JP2997145B2 - 常温遅時効性アルミニウム合金薄板の製造方法 - Google Patents
常温遅時効性アルミニウム合金薄板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、アルミニウム合金薄
板の製造方法に関し、特に、プレス成形性及び塗装焼付
硬化性に優れ、かつ常温遅時効性を有しており、自動車
車体等に好適なアルミニウム合金薄板の製造方法に関す
る。
板の製造方法に関し、特に、プレス成形性及び塗装焼付
硬化性に優れ、かつ常温遅時効性を有しており、自動車
車体等に好適なアルミニウム合金薄板の製造方法に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】従来より自動車ボディーパネル用板材と
して表面処理冷間圧延鋼板が多用されているが、近年、
自動車の燃費向上のための軽量化の要望が高まってお
り、その要望を満たすべく自動車ボディーパネル用板材
にアルミニウム合金板が使用され始めてきている。
して表面処理冷間圧延鋼板が多用されているが、近年、
自動車の燃費向上のための軽量化の要望が高まってお
り、その要望を満たすべく自動車ボディーパネル用板材
にアルミニウム合金板が使用され始めてきている。
【０００３】最近では、プレス加工メーカーの要求も厳
しくなりつつあり、形状凍結性の点からプレス前の降伏
強度が低く（自動車技術Vol.45,No.6(1991),45) 、なお
かつ、深絞り、張り出し等の成形性及び耐デント性の点
から塗装焼付により強度が向上する材料が要求されてい
る。
しくなりつつあり、形状凍結性の点からプレス前の降伏
強度が低く（自動車技術Vol.45,No.6(1991),45) 、なお
かつ、深絞り、張り出し等の成形性及び耐デント性の点
から塗装焼付により強度が向上する材料が要求されてい
る。
【０００４】そこで、アルミニウム合金の中でも、特
に、成形性に優れる非熱処理型のＡｌ−Ｍｇ系合金に対
し、ＣｕやＺｎを添加し、時効硬化によって強度を高め
る工夫がなされている。例えばＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金
（特公昭６２−４２９８５、特開平１−２２５７３
８）、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ−Ｚｎ系合金（特公昭５６−３
１８６０）等がある。しかし、これらはＡｌ−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系合金に比べて成形性が優れているものの、従来の表
面処理冷間圧延鋼板よりも劣り、プレス成形前の強度が
高いため形状凍結性にも劣る。さらには塗装焼付工程に
よる硬化は小さく、プレス時の加工硬化分の低下を防ぐ
程度である。特に、特公昭６２−４２９８５では、塗装
焼付時に強度上昇を目的としてＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化合
物の析出を図っているが、まだ不十分である。なお、従
来、焼付硬化に対するＳｉの効果は認められていないた
め、Ｓｉを微量に規制している。
に、成形性に優れる非熱処理型のＡｌ−Ｍｇ系合金に対
し、ＣｕやＺｎを添加し、時効硬化によって強度を高め
る工夫がなされている。例えばＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金
（特公昭６２−４２９８５、特開平１−２２５７３
８）、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ−Ｚｎ系合金（特公昭５６−３
１８６０）等がある。しかし、これらはＡｌ−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系合金に比べて成形性が優れているものの、従来の表
面処理冷間圧延鋼板よりも劣り、プレス成形前の強度が
高いため形状凍結性にも劣る。さらには塗装焼付工程に
よる硬化は小さく、プレス時の加工硬化分の低下を防ぐ
程度である。特に、特公昭６２−４２９８５では、塗装
焼付時に強度上昇を目的としてＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化合
物の析出を図っているが、まだ不十分である。なお、従
来、焼付硬化に対するＳｉの効果は認められていないた
め、Ｓｉを微量に規制している。
【０００５】また、従来からボディーパネル用材料とし
て用いられていた５０５２−０材は、プレス成形前の降
伏強度が低く形状凍結性に優れるが塗装焼付硬化性を有
しないため強度が低く耐デント性に劣るという問題があ
った。
て用いられていた５０５２−０材は、プレス成形前の降
伏強度が低く形状凍結性に優れるが塗装焼付硬化性を有
しないため強度が低く耐デント性に劣るという問題があ
った。
【０００６】上記のＡｌ−Ｍｇ系にＣｕ、あるいはＣｕ
及びＺｎを添加した焼付硬化タイプの合金は共通して、
最終熱処理後の常温時効によるプレス前の強度の経時変
化（住軽技報、32,1(1991),20 、軽金属学会第３１回シ
ンポジウム、３１ページ）の問題があり、素材の製造、
熱処理時期、実際のプレス加工までの期間のコントロー
ルが必要である。
及びＺｎを添加した焼付硬化タイプの合金は共通して、
最終熱処理後の常温時効によるプレス前の強度の経時変
化（住軽技報、32,1(1991),20 、軽金属学会第３１回シ
ンポジウム、３１ページ）の問題があり、素材の製造、
熱処理時期、実際のプレス加工までの期間のコントロー
ルが必要である。
【０００７】この問題を改善した技術の一つに、Ａｌ−
Ｍｇ−Ｃｕ−Ｚｎ系において、常温時効を大きく支配す
るＺｎ量を低下させて時効を抑制したものがある（特公
平４−６９２２０）。しかし、いずれの合金も比較的鋼
板に近い成形性を有するものの、焼付硬化性又は形状凍
結性が満足されず、あるいは常温時効が生じてしまう。
Ｍｇ−Ｃｕ−Ｚｎ系において、常温時効を大きく支配す
るＺｎ量を低下させて時効を抑制したものがある（特公
平４−６９２２０）。しかし、いずれの合金も比較的鋼
板に近い成形性を有するものの、焼付硬化性又は形状凍
結性が満足されず、あるいは常温時効が生じてしまう。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】この発明はかかる事情
に鑑みてなされたものであって、プレス成形性及び塗装
焼付硬化性に優れ、かつ良好な常温遅時効性を有するア
ルミニウム合金薄板の製造方法を提供することを目的と
