的焙烤處理后的耐力提高，進而實現(xiàn)了沖壓成形性更好的Al-Mg-Si系合金板。
以下，對本發(fā)明規(guī)定的包括Al-Mg-Si系合金的成分組成和連續(xù)鑄造時或熱軋后的冷卻條件等的制造條件進行詳細說明。首先，說明規(guī)定本發(fā)明使用的Al-Mg-Si系合金的成分組成的理由。
Mg(0.3～1.0重量％)是形成Mg2Si且有助于高強度化的元素，為了確保上述外板材等所必需的強度，必需含有0.3重量％或以上。但是，含量過多，則成形性變差，因此必需控制在1.0重量％或以下。Mg的更優(yōu)選的下限值為0.4重量％，更優(yōu)選的上限值為0.8重量％。
Si(0.3～1.5重量％)是與上述Mg形成Mg2Si且有助于高強度化的元素，為了有效發(fā)揮其添加效果，必需含有0.3％或以上。但是含量過多則對沖壓成形性有不良影響，因此必需控制在1.5重量％或以下。Si的更優(yōu)選的下限值為0.6％，更優(yōu)選的上限值為1.2重量％。這樣，在本發(fā)明中，Mg和Si在Al合金中形成被稱為G.P帶的Mg2Si組成的集合體(凝塊)或中間層，是利用焙烤處理使其硬化的重要元素。
Cu(1.0重量％或以下)雖然不是必需的，但由于具有析出強化作用，因此優(yōu)選在對強度要求高時積極地含有。但是，如果過多則會對成形性有不良影響，因此必需控制在1.0重量％或以下?？紤]到強度和成形性的平衡，更優(yōu)選的Cu含量為0.4～0.9重量％的范圍。
Fe(1.2重量％或以下)雖然不是必需的，但由于具有提高強度的作用，因此優(yōu)選在對強度要求高時積極地含有。但是，如果過多則會對成形性有不良影響，因此必需控制在1.2重量％或以下?？紤]到強度和成形性的平衡，更優(yōu)選的Fe的含量為0.1～0.5重量％的范圍。
Mn(0.1～0.7重量％)是作為固溶強化元素和結(jié)晶粒微細化元素的有效元素，為了有效發(fā)揮這些作用，必需至少含有0.1重量％或以上。但是如果過多，則由于沒有固溶的Mn量的增大使成形性有變差的趨勢，因此必需控制在0.7重量％或以下。
Cr(0.1～0.3重量％)均具有作為結(jié)晶粒微細化元素的作用，為了有效發(fā)揮其效果，必需含有下限值或以上。但是，如果該含量超過上述上限值，則生成金屬間化合物，對成形性產(chǎn)生不良影響?？紤]到這些方面，Cr的優(yōu)選含量為0.1～0.3重量％的范圍。
本發(fā)明的Al合金的其余部分含有Al和不可避免的雜質(zhì)，作為不可避免的雜質(zhì)，可列舉Ni、Zn、Zr、V、Ti、Li等，這些只要是不可避免的雜質(zhì)量，在確保本發(fā)明所期望的性能方面沒有特別的妨礙。下面說明使用上述Al-Mg-Si系合金的連續(xù)鑄造、冷軋等的各條件。
如將連續(xù)鑄造中的凝固時平均冷卻速度進行如上所述的規(guī)定，則由于強制固溶，來自連續(xù)鑄造組織中的Fe、Si的結(jié)晶物量減少，同時，該結(jié)晶物尺寸以平均尺寸計微細化至2μm左右以下，沖壓成形性和烘烤硬化性顯著提高。但是，連續(xù)鑄造時的凝固時平均冷卻速度如果小于上述速度，則金屬間化合物的結(jié)晶量增大的同時其尺寸也變得粗大，不僅得不到滿意的沖壓成形性，烘烤硬化性也差。
另外，在上述連續(xù)鑄造后，使之后由鑄造機出來的鑄錠溫度為250℃或以下，或者冷卻鑄錠，以使鑄錠溫度在從向鑄造機注入熔液開始2分鐘以內(nèi)為250℃或以下，然后不進行均質(zhì)化處理或熱軋而僅通過冷軋軋制至最終板厚，通過采用這種快速冷卻，抑制了鑄錠冷卻中的過飽和固溶成分的析出，保持了過飽和固溶量，可制造烘烤硬化性優(yōu)異的板。順便說明，如果鑄造后的鑄錠溫度超過250℃，則過飽和固溶成分析出，得到烘烤硬化性差的板。
冷軋至最終板厚后，在連續(xù)退火爐中在530～570℃的范圍的溫度下進行溶體化處理，接著用溫水或水進行淬火，然后進行預(yù)備時效處理。將此時的溶體化處理溫度進行如上所述的規(guī)定原因是抑制溶體化處理時的固溶元素的析出而保持充分的過飽和固溶量，提高強度，同時通過增大固溶元素量提高烘烤硬化性。順便說明，如果溶體化處理溫度小于530℃，則提高烘烤硬化性的效果不充分。另一方面，如果為超過570℃的高溫，則結(jié)晶粒變得粗大的同時，由于共晶熔融引起粘砂(バ一ニング)現(xiàn)象，沖壓成形性變差。
