JP4903183B2 - 優れた曲げ特性を有するアルミニウム合金の形成方法 - Google Patents

Description

本発明は、自動車工業用のアルミニウム合金シートの製造に関し、特に、車体パネルの用途に適し、良好な塗料焼付け応答性（paint bake response）と再利用性と共に優れた曲げ特性（bendability）を有するものの製造に関する。

様々な種類のアルミニウム合金が開発されており、自動車産業、特に自動車の車体パネルに使用されている。この目的にアルミニウム合金を使用することは、自動車の重量を実質的に減らすのに有効である。しかしながら、アルミニウム合金パネルの導入により、それぞれのニーズを創り出した。自動車用途に有用にするためには、アルミニウム合金シート製品は、クラックも亀裂もしわも生じることなく所望の形に曲げ又は成形できるように、受入れ条件において良好な成形特性を備えていなければならない。特に、パネルは、へム加工（hemming）の作業中に生じる厳しい曲げに、クラックを生じることなく耐えなければならない。へム加工は、外装用密閉シートを下側支持パネルに取付ける通常の方法であり、シートの縁部は、それ自身にほとんど裏返しになる。アルミニウム合金パネルは、このような優れた曲げ特性に加えて、塗装と焼付けとの後にも十分な強度を有し、くぼみや他の衝撃に耐えなければならない。

アルミニウム合金のＡＡ（アルミニウム協会）６０００系は、自動車パネルの用途に広く利用されている。Ｔ４耐力（ＹＳ）を低くすることとＦｅ含有量を減少することにより、成形性、特に、ヘム加工特性が向上することは、よく知られている。耐力を低くすることは、合金の溶質含有量（Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｕ）を減らすことにより達成できるが、従来から、Ｔ８（引張り０％）で２００ＭＰａ未満となり、塗料焼付け応答性に乏しくなることがわかっていた。塗料焼付け応答性が低下することに対しては、厚さを増加することにより、又は成形パネルの人工時効により、対処することはできる。しかしながら、そのどちらの方法も費用が増すので、魅力的な選択肢ではない。さらに、Ｆｅ含有量を減少させると、回収金属の形でスクラップの十分な量を使用できない。鍛造工場からのスクラップの流れには、いくらかの鋼スクラップが混入しがちなので、Ｆｅ含有量も上昇する。

さらに、外装パネルと内装パネルとでは、必要となる材料特性が全く異なるので、合金と処理ルートとが特殊化されるのが自然な流れである。例えば、ＡＡ５０００系合金が内装パネルに使用され、ＡＡ６０００系が外装パネルに使用される。しかしながら、効率よく再利用を進めるには、ボンネット（hood）やラゲージドア（deck lid）等の内装パネル及び外装パネルの両方を構成するのに利用できて、共有の又は高い互換性の化学的性質を有する合金を得ることが強く求められている。少なくとも、スクラップの流れは、１種類の合金、例えば、内装パネル用の合金のみを造ることができるようにしなければならない。

Ｕｃｈｉｄａらの米国特許５２６６１３０（特許文献１）には、自動車産業用のアルミニウム合金パネルを製造するための方法が開示されている。その合金は、必須成分として、非常に広範囲のＳｉとＭｇとを含み、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｔｉ等も含むことができる。この特許の実施例では、１５０℃から５０℃まで４℃／ｍｉｎの速度で冷却することを組込んだ予備時効処理を示している。

Ｊｉｎらの米国特許５６１６１８９（特許文献２）には、自動車産業用のアルミニウムシートを製造する別の方法が開示されている。使用される合金には、やはりＣｕ、Ｍｇ、Ｍｎ、及びＦｅが含まれている。それらの合金から製造されるアルミニウムシートには、８５℃で５時間の予備時効処理をしていた。さらに、その開示には、シートは、８５℃で巻取って、常温まで１０℃／ｈｒより遅い速度で徐冷してもよいと述べている。
米国特許第５２６６１３０号明細書 米国特許第５６１６１８９号明細書

特許文献２で使用されたアルミニウムシートは、連続鋳造（ＣＣ）シートであり、このルートで製造したシート製品は、曲げ特性が乏しいことが見出された。

本発明の目的は、改良した処理技術を提供し、それにより優れた曲げ特性を有するアルミニウム合金シートを形成することである。

本発明の別の目的は、良好な塗装焼付け応答性を有するアルミニウム合金シートを提供することである。

本発明のさらに別の目的は、自動車の車体パネルの製造に利用するための、再利用可能なアルミニウム合金シート製品を提供することである。

本発明は、自動車用のパネルの形成に使用するための優れた曲げ特性を有するアルミニウム合金シートを製造する方法であって、該方法が、０．５０〜０．７５重量％Ｍｇ、０．７〜０．８５重量％Ｓｉ、０．１〜０．３重量％Ｆｅ、０．１５〜０．３５重量％Ｍｎ、残部Ａｌ、及び不可避不純物から成るＡＡ６０００系のアルミニウム合金を半連続鋳造する工程と、鋳造合金インゴットを熱間圧延および冷間圧延して、その後に、形成したシートに溶体化処理を施す工程と、溶体化処理したシートを６０〜１２０℃の温度まで急冷して、６０〜１２０℃の巻取り温度でシートをコイルに巻き取る工程と、１０℃／ｈｒ未満の冷却速度で６０〜１２０℃の初期コイル温度から室温までコイルを徐冷することにより、コイルを予備時効する工程と、を含み、得られたシートの耐力が、Ｔ４Ｐテンパーにおいて１２５ＭＰａ未満であって、Ｔ８（２％）テンパーにおいて２５０ＭＰａを超え、得られたシートの曲げ特性（ｒ／ｔ）値が０．２未満であることを特徴とする。