する。
に鑑みてなされたものであって、プレス成形性及び塗装
焼付硬化性に優れ、かつ良好な常温遅時効性を有するア
ルミニウム合金薄板の製造方法を提供することを目的と
する。
【０００９】
【課題を解決するための手段及び作用】本発明者等は、
上記目的を達成するために種々検討を重ねた結果、特定
組成のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系にＳｉを添加した合金素材
に、溶体化処理を目的とした高温焼鈍を施した後、１０
０℃以下に２℃／秒以上の速度で冷却し、さらに、１８
０〜３００℃の比較的低温に短時間保持することによ
り、プレス成形性及び塗装焼付硬化性を良好に保ったま
ま常温時効の進行を遅らせることができることを見出し
た。この発明は本発明者らのこのような知見に基づき、
さらに他の条件について詳細に研究を重ねた結果完成さ
れたものである。
上記目的を達成するために種々検討を重ねた結果、特定
組成のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系にＳｉを添加した合金素材
に、溶体化処理を目的とした高温焼鈍を施した後、１０
０℃以下に２℃／秒以上の速度で冷却し、さらに、１８
０〜３００℃の比較的低温に短時間保持することによ
り、プレス成形性及び塗装焼付硬化性を良好に保ったま
ま常温時効の進行を遅らせることができることを見出し
た。この発明は本発明者らのこのような知見に基づき、
さらに他の条件について詳細に研究を重ねた結果完成さ
れたものである。
【００１０】すなわち、本発明は、重量％で、Ｍｇを
１．５〜３．５％、Ｃｕを０．３〜１．０％、Ｓｉを
０．０５〜０．６％の範囲で含有し、かつＭｇ／Ｃｕの
値が２〜７であり、残部がＡｌ及び不可避的不純物から
なるアルミニウム合金の鋳塊に対し、４００〜５８０℃
の範囲内の温度で１段又は多段の均質化処理を施した
後、この鋳塊を熱間圧延及び冷間圧延することにより所
望の板厚とし、次いで５００〜５８０℃の範囲内の温度
まで３℃／秒以上の加熱速度で加熱してその温度で０〜
６０秒間保持し、ひき続き１００℃まで２℃／秒以上の
冷却速度で冷却した後、１８０〜３００℃の温度で３〜
６０秒間保持することを特徴とする常温遅時効性アルミ
ニウム合金薄板の製造方法を提供するものである。
１．５〜３．５％、Ｃｕを０．３〜１．０％、Ｓｉを
０．０５〜０．６％の範囲で含有し、かつＭｇ／Ｃｕの
値が２〜７であり、残部がＡｌ及び不可避的不純物から
なるアルミニウム合金の鋳塊に対し、４００〜５８０℃
の範囲内の温度で１段又は多段の均質化処理を施した
後、この鋳塊を熱間圧延及び冷間圧延することにより所
望の板厚とし、次いで５００〜５８０℃の範囲内の温度
まで３℃／秒以上の加熱速度で加熱してその温度で０〜
６０秒間保持し、ひき続き１００℃まで２℃／秒以上の
冷却速度で冷却した後、１８０〜３００℃の温度で３〜
６０秒間保持することを特徴とする常温遅時効性アルミ
ニウム合金薄板の製造方法を提供するものである。
【００１１】常温時効を一層遅延させる観点からは、Ｍ
ｇを１．５〜３．５％、Ｃｕを ０．３〜０．７％、Ｓ
ｉを０．０５〜０．３５％の範囲で含有し、かつＭｇ／
Ｃｕの値が２〜７であり、残部がＡｌ及び不可避的不純
物からなるアルミニウム合金の鋳塊を用いることが好ま
しい。
ｇを１．５〜３．５％、Ｃｕを ０．３〜０．７％、Ｓ
ｉを０．０５〜０．３５％の範囲で含有し、かつＭｇ／
Ｃｕの値が２〜７であり、残部がＡｌ及び不可避的不純
物からなるアルミニウム合金の鋳塊を用いることが好ま
しい。
【００１２】また、０．０３〜０．５０％のＦｅ、０．
００５〜０．１５％のＴｉ、０．０００２〜０．０５％
のＢ、０．０１〜０．５０％のＭｎ、０．０１〜０．１
５％のＣｒ、０．０１〜０．１２％のＺｒ、０．０１〜
０．１８％のＶ、及び０．５％以下のＺｎのうち１種又
は２種以上を含有することにより、この発明の効果を損
なうことなく一層良好な特性のアルミニウム合金薄板を
得ることができる。
００５〜０．１５％のＴｉ、０．０００２〜０．０５％
のＢ、０．０１〜０．５０％のＭｎ、０．０１〜０．１
５％のＣｒ、０．０１〜０．１２％のＺｒ、０．０１〜
０．１８％のＶ、及び０．５％以下のＺｎのうち１種又
は２種以上を含有することにより、この発明の効果を損
なうことなく一層良好な特性のアルミニウム合金薄板を
得ることができる。
【００１３】さらに、０．０１〜０．５０％のＳｎ、
０．０１〜０．５０％のＣｄ、及び０．０１〜０．５０
％のＩｎのうち１種又は２種以上を含有することによ
り、常温時効の影響が実質的に存在しなくなる程度に常
温時効を遅延させることができる。以下、この発明につ
いて詳細に説明する。
０．０１〜０．５０％のＣｄ、及び０．０１〜０．５０
％のＩｎのうち１種又は２種以上を含有することによ
り、常温時効の影響が実質的に存在しなくなる程度に常
温時効を遅延させることができる。以下、この発明につ
いて詳細に説明する。
【００１４】本発明における合金組成は、Ａｌ−Ｍｇ−
Ｃｕ系にＳｉを添加した合金を基本としており、Ａｌ−
Ｃｕ−Ｍｇ系化合物析出相の析出前段階の変調構造（Ｇ
ＰＢゾーン）を形成させることによって焼付硬化性を優
れたものとし、プレス成形性及び塗装焼付硬化性を両立
させている。次に、個々の成分の限定理由について説明
する。なお、％表示は全て重量％を示す。
Ｃｕ系にＳｉを添加した合金を基本としており、Ａｌ−
Ｃｕ−Ｍｇ系化合物析出相の析出前段階の変調構造（Ｇ
ＰＢゾーン）を形成させることによって焼付硬化性を優
れたものとし、プレス成形性及び塗装焼付硬化性を両立
させている。次に、個々の成分の限定理由について説明
する。なお、％表示は全て重量％を示す。
【００１５】Ｍｇ： Ｍｇは上述したＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ
系変調構造の構成元素である。しかし、その含有量が
１．５％未満では変調構造の生成が遅くなり、目標とす
る焼付け温度１２０〜１８０℃、焼付け時間５〜４０分
間の低温短時間焼付け処理では変調構造が生成しない。
また、１．５％未満では延性が低下する。一方、その含
有量が３．５％を超えるとやはり変調構造の生成が遅く
なり、焼付け温度１２０〜１８０℃、焼付け時間５〜４
０分間の焼付け処理条件では変調構造が生成しない。従
って、Ｍｇの含有量は１．５〜３．５％の範囲に規定さ
れる。
系変調構造の構成元素である。しかし、その含有量が
１．５％未満では変調構造の生成が遅くなり、目標とす
る焼付け温度１２０〜１８０℃、焼付け時間５〜４０分
