JP2003231956A - 成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系アルミニウム合金板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 溶体化処理後の焼入れ時における形状歪が少
なく、初期耐力が小さくて成形加工時のスプリングバッ
クが小さく、耐力が高い成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系
合金板を得る。 【解決手段】 Ｍｇ２．０〜５．０％、Ｃｕ０．５〜
１．８％を含むＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系アルミニウム合金の
圧延板材に対して溶体化処理を施すにあたり、４６０〜
５６０℃の範囲内の温度に加熱して０秒〜２時間保持し
た後、３００〜４１０℃の温度域Ｔａまで３〜３０℃／
ｓｅｃの冷却速度で冷却し、引続いてその温度域Ｔａか
ら７０℃以下の温度域Ｔｂまで８０〜２０００℃／ｓｅ
ｃの冷却速度で冷却する。またその冷却中に、板面に平
行な少なくとも一方向に２ＭＰａ以上の引張応力を加え
る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明が属する技術分野】この発明は、自動車ボディシ
ートや電子機器筐体、家電製品、その他の部品等の素材
として、成形加工および塗装焼付処理を施して使用する
Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系アルミニウム合金板の製造方法に関
するものであり、特に成形性に優れると同時に焼付硬化
性が良好でかつ板の形状歪が少ないＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系
アルミニウム合金板を得る方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】従来自動車のボディシートとしては、冷
延鋼板を使用することが多かったが、最近では車体軽量
化等の観点からアルミニウム合金板を使用することが多
くなっている。

【０００３】ところで自動車ボディシート用アルミニウ
ム合金としては、５０００系すなわちＡｌ−Ｍｇ系の合
金のＯ材が主に使用されているが、Ａｌ−Ｍｇ系合金の
Ｏ材は、成形性は良好であるが、成形後に塗装焼付処理
を施した場合に、耐力が低下し、自動車用ボディシート
として強度が不充分となる問題がある。

【０００４】そこでＡｌ−Ｍｇ系合金にＣｕを積極的に
添加して、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系とした合金が開発されて
いる。このＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金は、いわゆる焼付硬
化性（ベークハード）を有する合金であり、溶体化処理
−焼入れを行なって、Ｍｇ、Ｃｕを充分に固溶させた、
いわゆるＴ４処理材とし、その後に製品形状に成形加工
を施した後の塗装焼付処理時にＣｕ／Ｍｇクラスターや
Ｓ”、Ｓ’あるいはＳ相（Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ相）を析出
させることにより、成形品強度が低下することを防止す
るかまたは積極的に成形品強度の向上を可能としたもの
であって、この種のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金は、既に特
公平４−８０９７９号、特許第２５９５８３６号等に示
されている。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系合
金は、Ｃｕ添加の効果を発揮させるためには、溶体化処
理−焼入れを行なうことが必須であるが、溶体化処理後
の焼入れを従来の一般的な方法によって行なった場合、
成形素材として次のような問題があることが判明した。

【０００６】すなわち、溶体化処理後の冷却方法とし
て、水焼入れ（冷却速度：数百℃／ｓｅｃ以上）と比較
して冷却速度が比較的遅い強制空冷（冷却速度：１０℃
／ｓｅｃ程度）等を適用した場合には、材料の初期耐力
が高くなってしまう現象が生じる。これは、冷却速度の
遅い冷却過程で析出硬化が生じてしまうことに起因す
る。ここで、初期耐力とは、焼入れ後、成形加工に供さ
れる際の耐力であり、焼入れ後に室温放置（常識的には
最長６ヶ月程度）されてから成形加工に供される場合に
はその室温放置後、成形加工前の耐力を表わす。この初
期耐力が高いことは、場合によっては利点となり、これ
を利用して強度に優れる材料を得ることも提案されてい
る。一方成形素材としては、成形加工時におけるスプリ
ングバックが小さいことが要望されることが多いが、前
述のように初期耐力が大きければ、成形加工時における
スプリングバックを増大させる結果となり、上述の要望
に応えられなくなってしまう問題がある。また、前記同
様に強制空冷のような比較的冷却速度の遅い冷却手段を
適用した場合、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金の焼入れ中に粒
界析出も生じてしまい、そのため耐応力腐食割れ性（耐
ＳＣＣ性）も水焼入れの場合より劣ってしまう問題もあ
る。

