JP3201033B2 - 耐食性、塗装下地処理性に優れたアルミニウム合金板の製造方法 - Google Patents
耐食性、塗装下地処理性に優れたアルミニウム合金板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車外板等の塗装板
材として好適な板材となる、耐食性、塗装下地処理性等
に優れたアルミニウム合金板の製造方法に関する。
材として好適な板材となる、耐食性、塗装下地処理性等
に優れたアルミニウム合金板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】自動車外板用に用いられるアルミニウム
合金には塗装を施してから用いられるものが一般的であ
り、そのため優れた塗装下地処理性を求められる。ま
た、塗装後の耐食性、特に耐糸錆性が要求される。塗装
下地処理性は、クロム酸を使用したクロメート処理で付
与していた。しかし、クロム酸使用による環境への影響
の問題および冷延鋼板とアルミニウム合金板の同時塗装
下地処理への要求から、現状では冷延鋼板の場合と同様
リン酸亜鉛処理が用いられることが多くなっている。冷
延鋼板との同時リン酸亜鉛処理の際、アルミニウム合金
板表面に十分な下地処理が行われるためには、アルミニ
ウム合金板表面の性状が問題となる。
合金には塗装を施してから用いられるものが一般的であ
り、そのため優れた塗装下地処理性を求められる。ま
た、塗装後の耐食性、特に耐糸錆性が要求される。塗装
下地処理性は、クロム酸を使用したクロメート処理で付
与していた。しかし、クロム酸使用による環境への影響
の問題および冷延鋼板とアルミニウム合金板の同時塗装
下地処理への要求から、現状では冷延鋼板の場合と同様
リン酸亜鉛処理が用いられることが多くなっている。冷
延鋼板との同時リン酸亜鉛処理の際、アルミニウム合金
板表面に十分な下地処理が行われるためには、アルミニ
ウム合金板表面の性状が問題となる。
【０００３】自動車用外板に多用されているＡｌ−Ｍｇ
系合金は、通常の場合と同様にＤＣ鋳造、均質化熱処
理、熱間圧延、冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延、最終焼
鈍により製造される。また、成形性、ストレッチャース
トレイン対策等を考慮して最終焼鈍が高温で行われるよ
うになってきている。しかし、最終焼鈍においてＭｇが
表面に集積してＭｇＯとなり、それが下地処理性を阻害
し、ひいては耐食性、特に耐糸錆性に悪影響を及ぼす。
特に表面でのＭｇ濃度が２０％を超えると、耐食性が著
しく劣化する。
系合金は、通常の場合と同様にＤＣ鋳造、均質化熱処
理、熱間圧延、冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延、最終焼
鈍により製造される。また、成形性、ストレッチャース
トレイン対策等を考慮して最終焼鈍が高温で行われるよ
うになってきている。しかし、最終焼鈍においてＭｇが
表面に集積してＭｇＯとなり、それが下地処理性を阻害
し、ひいては耐食性、特に耐糸錆性に悪影響を及ぼす。
特に表面でのＭｇ濃度が２０％を超えると、耐食性が著
しく劣化する。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】表層部におけるＭｇ濃
度の上昇を抑制するため、製造工程中に酸またはアルカ
リによる洗浄工程を取り入れる方法が特開平３−１１１
５３２号公報で開示されている。この場合でも、熱処理
によりアルミニウム合金板表面にＭｇが拡散し表面近傍
で酸化され表面近傍のＭｇＯを低減することは難しい。
また、最終熱処理完了後に酸又はアルカリ等による洗浄
を行うと、製品板表面に擦り傷発生の問題を生じる。し
かも、洗浄工程を余分に必要とすることから、製造コス
トを上昇させる原因となる。したがって、できるならば
洗浄工程なしで、より安価で優れた下地処理性をもった
アルミニウム合金板が製造できることが望まれている。
このためには、アルミ板表面へのＭｇの偏析を効果的に
防止することが必要である。
度の上昇を抑制するため、製造工程中に酸またはアルカ
リによる洗浄工程を取り入れる方法が特開平３−１１１
５３２号公報で開示されている。この場合でも、熱処理
によりアルミニウム合金板表面にＭｇが拡散し表面近傍
で酸化され表面近傍のＭｇＯを低減することは難しい。
また、最終熱処理完了後に酸又はアルカリ等による洗浄
を行うと、製品板表面に擦り傷発生の問題を生じる。し
かも、洗浄工程を余分に必要とすることから、製造コス
トを上昇させる原因となる。したがって、できるならば
洗浄工程なしで、より安価で優れた下地処理性をもった
アルミニウム合金板が製造できることが望まれている。
このためには、アルミ板表面へのＭｇの偏析を効果的に
防止することが必要である。
【０００５】また、特開平３−２８７７３９号公報で
は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ−Ｃｒ系において結晶組織を等軸
晶で微細化することにより下地処理性、耐食性等を改善
したアルミニウム合金が開示されている。しかし、この
アルミニウム合金においても、表層部にＭｇが濃縮する
傾向がみられ、良好な下地処理性が得られない場合があ
る。また、極端にＭｇが濃縮したものでは、耐食性の劣
化が著しい。本発明は、このような問題を解消すべく案
出されたものであり、成分調整および熱処理によって表
面にＭｇが濃縮することを確実に防止し、アルミニウム
合金板の塗装下地処理性を向上させることを目的とす
る。
は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ−Ｃｒ系において結晶組織を等軸
晶で微細化することにより下地処理性、耐食性等を改善
したアルミニウム合金が開示されている。しかし、この
アルミニウム合金においても、表層部にＭｇが濃縮する
傾向がみられ、良好な下地処理性が得られない場合があ
る。また、極端にＭｇが濃縮したものでは、耐食性の劣
化が著しい。本発明は、このような問題を解消すべく案
出されたものであり、成分調整および熱処理によって表
