JP2008001991A - アルミニウム合金及びアルミニウム合金シートの製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】特に自動車に適用するのに有効なＡｌ合金シート材料を容易に製造する方法を提供する。
【解決手段】Ａｌ合金をベルト鋳造機により鋳造した合金スラブを熱間・冷間圧延によりシートとし、溶体化処理して析出粒子を再溶解し冷却する、Ａｌ合金シート材料の製造方法である。図１の領域ＡＢＣＤＥＦの範囲内の量のＭｇ及びＳｉと、Ｍｇ及びＳｉの量に対応し図１中に区切り線（破線）で示す上限と、領域ＢＨＧＩ内では０．３ｗｔ％、領域ＨＡＦＧ内及びＩＥＣＤ内では０ｗｔ％である下限との間の量のＣｕと、残部Ａｌとを含有し、合金の凝固範囲に応じて図３の陰影を付した帯域の範囲内の速度で、ベルト鋳造機中で合金から熱を除去すること、及び合金に溶体化処理を含む熱処理を施すことを特徴とする、Ｔ４処理後の強度が９０〜１７５ＭＰａであり、Ｔ８Ｘ処理後の強度が１７０ＭＰａ以上であるＡｌ合金シートの製造方法。
【選択図】図１

Description

この発明は、特に自動車に適用するのに有効な、アルミニウム合金及びアルミニウム合金を用いたシート材料を製造するための連続方法に関する。更に詳細には、この発明はＡｌ‐Ｍｇ‐Ｃｕ‐Ｓｉ及びＡｌ‐Ｍｇ‐Ｓｉの合金及びそのような合金に適用できる製造方法に関する。

自動車産業界では、自動車の重量を軽減するために、ますます、鋼製のパネルに換えてアルミニウム合金パネルを使用するようになってきている。パネルの重量が軽くなれば、もちろん、自動車の重量が軽減され、これにより、燃費が改善されるが、アルミニウム合金の導入にはそれなりの条件が必要とされる。自動車に有効に適用させるためには、アルミニウム合金シート製品は受け入れたままのＴ４焼きもどし条件において良好な成形特性を有することが必要である。これにより、アルミニウム合金シートはひび、切れ、しわを生じずに、所望の形に曲げあるいは成形することができる。同時に、合金パネルは、塗装及び焼き付け後に、へこみに耐え、他の衝撃に耐えうるのに十分な強度が必要とされる。

自動車パネルに適用するには、ＡＡ（アルミニウム協会）２０００及び６０００シリーズの幾つかのアルミニウム合金が、通常、考えられる。ＡＡ６０００シリーズ合金はマグネシウム及び珪素を含み、銅を含むこともあるし、含まないこともある。しかしながら、Ｃｕ含有量に依り、ＡＡ２０００シリーズ合金とは分類できる。これらの合金はＴ４焼きもどし条件で成形でき、塗装及び焼き付け後により強固となる。より薄い、すなわち、より軽いパネルが必要とされるため、これの要求を満たすためには、塗装及び焼き付け後の強度の大きな向上が必要であろう。

更に、合金から自動車パネルに適したシート材料を製造するための公知の方法では、一般にインゴットを形成するための溶融合金の半連続の直接冷硬（ＤＣ）鋳造、表面の質を改善するために行う１圧延面につき約１／４インチのインゴットの皮むき（スキャルピング：ｓｃａｌｐｉｎｇ）、５００から５８０℃の温度で行う１から４８時間の合金の均質化、及び所望のゲージに至るまでの熱間及び冷間延を含むより複雑で経費のかかる手順が含まれる。圧延された材料は、その後、連続加熱処理ラインにおいて５００から５７５℃で５分以内の溶体化熱処理を受け、直ちに急冷し、４８時間以上かけて自然時効を行ってもよい。この手順の場合、皮むき及び均質化段階が特に困難を伴う。更に、均質化段階により、鋳造段階から熱間圧延後の再圧延段階まで、本質的に連続的にシートを製造することを妨げる。

そのため、改良された合金及びそのような合金からシート材料を製造する改良された製造方法が必要である。

この発明の目的は、特に自動車に適用するのに有効な合金シート材料を製造するための手順を容易にする新規の合金を提供することである。

この発明の他の目的は、特に自動車に適用するのに有効な合金シート材料にその後転換することができるように、ベルト鋳造法によりストリップにすることができるアルミニウム合金を提供することである。

この発明の他の目的は、鋳造インゴットの皮むき及び合金の均質化を必要としない合金シート材料を製造するための改良手順を提供することである。

この発明の他の目的は、塗装焼き付け硬化後の強度が改善された合金製品を提供することである。

この発明の他の目的は、急冷方法を改良して、成形性を損なうことなくベルト鋳造あるいは他の手段を用いて製造されるより強度の向上したアルミニウム合金を得ることである。

この発明の他の目的及び利点は以下の説明により明らかになるであろう。
この発明の第１の観点によれば、ツインベルト鋳造法及び熱間及び冷間圧延法により得られるアルミニウム合金シートが提供され、そのシートのアルミニウム合金が、添付の図面の図１の領域ＡＢＣＤＥＦ内にある重量パーセントで示される量のマグネシウム及び珪素を、及び図１において破線で示される区切り線と図１の領域ＢＨＧＩ内では０．３ｗｔ．％，及び領域ＨＡＦＧ及び領域ＩＥＤＣでは０ｗｔ．％との間の量の銅を含み、
合金が以下の式で規定される範囲内の熱除去速度で実行されるツインベルト鋳造方法の結果得られるものであることを特徴とする。
下限熱流束（ＭＷ／ｍ^２）＝２．２５＋０．０１８３ΔＴ_ｆ
上限熱流束（ＭＷ／ｍ^２）＝２．８６＋０．０２２２ΔＴ_ｆ
合金凝固範囲の下限＝３０℃
合金凝固範囲の上限＝９０℃
式において、ΔＴ_ｆ は摂氏で表される合金の凝固範囲である。

合金はまた、０．４重量パーセント以下の量のＦｅ、０．４重量パーセント以下の量のＭｎ、０．３重量パーセント以下の量のＺｎ、及び少量の少なくとも１つの他の元素、例えば、Ｃｒ、Ｔｉ、ＺｒあるいはＶ、Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ｖの総量が合金の０．３重量パーセント以下である、から選択される少なくとも１つの追加元素を含んでも良い。