另外，在上述溶體化處理后，用溫水或冷水進行淬火，然后接著進行預(yù)備時效處理，由此得到?jīng)_壓成形性和烘烤硬化性非常好的Al-Mg-Si系合金板。此時對淬火條件、時效熱處理條件沒有特別限定，作為優(yōu)選的條件，淬火條件為溫水淬火，而時效熱處理條件為在60～200℃進行10分鐘～8小時左右。
在本發(fā)明中，如上所述，有如下特征規(guī)定Al-Mg-Si系合金的成分組成的同時，使用該合金熔液進行連續(xù)鑄造時，以20℃/s或以上的凝固時平均冷卻速度進行鑄造，使其后從鑄造機出來時的鑄錠溫度為250℃或以下，另外，冷卻鑄錠，以使鑄錠溫度在從向鑄造機注入熔液開始2分鐘以內(nèi)變?yōu)?50℃或以下，然后不進行均質(zhì)化處理或熱軋而僅通過冷軋軋制至最終板厚，利用連續(xù)退火爐設(shè)定溶體化處理條件，對其他條件沒有特別限定，對其他優(yōu)選條件等的說明如下。
本發(fā)明具有如下特征連續(xù)鑄造使鑄錠溫度在250℃或以下，或者將連續(xù)鑄造的鑄片冷卻至250℃或以下，卷繞后，不進行均質(zhì)化處理或熱軋而僅通過冷軋軋制至最終板厚，設(shè)定利用連續(xù)退火爐的溶體化處理條件，由此，與連續(xù)鑄造后卷繞，然后冷卻后再進行均質(zhì)化處理或熱軋的方法相比，熱損失少，且在提高產(chǎn)率方面有效。
另外在實施本發(fā)明時，通過連續(xù)鑄造，連續(xù)地制造通常4～15mm左右厚度的板狀鑄片，將其卷繞后，通過冷軋使厚度為0.1～1mm，進一步利用連續(xù)退火爐進行溶體化處理，制造進行了預(yù)備時效處理的Al合金制品板。作為在此采用的連續(xù)鑄造法，可適當(dāng)選擇采用上述水冷式連續(xù)鑄造法、雙輥式連續(xù)鑄造法、帶式連續(xù)鑄造法、整體式連續(xù)鑄造法等。
具體實施例方式
以下示出本發(fā)明的實施例，但本發(fā)明不受下述實施例的限制，當(dāng)然可以在適合本發(fā)明主旨的范圍進行適當(dāng)變更進行實施，這些也都包含于本發(fā)明的技術(shù)范圍。
實施例1實施例1用雙帶式鑄造機以下述條件鑄造厚1cm的鑄錠。
鑄造機的有效冷卻長度1m鑄造速度8m/分鐘熔液注入溫度700℃組成Al、Mg0.6重量％、Si0.8重量％、Fe0.2重量％、Mn0.2重量％、Ti0.01重量％通過改變鑄造機內(nèi)的平均除熱流密度得到鑄造后的鑄錠溫度不同的鑄錠。
然后，通過冷軋制成1mm的板，然后進行545℃×15秒→溫水淬火的溶體化處理，進行85℃×8小時的預(yù)備時效處理，制成T4材。另外，對于T6材，在將T4材進行自然時效1周后，進行170℃×30分鐘的人工時效。為了評價烘烤硬化性，測定T4材和T6材的耐力，其差作為烘烤硬化性。另外，目標(biāo)烘烤硬化性為100MPa或以上。進一步，為了觀察均質(zhì)化處理或熱軋有無的影響，作為比較例，測定了將鑄錠進行了均質(zhì)化處理或熱軋得到的板的烘烤硬化性。


*均質(zhì)化處理保持560℃×6小時→爐冷*熱軋升溫至560℃后，軋制起始溫度設(shè)為550℃，熱軋至4mm。
然后冷軋至1mm。
實施例2用雙帶式鑄造機以下述條件鑄造厚1cm的鑄錠。
鑄造機的有效冷卻長度1m鑄造速度8m/分鐘熔液注入溫度700℃組成Al、Mg0.6重量％、Si0.8重量％、Fe0.2重量％、Mn0.2重量％、Ti0.01重量％在鑄造機出口設(shè)置冷卻裝置，使鑄造后可立即冷卻鑄錠。啟動冷卻裝置時，鑄造后為357℃的鑄錠溫度通過冷卻裝置在從向鑄造機內(nèi)注入熔液開始2分鐘后降至230℃。與此相對，沒有啟動冷卻裝置時，在從向鑄造機內(nèi)注入熔液開始2分鐘后，鑄錠溫度依然為330℃的高溫。然后通過冷軋制成1mm的板后，進行545℃×15秒→溫水淬火的溶體化處理，進行85℃×8小時的預(yù)備時效處理，制成T4材。另外，對于T6材，在將T4材進行自然時效1周后，進行170℃×30分鐘的人工時效。為了評價烘烤硬化性，測定T4材和T6材的耐力，其差作為烘烤硬化性。另外，目標(biāo)烘烤硬化性為100MPa或以上。