面にＭｇが濃縮することを確実に防止し、アルミニウム
合金板の塗装下地処理性を向上させることを目的とす
る。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明のアルミニウム合
金板の製造方法は、その目的を達成するため、Ｍｇ：
２．５〜５．５重量％，Ｃｕ：０．０５〜０．４重量
％，Ｍｎ：０．００５〜０．２重量％，Ｃｒ：０．００
５〜０．１重量％，Ｔｉ：０．０１〜０．０５重量％，
Ｓｉ：０．０８重量％以下，Ｆｅ：０．１重量％以下お
よびＢｅ：０．０００１〜０．０１重量％を含み、残部
が実質的にＡｌであって、Ａ＝Ｍｇ％−１０×Ｃｕ％−
１０００Ｂｅ％［重量％］で定義されるＡ値が４以下と
なるような組成を有するアルミニウム合金鋳塊から製造
された冷延板に対し、１００℃／秒以上の昇温速度で誘
導加熱し、４５０〜５２０℃の温度範囲に３秒以下保持
し、次いで１℃／秒以上の冷却速度で常温まで冷却する
溶体化処理を施すことにより、表面層のＭｇ濃度が確実
に２０重量％以下に抑制される。溶体化処理に引き続い
て、１１０〜１６０℃に１〜３時間加熱する安定化処理
を行うことが好ましい。このアルミニウム合金板は、さ
らにＺｒ：０．００１〜０．１重量％，Ｖ：０．００１
〜０．１重量％およびＢ：０．０００１〜０．０１重量
％の１種または２種以上を含むこともできる。
金板の製造方法は、その目的を達成するため、Ｍｇ：
２．５〜５．５重量％，Ｃｕ：０．０５〜０．４重量
％，Ｍｎ：０．００５〜０．２重量％，Ｃｒ：０．００
５〜０．１重量％，Ｔｉ：０．０１〜０．０５重量％，
Ｓｉ：０．０８重量％以下，Ｆｅ：０．１重量％以下お
よびＢｅ：０．０００１〜０．０１重量％を含み、残部
が実質的にＡｌであって、Ａ＝Ｍｇ％−１０×Ｃｕ％−
１０００Ｂｅ％［重量％］で定義されるＡ値が４以下と
なるような組成を有するアルミニウム合金鋳塊から製造
された冷延板に対し、１００℃／秒以上の昇温速度で誘
導加熱し、４５０〜５２０℃の温度範囲に３秒以下保持
し、次いで１℃／秒以上の冷却速度で常温まで冷却する
溶体化処理を施すことにより、表面層のＭｇ濃度が確実
に２０重量％以下に抑制される。溶体化処理に引き続い
て、１１０〜１６０℃に１〜３時間加熱する安定化処理
を行うことが好ましい。このアルミニウム合金板は、さ
らにＺｒ：０．００１〜０．１重量％，Ｖ：０．００１
〜０．１重量％およびＢ：０．０００１〜０．０１重量
％の１種または２種以上を含むこともできる。
【０００７】上記溶体化処理を施すアルミニウム合金の
冷延板としては、たとえば４３０〜４５０℃に１〜２４
時間加熱する第１段の均質化処理、４８０〜５５０℃に
１〜１２時間加熱する第２段の均質化処理、熱延開始温
度５００℃以下および熱延終了温度３７０〜４２０℃の
熱間圧延、加工率７０〜９０％の冷間圧延を経て製造さ
れたもの、あるいは、冷間圧延の途中で、必要に応じて
中間焼鈍を行って製造されたものも良い。
冷延板としては、たとえば４３０〜４５０℃に１〜２４
時間加熱する第１段の均質化処理、４８０〜５５０℃に
１〜１２時間加熱する第２段の均質化処理、熱延開始温
度５００℃以下および熱延終了温度３７０〜４２０℃の
熱間圧延、加工率７０〜９０％の冷間圧延を経て製造さ
れたもの、あるいは、冷間圧延の途中で、必要に応じて
中間焼鈍を行って製造されたものも良い。
【０００８】
【作用】本発明のアルミニウム合金板の製造方法は、基
本的にはＭｇによる固溶強化を利用して強度を向上させ
た材料を得ようとするものであり、Ｃｕによる析出硬化
やＭｎ、Ｃｒ等による結晶粒微細化を図っている。以
下、合金元素およびその含有量について説明する。 Ｍｇ：２．５〜５．５重量％ Ｍｇは、強度及び成形加工性を付与する上で必要な合金
元素である。しかし、Ｍｇ含有量が２．５重量％未満で
は、強度の向上が不十分である。逆に、５．５重量％を
超えて多量のＭｇを含有すると、強度は増加するもの
の、成形加工性の改善に与える作用が小さくなる。その
結果、ＤＣ鋳造中の鋳造割れや熱間圧延時のエッジ割れ
が発生し易くなり、応力腐食割れに対しても敏感にな
る。このようなことから、本発明においては、Ｍｇの含
有量を２．５〜５．５重量％の範囲に設定した。
本的にはＭｇによる固溶強化を利用して強度を向上させ
た材料を得ようとするものであり、Ｃｕによる析出硬化
やＭｎ、Ｃｒ等による結晶粒微細化を図っている。以
下、合金元素およびその含有量について説明する。 Ｍｇ：２．５〜５．５重量％ Ｍｇは、強度及び成形加工性を付与する上で必要な合金
元素である。しかし、Ｍｇ含有量が２．５重量％未満で
は、強度の向上が不十分である。逆に、５．５重量％を
超えて多量のＭｇを含有すると、強度は増加するもの
の、成形加工性の改善に与える作用が小さくなる。その
結果、ＤＣ鋳造中の鋳造割れや熱間圧延時のエッジ割れ
が発生し易くなり、応力腐食割れに対しても敏感にな
る。このようなことから、本発明においては、Ｍｇの含
有量を２．５〜５．５重量％の範囲に設定した。
【０００９】Ｃｕ：０．０５〜０．４重量％ Ｃｕは、Ｍｇと同様に強度を付与する合金元素であり、
特に塗装焼き付け工程でＡｌ−Ｃｕ系化合物の析出によ
って耐力を向上させる効果が大きい。また、耐応力腐食
割れ性の改善にも有効に作用すると共に、溶体化時に材
料表面へのＭｇ拡散を抑制する作用を呈する。このよう
な作用は、Ｃｕ含有量が０．０５重量％以上になるとき
顕著にみられる。しかし、０．４重量％を超える多量の
Ｃｕが含有されると、耐糸錆性が劣化する傾向がみられ
る。そのため、本発明においては、Ｃｕ含有量を０．０
５〜０．４重量％の範囲に設定した。
特に塗装焼き付け工程でＡｌ−Ｃｕ系化合物の析出によ
って耐力を向上させる効果が大きい。また、耐応力腐食
割れ性の改善にも有効に作用すると共に、溶体化時に材
料表面へのＭｇ拡散を抑制する作用を呈する。このよう
な作用は、Ｃｕ含有量が０．０５重量％以上になるとき
顕著にみられる。しかし、０．４重量％を超える多量の
Ｃｕが含有されると、耐糸錆性が劣化する傾向がみられ
る。そのため、本発明においては、Ｃｕ含有量を０．０
５〜０．４重量％の範囲に設定した。