本発明の他の観点によれば、マグネシウム、珪素及び任意に銅を含むアルミニウム合金シートが提供され、シートのアルミニウム合金が添付の図面の図１の領域ＡＢＣＤＥＦ内にある重量パーセントで示される量のマグネシウム及び珪素を、及び図１において破線で示される区切りと、図１の領域ＢＨＧＩ内では０．３ｗｔ．％、領域ＨＡＦＧ及び領域ＩＥＤＣでは０ｗｔ．％との銅を含み、前記シートが、（ａ）５００から５７０℃の範囲の温度でシートに溶体化熱処理を施し、それから、約１０℃／秒よりは大きいが約２０００℃／秒以下の速度で３５０℃から２２０℃の間の温度まで冷却し、それから、１℃／秒よりは大きいが５０℃／秒以下の速度で２７０℃から１４０℃の間の温度まで冷却し、それから、５℃／分よりは大きいが２０℃／秒未満の速度で１２０℃から５０℃の間の温度まで冷却し、それから、約１０℃／時間未満の速度で室温まで冷却する工程を含むスキームに従いシートを冷却する処理方法、（ｂ）５００から５７０℃の範囲の温度でシートに溶体化熱処理を施し、それから、約１０℃／秒よりは大きいが約２０００℃／秒以下の速度で３５０℃から２２０℃の間の温度までの冷却し、それから、１℃／秒よりは大きいが５０℃／秒以下の速度で２７０℃から１４０℃の間の温度まで冷却し、それから、５℃／分よりは大きいが２０℃／秒未満の速度で１２０℃から５０℃の間の温度まで冷却し、シートをコイルにし、それから、約１０℃／時間未満の速度で室温まで冷却する工程を含むスキームに従いシートを冷却する処理方法、あるいは（ｃ）５００から５７０℃の範囲の温度でシートに溶体化熱処理を施し、それから、水、水のミストあるいは強制空気から選択される冷却手段を用いてシートを強制冷却し、５０℃と１００℃の間の温度でシートをコイルにし、それから、コイルを約１０℃／時間未満の速度で冷却させる処理方法から選択される処理により、自然時効及び平滑化あるいは平坦化後に、９０‐１７５Ｍｐａの範囲のＴ４焼きもどし強度及び少なくとも１７０Ｍｐａの潜在的なＴ８Ｘ焼きもどし強度を有するように加熱処理されていることを特徴とする。

この本発明の後者の観点においては、本発明の他の観点における場合と同様に、合金シートは加熱及び冷却圧延を伴うベルト鋳造により製造しても良く、あるいは皮むき、均質化及び熱間及び冷間圧延を伴う直接冷硬鋳造などの従来の手段により製造しても良い。

本発明の更に別の観点によれば、特に自動車に適用するのに適しているアルミニウム合金シート材料を製造するための方法であって、合金スラブをベルト鋳造装置においてアルミニウム合金を鋳造することにより製造する間に合金から熱を除去し、該スラブを熱間圧延及び冷間圧延してシートを形成させ、該シートに溶体化熱処理を施し析出した粒子を再溶解させ、シートを冷却させる該方法が提供され、前記合金が添付の図面のうちの図１の領域ＡＢＣＤＥＦ内にある重量パーセントで示される量のマグネシウム及び珪素を、及び図１において破線で示される区切りと、図１の領域ＢＨＧＩ内では０．３ｗｔ．％、及び領域ＨＡＦＧ及び領域ＩＥＤＣでは０ｗｔ．％との間の量の銅を含み、合金の凝固範囲に対応する添付図面のうちの図３における陰をつけた帯内にある速度でベルト鋳造装置において合金から熱を除去することを特徴とする。

本発明の別の観点によれば、自動車に適用するのに適したＴ４及びＴ８Ｘ焼きもどしをアルミニウム合金シートに与えるための方法が提供され、この方法は、（ａ）５００から５７０℃の範囲の温度でシートに溶体化熱処理を施し、それから、約１０℃／秒よりは大きいが約２０００℃／秒以下の速度で３５０℃から２２０℃の間の温度まで冷却し、それから、１℃／秒よりは大きいが５０℃／秒以下の速度で２７０℃から１４０℃の間の温度まで冷却し、それから、５℃／分よりは大きいが２０℃／秒未満の速度で１２０℃から５０℃の間の温度まで冷却し、それから、約１０℃／時間未満の速度で室温まで冷却する工程を含むスキームに従いシートを冷却する処理方法、（ｂ）５００から５７０℃の範囲の温度でシートに溶体化熱処理を施し、それから、約１０℃／秒よりは大きいが約２０００℃／秒以下の速度で３５０℃から２２０℃の間の温度までの冷却し、それから、１℃／秒よりは大きいが５０℃／秒以下の速度で２７０℃から１４０℃の間の温度まで冷却し、それから、５℃／分よりは大きいが２０℃／秒未満の速度で１２０℃から５０℃の間の温度まで冷却し、シートをコイル状にし、それから、約１０℃／時間未満の速度で室温まで冷却する工程を含むスキームに従いシートを冷却する処理方法、あるいは、（ｃ）５００から５７０℃の範囲の温度でシートに溶体化熱処理を施し、それから、水、水のミストあるいは強制空気から選択される冷却手段を用いてシートを強制冷却し、５０℃と１００℃の間の温度でシートをコイル状にし、それから、コイルを約１０℃／時間未満の速度で冷却させる処理方法から選択される処理をシートに施し、アルミニウム合金は添付の図面の図１の領域ＡＢＣＤＥＦ内にある重量パーセントで示される量のマグネシウム、珪素及び任意に銅を含み、任意の銅の量は図１において破線で示される区切りと、図１の領域ＢＨＧＩ領域内では０．３ｗｔ．％，及び領域ＨＡＦＧ及び領域ＩＥＤＣ領域では０ｗｔ．％との間の量であることを特徴とする。

直ぐ上で規定している本発明の観点においては、シートは１２０℃と１５０℃の間の温度での強制冷却から解放されることが好ましく、シートは６０℃と８５℃との間の温度でコイル状にされるのが好ましい。１２０℃と１５０℃の間の温度まで強制冷却される際、シートはアキュムレータを通過させるのが好ましく、その中で、シートは更に５０℃と１００℃の間の温度、好ましくは６０から８５℃、まで冷却される。その後、その温度でコイルにされる。この発明の溶体化熱処理後の冷却段階は、制御された急冷工程と言っても良い。