本発明の製造方法によれば、優れた曲げ特性を有するアルミニウム合金シートを形成することができる。

本発明の１実施形態によれば、曲げ特性を向上したアルミニウム合金シートは、Ｍｇ及びＳｉの含有量を注意深く選び、マンガン含有量を増加させ特定の予備時効処理を行ったＡＡ６０００系の合金を利用して得ることができる。本発明に従って使用する合金は、濃度が重量パーセントで、０．５０〜０．７５％Ｍｇ、０．７〜０．８５％Ｓｉ、０．１〜０．３％Ｆｅ、及び０．１５〜０．３５％Ｍｎのものである。別の実施形態では、合金は、０．２〜０．４％のＣｕを含んでもよい。

シート製品の製造に用いる方法は、予備時効を含むＴ４処理、すなわちＴ４Ｐである。予備時効処理は、方法の最終段階である。

本発明のシート製品の目標とする物理的性質は、以下のとおりである。
Ｔ４Ｐ、ＹＳ ９０〜１２０ＭＰａ
Ｔ４Ｐ ＵＴＳ ＞２００ＭＰａ
Ｔ４Ｐ Ｅｌ ＞２８％ＡＳＴＭ、＞３０％（ＪＩＳ試片を使用）
曲げ、ｒ_ｍｉｎ／ｔ ＜０．５
Ｔ８（引張り０％）、ＹＳ ＞２１０ＭＰａ
Ｔ８（引張り２％）、ＹＳ ＞２５０ＭＰａ

上記によれば、Ｔ４Ｐは、合金に、溶体化処理と、予備時効と、少なくとも４８時間自然時効と、をした場合の処理を示す。ＵＴＳは、引張り強度を示し、ＹＳは、耐力を示し、Ｅｌは、全伸びを示す。曲げは、曲げ半径とシート厚さとの比であり、ＡＳＴＭ２９０Ｃの規格被覆曲げ試験法（standard wrap bend test method）により決定している。Ｔ８（引張り０％又は２％）は、０％又は２％のどちらかで引っ張りながら、１７７℃で３０分の試し塗料焼付けをした後のＹＳである。

Ｃｕを含まない合金では、Ｔ４Ｐ強度を合金組成に、塗装焼付け強度をＴ４Ｐ強度に関係付ける関数関係が明らかにされている。

Ｔ４Ｐの耐力は、
Ｔ４Ｐ ＹＳ（ＭＰａ）＝１３０（Ｍｇｗｔ％）＋８０（Ｓｉｗｔ％）−３２
で与えられ、ここでＴ４Ｐは、８５℃で８時間の試し予備時効をした。

Ｔ８（引張り０％）の耐力は、
Ｔ８（ＭＰａ）＝０．９（Ｔ４Ｐ）＋１３４
で与えられる。

以下の合金は、これらの関係を用いて、Ｔ４Ｐ／Ｔ８（０％）の条件を満たすだろう。
Ｔ４Ｐが９０ＭＰａで、Ｔ８が２１５ＭＰａでは（０．５ｗｔ％Ｍｇ−０．７ｗｔ％Ｓｉ）、
Ｔ４Ｐが１１０ＭＰａで、Ｔ８が２３３ＭＰａでは（０．６ｗｔ％Ｍｇ−０．８ｗｔ％Ｓｉ）、
Ｔ４Ｐが１２０ＭＰａで、Ｔ８が２４２ＭＰａでは（０．７５ｗｔ％Ｍｇ−０．７ｗｔ％Ｓｉ）。
これは、本発明の合金用の通常の組成範囲のＡｌ−０．５〜０．７５ｗｔ％Ｍｇ−０．７〜０．８ｗｔ％Ｓｉである。

Ｃｕを含む合金では、この関数関係が、それほど単純ではなく、ＭｇとＳｉの濃度に依存する。Ｃｕ濃度約０．２〜０．４ｗｔ％が塗装焼付けの性能を向上させるために望ましい。

結晶粒径の制御のためには、少なくとも０．２ｗｔ％のＭｎを含むことが好ましい。また、Ｍｎは、合金にいくらかの強度を与える。Ｆｅは、実際上の下限、０．１ｗｔ％以上、もしくは０．３ｗｔ％以上を保持して、成形の困難性を防止しなければならない。