【００１０】Ｍｎ：０．００５〜０．２重量％ Ｍｎは、焼鈍後の結晶粒組織を微細にし、再結晶集合組
織を制御する作用を呈する。Ｍｎ含有量が０．０１重量
％以下であると、通常この作用が顕著に現れない。しか
し、１００℃／秒以上の急速冷却を行うとき、Ｍｎ含有
量０．００５重量％以上でも、十分にＭｎの作用が発揮
される。他方、０．２重量％を超える多量のＭｎが含有
されると、粗大な金属間化合物が発生し易くなり、成形
性を低下させる。したがって、本発明においては、Ｍｎ
含有量を０．００５〜０．２重量％の範囲に設定した。
織を制御する作用を呈する。Ｍｎ含有量が０．０１重量
％以下であると、通常この作用が顕著に現れない。しか
し、１００℃／秒以上の急速冷却を行うとき、Ｍｎ含有
量０．００５重量％以上でも、十分にＭｎの作用が発揮
される。他方、０．２重量％を超える多量のＭｎが含有
されると、粗大な金属間化合物が発生し易くなり、成形
性を低下させる。したがって、本発明においては、Ｍｎ
含有量を０．００５〜０．２重量％の範囲に設定した。
【００１１】Ｃｒ：０．００５〜０．１重量％ Ｃｒも、Ｍｎと同様に結晶粒組織の微細化に有効である
が、０．００５重量％未満ではその効果が小さい。他
方、０．１重量％を超える多量のＣｒを含有すると、成
形加工性が低下する。そこで、本発明においては、Ｃｒ
含有量の範囲を０．００５〜０．１重量％の範囲に設定
した。 Ｔｉ：０．０１〜０．０５重量％ Ｔｉは、Ｂと共に鋳塊の結晶粒径を微細にし、鋳造割れ
を防止する作用を呈する合金元素である。しかし、０．
０１重量％未満のＴｉ含有量では、その効果が小さい。
逆に０．０５重量％を超えるＴｉ含有量では、Ａｌ3Ｔ
ｉの粗大な粒子を生成し、成形加工性を劣化させる傾向
を示す。したがって、本発明においては、０．０１〜
０．０５重量％の範囲にＴｉ含有量を設定した。
が、０．００５重量％未満ではその効果が小さい。他
方、０．１重量％を超える多量のＣｒを含有すると、成
形加工性が低下する。そこで、本発明においては、Ｃｒ
含有量の範囲を０．００５〜０．１重量％の範囲に設定
した。 Ｔｉ：０．０１〜０．０５重量％ Ｔｉは、Ｂと共に鋳塊の結晶粒径を微細にし、鋳造割れ
を防止する作用を呈する合金元素である。しかし、０．
０１重量％未満のＴｉ含有量では、その効果が小さい。
逆に０．０５重量％を超えるＴｉ含有量では、Ａｌ3Ｔ
ｉの粗大な粒子を生成し、成形加工性を劣化させる傾向
を示す。したがって、本発明においては、０．０１〜
０．０５重量％の範囲にＴｉ含有量を設定した。
【００１２】Ｆｅ：０．１重量％以下 Ｆｅは、延性の低下を招き、曲げ性、張出し性等の成形
加工性を劣化させる有害な不純物である。そのため、自
動車外板等の特に高い成形性が要求される用途を考慮
し、本発明においてはＦｅ含有量の上限を０．１重量％
に規定した。 Ｓｉ：０．０８重量％以下 Ｓｉも、その添加量如何によっては成形性を阻害する不
純物元素であり、Ｆｅと同様の理由によって上限を０．
０８重量％に規定した。また、本発明では、塗装焼き付
け工程における硬化をＭｇ2ＳｉではなくＡｌ−Ｃｕ系
化合物の析出に期待していることから、Ｓｉを０．０８
重量％以下に低下しても必要な強度が確保される。
加工性を劣化させる有害な不純物である。そのため、自
動車外板等の特に高い成形性が要求される用途を考慮
し、本発明においてはＦｅ含有量の上限を０．１重量％
に規定した。 Ｓｉ：０．０８重量％以下 Ｓｉも、その添加量如何によっては成形性を阻害する不
純物元素であり、Ｆｅと同様の理由によって上限を０．
０８重量％に規定した。また、本発明では、塗装焼き付
け工程における硬化をＭｇ2ＳｉではなくＡｌ−Ｃｕ系
化合物の析出に期待していることから、Ｓｉを０．０８
重量％以下に低下しても必要な強度が確保される。
【００１３】Ｂｅ：０．０００１〜０．０１重量％ Ｂｅは、アルミニウム合金の溶製時にＭｇが酸化して消
失することを防止すると共に、材料の内部から表面に拡
散してきたＭｇの酸化を防止する上で有効な合金元素で
ある。Ｍｇの酸化消耗は、Ｂｅ含有量０．０００１重量
％以上で効果的に防止される。また、０．０００１重量
％以上のＢｅを添加することによって、耐糸錆性の改善
もみられる。しかし、０．０１重量％を超えるＢｅ含有
は、張出し性等の成形加工性を劣化させる傾向を示す。
失することを防止すると共に、材料の内部から表面に拡
散してきたＭｇの酸化を防止する上で有効な合金元素で
ある。Ｍｇの酸化消耗は、Ｂｅ含有量０．０００１重量
％以上で効果的に防止される。また、０．０００１重量
％以上のＢｅを添加することによって、耐糸錆性の改善
もみられる。しかし、０．０１重量％を超えるＢｅ含有
は、張出し性等の成形加工性を劣化させる傾向を示す。
【００１４】また、本発明のアルミニウム合金は、任意
成分としてＢ、ＶおよびＺｒを含有することもできる。
これら合金元素の作用は、次の通りである。 Ｂ：０．０００１〜０．０１重量％ Ｂは、Ｔｉと同様に鋳塊の結晶粒径を微細にし、鋳造割
れを防止する作用を呈する合金元素である。しかし、
０．０００１重量％未満のＢ含有では、その効果が小さ
い。逆に、Ｂ含有量が０．０１重量％を超えると、Ａｌ
Ｂ2、ＴｉＢ2等の粗大な粒子が生成して延性を低下さ
せ、成形加工性を阻害する。そこで、Ｂを含有させると
き、その含有量を０．０００１〜０．０１重量％の範囲
に設定する。
成分としてＢ、ＶおよびＺｒを含有することもできる。
これら合金元素の作用は、次の通りである。 Ｂ：０．０００１〜０．０１重量％ Ｂは、Ｔｉと同様に鋳塊の結晶粒径を微細にし、鋳造割
れを防止する作用を呈する合金元素である。しかし、
０．０００１重量％未満のＢ含有では、その効果が小さ
い。逆に、Ｂ含有量が０．０１重量％を超えると、Ａｌ
Ｂ2、ＴｉＢ2等の粗大な粒子が生成して延性を低下さ
せ、成形加工性を阻害する。そこで、Ｂを含有させると
き、その含有量を０．０００１〜０．０１重量％の範囲
に設定する。
【００１５】Ｖ：０．００１〜０．１重量％ Ｖは、ＭｎおよびＣｒと同様に加工組織を制御し、最終
板の成形性を向上する作用を呈する。この効果はＶ含有
量が０．００１重量％未満では小さく、０．１重量％を
超えると成形性を低下させる。したがって、Ｖを含有さ