この発明はまた、本発明の製造方法に適した、あるいは該方法により製造される、自動車に適用するのに適した新規の合金及びシート材料に関する。

この開示においては金属焼きもどしＴ４及びＴ８Ｘについて言及する。Ｔ４として示される焼きもどしはよく知られている（例えば、アルミニウム協会により発行されているアルミニウム規格及びデータ（１９８４）、１１ページ参照のこと）。この発明の合金は熱処理工程後引張り特性が変化し続け、一般に、使用前に平坦化あるいは平滑化工程で処理される。このため、引用するＴ４特性は、この発明の熱処理後に少なくとも４８時間自然時効を行い、その後張力平滑化工程により処理したシートに関するものである。これは、このタイプの合金の通常の市販の実際と一致する。焼きもどしＴ８ＸはＴ４に比べて余り知られていない。焼きもどしＴ８Ｘは、自動車パネルが典型的に受ける成形及び塗装硬化処理を示すために、２％の張力で変形され、その後１７０℃で２０分あるいは１７７℃で３０分の処理を受けたＴ４焼きもどし材料に関するものである。潜在的なＴ８Ｘ焼きもどし特性は、処理段階及び熱処理を受けた所定の組成の材料が、塗装焼き付け段階などの後の工程で発現するであろう、Ｔ８Ｘ焼きもどしと同等の特性を示す。

上記組成制限は、第１に下記表１で設定されているような張力及び成形性の目標を達成するために、第２に、主な合金添加物から、溶体化熱処理では再溶解せず、そのため材料の強度を向上させずに、同時に成形に不利益となる、最初の合金添加からの第２相成分粒子が形成されるのを避けるために、設定されたものである。第３に、組成制限は主な合金添加物に対する最小固体溶解温度範囲が少なくとも２０℃であり好ましくは４０℃以上であることを確保するために、及び連続ストリップラインにおいて液化及び次いで起こるストリップ破壊が起こる温度に近づくことなく材料に効果的に溶体化熱処理を行うことを確保するために設定されたものである。

上記合金がベルト鋳造により製造される場合、均質化及び皮むきの必要のない所望のＴ４及び潜在的なＴ８Ｘ特性を備えた自動車用シートを得ることができるという本発明の特別かつ驚くべき特徴が発揮される。この特徴は、下記式が境界となる熱流束対合金凝固範囲の領域に熱流束があるという要件により、合金凝固範囲（ΔＴ_ｆ）に関連して、ベルトにより除去される特定の熱流束で、ベルト鋳造が実行された場合にのみ起きることが見いだされている。
下限熱流束（ＭＷ／ｍ^２）＝２．２５＋０．０１８３ΔＴ_ｆ
上限熱流束（ＭＷ／ｍ^２）＝２．８６＋０．０２２２ΔＴ_ｆ
合金凝固範囲の下限＝３０℃
合金凝固範囲の上限＝９０℃
式において、ΔＴf は摂氏で表される合金の凝固範囲である。

本発明の合金は他の目的（例えば、缶詰製造、建築シート材料、など）にも使用することができるが、これらの合金は主に自動車に適用するための、例えば、パネル及び外板のための、合金として意図されている。そのため、これらの合金は自動車製造業者が容易に部品を形成することができるように比較的低い（例えば９０から１７５Ｍｐａの範囲にある）Ｔ４強度を有することが望ましい。しかし、耐凹み性を高くするためには、典型的な自動車塗装及び焼き付けの結果発現される結果的なＴ８Ｘ強度は比較的高い（例えば１７０Ｍｐａ以上、より好ましくは２００Ｍｐａ以上）ことが望ましい。良好な耐食性、良好な表面品質などの他の特性もまた、明らかに望まれる。これらの所望の特性及び他の特性について下記の表１に示す。

（１） Ｔ４は、溶体化され４８時間以上の自然時効され、
平坦化又はレベリング化した条件をいう

（２） Ｔ８Ｘは、Ｔ４材料を２％伸ばし、１７０℃で２０分間
又は１７７℃で３０分間の人工時効した条件をいう。

少なくとも１７０ＭｐａのＴ８Ｘは多くの自動車シートに適用するのに塗装焼き付け後十分な強度を与えるが、最も重要な自動車本体部分に対しては、少なくとも２００Ｍｐａより高いＴ８Ｘが一般には好ましく、そのため、この発明におけるＴ８Ｘの好ましい値は少なくとも２００Ｍｐａとする。

本発明の第１の観点によれば、ＡＡ２０００及びＡＡ６０００シリーズのある一定のＡｌ‐Ｃｕ‐Ｍｇ‐Ｓｉ及びＡｌ‐Ｍｇ‐Ｓｉ合金は上記所望の特性のうち多くの特性を有するシート材料にすることができるばかりでなく、驚くべきことにツインベルト鋳造などのベルト鋳造を含む手順により鋳造することができ、その結果得られるインゴット表面のその後の皮むき及び製品の均質化は必要ないということが見いだされている。このことは、自動車に適用するのに適したシート材料の製造は鋳造から再圧延まで本質的に連続的に行うことができる、すなわち製造方法を容易なものにすることを意味する。

この利点を有するアルミニウム合金は、図１において示された容積の範囲内にある組成を有するものである。この容積は、合金の許容される珪素及びマグネシウム量の限界を画する境界線ＡＢＣＤＥＦ、特別のマグネシウム及び珪素量を有する合金の最大の銅含有量を示す境界線ＡＢＣＤＥＦ内の上部の区切り線１０（破線で図示される）、特別のマグネシウム及び珪素量を有する合金の最小の銅含有量を示す及び境界線ＡＢＣＤＥＦ内の下面（図示せず）により規定される。下面は領域Ｉ（ＢＨＧＩ）では０．３ｗｔ．％の銅含有量、領域ＩＩ（ＨＡＦＧ）では０ｗｔ．％の銅含有量、及び領域ＩＩＩ（ＩＥＤＣ）では０ｗｔ．％の銅含有量である。

このため、規定された容積内にある有効な合金は、大体合金全体のｗｔ．％で、以下のＭｇ、Ｓｉ及びＣｕ量を有するものである。
（１）０．４≦Ｍｇ＜０．８、０．２≦Ｓｉ＜０．５、０．３≦Ｃｕ≦３．５（領域Ｉ）
（２）０．８≦Ｍｇ≦１．４、０．２≦Ｓｉ＜０．５、Ｃｕ≦２．５（領域II）
（３）０．４≦Ｍｇ≦１．０、０．２≦Ｓｉ≦１．４、Ｃｕ≦２．０（領域III）

上記範囲は近似値であるといえる。というのは、図１に示されるように、銅に対して述べた最大量はある一定のＭｇ及びＳｉ量に対してのみ適するものであり、他のＭｇ及びＳｉ量に対してはより低い値が適しているからである。特別のＭｇ及びＳｉ濃度に対する好ましい最大銅濃度は少なくとも約４０℃の固体溶解度温度範囲になっているものであろう。しかしながら、注意すべきことは、少なくとも約２０℃の固体溶解度範囲は許容できるかもしれないが、好ましくはないことである。