間の低温短時間焼付け処理では変調構造が生成しない。
また、１．５％未満では延性が低下する。一方、その含
有量が３．５％を超えるとやはり変調構造の生成が遅く
なり、焼付け温度１２０〜１８０℃、焼付け時間５〜４
０分間の焼付け処理条件では変調構造が生成しない。従
って、Ｍｇの含有量は１．５〜３．５％の範囲に規定さ
れる。
【００１６】Ｃｕ： Ｃｕも上述のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系
変調構造の構成元素であるが、その含有量が０．３％未
満では変調構造が生成せず、一方１．０％を超えると耐
食性が著しく劣化する。従って、Ｃｕの含有量は０．３
〜１．０％に規定される。この場合に、Ｃｕの含有量が
０．７％を超えると常温においてもＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系
変調構造が生成して強度が上昇し、経時変化を生じる。
また、耐食性も多少劣化する。従って、常温遅時効性及
び耐食性の観点から、０．３〜０．７％が望ましい。
変調構造の構成元素であるが、その含有量が０．３％未
満では変調構造が生成せず、一方１．０％を超えると耐
食性が著しく劣化する。従って、Ｃｕの含有量は０．３
〜１．０％に規定される。この場合に、Ｃｕの含有量が
０．７％を超えると常温においてもＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系
変調構造が生成して強度が上昇し、経時変化を生じる。
また、耐食性も多少劣化する。従って、常温遅時効性及
び耐食性の観点から、０．３〜０．７％が望ましい。
【００１７】なお、Ｍｇの含有量とＣｕの含有量との比
Ｍｇ／Ｃｕは、２〜７の範囲に規定される。この範囲内
においてＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系変調構造を生成させること
ができる。
Ｍｇ／Ｃｕは、２〜７の範囲に規定される。この範囲内
においてＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系変調構造を生成させること
ができる。
【００１８】Ｓｉ： ＳｉはＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系変調構
造の生成を促進させて硬化能を高めつつ常温時効を抑制
する元素であり、その機能を発揮するためにはその含有
量が０．０５％以上必要である。一方、その含有量が
０．６％を超えた場合には、上記変調構造は生成される
ものの、一方でＭｇ2 ＳｉのＧＰ（１）変調構造を生成
し、常温時効を促進し、焼付け前の強度が時効と共に顕
著に増大するため、焼付け硬化量がかえって減少してし
まう。従って、Ｓｉの含有量は０．０５〜０．６％に規
定される。この場合に、Ｍｇ2 ＳｉのＧＰ（１）変調構
造を生成させずに常温時効を遅延させる観点からは、Ｓ
ｉの含有量は０．３５％以下が望ましい。これら基本成
分の他、上述の選択成分のうち１種又は２種以上が含有
されるが、これら選択成分の限定理由は以下の通りであ
る。
造の生成を促進させて硬化能を高めつつ常温時効を抑制
する元素であり、その機能を発揮するためにはその含有
量が０．０５％以上必要である。一方、その含有量が
０．６％を超えた場合には、上記変調構造は生成される
ものの、一方でＭｇ2 ＳｉのＧＰ（１）変調構造を生成
し、常温時効を促進し、焼付け前の強度が時効と共に顕
著に増大するため、焼付け硬化量がかえって減少してし
まう。従って、Ｓｉの含有量は０．０５〜０．６％に規
定される。この場合に、Ｍｇ2 ＳｉのＧＰ（１）変調構
造を生成させずに常温時効を遅延させる観点からは、Ｓ
ｉの含有量は０．３５％以下が望ましい。これら基本成
分の他、上述の選択成分のうち１種又は２種以上が含有
されるが、これら選択成分の限定理由は以下の通りであ
る。
【００１９】Ｆｅ: Ｆｅの含有量が０．５０％を超え
るとＡｌとの共存により成形性に悪影響を及ぼす粗大な
晶出物が生成されやすく、また、Ｓｉと結び付いて変調
構造の生成に有用なＳｉの量を低下させる。しかし、微
量添加することにより成形性の向上に寄与し、０．０３
％未満になるとその効果が得られない。従って、Ｆｅを
添加する場合にはその含有量は０．０３〜０．５０％に
規定される。
るとＡｌとの共存により成形性に悪影響を及ぼす粗大な
晶出物が生成されやすく、また、Ｓｉと結び付いて変調
構造の生成に有用なＳｉの量を低下させる。しかし、微
量添加することにより成形性の向上に寄与し、０．０３
％未満になるとその効果が得られない。従って、Ｆｅを
添加する場合にはその含有量は０．０３〜０．５０％に
規定される。
【００２０】Ｔｉ，Ｂ： Ｔｉ及びＢはＴｉＢ2 等とし
て存在し、鋳塊の結晶粒を微細化して熱間での加工性等
を改善する効果を有する。従って、これらを複合添加す
ることが重要である。しかしながら、これらを過剰に添
加すると粗大な晶出物を生成し、成形性を劣化させる。
従って、これらを添加する場合には、これらの含有量を
上記効果を有効に得ることができる範囲、すなわちＴｉ
が０．００５〜０．１５％及びＢが０．０００２〜０．
０５％の範囲に規定される。
て存在し、鋳塊の結晶粒を微細化して熱間での加工性等
を改善する効果を有する。従って、これらを複合添加す
ることが重要である。しかしながら、これらを過剰に添
加すると粗大な晶出物を生成し、成形性を劣化させる。
従って、これらを添加する場合には、これらの含有量を
上記効果を有効に得ることができる範囲、すなわちＴｉ
が０．００５〜０．１５％及びＢが０．０００２〜０．
０５％の範囲に規定される。
【００２１】Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ： これらの元素は
再結晶抑制元素であるから、異常粒成長を抑制する目的
で適量添加してもよい。しかし、これらの合金成分は、
再結晶粒の等軸化に対し負の効果があり成形性を低下さ
せるため、これらの含有量は従来のアルミニウム合金よ
りも少ない範囲に規定する必要がある。従って、これら
を添加する場合には、Ｍｎ，Ｃｒ、Ｚｒ、及びＶの含有
量は夫々０．０１〜０．５０％、０．０１〜０．１５
％、０．０１〜０．１２％、及び０．０１〜０．１８％
に規定される。
再結晶抑制元素であるから、異常粒成長を抑制する目的
で適量添加してもよい。しかし、これらの合金成分は、
再結晶粒の等軸化に対し負の効果があり成形性を低下さ
せるため、これらの含有量は従来のアルミニウム合金よ