せるとき、その含有量を０．００１〜０．１重量％の範
囲に設定する。 Ｚｒ：０．００１〜０．１重量％ Ｚｒは、熱間圧延中の加工組織を制御し、最終板の成形
性を向上する作用を呈する。この効果はＺｒ含有量が
０．００１重量％未満では小さく、０．１重量％を超え
ると粗大な粒子の発生によって伸びの低下を招く。した
がって、Ｚｒを含有させるとき、その含有量を０．００
１〜０．１重量％の範囲に設定する。
板の成形性を向上する作用を呈する。この効果はＶ含有
量が０．００１重量％未満では小さく、０．１重量％を
超えると成形性を低下させる。したがって、Ｖを含有さ
せるとき、その含有量を０．００１〜０．１重量％の範
囲に設定する。 Ｚｒ：０．００１〜０．１重量％ Ｚｒは、熱間圧延中の加工組織を制御し、最終板の成形
性を向上する作用を呈する。この効果はＺｒ含有量が
０．００１重量％未満では小さく、０．１重量％を超え
ると粗大な粒子の発生によって伸びの低下を招く。した
がって、Ｚｒを含有させるとき、その含有量を０．００
１〜０．１重量％の範囲に設定する。
【００１６】以上の合金元素の間に、本発明においては
さらに次の関係を維持させる。この関係は、本発明者等
による多数の実験から経験的に求められたものであり、
表層部にＭｇが濃縮することを防止する上で効果的な指
標である。先ず、Ａ＝（Ｍｇ％）−１０×（Ｃｕ％）−
１０００×（Ｂｅ％）で定義されるＡ値が４以下となる
ように、Ｍｇ、ＣｕおよびＢｅ間の成分調整を図る。な
お、ここで（Ｍｇ％）、（Ｃｕ％）および（Ｂｅ％）
は、それぞれの含有量を重量％で示した数値である。Ｃ
ｕおよびＢｅは、材料中においてＭｇが表面に拡散する
ことを抑制する元素であり、Ａ≦４の関係を維持すると
き本系の合金において溶体化時に材料表面へのＭｇ拡散
が抑制され、ＭｇＯの成長が抑えられる。
さらに次の関係を維持させる。この関係は、本発明者等
による多数の実験から経験的に求められたものであり、
表層部にＭｇが濃縮することを防止する上で効果的な指
標である。先ず、Ａ＝（Ｍｇ％）−１０×（Ｃｕ％）−
１０００×（Ｂｅ％）で定義されるＡ値が４以下となる
ように、Ｍｇ、ＣｕおよびＢｅ間の成分調整を図る。な
お、ここで（Ｍｇ％）、（Ｃｕ％）および（Ｂｅ％）
は、それぞれの含有量を重量％で示した数値である。Ｃ
ｕおよびＢｅは、材料中においてＭｇが表面に拡散する
ことを抑制する元素であり、Ａ≦４の関係を維持すると
き本系の合金において溶体化時に材料表面へのＭｇ拡散
が抑制され、ＭｇＯの成長が抑えられる。
【００１７】冷間圧延後、板表面にＭｇが濃縮すること
なく、再結晶および溶体化を効率良く行わせる条件を選
定して溶体化処理を行うと、ＣｕおよびＢｅのＭｇ拡散
抑制作用を十分に活用することができ、アルミニウム合
金板表面へのＭｇの拡散濃縮を抑制でき、ＭｇＯの成長
が抑えられる。たとえば、後述する実施例で使用した試
験番号１は、図１に示す濃度分布でＡｌ、ＭｇおよびＯ
が分布している。溶体化処理後の材料表面の深さ方向に
関しＭｇ濃度がピークとなる位置で、Ｂ＝［Ｍｇ％］／
（［Ａｌ％］＋［Ｏ％］）で定義されるＢ値を採った
時、この値Ｂ≦０．３が成立するようにＭｇ、Ａｌおよ
びＯの間でバランスを図ることにより、深さ方向に関し
てＭｇ濃度が最大の位置でＭｇ量が２０重量％以下にな
り、塗装材の耐糸錆性及び塗膜密着性が改善されること
がわかった。なお、［Ｍｇ％］、［Ａｌ％］および［Ｏ
％］は、それぞれの含有量を原子％で表した数値であ
る。種々の組成をもつ合金について同様な濃度分布曲線
を調査した結果、Ａｌ合金の組成をＡ≦４になるように
調整し、かつ冷延アルミニウム合金板に適切な溶体化処
理を施すことによりＢ≦０．３が満足され、Ｍｇの酸化
防止が図られると共に、深さ方向に関する最大Ｍｇ濃度
が２０重量％以下に抑えられることがわかった。
なく、再結晶および溶体化を効率良く行わせる条件を選
定して溶体化処理を行うと、ＣｕおよびＢｅのＭｇ拡散
抑制作用を十分に活用することができ、アルミニウム合
金板表面へのＭｇの拡散濃縮を抑制でき、ＭｇＯの成長
が抑えられる。たとえば、後述する実施例で使用した試
験番号１は、図１に示す濃度分布でＡｌ、ＭｇおよびＯ
が分布している。溶体化処理後の材料表面の深さ方向に
関しＭｇ濃度がピークとなる位置で、Ｂ＝［Ｍｇ％］／
（［Ａｌ％］＋［Ｏ％］）で定義されるＢ値を採った
時、この値Ｂ≦０．３が成立するようにＭｇ、Ａｌおよ
びＯの間でバランスを図ることにより、深さ方向に関し
てＭｇ濃度が最大の位置でＭｇ量が２０重量％以下にな
り、塗装材の耐糸錆性及び塗膜密着性が改善されること
がわかった。なお、［Ｍｇ％］、［Ａｌ％］および［Ｏ
％］は、それぞれの含有量を原子％で表した数値であ
る。種々の組成をもつ合金について同様な濃度分布曲線
を調査した結果、Ａｌ合金の組成をＡ≦４になるように
調整し、かつ冷延アルミニウム合金板に適切な溶体化処
理を施すことによりＢ≦０．３が満足され、Ｍｇの酸化
防止が図られると共に、深さ方向に関する最大Ｍｇ濃度
が２０重量％以下に抑えられることがわかった。
【００１８】本発明アルミニウム合金板の製造方法は、
たとえば通常のＤＣ鋳造によって得られた鋳塊を質化処
理した後、熱間圧延、冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延の
各工程を経て、連続焼鈍炉で最終熱処理する際の、特に
最終熱処理の条件を規定している。均質化処理は、鋳造
中に偏析したＭｇ等の元素分布を均質化し、鋳造中に生
成した晶出物の形状をコントロールすることにより、製
品板の強度、成形加工性等を向上させる。この均質化処
理には、低温側の第１段加熱及び高温側の第２段加熱を
採用することが好ましい。第１段加熱では、昇温時にβ
相の局所融解（バーニング）が生じない条件下で、鋳造
時に形成されたＭｇ2Ａｌ3を可能な限りマトリックスに
溶し込むことが好ましい。そのため、第１段では、４３
０〜４５０℃に１〜２４時間加熱する条件が採用され
る。第２段加熱では、Ｍｇを完全に溶体化し、Ａｌ6Ｆ
ｅ等の金属間化合物の形状をコントロールすることによ
り、成形性を向上させる。この点で、第２段では、４８