更に、合金は、任意に０．４ｗｔ．％以下のＦｅ、０．４ｗｔ．％以下のＭｎを、少量の他の元素（例えば、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ及びＶ、Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ｖが０．３ｗｔ．％以下である）と共に含んでも良い。合金の残りはアルミニウム及び普通のあるいは避けられない不純物である。

これらの合金はまた、リサイクルされた金属から鋳造しても良い。その場合、最初の金属シートに適用した前処理のために、亜鉛が不純物として見いだされるかもしれない。しかしながら、そのシートも依然としてＺｎ＜０．３ｗｔ．％という亜鉛のレベルに対する全ての要件を満たすことができる。

これらの合金は一般に３０から９０℃の凝固範囲を有し、これにより、ベルト鋳造を行うことができ、許容可能な表面特性が得られ、かつ、同時に有意な内部及び表面の偏析及び第２相の形成が避けられる。しかしながら、自動車用シートに必要とされるこれらの特性及びＴ４及びＴ８Ｘ特性は、ベルト鋳造工程が図３に示される熱流束の帯域内で実行されることを条件とする。更に、合金は、典型的な工業用熱処理ライン条件下において少なくとも約２０℃、さらに好ましくは少なくとも約４０℃の固体溶解度範囲を有する。特別なＭｇ及びＳｉ濃度に対しては、好ましいＣｕ最大量は、その好ましいＣｕ最大量以下のＣｕ濃度に対しては、固体溶解度温度範囲が典型的な工業用溶体化熱処理ライン条件下において少なくとも４０℃となるようなものであろう。図１のＣｕの区切りはこの銅の好ましい上限を示すものである。これは、有効量のＭｇ及びＳｉ及びもし存在すれば銅が、小さな範囲の組成変動型粒子を形成するよりもむしろ、溶体化熱処理により固溶体中に導入されることを意味する。これにより、典型的な工業用連続熱処理ラインにおいてうまく処理されるシート材料が、破壊を引き起こすことなく、また従来の均質化を必要とすることなく、得られることとなる。

好ましい合金の組成は前述したもの（図１に図示したもの）であるが、Ｍｇ及びＳｉ濃度が図２の陰影をつけた領域ＩＮＡＦＥＭ内にあるように制限されている。この容積内の組成を有する合金は最も良い鋳造特性及び最適な最終特性を有する。

領域ＩＮＡＦＥＭは下記式が境界となっている。
Ｍｇ＝０．４％（直線ＩＭ）
Ｍｇ＝１．３７５％−０．７５×％Ｓｉ（直線ＥＭ）
Ｓｉ＝０．５％（直線ＥＦ）
Ｍｇ＝１．４％（直線ＡＦ）
Ｓｉ＝０．２％（直線ＡＮ）
Ｍｇ＝１．５６７％−２．３３３×％Ｓｉ（直線ＩＮ）

図１及び２において規定される合金はベルト鋳造を行うのに従来のベルト鋳造装置、例えば、この明細書において開示内容が引用されているシビロッティ（Ｓｉｖｉｌｏｔｔｉ）への合衆国特許第４、０６１、１７７号において説明されているツインベルト鋳造装置、のうちのどの装置を使用してもよい。しかしながら、その代わりに、１９９４年７月２２に出願された「金属ストリップを鋳造するための方法及び装置及びそのために使用される射出器」と題して出願中の合衆国特許出願第０８／２７８、８４９号、あるいは１９９５年７月１８日に出願された同様のＰＣＴ出願第ＰＣＴ／ＣＡ９５／００４２９号（これらの開示内容もこの明細書中に引用されている）において開示されているツインベルト鋳造装置及び鋳造方法を用いても、鋳造を実行することができる。この後者の装置及び方法では、溶融金属をベルト上に鋳造する前に、回転する金属ベルトの鋳造面上に正確な方法により（例えば、静電噴霧装置を用いて）一様の薄層（例えば、２０から５００μｇ／ｃｍ^２）に塗布される液体離型剤（例えば、天然油及び合成油の混合物）を使用している。その後、離型剤は鋳造工程後に完全に除去され、ベルトがもう１度回転して鋳造射出器に達する前に新しい離型剤層が再塗布される。この装置にはまた、鋳造面を損傷させずにあるいは液体離型剤層を妨害せずに射出器の重量を鋳造面上に分散させる金網スペーサにより鋳造面から離して保持された可撓性のある射出器が使用されている。この装置及び方法により回転するベルト上で金属の薄いストリップを鋳造することができ、非常に良好な表面特性を有する製品を得ることができる。このことは、本発明において重大なことである。

どのタイプのベルト鋳造手順を採用したとしても、鋳造工程中に確実に熱が一定の速度で溶融金属から除去されることが重要である。熱除去速度が小さすぎると、表面の気泡あるいは偏析が現れ、許容できない表面の仕上がりとなる。さらに、過剰の偏析及び第２相の形成が鋳造ストリップ内に起き、これらは時間と温度とを合理的に組み合わせた範囲内の後の溶体化処理では除去できない。他方、熱除去速度が大きすぎると、表面の歪みが凝固工程中に生じることがある。これにより、局所的に、熱の除去ひいては凝固工程が中断され、粗い第２相粒子の領域、多孔性の領域、ひどい場合には亀裂が生じる。

上記現象は、鋳造される合金のその組成に依存する凝固範囲と熱除去速度（すなわち、凝固中に鋳造金属を含むために使用されるベルトを通過する熱流束）との組み合わせに相関する。凝固範囲と熱除去速度との関係を図３に示す。許容できる熱除去速度をグラフ中に陰をつけた帯域として示す。

その帯域の左側では材料は柔らかすぎ、右側では強すぎる。左側の材料では、大きな金属間及び共晶偏析の形成が見られるかもしれない。帯の右側の材料に対する固体溶解度範囲もまた狭すぎる。帯域より上の材料は外郭の歪みを示し、帯域より下の材料は過剰な表面偏析を示す。

陰をつけた帯は下記式が境界となる領域として示してもよい。
下限熱流束（ＭＷ／ｍ^２）＝２．２５＋０．０１８３ΔＴ_ｆ
上限熱流束（ＭＷ／ｍ^２）＝２．８６＋０．０２２２ΔＴ_ｆ
合金凝固範囲の下限＝３０℃
合金凝固範囲の上限＝９０℃
式において、ΔＴf は摂氏で表される合金の凝固範囲である。