【０００７】一方、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金の溶体化処
理後の焼入れ手段として冷却速度の大きい水焼入れを適
用した場合には、前述の場合とは逆に、初期耐力が低く
なり、また塗装焼付け処理時の焼付硬化による耐力の上
昇が大きくなって高強度の製品を得ることができ、さら
には粒界析出物が少ないため耐ＳＣＣ性にも優れるなど
の利点があるが、その反面、焼入れによる板形状の歪が
大きくなり、板形状が変形して、成形素材として問題が
生じる。

【０００８】結局、従来は成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ
系合金については、形状歪が小さくて板形状が良好で、
かつ初期耐力が小さくて成形加工時におけるスプリング
バックが小さく、しかも最終的に塗装焼付け処理後に高
耐力を実現できるような製造方法は確立していなかった
のが実情である。そして、溶体化処理後の焼入れにおけ
る冷却速度を単純に変化させても、形状歪が小さくかつ
初期耐力を小さくし得るような適切な条件を得ることが
できない、という点において最も大きな問題となってい
たのである。

【０００９】この発明は以上の事情を背景としてなされ
たもので、上述のような各特性のバランスに優れた成形
加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金板を確実かつ安定して得
る方法、すなわち溶体化処理後の焼入れ時における歪が
少なくて成形素材として形状性に優れ、かつ初期耐力が
小さくて成形加工時におけるスプリングバックが小さ
く、しかも最終的に塗装焼付け処理後の状態で高い耐力
を有する成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金板を、確実
かつ安定して得る方法を提供することを目的とするもの
である。

【００１０】

【課題を解決するための手段】前述のような課題を解決
するべく、本発明者等はＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金の製造
プロセスのうち、特に溶体化処理−焼入れのプロセスに
ついて種々実験・検討を重ねたところ、溶体化処理後の
冷却過程を、その温度域に応じて適切な冷却速度を選択
した多段階冷却とすることにより、前述の課題を解決し
得ることを見出し、この発明をなすに至った。

【００１１】すなわち本発明者等は、溶体化処理後の冷
却過程において析出硬化が生じる温度域が、主として３
００℃より低い温度域であることを見出し、また冷却過
程の初期の高温から高い冷却速度で冷却することが板の
歪を増大させることを確認した。そこで、溶体化処理後
の冷却の初期においては、所定の温度域まで比較的低い
冷却速度で冷却（第１段目の冷却）し、その後、高い冷
却速度で低温まで冷却（第２段目の冷却）することが、
初期耐力の増大の原因となる析出を抑えながら、焼入れ
歪の低減を達成し得ることを見出し、さらにはその冷却
過程で、素材に適切なテンションを加えながら冷却する
ことによって、さらに板形状性を良好になし得ることを
見出し、この発明をなすに至ったのである。

【００１２】具体的には、請求項１の発明のＡｌ−Ｍｇ
−Ｃｕ系合金板の製造方法は、Ｍｇ２．０〜５．０％お
よびＣｕ０．５〜１．８％を含有するＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ
系アルミニウム合金を熱間圧延および冷間圧延によって
所定の板厚とした後、その圧延板材に対して溶体化処理
を施すにあたり、４６０〜５６０℃の範囲内の温度に加
熱して０秒〜２時間保持した後、３００〜４１０℃の範
囲内の温度域Ｔａまで３〜３０℃／ｓｅｃの冷却速度で
冷却し、引続いてその温度域Ｔａから７０℃以下の温度
域Ｔｂまで８０〜２０００℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却
することを特徴とするものである。