りも少ない範囲に規定する必要がある。従って、これら
を添加する場合には、Ｍｎ，Ｃｒ、Ｚｒ、及びＶの含有
量は夫々０．０１〜０．５０％、０．０１〜０．１５
％、０．０１〜０．１２％、及び０．０１〜０．１８％
に規定される。
【００２２】Ｚｎ： Ｚｎは強度の向上に寄与する元素
であるが、０．５％を超えると焼付け硬化量が低下して
しまう。すなわち、０．５％を超えるとＡｌ−Ｚｎ系化
合物の析出前段階の変調構造を生成するが、この変調構
造は常温においても生成し、焼付け前の強度が時効に伴
って顕著に増大するため、焼付け硬化量がかえって低下
するのである。従って、Ｚｎを添加する場合には０．５
％を超えないことが必須である。
であるが、０．５％を超えると焼付け硬化量が低下して
しまう。すなわち、０．５％を超えるとＡｌ−Ｚｎ系化
合物の析出前段階の変調構造を生成するが、この変調構
造は常温においても生成し、焼付け前の強度が時効に伴
って顕著に増大するため、焼付け硬化量がかえって低下
するのである。従って、Ｚｎを添加する場合には０．５
％を超えないことが必須である。
【００２３】Ｓｎ，Ｉｎ，Ｃｄ： これらの合金成分は
溶体化処理後の焼入れによって生じる凍結原子空孔と強
く結合する元素である。そのため、常温においてＡｌ−
Ｃｕ−Ｍｇ系変調構造の形成を促進させる原子空孔の数
が減少し、常温での時効を遅延させることができる。し
かし、これらの含有量が各々０．０１％未満ではその効
果を発揮させることができず、また０．５０％を超える
と効果が飽和し、添加量に応じた効果が得られずコスト
高となってしまう。従って、これらを添加する場合に
は、いずれも０．０１〜０．５０％の範囲に規定され
る。
溶体化処理後の焼入れによって生じる凍結原子空孔と強
く結合する元素である。そのため、常温においてＡｌ−
Ｃｕ−Ｍｇ系変調構造の形成を促進させる原子空孔の数
が減少し、常温での時効を遅延させることができる。し
かし、これらの含有量が各々０．０１％未満ではその効
果を発揮させることができず、また０．５０％を超える
と効果が飽和し、添加量に応じた効果が得られずコスト
高となってしまう。従って、これらを添加する場合に
は、いずれも０．０１〜０．５０％の範囲に規定され
る。
【００２４】上記元素の他、通常のアルミニウム合金と
同様、不可避的不純物が含有されるが、その量は本発明
の効果が損なわれない範囲であれば許容される。例え
ば、Ｎａ，Ｋ等は、それぞれ０．００１％以下程度なら
含有していても特性上の支障はない。
同様、不可避的不純物が含有されるが、その量は本発明
の効果が損なわれない範囲であれば許容される。例え
ば、Ｎａ，Ｋ等は、それぞれ０．００１％以下程度なら
含有していても特性上の支障はない。
【００２５】次に、上述のように成分・組成が規定され
たアルミニウム合金を常法により溶解・鋳造し、その鋳
塊に対して４００〜５８０℃の範囲内の温度で１段又は
多段の均質化熱処理を施す。このような均質化処理を施
すことにより、鋳造時に晶出した共晶化合物の拡散固溶
を促進し、局部的ミクロ偏析を軽減する。また、この処
理により、最終製品の結晶粒の異常粒成長を抑制し、均
一化を図るうえで重要な役割を果たすＭｎ，Ｃｒ，Ｚ
ｒ，Ｖの化合物を微細に析出させることができる。しか
し、この処理の温度が４００℃未満の場合には上述した
ような効果が不十分であり、一方５８０℃を超えると共
晶融解が生じる。従って、均質化処理の温度を４００〜
５８０℃の範囲とした。なお、この温度範囲内での保持
時間が１時間未満では上述の効果が十分に得られず、７
２時間を超える長時間の加熱はその効果が飽和してしま
うため、この均質化処理の保持時間は１〜７２時間が望
ましい。
たアルミニウム合金を常法により溶解・鋳造し、その鋳
塊に対して４００〜５８０℃の範囲内の温度で１段又は
多段の均質化熱処理を施す。このような均質化処理を施
すことにより、鋳造時に晶出した共晶化合物の拡散固溶
を促進し、局部的ミクロ偏析を軽減する。また、この処
理により、最終製品の結晶粒の異常粒成長を抑制し、均
一化を図るうえで重要な役割を果たすＭｎ，Ｃｒ，Ｚ
ｒ，Ｖの化合物を微細に析出させることができる。しか
し、この処理の温度が４００℃未満の場合には上述した
ような効果が不十分であり、一方５８０℃を超えると共
晶融解が生じる。従って、均質化処理の温度を４００〜
５８０℃の範囲とした。なお、この温度範囲内での保持
時間が１時間未満では上述の効果が十分に得られず、７
２時間を超える長時間の加熱はその効果が飽和してしま
うため、この均質化処理の保持時間は１〜７２時間が望
ましい。
【００２６】次いで、このような均質化処理が施された
鋳塊に対し、常法に従って所定の板厚を得るために熱間
圧延及び冷間圧延を行う。また、歪矯正又は表面粗度調
整のため、次に行われる熱処理の前後両方又はいずれか
で５％以下のレベリング、ストレッチング、あるいはス
キンパス圧延を実施してもよい。
鋳塊に対し、常法に従って所定の板厚を得るために熱間
圧延及び冷間圧延を行う。また、歪矯正又は表面粗度調
整のため、次に行われる熱処理の前後両方又はいずれか
で５％以下のレベリング、ストレッチング、あるいはス
キンパス圧延を実施してもよい。
【００２７】圧延終了後、このような圧延板材に対し、
５００〜５８０℃の範囲内の温度に３℃／秒以上の加熱
速度で加熱して、その温度に達した後即座に、又は６０
秒間以下の期間保持した後、１００℃まで２℃／秒以上
の冷却速度で急速冷却するといった条件の熱処理を施
す。この熱処理は、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化合物の変調構
造を構成するＣｕ，Ｍｇの溶体化を図り、十分な焼付け
硬化を得るために行うものである。この場合に、加熱温
度が５００℃未満では、上述のような効果を十分に得る
ことができない。また、加熱温度が５８０℃を超えた
り、加熱速度が３℃／秒未満であったり、保持時間が６
０秒を超えると、結晶粒の一部が異常粒成長を起こしや
すなる。さらに、１００℃までの冷却速度が２℃／秒未
満では、冷却中に粗大なＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ化合物が析出
し焼付硬化性を向上させる点から好ましくない。
５００〜５８０℃の範囲内の温度に３℃／秒以上の加熱
速度で加熱して、その温度に達した後即座に、又は６０
秒間以下の期間保持した後、１００℃まで２℃／秒以上
の冷却速度で急速冷却するといった条件の熱処理を施
す。この熱処理は、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化合物の変調構