０〜５５０℃に１〜１２時間加熱する条件を採用するこ
とが好ましい。
たとえば通常のＤＣ鋳造によって得られた鋳塊を質化処
理した後、熱間圧延、冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延の
各工程を経て、連続焼鈍炉で最終熱処理する際の、特に
最終熱処理の条件を規定している。均質化処理は、鋳造
中に偏析したＭｇ等の元素分布を均質化し、鋳造中に生
成した晶出物の形状をコントロールすることにより、製
品板の強度、成形加工性等を向上させる。この均質化処
理には、低温側の第１段加熱及び高温側の第２段加熱を
採用することが好ましい。第１段加熱では、昇温時にβ
相の局所融解（バーニング）が生じない条件下で、鋳造
時に形成されたＭｇ2Ａｌ3を可能な限りマトリックスに
溶し込むことが好ましい。そのため、第１段では、４３
０〜４５０℃に１〜２４時間加熱する条件が採用され
る。第２段加熱では、Ｍｇを完全に溶体化し、Ａｌ6Ｆ
ｅ等の金属間化合物の形状をコントロールすることによ
り、成形性を向上させる。この点で、第２段では、４８
０〜５５０℃に１〜１２時間加熱する条件を採用するこ
とが好ましい。
【００１９】均質化された鋳塊は、通常の方法で所望の
板厚まで熱間圧延される。熱間圧延は、熱間割れを防止
する上で、熱延開始温度を５００℃以下、熱延終了温度
を３７０〜４２０℃とすることが好ましい。熱間圧延
後、通常の方法によって所望の板厚まで冷間圧延され
る。このとき、冷間加工率は、最終焼鈍時の再結晶粒に
影響を与える。再結晶粒を微細にするためには、冷間圧
延全工程の加工率を７０〜９０％に設定することが好ま
しい。加工率７０％未満の冷間圧延では、再結晶粒が粗
大化する場合がある。他方、冷間圧延の加工率が９０％
を超えると、再結晶粒が細かくなりすぎ、ストレッチャ
ーストレインマークが発生し易い。
板厚まで熱間圧延される。熱間圧延は、熱間割れを防止
する上で、熱延開始温度を５００℃以下、熱延終了温度
を３７０〜４２０℃とすることが好ましい。熱間圧延
後、通常の方法によって所望の板厚まで冷間圧延され
る。このとき、冷間加工率は、最終焼鈍時の再結晶粒に
影響を与える。再結晶粒を微細にするためには、冷間圧
延全工程の加工率を７０〜９０％に設定することが好ま
しい。加工率７０％未満の冷間圧延では、再結晶粒が粗
大化する場合がある。他方、冷間圧延の加工率が９０％
を超えると、再結晶粒が細かくなりすぎ、ストレッチャ
ーストレインマークが発生し易い。
【００２０】また、冷間圧延により加工硬化したアルミ
ニウム合金板は、加工組織を再結晶軟化させると共に、
最終板の成形性を制御するため、必要に応じて中間焼鈍
される。中間焼鈍には、バッチ式焼鈍炉或いは連続式焼
鈍炉の何れも使用することができる。中間焼鈍は、必要
とする深絞り性が得られるように、ｒ値と伸びとのバラ
ンスを考慮した焼鈍条件が採用される。バッチ式焼鈍炉
で中間焼鈍する場合、３２０〜３５０℃に１〜１０時間
加熱する条件が採用される。この焼鈍温度が３２０℃未
満ではＭｇの偏析が助長される傾向がみられ、３５０℃
を超えると板表面の酸化が盛んになる。連続焼鈍炉で中
間焼鈍する場合、３秒以内の短時間で４００〜５２０℃
に加熱する条件が採用される。連続焼鈍時の加熱温度が
５２０℃を超えるとＭｇの偏析が促進され、４００℃未
満では十分な再結晶が行われない。中間焼鈍を行った場
合、さらに冷間圧延を施し、所定の板厚にする。
ニウム合金板は、加工組織を再結晶軟化させると共に、
最終板の成形性を制御するため、必要に応じて中間焼鈍
される。中間焼鈍には、バッチ式焼鈍炉或いは連続式焼
鈍炉の何れも使用することができる。中間焼鈍は、必要
とする深絞り性が得られるように、ｒ値と伸びとのバラ
ンスを考慮した焼鈍条件が採用される。バッチ式焼鈍炉
で中間焼鈍する場合、３２０〜３５０℃に１〜１０時間
加熱する条件が採用される。この焼鈍温度が３２０℃未
満ではＭｇの偏析が助長される傾向がみられ、３５０℃
を超えると板表面の酸化が盛んになる。連続焼鈍炉で中
間焼鈍する場合、３秒以内の短時間で４００〜５２０℃
に加熱する条件が採用される。連続焼鈍時の加熱温度が
５２０℃を超えるとＭｇの偏析が促進され、４００℃未
満では十分な再結晶が行われない。中間焼鈍を行った場
合、さらに冷間圧延を施し、所定の板厚にする。
【００２１】Ａｌ−Ｍｇ系合金の塗装下地処理性、食性
を上げるためには、アルミニウム合金冷延板の溶体化処
理で発生するＭｇの偏析を防ぐことが重要である。溶体
化処理は、冷間加工時に生成された加工組織を再結晶さ
せる作用も呈する。溶体化に際しＭｇが長距離の拡散を
するための時間を与えないように、加熱時間を十分短く
することにより、表層部におけるＭｇの濃縮を抑制する
ことができる。表層部へのＭｇの濃縮は熱間圧延工程で
も生じるが、表面のＭｇＯ等を含むＭｇ濃縮層は、熱間
圧延によって破壊されるため、製品特性に悪影響を与え
ない。しかし、溶体化処理時に表層部に濃縮したＭｇ
は、塗装下地処理性、耐食性等に悪影響を及ぼす。短時
間の加熱で十分な溶体化を行うには、インダクションヒ
ータを用いて内部から渦電流による加熱を行うことによ
り、短時間で高温まで加熱し、その後十分早く冷却する
ことが効果的である。伝熱、赤外線、熱風吹き付け等の
表面からの加熱等の他の加熱方法によるとき、溶体化の
ための加熱時間が長くなり、表面のＭｇ濃度の上昇が避
けられず、また短時間では十分な溶体化の効果が得られ
ない場合が多い。
を上げるためには、アルミニウム合金冷延板の溶体化処
理で発生するＭｇの偏析を防ぐことが重要である。溶体
化処理は、冷間加工時に生成された加工組織を再結晶さ
せる作用も呈する。溶体化に際しＭｇが長距離の拡散を
するための時間を与えないように、加熱時間を十分短く
することにより、表層部におけるＭｇの濃縮を抑制する
ことができる。表層部へのＭｇの濃縮は熱間圧延工程で
も生じるが、表面のＭｇＯ等を含むＭｇ濃縮層は、熱間
圧延によって破壊されるため、製品特性に悪影響を与え
ない。しかし、溶体化処理時に表層部に濃縮したＭｇ
は、塗装下地処理性、耐食性等に悪影響を及ぼす。短時