【００１３】また請求項２の発明のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系
アルミニウム合金板の製造方法は、請求項１に記載の成
形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系アルミニウム合金板の製造
方法において、溶体化処理後、板面に平行な少なくとも
一方向に２ＭＰａ以上の引張応力を加えた状態で冷却す
ることを特徴とするものである。

【００１４】

【発明の実施の形態】先ずこの発明の製造方法を適用す
るＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系アルミニウム合金について説明す
る。

【００１５】この発明の製造方法においては、Ｍｇを
２．０〜５．０％、Ｃｕを０．５〜１．８％含有するＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系アルミニウム合金を用いる。これらの
成分元素の限定理由は次の通りである。

【００１６】Ｍｇ：Ｍｇは強度向上および成形性に寄与
する元素であり、特に強度に関しては、固溶強化および
析出強化によって強度向上に寄与する。Ｍｇ含有量が
２．０％未満では塗装焼付け後の強度が充分ではなく、
一方５．０％を越えてＭｇを添加すれば、熱間圧延時に
割れが生じやすくなって、健全な板が得られなくなる。
そこでＭｇは２．０〜５．０％の範囲内とした。

【００１７】Ｃｕ：Ｃｕは主に析出強化に寄与する元素
である。すなわち、Ｍｇと共存している場合、溶体化処
理−冷却の過程でＣｕ、Ｍｇを充分に固溶させておけ
ば、その後の塗装焼付け時においてＣｕ／Ｍｇクラスタ
ーやＳ”、Ｓ’あるいはＳ相（Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ相）の
析出によって、いわゆる焼付硬化（ベークハード）が生
じて、塗装焼付け後の板の強度向上を図ることができ
る。Ｃｕ含有量が０．５％未満では、焼付硬化性が不充
分で塗装焼付け後の強度が不充分となり、また溶体化処
理後に冷却速度が比較的遅い強制空冷を適用しても冷却
中に析出硬化する現象は無視できる程度に低いレベルで
あることから、０．５％未満はこの発明の対象外とし
た。一方Ｃｕ含有量が１．８％を越えれば、熱間圧延時
に割れが生じやすくなって健全な板を得ることが困難と
なる。したがってＣｕ量は０．５〜１．８％の範囲内と
した。

【００１８】以上のＭｇ、Ｃｕ以外は、基本的にはＡｌ
および不可避的不純物とすれば良いが、結晶粒組織を制
御するため、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、Ｓｃ、Ｎｉのうち
の１種または２種以上をそれぞれ０．５％未満添加する
ことは許容される。また一般のアルミニウム合金では、
鋳造時に結晶粒微細化のために微量のＴｉ、あるいはＴ
ｉおよびＢを添加することがあるが、この発明の場合も
Ｔｉを０．５％未満、またＢをＴｉと併せて０．０５％
未満添加することは許容される。さらに、一般のアルミ
ニウム合金の不可避的不純物としては、Ｆｅ、Ｓｉが代
表的であるが、Ｆｅが０．５％未満、Ｓｉが０．５％未
満含まれていることは特に差し支えない。なおＦｅ、Ｓ
ｉをそれぞれ０．０５％未満の微量に抑えるためには高
純度地金を必要としてコストアップとなり、また材料特
性の向上も期待できないから、それぞれ０．０５％未満
まで低減する必要はない。さらに、スクラップ材を合金
の溶解原料とする場合、Ｚｎが混入することがあるが、
Ｚｎは０．０５％未満であれば特に支障はない。

【００１９】次にこの発明のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系アルミ
ニウム合金板の製造プロセスについて説明する。