造を構成するＣｕ，Ｍｇの溶体化を図り、十分な焼付け
硬化を得るために行うものである。この場合に、加熱温
度が５００℃未満では、上述のような効果を十分に得る
ことができない。また、加熱温度が５８０℃を超えた
り、加熱速度が３℃／秒未満であったり、保持時間が６
０秒を超えると、結晶粒の一部が異常粒成長を起こしや
すなる。さらに、１００℃までの冷却速度が２℃／秒未
満では、冷却中に粗大なＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ化合物が析出
し焼付硬化性を向上させる点から好ましくない。
【００２８】このような溶体化熱処理後、その板材に対
し、１８０〜３００℃の温度で３〜６０秒間保持する。
この低温加熱処理は、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ化合物の変調構
造であるＧＰＢゾーンを常温において安定にさせるため
に行うものである。この場合、加熱温度が１８０℃未満
であったり、保持時間が３秒間未満であると上述のよう
な効果を十分に得ることができない。また、加熱温度が
３００℃を超えたり、保持時間が６０秒間を超えると、
粗大なＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ化合物が析出し、焼付硬化性を
低下させるため好ましくない。図１に溶体化処理後の常
温時効特性に及ぼす低温加熱処理の影響を示す。この図
から明らかなように、低温加熱を行うことにより常温時
効をほとんどなくすることができる。
し、１８０〜３００℃の温度で３〜６０秒間保持する。
この低温加熱処理は、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ化合物の変調構
造であるＧＰＢゾーンを常温において安定にさせるため
に行うものである。この場合、加熱温度が１８０℃未満
であったり、保持時間が３秒間未満であると上述のよう
な効果を十分に得ることができない。また、加熱温度が
３００℃を超えたり、保持時間が６０秒間を超えると、
粗大なＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ化合物が析出し、焼付硬化性を
低下させるため好ましくない。図１に溶体化処理後の常
温時効特性に及ぼす低温加熱処理の影響を示す。この図
から明らかなように、低温加熱を行うことにより常温時
効をほとんどなくすることができる。
【００２９】以上のような工程に加えて、中間板厚まで
圧延した後、５００〜５８０℃の範囲内の温度まで３℃
／秒以上の加熱速度で加熱してその温度で０〜６０秒間
保持し、その後１００℃まで２℃／秒以上の冷却速度で
冷却する中間焼鈍を行い、その後に圧延率５〜４５％の
範囲内で冷間圧延を施して所望の板厚とすることが好ま
しい。このような工程を付加することにより、Ａｌ−Ｃ
ｕ−Ｍｇ系化合物の変調構造の生成が促進され、焼付硬
化性が増大する。図２は中間焼鈍を行う際の中間板厚
（中間焼鈍後の冷間圧延の圧延率）と焼付け硬化量（焼
付け処理後の降伏強度から処理前の降伏強度を引いた
値）との関係を示す図であり、最終板厚を１．０mmと一
定にした場合について示すものである。この図から明ら
かなように、最終圧延率が５〜４５％になるような中間
板厚で中間焼鈍を行うことにより焼付け硬化量が７kg／
mm2 程度と極めて高い値となる。この場合、最終圧延率
が５％未満ではＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の化合物の変調構造
の生成が促進されず、焼付硬化能は低く、異常粒成長も
生じて成形性を害する。また、最終圧延率が４５％を超
えるとＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ化合物が不均一に析出し、焼付
け硬化能が低下する。なお、この中間焼鈍の条件は、圧
延後の熱処理条件と同じである。この際の加熱速度及び
冷却速度が下限値未満の場合には、粗大なＡｌ−Ｃｕ−
Ｍｇ化合物が析出して焼付け硬化能が低下する。このよ
うにして得られたアルミニウム合金板は、プレス成形性
及び塗装焼付硬化性に優れ、かつ常温遅時効性を有して
いるため、自動車車体等に好適である。
圧延した後、５００〜５８０℃の範囲内の温度まで３℃
／秒以上の加熱速度で加熱してその温度で０〜６０秒間
保持し、その後１００℃まで２℃／秒以上の冷却速度で
冷却する中間焼鈍を行い、その後に圧延率５〜４５％の
範囲内で冷間圧延を施して所望の板厚とすることが好ま
しい。このような工程を付加することにより、Ａｌ−Ｃ
ｕ−Ｍｇ系化合物の変調構造の生成が促進され、焼付硬
化性が増大する。図２は中間焼鈍を行う際の中間板厚
（中間焼鈍後の冷間圧延の圧延率）と焼付け硬化量（焼
付け処理後の降伏強度から処理前の降伏強度を引いた
値）との関係を示す図であり、最終板厚を１．０mmと一
定にした場合について示すものである。この図から明ら
かなように、最終圧延率が５〜４５％になるような中間
板厚で中間焼鈍を行うことにより焼付け硬化量が７kg／
mm2 程度と極めて高い値となる。この場合、最終圧延率
が５％未満ではＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の化合物の変調構造
の生成が促進されず、焼付硬化能は低く、異常粒成長も
生じて成形性を害する。また、最終圧延率が４５％を超
えるとＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ化合物が不均一に析出し、焼付
け硬化能が低下する。なお、この中間焼鈍の条件は、圧
延後の熱処理条件と同じである。この際の加熱速度及び
冷却速度が下限値未満の場合には、粗大なＡｌ−Ｃｕ−
Ｍｇ化合物が析出して焼付け硬化能が低下する。このよ
うにして得られたアルミニウム合金板は、プレス成形性
及び塗装焼付硬化性に優れ、かつ常温遅時効性を有して
いるため、自動車車体等に好適である。
【００３０】
【実施例】以下、この発明の実施例について説明する。 （実施例１）
【００３１】表１、表２に示すような成分・組成を有す
る合金を溶解−連続鋳造し、得られた鋳塊を面削した
後、４４０℃で４時間その後５１０℃で１０時間の２段
均質化処理を実施し、次いで鋳片を４６０℃に加熱し、
板厚４mmまで熱間圧延を行い、室温に冷却した後、板厚
１．４mmまで冷間圧延を行った。その後、加熱温度３℃
／秒で５５０℃まで加熱し、その温度で１０秒間保持し