權(quán)利要求書(按照條約第19條的修改)1.(修改后)烘烤硬化性優(yōu)異的Al-Mg-Si系鋁合金板的制造方法，其特征在于，(a)將含有Mg0.3～1.0重量％、Si0.3～1.5重量％、Cu1.0重量％或以下(包括0％)、Fe1.2重量％或以下(包括0％)的同時，根據(jù)需要還含有Mn0.1～0.7重量％和/或Cr0.1～0.3％，余量包含Al的Al-Mg-Si系鋁合金熔液以20℃/s或以上的凝固時平均冷卻速度進行雙帶式鑄造，(b)此時，通過調(diào)節(jié)板厚、鑄造速度和鑄造機內(nèi)的平均除熱流密度使由鑄造機出來的鑄錠溫度為250℃或以下，(c)然后，不進行均質(zhì)化處理或者熱軋而僅通過冷軋軋制至最終板厚，(d)在連續(xù)退火爐進行固溶處理。
2.(修改后)烘烤硬化性優(yōu)異的Al-Mg-Si系鋁合金板的制造方法，其特征在于，(a)將含有Mg0.3～1.0重量％、Si0.3～1.5重量％、Cu1.0重量％或以下(包括0％)、Fe1.2重量％或以下(包括0％)的同時，根據(jù)需要還含有Mn0.1～0.7重量％和/或Cr0.1～0.3％，余量包含Al的Al-Mg-Si系鋁合金熔液以20℃/s或以上的凝固時平均冷卻速度進行雙帶式鑄造，(b)此時，通過使鑄錠通過冷卻裝置冷卻鑄錠，以使鑄錠溫度從向鑄造機注入熔液開始2分鐘以內(nèi)變?yōu)?50℃或以下，(c)然后，不進行均質(zhì)化處理或者熱軋而僅通過冷軋軋制至最終板厚，(d)在連續(xù)退火爐進行固溶處理。
權(quán)利要求
1.烘烤硬化性優(yōu)異的Al-Mg-Si系鋁合金板的制造方法，其特征在于，(a)將含有Mg0.3～1.0重量％、Si0.3～1.5重量％、Cu1.0重量％或以下(包括0％)、Fe1.2重量％或以下(包括0％)的同時，根據(jù)需要還含有Mn0.1～0.7重量％和/或Cr0.1～0.3％，余量包含Al的Al-Mg-Si系鋁合金熔液以20℃/s或以上的凝固時平均冷卻速度進行雙帶式鑄造，(b)此時，使由鑄造機出來的鑄錠溫度為250℃或以下，(c)然后，不進行均質(zhì)化處理或者熱軋而僅通過冷軋軋制至最終板厚，(d)在連續(xù)退火爐進行固溶處理。
2.烘烤硬化性優(yōu)異的Al-Mg-Si系鋁合金板的制造方法，其特征在于，(a)將含有Mg0.3～1.0重量％、Si0.3～1.5重量％、Cu1.0重量％或以下(包括0％)、Fe1.2重量％或以下(包括0％)的同時，根據(jù)需要還含有Mn0.1～0.7重量％和/或Cr0.1～0.3％，余量包含Al的Al-Mg-Si系鋁合金熔液以20℃/s或以上的凝固時平均冷卻速度進行雙帶式鑄造，(b)此時，冷卻鑄錠，以使鑄錠溫度在從向鑄造機注入熔液開始2分鐘以內(nèi)變?yōu)?50℃或以下，(c)然后，不進行均質(zhì)化處理或熱軋而僅通過冷軋軋制至最終板厚，(d)在連續(xù)退火爐進行固溶處理。
全文摘要
本發(fā)明的目的在于提高鋁合金板的強度、降低成本以及提高沖壓成形性、烘烤硬化性。本發(fā)明為烘烤硬化性優(yōu)異的Al－Mg－Si系鋁合金板的制造方法，其特征在于，將含有Mg0.3～1.0重量％、Si0.3～1.5重量％、Cu1.0重量％或以下(包括0％)、Fe1.2重量％或以下(包括0％)，同時根據(jù)需要還含有Mn0.1～0.7重量％和/或Cr0.1～0.3％，余量包含Al的Al－Mg－Si系鋁合金熔液以20℃/s或以上的凝固時平均冷卻速度進行雙帶式鑄造，此時使由鑄造機出來的鑄錠溫度為250℃或以下，然后不進行均質(zhì)化處理或熱軋而僅通過冷軋軋制至最終板厚，在連續(xù)退火爐進行固熔處理。
文檔編號B21B3/00GK1922336SQ200480042140
公開日2007年2月28日 申請日期2004年12月22日 優(yōu)先權(quán)日2003年12月26日
發(fā)明者穴見敏也, 趙丕植, 小林達由樹 申請人:日本輕金屬株式會社