【００２０】先ず前述のような成分組成の合金を常法に
従って溶製し、ＤＣ鋳造法などの通常の方法によって鋳
造する。得られた鋳塊に対しては、通常は均質化処理を
行なって、熱間圧延および冷間圧延によって所要の板厚
の圧延板とする。熱間圧延と冷間圧延との間、あるいは
冷間圧延の中途においては、中間焼鈍を行なっても良
い。なおこれらの均質化処理や熱間圧延、冷間圧延、中
間焼鈍の条件は特に限定されるものではなく、一般的な
条件に従えば良い。また最終的な圧延板の板厚も特に限
定されるものではないが、この発明の場合、自動車用ボ
ディシート等の成形加工用の用途で主として用いられる
０．５〜２ｍｍ程度の板に最適である。

【００２１】上述のようにして圧延した板材に対して
は、溶体化処理を行なう。この溶体化処理は、後の塗装
焼付け時に析出による焼付強化に寄与する元素であるＭ
ｇ、Ｃｕを充分に固溶させておくために必要な工程であ
る。この溶体化処理は、４６０〜５６０℃の範囲内の温
度に加熱して、０ｓｅｃ（保持なし）から２時間以内の
保持とする。ここで、溶体化処理温度が４６０℃未満で
は、析出強化に寄与するＭｇ、Ｃｕ等の元素を充分に固
溶させることができず、一方５６０℃を越えれば局部的
な溶融が生じるおそれがあるから、溶体化処理温度は４
６０〜５６０℃の範囲内とした。また４６０〜５６０℃
の範囲内の温度での保持時間が２時間を越えても、強化
元素を固溶させる効果はそれ以上は向上せず、処理効率
を低下させるだけであるから、保持時間は０ｓｅｃ〜２
時間とした。なお溶体化処理温度までの加熱（昇温）
は、３℃／ｓｅｃ以上の比較的高い昇温速度とすること
が好ましい。特にコイル材を連続的に処理する場合に
は、熱処理装置の加熱ゾーンをいたずらに長大化させず
に板送り速度を大きくして処理効率を高めるためには、
３℃／ｓｅｃ以上の昇温速度とすることが適当である。

【００２２】上述のように４６０〜５６０℃の範囲内の
温度に加熱する溶体化処理を行なった後の冷却（焼入
れ）は、この発明の方法において極めて重要である。す
なわちこの冷却過程では、溶体化処理温度（４６０〜５
６０℃）から３００〜４１０℃の範囲内の温度域Ｔａま
での冷却、すなわち第１段目の冷却を、平均３〜３０℃
／ｓｅｃの比較的遅い冷却速度とし、引続きその温度域
Ｔａから７０℃以下の温度域Ｔｂまでの冷却、すなわち
第２段目の冷却を、平均８０〜２０００℃／ｓｅｃの比
較的高い冷却速度とすることが必要である。

【００２３】ここで、溶体化処理温度から３００〜４１
０℃の温度域Ｔａまでの第１段目の冷却における平均冷
却速度を３〜３０℃／ｓｅｃとした理由は次の通りであ
る。すなわち、溶体化処理温度からの冷却過程のうち、
３００℃より低い温度域では、冷却速度が遅ければ析出
が生じやすいが、溶体化処理温度から３００〜４１０℃
の温度域Ｔａまでの冷却過程では、３〜３０℃／ｓｅｃ
の比較的遅い冷却速度でも析出は顕著には生じず、その
ため初期耐力の増大や耐ＳＣＣ性低下の問題も生じにく
い。一方溶体化処理温度から３００〜４１０℃の温度域
Ｔａまでの高温度域の冷却過程での冷却速度が大きい場
合には、歪が大きくなって形状不良が発生しやすくなる
が、この冷却過程の冷却速度を３〜３０℃／ｓｅｃと小
さく抑えることによって、歪の発生を少なくし、形状不
良の発生を防止することができる。