た後、１００℃まで２０℃／秒の冷却速度で強制空冷す
るという中間焼鈍を行った。次いで、室温に冷却した後
最終板厚まで冷間圧延を行って厚さ１mmの板材とした。
なお、熱間圧延の仕上り温度は２８０℃であった。この
厚さ１mmの板材を５５０℃まで１０℃／秒の速度で加熱
し、１０秒間保持後、１００℃まで２０℃／秒の冷却速
度で強制空冷を行った。この熱処理の後、２４０℃で１
０秒間保持の低温安定化処理を行った。この熱処理の
後、板材を常温で夫々１日及び９０日間放置して、所定
形状に切出し、引張試験（ＪＩＳ５号，引張方向：圧延
方向）及びコニカルカップ試験（ＪＩＳ Ｚ２２４９：
試験工具１７型）を実施し、常温時効特性及び成形性を
評価した。コニカルカップ値（ＣＣＶ）は、張出しと深
絞りとの複合成形性を示すものであり、この値が小さい
ほど成形性に優れている。
る合金を溶解−連続鋳造し、得られた鋳塊を面削した
後、４４０℃で４時間その後５１０℃で１０時間の２段
均質化処理を実施し、次いで鋳片を４６０℃に加熱し、
板厚４mmまで熱間圧延を行い、室温に冷却した後、板厚
１．４mmまで冷間圧延を行った。その後、加熱温度３℃
／秒で５５０℃まで加熱し、その温度で１０秒間保持し
た後、１００℃まで２０℃／秒の冷却速度で強制空冷す
るという中間焼鈍を行った。次いで、室温に冷却した後
最終板厚まで冷間圧延を行って厚さ１mmの板材とした。
なお、熱間圧延の仕上り温度は２８０℃であった。この
厚さ１mmの板材を５５０℃まで１０℃／秒の速度で加熱
し、１０秒間保持後、１００℃まで２０℃／秒の冷却速
度で強制空冷を行った。この熱処理の後、２４０℃で１
０秒間保持の低温安定化処理を行った。この熱処理の
後、板材を常温で夫々１日及び９０日間放置して、所定
形状に切出し、引張試験（ＪＩＳ５号，引張方向：圧延
方向）及びコニカルカップ試験（ＪＩＳ Ｚ２２４９：
試験工具１７型）を実施し、常温時効特性及び成形性を
評価した。コニカルカップ値（ＣＣＶ）は、張出しと深
絞りとの複合成形性を示すものであり、この値が小さい
ほど成形性に優れている。
【００３２】また、プレス成形後の焼付塗装をシミュレ
−トするために、１７０℃で２０分間の熱処理（焼付に
対応）を行い、引張試験（熱処理後の試験と同一条件）
を実施した。その後もう一度、上述の試験と同一条件で
引張試験を行った。これらの試験結果を表３、４に示
す。なお、「焼付硬化」の欄は、焼付シミュレ−ト後の
降伏強度から、最終熱処理後の降伏強度を引いた値を示
している。
−トするために、１７０℃で２０分間の熱処理（焼付に
対応）を行い、引張試験（熱処理後の試験と同一条件）
を実施した。その後もう一度、上述の試験と同一条件で
引張試験を行った。これらの試験結果を表３、４に示
す。なお、「焼付硬化」の欄は、焼付シミュレ−ト後の
降伏強度から、最終熱処理後の降伏強度を引いた値を示
している。
【００３３】なお、表１の番号１〜１６は本発明の基本
成分及び選択成分のいずれも満たしているものであり、
表２の番号１７〜３３はこれらのいずれかが規定する範
囲から外れるものである。なお、番号３１、３２、３３
は、従来からボディーパネルとして用いられている合金
であり、夫々２０３６、５１８２、６０１０に相当する
ものである。
成分及び選択成分のいずれも満たしているものであり、
表２の番号１７〜３３はこれらのいずれかが規定する範
囲から外れるものである。なお、番号３１、３２、３３
は、従来からボディーパネルとして用いられている合金
であり、夫々２０３６、５１８２、６０１０に相当する
ものである。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】
【表３】
【００３７】
【表４】
【００３８】表３から明らかなように、番号１〜１６
は、熱処理後１日及び９０日のサンプルとも伸びが３０
％以上であり、ＣＣＶも良好で優れた成形性が得られる
ことが確認された。また、焼付け処理により降伏強度で
６．５kgf ／mm2 以上の高い焼付硬化を有し、優れた伸
び−強度バランスを有していることが確認された。
は、熱処理後１日及び９０日のサンプルとも伸びが３０
％以上であり、ＣＣＶも良好で優れた成形性が得られる
ことが確認された。また、焼付け処理により降伏強度で
６．５kgf ／mm2 以上の高い焼付硬化を有し、優れた伸
び−強度バランスを有していることが確認された。
【００３９】一方、表２に示す番号１７〜３３は、表４
から明らかなように、成形性、焼付硬化性、常温遅時効
性のいずれかが不十分であった。例えば、焼付硬化に寄
与する成分であるＭｇ、Ｓｉ、Ｃｕのいずれかの含有量
が低い番号１７，１９，２１、あるいはＭｇが高い番号
１８は、焼付硬化が高々４kgf ／mm2 程度であった。ま
た、Ｓｉ，Ｃｕ，Ｚｎが高い番号２０，２２，２５は焼
付硬化性が低く０．６kgf ／mm2 程度であった。Ｆｅ，
Ｔｉ−Ｂ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖの量のいずれかの量が
規定されている範囲から外れている番号２３，２４，２
６，２７，２８，２９は成形性が低くかった。さらに、
Ｍｇ／Ｃｕが２〜７の範囲から外れている番号３０は焼
付硬化が３．４kgf ／mm2 であった。なお、番号３１〜
３３の従来材はいずれも成形性及び焼付硬化性が低く、
中でも番号３１は焼付けにより軟化した。 （実施例２）
から明らかなように、成形性、焼付硬化性、常温遅時効
性のいずれかが不十分であった。例えば、焼付硬化に寄
与する成分であるＭｇ、Ｓｉ、Ｃｕのいずれかの含有量
が低い番号１７，１９，２１、あるいはＭｇが高い番号
１８は、焼付硬化が高々４kgf ／mm2 程度であった。ま
た、Ｓｉ，Ｃｕ，Ｚｎが高い番号２０，２２，２５は焼
付硬化性が低く０．６kgf ／mm2 程度であった。Ｆｅ，
Ｔｉ−Ｂ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖの量のいずれかの量が
規定されている範囲から外れている番号２３，２４，２
６，２７，２８，２９は成形性が低くかった。さらに、
Ｍｇ／Ｃｕが２〜７の範囲から外れている番号３０は焼
付硬化が３．４kgf ／mm2 であった。なお、番号３１〜
３３の従来材はいずれも成形性及び焼付硬化性が低く、
中でも番号３１は焼付けにより軟化した。 （実施例２）
【００４０】ここでは、表１、２に示す番号１〜３０と
同一の組成を用いて、中間焼鈍を行わないこと以外は、
実施例１と同様の条件で製造した合金板について、実施
例１と同様の試験を行った。その結果を表５、６に示