そのため、特別な合金に対する熱除去速度が許容範囲内にあるように、鋳造される金属から熱を除去するための制御可能な手段をベルト鋳造装置において用いることが好ましい。そのような冷却はベルトの材料と組織と塗布した離型層の厚さとにより制御される。

鋳造工程に続いて、その工程により製造された薄い金属ストリップは通常従来の圧延装置を用いて熱間及び冷間圧延され、適用するのに必要とされる最終的な所望のゲージ厚みとされる。

この段階で、図１の規定内にある少なくとも幾つかの合金に従来の溶体化熱処理及び冷却を施すことができ、適当なＴ４焼きもどし特性及び適する最終的なＴ８Ｘ焼きもどし特性を有するＡｌ‐合金シートが得られる。これには連続焼きなまし及び溶体化熱処理ライン（ＣＡＳＨ）において約５６０℃で冷却圧延材料に溶体化熱処理を施すこと、強制空気あるいは水中で直ちに合金を室温近くまで急冷すること、及びその後２日以上合金を自然に時効させることが含まれる。しかしながら、所望のＴ４焼き戻し特性及び成形、塗装及び焼き付け後の最終的なＴ８Ｘ型焼きもどし特性を得るためには、図１の規定内にある組成を有する少なくとも幾つかの合金に溶体化熱処理及びその後の以下に説明する改良連続制御冷却工程を含む特別な手順を施さなければならない。

溶体化熱処理では、析出した合金成分が合金中に再溶解し、一般に合金シート材料を約５００℃と約５７０℃の間の温度（好ましくは約５６０℃）まで加熱することが含まれる。その後、改良した急冷工程あるいは冷却工程を実行する。これには、溶体化加熱処理温度から中間温度まで中断無しに冷却する工程、更に中断無しにアルミニウム合金を有効なより遅い速度で室温まで冷却する工程が含まれる。この中間の目標温度には１段階であるいは多数の段階を経て到達させることができる。

好ましい急冷工程には、４つの連続した冷却段階あるいは順序が含まれる。第１に、溶体化熱処理温度から約３５０℃と約２２０℃との間のある温度まで１０℃／秒よりは大きいが２０００℃／秒以下の速度で冷却する。第２に、合金シートを、約１℃／秒よりは大きいが約５０℃／秒以下の速度で約３５０℃と約２２０℃との間のある温度から、約２７０℃から約１４０℃の間の温度まで冷却する。第３に、更に、５℃／分よりは大きいが２０℃／秒未満の速度で約１２０℃から約５０℃の間の温度まで冷却する。第４に、約１２０℃から約５０℃の間の温度から、約１０℃／時間未満の速度で室温まで冷却する。

上記急冷工程は、１０℃／時間未満の速度で室温までシートを冷却する最終段階の前にシートをコイル巻取りする付加的な段階を加えて実行しても良い。

その代わりに、急冷工程に、水冷却、水ミスト冷却あるいは強制空気冷却によるシートを強制冷却する段階、及び５０から１００℃の温度でシートをコイル巻取りする段階、及びその後にそのコイルを約１０℃／時間未満の速度で冷却させる段階を含めても良い。シートは１２０と１５０℃の間の温度で強制冷却から解放されるのが最も好ましく、シートは６０と８５℃の間の温度でコイル状にされるのが好ましい。１２０と１５０℃の間の温度まで強制冷却させるものとすると、シートはアキュムレータを通過させることが好ましく、その中で更に５０と１００℃との間の温度まで、好ましくは６０と８５℃の間の温度まで冷却され、その後その温度でコイルにされる。

許容可能な最終特性を発現させるには、上記特別の急冷工程の１つを用いるのが非常に望ましい合金は図１に関連させて前述したものであるが、Ｍｇ及びＳｉ濃度が図４の領域ＩＪＫＬＭ内にあるものである。領域ＩＪＫＬＭは以下の式の内に含まれる領域として大体規定できる。
Ｓｉ＝０．５％（直線ＩＪ）
Ｍｇ＝０．８％（直線ＪＫ）
Ｍｇ＝１．４％−％Ｓｉ（直線ＫＬ）
Ｓｉ＝０．８％（直線ＬＭ）
Ｍｇ＝０．４％（直線ＩＭ）
及びＣｕ≦２．５％を有する。

実際、Ｃｕ＋Ｍｇ＋Ｓｉ≦１．４ｗｔ．％である領域ＩＪＫＬＭ内の希薄合金に対しては、自動車パネルに使用するための目標特性を満たすためには制御された急冷手順が必要不可欠である。図４の容積ＩＪＫＬＭの外側の組成を有する合金に対しては、特別な手順の１つは任意であるが望ましい。というのは、その手順により改善された特性が得られるからである。

前述の型の合金には、従来の急冷工程によりＴ４及びＴ８Ｘの間に所望の差異を発現させるのに十分な構成元素が不足している。この差により、塗装焼き付け後にＴ４の成形性と共に究極の強度が得られる。これは特に、より高いＴ８Ｘ（少なくとも２００Ｍｐａ）が所望の場合、あるいはツインベルト鋳造材料を使用する場合に、重要である。他のどんな理論にも制限されることは望まないが、従来の急冷を使用する場合（室温、すなわち４５から５０℃以下まで急速に冷却し、その後コイルにする）、不安定な析出物あるいはクラスタが形成し、これらは塗装焼き付け工程中に再溶解し、粗く、境界のはっきりしない析出構造の析出を助長すると考えられている。このため、材料の強度は減少する。少なくとも５０℃、好ましくは少なくとも６０℃の温度からゆっくり冷却する（これが本発明の特徴である）ことにより、安定したクラスタが形成され、これにより、塗装焼き付け中に、細かく、良く分散した析出構造が促進される。このような構造をもつ結果物はより高い塗装焼き付け強度（Ｔ８Ｘ値）を有する。

この工程は本発明の全ての合金に適用され、そのため好都合であるが、特に図４の範囲の合金に有効で、非常に希薄な合金には必要不可欠である。

最終冷却段階の前に５０℃と１００℃の間の温度、好ましくは６０℃と８５℃の間の温度でシートがコイル巻取りされる制御急冷工程では、この工程で以前は実現されなかった利点が得られる。最終徐冷段階の前に金属のコイルを形成させると、コイル内の温度を端から端までと同様に側面から側面まで平衡させるのが促進される。そのため、確実に最も均一の及び最も所望の特性が最終徐冷中に達成される。コイル内の高い熱伝導性のために、及びコイルの表面積が比較的小さいために、この平衡が生じうる。コイルは自然に冷却することもでき、あるいはファンを使用することもできる。しかし、この特性のために平衡は依然として起こる。全体的な平均冷却速度は１０℃／時間未満である。