【００２４】ここで、温度域Ｔａの上限を、４１０℃を
越える高温に設定した場合、あるいは冷却速度が３０℃
／ｓｅｃを越える場合、溶体化処理後の冷却時における
歪が大きくなり、形状不良が生じるおそれがある。また
温度域Ｔａの下限を３００℃より低く設定すれば、温度
域Ｔａまでの３〜３０℃／ｓｅｃの冷却中において析出
硬化が生じてしまうおそれがある。さらに、溶体化処理
温度から温度域Ｔａまでの冷却速度が３℃／ｓｅｃ未満
であれば、温度域Ｔａまでの冷却中における析出が結晶
粒界に生じてしまって耐ＳＣＣ性が低下するに加え、塗
装焼付け時における析出硬化が生じにくくなり、塗装焼
付け後の強度が低くなってしまう。

【００２５】なお溶体化処理後、温度域Ｔａまでの３〜
３０℃／ｓｅｃの冷却速度を実現するための具体的手段
としては、板材に冷風を当てる強制空冷（衝風冷却）が
適当である。

【００２６】上述のようにして第１段目の冷却として、
溶体化処理温度から３００〜４1０℃の温度域Ｔａまで
冷却した後には、第２段目の冷却として、直ちに７０℃
以下の温度域Ｔｂまで平均冷却速度８０〜２０００℃／
ｓｅｃで冷却する。このような第２段目の冷却条件の限
定理由は次の通りである。

【００２７】すなわち、本発明者等の実験によれば、溶
体化処理後の冷却中の析出は、主として温度域Ｔａの下
限３００℃よりも低い温度で起こることが確認されてお
り、したがって温度域Ｔａから室温に近い７０℃以下の
温度域Ｔｂまでの第２段目の冷却を、大きな冷却速度
（８０〜２０００℃／ｓｅｃ）とすることによって、溶
体化処理後の冷却中における析出硬化を抑え得ることが
判明した。このように溶体化処理後の冷却中における析
出硬化を抑えることによって、初期耐力を低下させるこ
とができ、また粒界析出も抑えられるため、耐ＳＣＣ性
も良好となる。またこの第２段目の冷却は、溶体化処理
温度よりある程度低い温度域Ｔａからの焼入れであるた
め、冷却速度を高くしても板形状の歪は大幅に抑制さ
れ、形状性を良好にすることができる。

【００２８】ここで、温度域Ｔａから温度域Ｔｂまでの
第２段目の冷却においては、冷却速度が８０℃／ｓｅｃ
未満であれば冷却中に析出が起きる時間的余裕が生じて
しまい、一方２０００℃／ｓｅｃを越えるような著しく
速い冷却速度では、温度域Ｔａからの焼入れであっても
Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ合金板に大きな形状歪を生じるので不
適当であり、したがって温度域Ｔａから温度域Ｔｂまで
の第２段目の冷却における平均冷却速度は、８０〜２０
００℃／ｓｅｃの範囲内と規定した。なおこの第２段目
の冷却方法としては、水槽に焼き入れる水焼入れが好適
であり、そのほかミスト焼入れ、スプレー焼入れ、シャ
ワー焼入れなども使用でき、そのほか２種の冷却方法を
併用する方法、例えばミスト焼入れ、もしくはスプレー
焼入れ、またはシャワー焼入れの後、水焼入れする方法
を適用しても良い。

【００２９】なお、上述のような溶体化処理後の各冷却
過程においては、板面に平行な少なくとも一方向に２Ｍ
Ｐａ以上の引張応力（テンション）を加えた状態で冷却
することが望ましく、このようにすることによって、冷
却中の歪の発生をより低減して、板形状性をより一層改
善することができる。ここで、冷却中の引張応力が２Ｍ
Ｐａ未満の場合には、上述のような効果を期待すること
が困難となる。なお引張応力を加える方向は、前述のよ
うに少なくとも板面に平行な一方向であれば良く、例え
ばコイル材を連続処理する場合には、長さ方向（コイル
送り方向）に平行な方向にテンションを加えながら冷却
すれば良い。