間の加熱で十分な溶体化を行うには、インダクションヒ
ータを用いて内部から渦電流による加熱を行うことによ
り、短時間で高温まで加熱し、その後十分早く冷却する
ことが効果的である。伝熱、赤外線、熱風吹き付け等の
表面からの加熱等の他の加熱方法によるとき、溶体化の
ための加熱時間が長くなり、表面のＭｇ濃度の上昇が避
けられず、また短時間では十分な溶体化の効果が得られ
ない場合が多い。
【００２２】板表面にＭｇが濃縮することなく再結晶及
び溶体化を行わせるため、１００℃／秒以上の昇温速度
で４５０〜５２０℃の温度範囲に急速加熱する。昇温速
度が１００℃／秒より遅いと、拡散し易いＭｇがアルミ
ニウム合金板の表層部に集積され、塗装下地処理性、耐
食性等を劣化させる。溶体化温度が４５０℃未満では、
実用的な処理時間で十分な再結晶及び溶体化が図られな
い。逆に、３秒を超える長時間の溶体化処理や５２０℃
を超える溶体化温度では、Ｍｇの濃縮、表面酸化等の欠
陥が現れ易い。溶体化処理されたアルミニウム合金板
は、降温過程でもＭｇが拡散する現象がみられるため、
１℃／秒以上の速度で冷却される。たとえば、アルミニ
ウム合金板は、冷水、温水、冷風等の吹付けまたは浸漬
により急速冷却され、焼入れ状態になる。
び溶体化を行わせるため、１００℃／秒以上の昇温速度
で４５０〜５２０℃の温度範囲に急速加熱する。昇温速
度が１００℃／秒より遅いと、拡散し易いＭｇがアルミ
ニウム合金板の表層部に集積され、塗装下地処理性、耐
食性等を劣化させる。溶体化温度が４５０℃未満では、
実用的な処理時間で十分な再結晶及び溶体化が図られな
い。逆に、３秒を超える長時間の溶体化処理や５２０℃
を超える溶体化温度では、Ｍｇの濃縮、表面酸化等の欠
陥が現れ易い。溶体化処理されたアルミニウム合金板
は、降温過程でもＭｇが拡散する現象がみられるため、
１℃／秒以上の速度で冷却される。たとえば、アルミニ
ウム合金板は、冷水、温水、冷風等の吹付けまたは浸漬
により急速冷却され、焼入れ状態になる。
【００２３】溶体化処理されたアルミニウム合金板は、
たとえばテンションレベラーを使用して０．２〜１％程
度の引張り変形を加えることにより、溶体化処理で発生
した熱歪みが除去される。しかし、矯正によってアルミ
ニウム合金板の延性が低下し、成形性が劣化する場合が
ある。そこで、矯正後のアルミニウム合金板に、１１０
〜１６０℃に１〜３時間加熱する安定化処理を施すこと
が好ましい。安定化処理により、歪みが除去され、本来
の伸びが回復する。このためには、安定化処理を１１０
℃以上の温度に１時間以上加熱することが必要である。
しかし、１６０℃を超える加熱温度や３時間を超える加
熱時間では、Ｓ´相、Ｓ相等の析出がみられ、強度が向
上するものの加工性が劣化する傾向がみられる。このよ
うにして調整されたアルミニウム合金板は、成形後１６
０〜１８０℃に２０〜３０分加熱する塗装焼付けが行わ
れる。この加熱時にＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の金属間化合物
等からなるＳ相やＳ´相が析出し、必要とする強度およ
び硬度をもった塗装板材が得られる。
たとえばテンションレベラーを使用して０．２〜１％程
度の引張り変形を加えることにより、溶体化処理で発生
した熱歪みが除去される。しかし、矯正によってアルミ
ニウム合金板の延性が低下し、成形性が劣化する場合が
ある。そこで、矯正後のアルミニウム合金板に、１１０
〜１６０℃に１〜３時間加熱する安定化処理を施すこと
が好ましい。安定化処理により、歪みが除去され、本来
の伸びが回復する。このためには、安定化処理を１１０
℃以上の温度に１時間以上加熱することが必要である。
しかし、１６０℃を超える加熱温度や３時間を超える加
熱時間では、Ｓ´相、Ｓ相等の析出がみられ、強度が向
上するものの加工性が劣化する傾向がみられる。このよ
うにして調整されたアルミニウム合金板は、成形後１６
０〜１８０℃に２０〜３０分加熱する塗装焼付けが行わ
れる。この加熱時にＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の金属間化合物
等からなるＳ相やＳ´相が析出し、必要とする強度およ
び硬度をもった塗装板材が得られる。
【００２４】
【実施例】実施例１： 表１に示した組成をもつ各種アルミニウム合金を溶製
し、厚さ４００ｍｍのスラブにＤＣ鋳造した。このスラ
ブに４４０℃×１０時間及び５２５℃×１時間の２段階
均熱処理を施した後、熱延開始温度４５０℃で熱間圧延
し、板厚７ｍｍの熱延板を得た。なお、熱延終了温度
は、４００℃に設定した。得られた熱延板を板厚１．３
ｍｍまで冷間圧延した後、バッチ式焼鈍炉で３４０℃に
１時間加熱し、さらに板厚１．０ｍｍまで冷間圧延し
た。
し、厚さ４００ｍｍのスラブにＤＣ鋳造した。このスラ
ブに４４０℃×１０時間及び５２５℃×１時間の２段階
均熱処理を施した後、熱延開始温度４５０℃で熱間圧延
し、板厚７ｍｍの熱延板を得た。なお、熱延終了温度
は、４００℃に設定した。得られた熱延板を板厚１．３
ｍｍまで冷間圧延した後、バッチ式焼鈍炉で３４０℃に
１時間加熱し、さらに板厚１．０ｍｍまで冷間圧延し
た。
【００２５】
【００２６】大気雰囲気中で冷延板を昇温速度１５０℃
／秒で急速加熱し、４８０℃に３秒保持した後、冷却水
を冷延板表面に吹き付けることにより降温速度４００℃
／秒で室温まで冷却した。溶体化処理された板材の表層
部におけるＭｇ濃度をオージェ分析法で測定したとこ
ろ、表面層のＭｇ濃度は、Ａ値およびＢ値との間に表１
に示す関係を持っていた。また、試験番号１の板材にお
けるＡｌ、ＭｇおよびＯ濃度は、図１のオージェ分析結
果にみられるように、表面から内部に向かって変動して
いた。なお、図１の横軸は、スパッター時間（分）で示
し、１分≒１７０Åの比率で試料の深さに対応してい
る。他方、縦軸は、原子％で表した各元素の濃度を示
す。
／秒で急速加熱し、４８０℃に３秒保持した後、冷却水
を冷延板表面に吹き付けることにより降温速度４００℃
／秒で室温まで冷却した。溶体化処理された板材の表層
部におけるＭｇ濃度をオージェ分析法で測定したとこ
ろ、表面層のＭｇ濃度は、Ａ値およびＢ値との間に表１