す。なお、表５、６では番号１〜３０と同様の組成に対
応して番号１´〜３０´で示した。
同一の組成を用いて、中間焼鈍を行わないこと以外は、
実施例１と同様の条件で製造した合金板について、実施
例１と同様の試験を行った。その結果を表５、６に示
す。なお、表５、６では番号１〜３０と同様の組成に対
応して番号１´〜３０´で示した。
【００４１】
【表５】
【００４２】
【表６】
【００４３】表５に示すように、番号１´〜１６´は番
号１〜１６と同様３０％以上の高い伸びを有しているこ
とが確認された。また、焼付硬化が中間焼鈍ありの場合
よりも低いものの、降伏強度で５．２kgf ／mm2 以上と
高い値を有していることが確認された。また、番号１７
´〜３０´についても表６で示すように、焼付硬化性が
番号１７〜３０よりも低下することが確認された。 （実施例３）
号１〜１６と同様３０％以上の高い伸びを有しているこ
とが確認された。また、焼付硬化が中間焼鈍ありの場合
よりも低いものの、降伏強度で５．２kgf ／mm2 以上と
高い値を有していることが確認された。また、番号１７
´〜３０´についても表６で示すように、焼付硬化性が
番号１７〜３０よりも低下することが確認された。 （実施例３）
【００４４】次に、表１に示した合金のうち、番号１に
対応する組成を有する鋳塊を使用し、表７に示す製造条
件で合金板材を製造した。なお、表７に特に記載されて
いない処理については実施例１の条件を採用した（圧延
条件等）。なお、実施例１と同様の評価試験を行った結
果も表７に併記した。表７中記号Ａ〜Ｇは本発明に係る
製造方法の範囲内のものであり、記号Ｈ〜Ｒはその範囲
から外れるものである。このようにして製造した板材に
ついて実施例１と同様の評価試験を行った。その結果も
表７に併記する。
対応する組成を有する鋳塊を使用し、表７に示す製造条
件で合金板材を製造した。なお、表７に特に記載されて
いない処理については実施例１の条件を採用した（圧延
条件等）。なお、実施例１と同様の評価試験を行った結
果も表７に併記した。表７中記号Ａ〜Ｇは本発明に係る
製造方法の範囲内のものであり、記号Ｈ〜Ｒはその範囲
から外れるものである。このようにして製造した板材に
ついて実施例１と同様の評価試験を行った。その結果も
表７に併記する。
【００４５】
【表７】 表７から明らかなように、本発明の条件を満足しない記
号Ｈ〜Ｒは、伸び及び成形性、あるいは焼付硬化性が不
十分であることが確認された。
号Ｈ〜Ｒは、伸び及び成形性、あるいは焼付硬化性が不
十分であることが確認された。
【００４６】例えば、比較例のＨ，Ｌ，Ｉ，Ｋのように
均質化温度、熱処理温度が高かったり、あるいは中間焼
鈍後の冷間圧延率が低い、熱処理の加熱速度が小さい場
合には異常粒成長が生じ、伸び及び成形性が劣る。ま
た、Ｊのように中間焼鈍後の冷間圧延率が高かったり、
Ｎのように溶体化焼入れ条件における冷却速度が低い場
合には、焼付硬化性に劣る。また、Ｍのように溶体化焼
入条件の加熱保持温度が低い場合には、伸びが低いため
成形性に劣り、また十分な焼付硬化が得られない。さら
に、記号Ｏのように低温加熱処理の温度が低い場合、及
びＰのようにその保持時間が短い場合には、常温保持特
性（常温遅時効性）に劣る。また、記号Ｑのように低温
加熱処理の温度が高い場合、及びＲのようにその保持時
間が長い場合には十分な焼付硬化性が得られない。 （実施例４）
均質化温度、熱処理温度が高かったり、あるいは中間焼
鈍後の冷間圧延率が低い、熱処理の加熱速度が小さい場
合には異常粒成長が生じ、伸び及び成形性が劣る。ま
た、Ｊのように中間焼鈍後の冷間圧延率が高かったり、
Ｎのように溶体化焼入れ条件における冷却速度が低い場
合には、焼付硬化性に劣る。また、Ｍのように溶体化焼
入条件の加熱保持温度が低い場合には、伸びが低いため
成形性に劣り、また十分な焼付硬化が得られない。さら
に、記号Ｏのように低温加熱処理の温度が低い場合、及
びＰのようにその保持時間が短い場合には、常温保持特
性（常温遅時効性）に劣る。また、記号Ｑのように低温
加熱処理の温度が高い場合、及びＲのようにその保持時
間が長い場合には十分な焼付硬化性が得られない。 （実施例４）
【００４７】この実施例では、番号１に対応する組成の
鋳塊を用い、中間焼鈍を行わない他は、実施例３のＡ〜
Ｒと同様の条件にて合金板を製造し、実施例３と同様の
試験を行った。その結果を表８に示す。なお、表８では
記号Ａ〜Ｒに対応してＡ´〜Ｒ´で示した。
鋳塊を用い、中間焼鈍を行わない他は、実施例３のＡ〜
Ｒと同様の条件にて合金板を製造し、実施例３と同様の
試験を行った。その結果を表８に示す。なお、表８では
記号Ａ〜Ｒに対応してＡ´〜Ｒ´で示した。
【００４８】
【表８】
【００４９】表８に示すように、記号Ａ´〜Ｇ´はいず
れも焼付硬化性がＡ〜Ｇよりも若干劣るものの、依然と
して高い値を示していることが確認された。また、記号
Ｈ´〜Ｒ´についても、Ｈ〜Ｒよりも若干低い焼付硬化
性を示した。 （実施例５）
れも焼付硬化性がＡ〜Ｇよりも若干劣るものの、依然と
して高い値を示していることが確認された。また、記号
Ｈ´〜Ｒ´についても、Ｈ〜Ｒよりも若干低い焼付硬化
性を示した。 （実施例５）
【００５０】この実施例では、表１の番号１と同一の組
成で、表８の記号Ａ´の条件で製造した合金板及び番号
３３の従来材を用い、常温時効に及ぼす低温加熱処理の
影響について実験を行った。をの結果を図３に示す。
成で、表８の記号Ａ´の条件で製造した合金板及び番号
３３の従来材を用い、常温時効に及ぼす低温加熱処理の
影響について実験を行った。をの結果を図３に示す。
【００５１】図３から明らかなように、低温加熱処理を
行った本発明方法の場合には、成形性及び常温遅時効性
に優れていることが確認された。これに対し、低温加熱
処理を行わない場合には、常温遅時効性に劣り、成形性
が低下することが確認された。また、従来材の番号３３
の場合には、低温加熱処理により優れた常温遅時効性を
示すものの、成形性に劣っていた。 （実施例６）
行った本発明方法の場合には、成形性及び常温遅時効性
に優れていることが確認された。これに対し、低温加熱
処理を行わない場合には、常温遅時効性に劣り、成形性
が低下することが確認された。また、従来材の番号３３
の場合には、低温加熱処理により優れた常温遅時効性を
示すものの、成形性に劣っていた。 （実施例６）
【００５２】この実施例では、鋳塊の成分をＭｇ：１．
５〜３．５％、Ｃｕ：０．３〜０．７％、Ｓｉ：０．０
５〜０．３５％に規定した効果を把握した。既述した合
金のうち、この範囲内に含まれる合金番号１，４，６及