【００３０】ここで、コイル材を連続的に溶体化処理し
かつそれに引続いて連続的に冷却する場合において、前
述のような冷却過程の段階的制御を行なうためには、次
のように行なうことが望ましい。すなわち、コイル材の
連続溶体化焼鈍処理装置において、冷却ゾーンを上流側
（高温側）から下流側（低温側）まで３つのゾーンに区
分し、上流側の第１のゾーンは空気ジェットによる強制
空冷とし、次の第２のゾーンはミストあるいはジェット
水冷ゾーンとし、さらに下流側の第３のゾーンは水冷槽
とし、第１のゾーンと第２のゾーンの長さを可変として
おくことが望ましい。このような構成とすれば、第１の
ゾーン、第２のゾーンの長さを調整することによって、
前述のような適切な温度域での段階制御冷却を行なうこ
とが容易に可能となる。

【００３１】なお前述のようにして溶体化処理−冷却を
行なった板材は、そのまま成形加工、塗装焼付けに供し
ても良いが、場合によってはさらにローラーレベラーや
ストレチャーで代表される板形状矯正装置によって矯正
加工を行なっても良い。ここで、溶体化処理後の冷却に
前述のような段階的制御を適用すれば、歪が少なくて形
状性の良好な板材を得られるが、上述の如くこれをさら
に矯正すれば、より一層平坦性の高い板材を得ることが
できる。

【００３２】

【実施例】実施例１ 表１の合金符号Ａで示す本発明成分組成範囲内の合金に
ついて、実生産規模で常法に従ってＤＣ鋳造し、得られ
た鋳塊に対し５００℃×１０時間の均質化処理を施した
後、面削および４８０℃での予備加熱の後、熱間圧延を
施して板厚５ｍｍの熱延板を得た。その熱延板を２ｍｍ
の中間板厚まで冷間圧延し、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）
にて昇温速度約１０℃／ｓｅｃで５４０℃まで昇温して
直ちに冷却（保持時間０ｓｅｃ）する中間焼鈍を行な
い、さらに板厚１ｍｍまで最終冷間圧延した。そしてさ
らに表２、表３に示すような種々の条件で溶体化処理−
冷却を行なった。なお一部のものには、冷却中に引張応
力を加えた。

【００３３】各条件で処理した板材について、機械的特
性について調べると同時に、板形状の歪について調べ、
さらに耐ＳＣＣ性評価としてＳＣＣ寿命を調べ、また塗
装焼付け処理後の耐力（ＢＨ後耐力）を調べた。なお機
械的特性は、溶体化処理−冷却後、７日間室温で放置し
た状態で調べた。

【００３４】ここで、板形状歪については、溶体化処理
−冷却後の状態で、長さ３００ｍｍ×幅２５０ｍｍの板
の平滑面からの浮き上がり量を調べた。またＳＣＣ寿命
については、応力腐食割れ促進試験を、増感処理ＣＲ３
０％＋１２０℃×７日、電流負荷５Ａ／ｃｍ^２、３．５
％ＮａＣｌ溶液中、試験応力増感処理後耐力の５０％の
条件で行なって、応力腐食割れが発生するまでの時間を
調べた。さらに塗装焼付け処理後の耐力（ＢＨ後耐力）
は、溶体化処理−冷却後の板材について、２％ストレッ
チを加えた後、７日間室温で放置してから１６５℃×２
０分の塗装焼付け処理を行なった後に測定した。これら
の結果を表４に示す。

【００３５】

【表１】

【００３６】

【表２】

【００３７】

【表３】

【００３８】

【表４】

【００３９】表４に示すように、この発明で規定する条
件（製造条件Ｎｏ．１〜５）に従って溶体化処理−冷却
を行なった実施例では、溶体化処理−冷却を行なって７
日間室温放置した状態での初期耐力が低く、かつ板形状
の歪も少なく、さらには耐ＳＣＣ性も良好となることが
確認された。

【００４０】これに対し、この発明の条件範囲外の条件
（製造条件Ｎｏ．６〜１２）によって溶体化処理−冷却
を行なった場合は、初期耐力、形状歪、耐ＳＣＣ性のす
べてを満足することはできなかった。