通常の温度より比較的高い温度で金属をコイル状にするために、金属は好ましくは急冷の急速冷却部分から１２０と１５０℃の間の温度で解放されなければならない。追加の冷却はコイル状にする前のアキュムレータ段階中に起き、そのためコイル状にする温度は所望の範囲内にあることとなる。アキュムレータ内での冷却量は他の要因の中ではシートの厚さに依存するが、上記範囲では一般に所望の範囲内にある温度でコイル状にすることとなる。しかしながら、上記温度は、アキュムレータ自体が、例えばアキュムレータまでの入口ローラ上に、より高い温度の高分子コーティングを使用することにより、特別に適応させたものでなければならないことを意味する。

コイル状にするための上限温度は１００℃もの高さにしても良いが、この発明の範囲内のいくつかの合金に対しては、そのような温度では、Ｔ４強度の過剰な発現が見られる。５０℃の下限を設定すると、室温まで冷却する間に特性（以上で記述せず）が十分発現される。しかしながら、幾つかの合金の組み合わせに対しては、この温度では十分な利得が実現されず、全ての合金にあてはまり、かつ本発明の条件を満たす６０と８５℃の間の温度でコイルにすることが好ましい。

この発明の方法により製造された合金シートは良好な保存品質を示し、すなわち、室温での保存中に有意な合金の時効硬化が起こらない。及びそれらの合金シートは塗装焼き付けサイクル（あるいは未塗装金属部品に対しては塗装焼き付けサイクルに匹敵する熱処理サイクル）中の時効硬化により高い降伏強度を示す。

本発明にかかる全体として好ましい工程を図５において簡単な概略図として示す。図１において規定される組成を有する連続金属ストリップ１０を、図３の陰をつけた帯内にある熱除去速度でツインベルト鋳造装置１１において鋳造し、圧延ステーション１２で熱間圧延する。この圧延段階中に、幾らかの析出物が形成する。熱間圧延製品をコイルにしてコイル１４を形成する。熱間圧延されたストリップ１０はその後コイル１４から引き伸ばして、冷間圧延ミル１５において冷間圧延し、コイルにしてコイル１６を形成する。冷間圧延されたストリップ１０はその後コイル１６から引き伸ばして、ステーション１７で上記３つの好ましい冷却スキームの１つに従い、連続する溶体化熱処理、制御急冷を施し、析出物と構成要素である粒子を分離し、その後コイルにしてコイル１８を形成する。少なくとも４８時間の自然時効後、コイルにされたストリップ１８はＴ４焼きもどし状態にあり、その後、通常の平滑化あるいは平坦化操作（図示せず）が施され、自動車製造者に販売することができる。自動車製造者はストリップを変形させてパネル２０を形成し、その後パネルに塗装焼き付けを行い２３、Ｔ８Ｘ焼きもどし状態にある塗装パネル２２を形成する。

この発明について、以下の実施例により更に説明するが、制限するものではない。

実施例１
合計９の合金をパイロットスケールベルト鋳造装置を用いて作製した。これらの合金の鋳造組成は表２に示す。

合金＃１及び＃３は従来のＤＣ鋳造、皮むき、均質化を行い、圧延後、従来の熱処理及び急冷を施していた自動車シート用合金と同様の組成を有した。合金＃１はＦｅレベルが高いことを除き、ＡＡ６１１１と同様であった。合金＃３はＤＣ鋳造により製造され、続いて自動車に使用されているシートに成形されている合金と同様の組成であったが、登録された組成は有していない。

合金＃１、＃２、＃４、＃８及び＃９は図２の領域ＩＮＡＦＥＭ内にある組成を有した。合金＃２及び＃４は更に、図４の領域ＩＪＫＬ内にある組成を有し、合金＃２及び＃４におけるＭｇ＋Ｓｉ＋Ｃｕはそれぞれ、１．５％及び１．２％であった。合金＃３及び＃５はこの発明の広い範囲内にあるが、図２の領域ＩＮＡＦＥＭの外側にある組成を有した。合金＃７はこの発明の広い範囲の組成の外側の組成を有するように選択した。

合金は全て首尾良くパイロットスケールベルト鋳造装置で鋳造した。鋳造するスラブはゲージ厚み２５．４ｍｍ、幅３８０ｍｍで、約４ｍ／分で、銅ベルト上で鋳造した。鋳造したスラブは５００℃まで再加熱し、その後５ｍｍに熱間圧延し、その後、研究室用ミル上で２．０及び１．２mmに冷間圧延した。それから、シートには、５６０から５７０℃の範囲の温度に材料を急速に加熱し、それから強制空気急冷を行う段階を含む、この型の合金に従来施されていた熱処理をまねた、模擬連続徐冷熱処理を施した。（Ｔ４焼きもどしの特性及び安定性要求を満たすための）４日の自然時効後、引張り特性を測定した。幾つかのサンプルでは、引張り試験の前に、２％の引き伸ばし後、１７７℃で３０分放置（Ｔ８焼きもどし）することを含む模擬塗装焼き付け処理を行った。

サンプルの平均機械的強度は表３に、合金＃１（ＡＡ６１１１）及び＃３に対するＤＣ鋳造材料の特性と共に示す。これらのサンプルはこの型の合金に対する特性の安定化に通常必要とされる時効後、しかしながら工業用製造工程の一部である平坦化あるいはレベルリング操作の前に得たものであった。このような操作はＴ４特性において５から１０Ｍｐａの増加を引き起こし得る。

合金＃１は圧延前にＤＣ鋳造され、皮むきされ、均質化されているＡＡ６１１１材料に非常に匹敵する結果を示した。Ｔ４においては合金＃３はそのＤＣ対応物に比べわずかに低い降伏強度、及びわずかに高い伸びを有したが、Ｔ８Ｘにおいては、その特性は匹敵するものであった。

ベルト鋳造合金＃１、＃３、＃５、＃６、＃８及び＃９はすべてそれぞれ、９０から１７０Ｍｐａ及び＞１７０Ｍｐａという所望の範囲内のＴ４及びＴ８Ｘ降伏特性を有した。これらの合金はまた、通常の平滑化あるいは平坦化操作後の引張り強度の増加が許容できるならばこれらの範囲内にあるであろう。合金＃２及び＃４は図４の範囲ＩＪＫＬ内にあり、Ｔ８Ｘ下で所望の１７０Ｍｐａより低い降伏強度を有した。合金＃７はＴ４下において容易に成形するには高すぎる降伏強度を有した。