に示す関係を持っていた。また、試験番号１の板材にお
けるＡｌ、ＭｇおよびＯ濃度は、図１のオージェ分析結
果にみられるように、表面から内部に向かって変動して
いた。なお、図１の横軸は、スパッター時間（分）で示
し、１分≒１７０Åの比率で試料の深さに対応してい
る。他方、縦軸は、原子％で表した各元素の濃度を示
す。
【００２７】各板材から７０ｍｍ×１５０ｍｍの試験片
を切り出し、表２に示す条件で化成処理、電着塗装、中
塗り及び上塗りを行った。塗装後の各試験片を４０℃の
純水に２４時間浸漬した後、２ｍｍの升目が１００個形
成された碁盤目を使用した試験で塗膜が残った目の数を
カウントすることにより、塗膜の密着性を判定した。判
定結果を表面層のＭｇ濃度で整理したところ、表３に示
すように表面層のＭｇ濃度２０％を境として密着性が大
きく異なっていた。すなわち、Ｍｇ濃度を２０％以下に
維持するとき塗膜が剥離した升目がみられなかったのに
対し、Ｍｇ濃度が２０％を超える場合には最少でも５個
の塗膜が剥離した升目がカウントされた。本発明例で優
れた塗膜の密着性が得られたことは、化成処理によって
塗膜との親和性が高い下地が形成されたことに由来す
る。
を切り出し、表２に示す条件で化成処理、電着塗装、中
塗り及び上塗りを行った。塗装後の各試験片を４０℃の
純水に２４時間浸漬した後、２ｍｍの升目が１００個形
成された碁盤目を使用した試験で塗膜が残った目の数を
カウントすることにより、塗膜の密着性を判定した。判
定結果を表面層のＭｇ濃度で整理したところ、表３に示
すように表面層のＭｇ濃度２０％を境として密着性が大
きく異なっていた。すなわち、Ｍｇ濃度を２０％以下に
維持するとき塗膜が剥離した升目がみられなかったのに
対し、Ｍｇ濃度が２０％を超える場合には最少でも５個
の塗膜が剥離した升目がカウントされた。本発明例で優
れた塗膜の密着性が得られたことは、化成処理によって
塗膜との親和性が高い下地が形成されたことに由来す
る。
【００２８】
【００２９】実施例２： 表１に示した試験番号１のアルミニウム合金を、実施例
１と同様に熱間圧延及び冷間圧延して板厚１．０ｍｍの
冷延板にした後、表３に示す条件下で溶体化処理した。
なお、本発明例および比較例６、７にあっては昇温速度
１５０℃／秒で溶体化処理温度まで昇温させ、溶体化処
理後に降温速度４００℃／秒で室温まで冷却した。比較
例８では、昇温速度１０℃／秒で溶体化処理温度まで昇
温させ、溶体化処理後に降温速度１５０℃／秒で室温ま
で冷却した。
１と同様に熱間圧延及び冷間圧延して板厚１．０ｍｍの
冷延板にした後、表３に示す条件下で溶体化処理した。
なお、本発明例および比較例６、７にあっては昇温速度
１５０℃／秒で溶体化処理温度まで昇温させ、溶体化処
理後に降温速度４００℃／秒で室温まで冷却した。比較
例８では、昇温速度１０℃／秒で溶体化処理温度まで昇
温させ、溶体化処理後に降温速度１５０℃／秒で室温ま
で冷却した。
【００３０】溶体化処理された各試験片に、実施例１と
同様な工程を経て塗装を施し、化成処理性、耐食性、塗
膜密着性等を調査した。化成処理性は、リン酸亜鉛処理
後の試験片表面を走査型電子顕微鏡で観察し、リン酸亜
鉛結晶の析出状態および密度を調査し、リン酸亜鉛皮膜
の重量で評価し、重量が１．５ｇ／ｍ2以上のものを合
格とした。耐食性は、上塗りまで行った試験片にカッタ
ーで傷を付けて素地に達するクロスカットを形成し、Ｊ
ＩＳ Ｚ２３７１に規定して塩水噴霧試験で調査した。
塩水噴霧を２４時間継続し、続いて温度４０℃および相
対湿度８０％に維持された恒温恒湿層に１５００時間暴
露し、試験片に発生した糸状腐食のクロスカットからの
長さを測定することにより耐食性を判定した。
同様な工程を経て塗装を施し、化成処理性、耐食性、塗
膜密着性等を調査した。化成処理性は、リン酸亜鉛処理
後の試験片表面を走査型電子顕微鏡で観察し、リン酸亜
鉛結晶の析出状態および密度を調査し、リン酸亜鉛皮膜
の重量で評価し、重量が１．５ｇ／ｍ2以上のものを合
格とした。耐食性は、上塗りまで行った試験片にカッタ
ーで傷を付けて素地に達するクロスカットを形成し、Ｊ
ＩＳ Ｚ２３７１に規定して塩水噴霧試験で調査した。
塩水噴霧を２４時間継続し、続いて温度４０℃および相
対湿度８０％に維持された恒温恒湿層に１５００時間暴
露し、試験片に発生した糸状腐食のクロスカットからの
長さを測定することにより耐食性を判定した。
【００３１】塗膜密着性は、実施例１と同様に碁盤目試
験で調査し、１００個の碁盤目のうち塗膜が残った碁盤
目の数で表した。調査結果を示す表３から明らかなよう
に、４５０〜５２０℃に３秒以内の短時間加熱する溶体
化処理を行った本発明例では、表面層のＭｇ濃度が２０
％以下に抑えられており、化成処理性、耐食性および塗
膜密着性の何れにおいても優れた性質を呈していた。こ
れに対し、長時間加熱した比較例６、高温加熱した比較
例７および比較的小さな昇温速度で加熱した比較例８で
は、表面層に２０％を超える多量のＭｇが濃縮されてお
り、化成処理性、耐食性および塗膜密着性の何れもが劣
っていた。
験で調査し、１００個の碁盤目のうち塗膜が残った碁盤
目の数で表した。調査結果を示す表３から明らかなよう
に、４５０〜５２０℃に３秒以内の短時間加熱する溶体
化処理を行った本発明例では、表面層のＭｇ濃度が２０
％以下に抑えられており、化成処理性、耐食性および塗
膜密着性の何れにおいても優れた性質を呈していた。こ
れに対し、長時間加熱した比較例６、高温加熱した比較
例７および比較的小さな昇温速度で加熱した比較例８で
は、表面層に２０％を超える多量のＭｇが濃縮されてお
り、化成処理性、耐食性および塗膜密着性の何れもが劣
っていた。
【００３２】
【００３３】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明において
は、合金成分間のバランスを図り、さらに昇温速度、降
温速度等を含めた溶体化を特定な条件下で行うことによ
って溶体化処理されたアルミニウム合金板表面に濃縮し
易いＭｇを確実に２０％以下に抑制される。Ｍｇ濃縮が
抑制されたアルミニウム合金板は、化成処理性、耐食