【００４１】実施例２ 表１の合金符号Ｂ、Ｃに示す本発明成分組成範囲内の合
金、および同じく表１の合金符号Ｄ、Ｅに示す本発明成
分組成範囲外の合金について、実施例１と同様に均質化
処理、熱間圧延、冷間圧延、中間焼鈍、最終冷間圧延を
行なって板厚１ｍｍの圧延材とし、これらについて表
２、表３に示す条件のうち一部の条件で溶体化処理−冷
却を行なった。その結果を表５に示す。なお表５中に示
す各性能の試験方法は実施例１の場合と同様である。

【００４２】

【表５】

【００４３】表５から明らかなように、本発明成分組成
範囲内の合金符号Ｂ、Ｃの板材について、本発明製造条
件範囲内の条件Ｎｏ．１、Ｎｏ．４によって処理した実
施例では、溶体化処理−冷却を行なって７日間室温放置
した状態での初期耐力が低く、また板形状の歪も少ない
ことが判明した。

【００４４】一方、本発明成分組成範囲内であっても、
溶体化処理−冷却の条件がこの発明に従っていない比較
例では、初期耐力が高過ぎるかまたは板形状が大きくな
ってしまった。

【００４５】なお表５には、Ｃｕ量が少ない本発明成分
組成範囲外の合金符号Ｄについて、水焼入れのみ（１段
の高速度冷却；条件Ｎｏ．６）を行なった例および強制
空冷のみ（１段の低速冷却；条件Ｎｏ．７）を行なった
例についても示しているが、これらの結果から、Ｃｕ量
が少ない場合には水焼入れと強制空冷のいずれでも初期
耐力に差が生じず、この発明で解決課題としている問題
が生じないことが判る。

【００４６】なおまた、表１の合金符号ＥはＭｇ量が多
過ぎる本発明成分組成範囲外の合金であるが、この場合
は熱間圧延時の割れが顕著であり、健全な板材が得られ
ないことが判明したので、その後の処理は行なわなかっ
た。

【００４７】

【発明の効果】この発明の成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ
系合金板の製造方法によれば、溶体化処理後の冷却方法
として、適切な条件での多段の冷却とすることにより、
Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金特有の冷却中の析出を抑え、か
つ急冷時に生じやすい形状の歪も低減させることが可能
となり、さらには耐ＳＣＣ性にも優れる材料を確実かつ
安定して得ることができる。またこのことから焼付硬化
性を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金について、初期耐力
が低く、板形状が平坦な成形用素材の製造が実際的に安
定して可能となった。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｆ 1/00 Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０Ｇ ６３０Ｋ ６８６ ６８６Ａ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９２ ６９２Ａ ６９２Ｚ

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｍｇ２．０〜５．０％（ｍａｓｓ％、以
   下同じ）およびＣｕ０．５〜１．８％を含有するＡｌ−
   Ｍｇ−Ｃｕ系アルミニウム合金を熱間圧延および冷間圧
   延によって所定の板厚とした後、その圧延板材に対して
   溶体化処理を施すにあたり、４６０〜５６０℃の範囲内
   の温度に加熱して０秒〜２時間保持した後、３００〜４
   １０℃の範囲内の温度域Ｔａまで３〜３０℃／ｓｅｃの
   冷却速度で冷却し、引続いてその温度域Ｔａから７０℃
   以下の温度域Ｔｂまで８０〜２０００℃／ｓｅｃの冷却
   速度で冷却することを特徴とする、成形加工用Ａｌ−Ｍ
   ｇ−Ｃｕ系アルミニウム合金板の製造方法。
2. 【請求項２】 請求項１に記載の成形加工用Ａｌ−Ｍｇ
   −Ｃｕ系アルミニウム合金板の製造方法において、溶体
   化処理後、板面に平行な少なくとも一方向に２ＭＰａ以
   上の引張応力を加えた状態で冷却することを特徴とす
   る、成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系アルミニウム合金板
   の製造方法。