合金＃１、＃３及び＃４を除く全ての合金サンプルに、この発明の熱処理に対応し、まず行われる５分間の溶体化熱処理、それから行われる強制空気急冷、その後直ちに行われる８５℃での５時間の前時効からなる模擬熱処理を施した。合金＃４のサンプルには８５℃での８時間の前時効を行うことを除いては同様の処理を施した。Ｔ４及びＴ８Ｘ焼きもどし下での引張り特性を測定し、表４において従来の熱処理を用いて達成された特性と比較する。

合金＃７を除き表に示した合金はすべて所望の範囲内にあるＴ４特性及びＴ８Ｘ特性を有する。合金＃７は特に上記平坦化あるいは平滑化に対する増加が測定値に加算される場合、最終的な使用には高すぎるＴ４降伏強度を有する。

合金＃４ではＴ４の値が低いように見えるが、引張り平滑化効果を含めると、Ｔ４値はＴ４に対する許容範囲内にある。しかしながら、従来通りに処理されたシートのＴ８Ｘ特性は１７０Ｍｐａの許容値よりも低いところにあり、一方、制御された急冷を受けたシートの値は１７０Ｍｐａの許容値及び２００Ｍｐａの好ましい値のどちらも超える。

実施例２
２つの合金を工業用ベルト鋳造装置で鋳造した。スラブはゲージ厚み１９ｍｍで鋳造し、ゲージ厚み５ｍｍに熱間圧延した。それから、実施例１に説明したの
と同様に実験室で材料を処理した。合金の組成は表５に示す。

４日の自然時効後、シートはＴ４特性を得るために引張り試験を行った。その上、Ｔ８Ｘ特性を得るために塗装焼き付け模擬実験（２％伸ばした後１７７℃で３０分放置）を行った。

Ｔ４及びＴ８Ｘ焼きもどしにおける機械的強度を表６に示す。これらは溶体化熱処理後に通常の冷却工程を用いて得たものであり、比較のために実施例１の合金２及び４のデータを含む。合金＃１０は実施例１の合金＃４の改良型であることに注意すべきである。合金＃１１は実施例１の合金＃２と同等のものである。工業的に鋳造された合金＃１０の降伏強度は合金＃４のよりも高いことがわかる。これはＭｇ及びＳｉレベルがより高いので予想されることである。合金＃１１は実施例１で示した合金＃２と非常に類似した特性を有する。全ての場合において、Ｔ８Ｘ焼きもどしにおける塗装焼き付け応答は全く同等である。

合金はまた実施例１と同様の模擬制御急冷工程を用いて処理した。表７では、模擬の従来の急冷工程及び本発明にかかる模擬の制御急冷工程に従った場合に得られる引張り特性を比較し、Ｔ８Ｘ特性をこの発明の方法により目標レベルまで増加させることができることを証明している。Ｔ４降伏強度もまた減少するが、実施例１で示した様に、例えば引張り平滑化の工業用工程後に得られる値が通常より高いことを考えると、それらの値は所望範囲内にあり、Ｔ４及びＴ８Ｘ特性はどちらも実施例１の結果と一致する。

実施例３
実施例２の合金＃１０及び＃１１もまた、ベルト鋳造及び熱間圧延後に、工業用冷却ミル及び連続加熱処理ラインにおいて処理した。熱処理ラインでは、この発明の溶体化熱処理及び制御した急冷工程、特に冷却中に４つの温度段階を含み、最終冷却段階の前にコイル巻取りする段階を備えた工程を使用した。コイルは少なくとも４８時間の通常の時効を受けた。しかしながら、サンプルは平坦化あるいは平滑化操作の前に試験のために取り出した。

サンプルの引張り特性を表８に示す。引張り特性は実施例２の模擬制御急冷材料に対する特性とはわずかに異なる。その模擬が工業用工程を正確に繰り返したものではないからである。しかしながらＴ４及びＴ８Ｘ下での引張り強度は本発明の範囲内にある。

実施例４
この発明の組成範囲内の５つの合金をＤＣ鋳造し市販のサイズのインゴットとした。これらの合金の鋳造組成は表９に示す。インゴットは皮むきを行い、５６０℃で数時間均質化し、熱間及び冷間圧延して最終ゲージ厚みとした。シートは本発明の方法により溶体化熱処理及び急冷処理を施した。その急冷工程では強制冷却を行い、その後表１０に示した様に異なる温度でコイル巻取りした。表１０にはまた、結果的に得られる材料の引張り強度を示してある。Ｔ４特性は実施例１で概説したのと同じ条件下で測定した。

制御急冷後の合金は全て表１に示した範囲内のＴ４及びＴ８Ｘ特性を有した。しかしながら、（より厚いストリップを用い、そのためアキュムレータ段階での温度降下がより小さくなったことにより達成された）９０℃でコイル巻取りした合金１３は、特に（実施例１で説明した様に）伸び補正した場合許容上限に近いＴ４値を有した。他の合金に対しては、コイル巻取りする温度がより高い場合のＴ４に関する効果はそれほど大きいとは考えられないが、コイル巻取りする温度の上限は８５℃であることがより好ましい。

合金１２から１５に関しては、同じ組成の実験室鋳造サンプルを製造し加工してシートとした。シートには実施例１と同様の模擬熱処理及び従来の急冷処理を施した。これらの比較サンプルのＴ８Ｘ特性はこの発明の方法を用いて急冷したサンプルよりも明らかに劣っており、Ｔ８Ｘの最も広い許容範囲内にあったが、少なくとも２００ＭｐａというＴ８Ｘのより厳格な要求は満たさなかった。

合金１６は冷却後２通りの方法で処理した。１つの場合ではコイルを断熱し、他の場合ではコイルはファンを用いて冷却した。Ｔ４及びＴ８Ｘは本質的に同じで所望の範囲内にあった。非常に類似した組成を有する合金１２はコイルにした後大気中に放置することにより冷却したが、この値もまた同等である。コイル形状での最終段階の冷却は、全体的な冷却速度が１０℃／時間未満である限りコイルの外部の扱い方には依存せず、これにより、内部平衡は十分に速く熱均一性及び所望の特性が確保されることが示される。

図１は、本発明に係るアルミニウム合金のＭｇ、Ｓｉ、及び任意のＣｕの量を示す図である。 図２は、好ましい合金の組成を示す図１と同様の図である。 図３は、様々な凝固範囲の本発明の合金に対する許容可能な熱除去速度を示す図である。 図４は、特別な急冷処理を施すのが特に好ましい合金組成を示す図１と同様の図である。 図５は、本発明にかかる方法の好ましい実施例により実行した段階を図示したものである。