びこの範囲からは外れる合金番号５，７について、実施
例１と同様の条件で厚さ１ｍｍの板材とし、実施例１と
同様の条件で熱処理を行った。
５〜３．５％、Ｃｕ：０．３〜０．７％、Ｓｉ：０．０
５〜０．３５％に規定した効果を把握した。既述した合
金のうち、この範囲内に含まれる合金番号１，４，６及
びこの範囲からは外れる合金番号５，７について、実施
例１と同様の条件で厚さ１ｍｍの板材とし、実施例１と
同様の条件で熱処理を行った。
【００５３】この熱処理後、室温で１日間及び常温時効
の影響を調査するために３ケ月及び６ケ月間放置し、実
施例１と同様に引張試験及びコニカルカップ試験を実施
した。表９にその結果を示す。
の影響を調査するために３ケ月及び６ケ月間放置し、実
施例１と同様に引張試験及びコニカルカップ試験を実施
した。表９にその結果を示す。
【００５４】
【表９】
【００５５】表９から明らかなように、上記組成範囲に
含まれる番号１，４，６は常温において６ケ月間保持し
た後でも、降伏強度の上昇がほとんどないことがなく、
また、ＣＣＶにも優れており、常温時効が一層遅延され
ていることが確認された。
含まれる番号１，４，６は常温において６ケ月間保持し
た後でも、降伏強度の上昇がほとんどないことがなく、
また、ＣＣＶにも優れており、常温時効が一層遅延され
ていることが確認された。
【００５６】一方、上記組成範囲から外れる番号５，７
は常温保持後３ケ月間では降伏強度及びＣＣＶに変化な
く常温時効が遅延されているが、常温保持６ケ月後では
降伏強度が上昇し、成形性も低下しているため常温時効
が著しいことが確認された。
は常温保持後３ケ月間では降伏強度及びＣＣＶに変化な
く常温時効が遅延されているが、常温保持６ケ月後では
降伏強度が上昇し、成形性も低下しているため常温時効
が著しいことが確認された。
【００５７】
【発明の効果】この発明によれば、プレス成形性及び塗
装焼付硬化性に優れ、かつ良好な常温遅時効性を有する
アルミニウム合金薄板の製造方法が提供される。本発明
によって製造されたアルミニウム薄板は自動車車体等に
好適である。
装焼付硬化性に優れ、かつ良好な常温遅時効性を有する
アルミニウム合金薄板の製造方法が提供される。本発明
によって製造されたアルミニウム薄板は自動車車体等に
好適である。
【図１】常温時効特性に及ぼす低温加熱処理の影響を示
す図。
す図。
【図２】焼付硬化量に及ぼす中間焼鈍後の圧延率の影響
を示す図。
を示す図。
【図３】実施例における番号１及び従来材の番号３３に
ついて、常温遅時効性及び成形性に及ぼす低温加熱処理
の影響を示す図。
ついて、常温遅時効性及び成形性に及ぼす低温加熱処理
の影響を示す図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 須賀 正孝 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (72)発明者 大堀 紘一 静岡県三島市加茂48−11 (72)発明者 齊藤 洋 静岡県裾野市千福が丘２−20−10 (56)参考文献 特開 昭57−120648（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−118049（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−225738（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22F 1/04 - 1/057 C22C 21/00 - 21/18
Claims (8)
- 【請求項１】 重量％で、Ｍｇを１．５〜３．５％、Ｃ
ｕを０．３〜１．０％、Ｓｉを０．０５〜０．６％の範
囲で含有し、かつＭｇ／Ｃｕの値が２〜７であり、残部
がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金の鋳
塊に対し、４００〜５８０℃の範囲内の温度で１段又は
多段の均質化処理を施した後、この鋳塊を熱間圧延及び
冷間圧延することにより所望の板厚とし、次いで５００
〜５８０℃の範囲内の温度まで３℃／秒以上の加熱速度
で加熱してその温度で０〜６０秒間保持し、ひき続き１
００℃まで２℃／秒以上の冷却速度で冷却した後、１８
０〜３００℃の温度で３〜６０秒間保持することを特徴
とする常温遅時効性アルミニウム合金薄板の製造方法。 - 【請求項２】 前記鋳塊は、重量％で、Ｍｇを１．５〜
３．５％、Ｃｕを０．３〜０．７％、Ｓｉを０．０５〜
０．３５％の範囲で含有し、かつＭｇ／Ｃｕの値が２〜
７であり、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなること
を特徴とする請求項１に記載の常温遅時効性アルミニウ
ム合金薄板の製造方法。 - 【請求項３】 重量％で、０．０３〜０．５０％のＦｅ
をさらに含有することを特徴とする請求項１又は２に記
載の常温遅時効性アルミニウム合金薄板の製造方法。 - 【請求項４】 重量％で、０．００５〜０．１５％のＴ
ｉ，０．０００２〜０．０５％のＢをさらに含有するこ
とを特徴とする請求項１乃至３いずれか１項に記載の常
温遅時効性アルミニウム合金薄板の製造方法。 - 【請求項５】 重量％で、０．０１〜０．５０％のＭ
ｎ，０．０１〜０．１５％のＣｒ，０．０１〜０．１２
％のＺｒ，０．０１〜０．１８％のＶの１種又は２種以
上をさらに含有することを特徴とする請求項１乃至４い
ずれか１項に記載の常温遅時効性アルミニウム合金薄板
の製造方法。 - 【請求項６】 重量％で、０．５％以下のＺｎをさらに
含有することを特徴とする請求項１乃至５いずれか１項
に記載の常温遅時効性アルミニウム合金薄板の製造方
法。 - 【請求項７】 重量％で、０．０１〜０．５０％のＳ
ｎ，０．０１〜０．５ ０％のＣｄ，及び０．０１〜０．
５０％のＩｎのうち１種又は２種以上をさらに含有する
ことを特徴とする請求項１乃至６いずれか１項に記載の
常温遅時効性アルミニウム合金薄板の製造方法。 - 【請求項８】 前記所望の板厚に圧延される前の中間板
厚まで圧延した後、５００〜５８０℃の範囲内の温度ま
で３℃／秒以上の加熱速度で加熱してその温度で０〜６
０秒間保持し、その後１００℃まで２℃／秒以上の冷却
速度で冷却する中間焼鈍を行ない、その後に圧延率５〜
４５％の範囲内で冷間圧延を施して所望の板厚とするこ
とを特徴とする請求項１乃至７いずれか１項に記載の常
温遅時効性アルミニウム合金薄板の製造方法。
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