性、塗膜密着性等に優れた性質を示し、塗装焼付け後に
必要な強度および硬度をもち、自動車外板等として好適
な板材になる。
は、合金成分間のバランスを図り、さらに昇温速度、降
温速度等を含めた溶体化を特定な条件下で行うことによ
って溶体化処理されたアルミニウム合金板表面に濃縮し
易いＭｇを確実に２０％以下に抑制される。Ｍｇ濃縮が
抑制されたアルミニウム合金板は、化成処理性、耐食
性、塗膜密着性等に優れた性質を示し、塗装焼付け後に
必要な強度および硬度をもち、自動車外板等として好適
な板材になる。
【図１】 溶体化処理された材料の表面から内部に向か
ったＭｇ、ＡｌおよびＯの濃度分布
ったＭｇ、ＡｌおよびＯの濃度分布
フロントページの続き (72)発明者 鈴木 利明 愛知県稲沢市小池１丁目11番１号 日本 軽金属株式会社名古屋工場内 (56)参考文献 特開 平４−214835（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−154934（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−57656（ＪＰ，Ａ) 特公 昭62−54855（ＪＰ，Ｂ２) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 21/00 - 21/18 C22F 1/00 - 1/057
Claims (5)
- 【請求項１】 Ｍｇ：２．５〜５．５重量％，Ｃｕ：
０．０５〜０．４重量％，Ｍｎ：０．００５〜０．２重
量％，Ｃｒ：０．００５〜０．１重量％，Ｔｉ：０．０
１〜０．０５重量％，Ｓｉ：０．０８重量％以下，Ｆ
ｅ：０．１重量％以下およびＢｅ：０．０００１〜０．
０１重量％を含み、残部が実質的にＡｌであって、Ａ＝
Ｍｇ％−１０×Ｃｕ％−１０００Ｂｅ％［重量％］で定
義されるＡ値が４以下となるような組成を有するアルミ
ニウム合金鋳塊から製造された冷延板に対し、１００℃
／秒以上の昇温速度で誘導加熱し、４５０〜５２０℃の
温度範囲に３秒以下保持し、次いで１℃／秒以上の冷却
速度で常温まで冷却する溶体化処理を施すことを特徴と
する耐食性、塗装下地処理性に優れたアルミニウム合金
板の製造方法。 - 【請求項２】 Ｍｇ：２．５〜５．５重量％，Ｃｕ：
０．０５〜０．４重量％，Ｍｎ：０．００５〜０．２重
量％，Ｃｒ：０．００５〜０．１重量％，Ｔｉ：０．０
１〜０．０５重量％，Ｓｉ：０．０８重量％以下，Ｆ
ｅ：０．１重量％以下およびＢｅ：０．０００１〜０．
０１重量％を含み、さらにＺｒ：０．００１〜０．１重
量％，Ｖ：０．００１〜０．１重量％およびＢ：０．０
００１〜０．０１重量％の１種または２種以上を含み、
残部が実質的にＡｌであって、Ａ＝Ｍｇ％−１０×Ｃｕ
％−１０００Ｂｅ％［重量％］で定義されるＡ値が４以
下となるような組成を有するアルミニウム合金鋳塊から
製造された冷延板に対し、１００℃／秒以上の昇温速度
で誘導加熱し、４５０〜５２０℃の温度範囲に３秒以下
保持し、次いで１℃／秒以上の冷却速度で常温まで冷却
する溶体化処理を施すことを特徴とする耐食性、塗装下
地処理性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。 - 【請求項３】 請求項１または２記載の溶体化処理に引
き続いて、１１０〜１６０℃に１〜３時間加熱する安定
化処理を行うことを特徴とする耐食性、塗装 下地処理性
に優れたアルミニウム合金板の製造方法。 - 【請求項４】 請求項１または２に記載された組成を有
するアルミニウム合金鋳塊を、４３０〜４５０℃に１〜
２４時間加熱する第１段の均質化処理、４８０〜５５０
℃に１〜１２時間加熱する第２段の均質化処理、熱延開
始温度５００℃以下および熱延終了温度３７０〜４２０
℃の熱間圧延，加工率７０〜９０％の冷間圧延を経て製
造されたものである請求項１〜３のいずれか１に記載の
耐食性、塗装下地処理性に優れたアルミニウム合金板の
製造方法。 - 【請求項５】 冷間圧延の途中で中間焼鈍が行われる請
求項１〜４のいずれか１に記載の耐食性、塗装下地処理
性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP36135992A JP3201033B2 (ja) | 1992-12-28 | 1992-12-28 | 耐食性、塗装下地処理性に優れたアルミニウム合金板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP36135992A JP3201033B2 (ja) | 1992-12-28 | 1992-12-28 | 耐食性、塗装下地処理性に優れたアルミニウム合金板の製造方法 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001073312A Division JP3531616B2 (ja) | 2001-03-15 | 2001-03-15 | 耐食性、塗装下地処理性に優れたアルミニウム合金板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06220564A JPH06220564A (ja) | 1994-08-09 |
| JP3201033B2 true JP3201033B2 (ja) | 2001-08-20 |
Family
ID=18473263
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP36135992A Expired - Fee Related JP3201033B2 (ja) | 1992-12-28 | 1992-12-28 | 耐食性、塗装下地処理性に優れたアルミニウム合金板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3201033B2 (ja) |
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1992
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