Claims (18)

1. アルミニウムの合金をベルト鋳造機により熱を放散しながら鋳造した合金スラブを熱間圧延と冷間圧延とによりシートとなし、該シートを溶体化処理して析出粒子を再溶解し、シートを冷却する、自動車用に特に適したアルミニウム合金シート材料の製造方法において、
   合金が、添付図面の図１の領域ＡＢＣＤＥＦの範囲内にある重量パーセントの量のＭｇ及びＳｉと、
   Ｍｇ及びＳｉの量に対応し図１中に破線で表した区切り線で示される上限と、領域ＢＨＧＩ内では０．３ｗｔ％であり領域ＨＡＦＧ内及び領域ＩＥＣＤ内では０ｗｔ％である下限との間の量のＣｕと、
   残部Ａｌと、
   を含有し、
   合金の凝固範囲に応じて添付図面の図３の陰影を付した帯域の範囲内の速度で、ベルト鋳造機中で合金から熱を除去すること、及び
   合金に、溶体化処理を含む熱処理を施すことを特徴とする、Ｔ４処理後の強度が９０〜１７５ＭＰａの範囲であり、Ｔ８Ｘ処理後の強度が１７０ＭＰａ以上であるアルミニウム合金シートの製造方法。
2. 合金が、０．４ｗｔ％以下の量のＦｅと、０．４ｗｔ％以下の量のＭｎと、０．３ｗｔ％以下の量のＺｎとから選ばれた少なくとも１種の添加元素を含有することを特徴とする請求項１に記載の製造方法。
3. 合金が、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ、及びＶから選ばれ、Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ｖが合金中０．３ｗｔ％を越えない少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の製造方法。
4. 合金が、添付図面の図２中に規定した領域ＩＮＡＦＥＭの範囲量のＭｇとＳｉとを含むことを特徴とする請求項１ないし３いずれかに記載の製造方法。
5. ５００℃から５７０℃の範囲の温度でシートに溶体化処理をして、３５０℃から２２０℃の間で１０℃／秒より大きく２０００℃／秒以下の冷却速度で冷却し、２７０℃と１４０℃との間の温度で１℃／秒より大きく５０℃／秒以下の速度で冷却し、さらに、１２０℃と５０℃との間の温度で、５℃／分 より大きく２０℃／秒より小さい速度で冷却し、次いで、１０℃／時間より小さい速度で周囲温度まで冷却することを特徴とする請求項１ないし３いずれかに記載の製造方法。
6. シート状の合金が、１２０℃と５０℃との間に冷却された後、周囲温度に冷却される前に、コイルに巻き取られることを特徴とする請求項５に記載の製造方法。
7. シートの形態をした合金が水冷、水ミスト冷却若しくは強制空冷により、強制冷却され、５０℃ないし１００℃でコイルに巻き取られた後、１０℃／時間より小さい速度で冷却させることを特徴とする請求項１ないし３いずれかに記載の製造方法。
8. シートが１２０℃から１５０℃の温度に強制冷却される請求項７に記載の製造方法。
9. シートが、１２０℃から１５０℃間の温度に強制冷却され、アキュムレータを通過させてシートが５０℃から１００℃の温度に冷却され、その後に５０℃から１００℃の温度でコイルに巻き取られることを特徴とする請求項７又は８に記載の製造方法。
10. シートが、６０℃から８５℃の温度で巻き取られることを特徴とする請求項７又は８に記載の製造方法。
11. 合金のＳｉ及びＭｇの量が、添付図面の図４中の領域ＩＪＫＬＭの範囲にある組成を有する請求項５ないし８いずれかに記載の製造方法。
12. 合金は、１．４％より低い全量のＭｇ＋Ｓｉ＋Ｃｕを含むことを特徴とする請求項５ないし８いずれかに記載の製造方法。
13. 自然時効、および、レベリング若しくは平坦化を経たＴ４処理後の降伏点強度９０〜１７５ＭＰａと、Ｔ８Ｘ処理後の降伏点強度１７０ＭＰａ以上とが、以下の熱処理
    （ａ） ５００℃から５７０℃の範囲の温度でシートに溶体化処理をして、３５０℃から２２０℃の間で１０℃／秒より大きく２０００℃／秒以下の冷却速度で冷却し、２７０℃と１４０℃との間の温度で１℃／秒より大きく５０℃／秒以下の速度で冷却し、さらに、１２０℃と５０℃との間の温度で、５℃／分 より大きく２０℃／秒より小さい速度で冷却し、次いで、１０℃／時間より小さい速度で周囲温度まで冷却すること、
    （ｂ） ５００℃から５７０℃の温度でシートを溶体化処理し、ついで、シートを３５０℃から２２０℃の間に１０℃／秒より大きく２０００℃／秒以下の温度で、冷却し、２７０℃と１４０℃との範囲の温度に１℃より大きく５０℃／秒以下の冷却速度で冷却し、１２０℃と５０℃との間に５℃／分より大きく２０℃／秒未満で冷却し、次いで、該シートをコイルに巻き取った後、周囲温度に１０℃／時間より小さい冷却速度で冷却すること、又は
    （ｃ） ５００℃から５７０℃の温度でシートを溶体化処理し、ついで、水、水ミスト及び強制空気から選ばれた冷却手段によりシートを強制冷却し、５０℃と１００℃との間の温度でシートをコイルに巻き取り、次いで、コイルを１０℃／時間より小さい冷却速度で冷却させること、
    のいずれかの処理によって得られることを特徴とする請求項１ないし１２いずれかに記載の製造方法。
14. 上記の熱処理（ｃ）により製造する方法であって、シートが１２０℃から１５０℃の範囲の温度に強制冷却され、アキュムレータを通過させてシートが５０℃から１００℃の温度に冷却され、その後に５０℃から１００℃の温度でコイルに巻き取られることを特徴とする請求項１３に記載の製造方法。
15. 上記のシートが６０℃ないし８５℃の間の温度でコイルに巻き取られる請求項１４に記載の製造方法。
16. Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ｖの全量が、合金中０．１５ｗｔ％を越えないことを特徴とする請求項３を引用する請求項１３に記載の製造方法。
17. アルミニウム合金が、添付図面の図２中に領域ＩＮＡＦＥＭの範囲内の量のＭｇ及びＳｉを含有する請求項１３ないし１６いずれかに記載の製造方法。
18. アルミニウム合金が、添付図面の図４中の領域ＩＪＫＬＭの範囲内の量のＭｇとＳｉとを含有する請求項１３ないし１７いずれかに記載の製造方法。

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