外装パネルでは、ヘム加工性を向上するために、合金中のＦｅ含有量を低くする傾向にある。一方、内装パネル用途の合金のＦｅ含有量は、再利用材料の量が増えるとき、含有量が高くなる傾向にある。

本発明で使用される合金は、半連続鋳造、例えば直接冷却（ＤＣ）鋳造により鋳造される。インゴットを均質化し、熱間圧延して再圧延厚さにし、その後に冷間圧延と溶体化処理とを施す。溶体化処理したストリップは、約６０〜１２０℃の温度に急冷して巻き取ってコイルにする。この急冷は、約７０〜１００℃の温度にするのが好ましく、８０〜９０℃の温度範囲がより好ましい。コイルは、約１０℃／ｈｒ未満の、好ましくは５℃／ｈｒ未満の速度で徐々に室温に冷却することができる。特に、３℃／ｈｒ未満の非常に遅い冷却温度にするのが好ましい。

均質化は、通常は５５０℃を超える温度で５時間以上行われ、再圧延の出口厚さは、通常は２．５４〜６．３ｍｍであり、出口温度は、約３００〜３８０℃である。冷間圧延は、普通は厚さが約１．０ｍｍであり、溶体化処理は、通常は約５３０〜５７０℃の温度で行われる。

その代わりとして、シートを中間焼鈍してもよく、この場合には、再圧延シートは、約２．０〜３．０ｍｍの中間厚さに冷間圧延する。この中間シートを約３４５〜４１０℃の温度でバッチ焼鈍して、さらに、約１．０ｍｍに冷間圧延して、溶体化処理する。

本発明による予備時効は、通常は、Ｔ４処理の最終段階であり、溶体化処理に続いて行われる。しかしながら、アルミニウム合金ストリップを所望の温度に再加熱した後に予備時効を行うこともできる。

また、２段階で溶体化温度から急冷を行うのが、特に有効であることも明らかになった。合金ストリップは、まず約４００〜４５０℃に空冷してから、続いて水冷する。

本発明のシート製品は、Ｔ４Ｐテンパーで１２５ＭＰａ未満、Ｔ８（２％）テンパーで２５０ＭＰａを超えるＹＳを有する。中間焼鈍がある場合には、シート製品は、Ｔ４Ｐテンパーで１２０ＭＰａ以下、Ｔ８（２％）テンパーで２４５ＭＰａ以上のＹＳを有する。

もし、初期アルミニウム合金インゴットが、小さい研究室規模の鋳造品ではなく商業的な大規模鋳造品であるならば、本発明によってより一層高品質のシート製品が得られる。最高の結果を得るためには、初期鋳造品の鋳造厚さを少なくとも４５０ｍｍに、幅を少なくとも１２５０ｍｍにする。

本発明の方法によれば、シートは、曲げ特性（ｒ／ｔ）値が非常に低い、例えば、約０〜０．２で、優れた塗装焼付け応答性を有するものが得られる。このように低い値は、ＡＡ６０００系合金では非常に稀であり、例えば、従来処理したＡ６１１１合金シートは、約０．４〜０．４５の通常のｒ／ｔ値を有している。

外装パネル用途のアルミニウム合金を製造するための本発明による好ましい方法には、インゴットのＤＣ鋳造及び表面切削と、その後に５２０℃（炉内温度）で６時間、次いで５６０℃（金属温度）で４時間の均質化の予備加熱と、を含む。インゴットは、再圧延出口厚さ３．５ｍｍで出口温度３００〜３３０℃に熱間圧延して、その後に２．１〜２．４ｍｍに冷間圧延する。シートを、３８０℃＋／−１５℃で２時間のバッチ焼鈍をした後に、別の冷間圧延で０．８５〜１．０ｍｍにする。これに続いて、５３０〜５７０℃のＰＭＴで溶体化処理を行い、４５０〜４１０℃に空冷（急冷速度２０〜７５℃／ｓ）し、４５０〜４１０℃から２８０〜２５０℃に水冷（急冷速度７５〜４００℃／ｓ）する。最後に、シートは、８０〜９０℃に空冷して、巻き取ってコイルにする（実際の巻取温度）。コイルは２５℃まで冷却する。この方法が、中間焼鈍を含むＴ４Ｐの実施手順である。

本発明に係る内装プレート用途のアルミニウム合金を製造する１つの好ましい方法は、インゴットのＤＣ鋳造及び面削と、その後に５２０℃（炉内温度）で６時間、次いで５６０℃（金属温度）で４時間の均質化の予備加熱と、を含む。このインゴットは、再圧延出口厚さ２．５４ｍｍで、出口温度３００〜３３０℃に熱間圧延して、その後に０．８５〜１．０ｍｍに冷間圧延する。このシートは、５３０〜５７０℃のＰＭＴで溶体化処理を行い、４５０〜４１０℃に空冷（急冷速度２０〜７５℃／ｓ）し、４５０〜４１０℃から２８０〜２５０℃に水冷（急冷速度７５〜４００℃／ｓ）する。次に、８０〜９０℃に空冷して、巻き取ってコイルにする（実際の巻取り温度）。その後に、コイルを２５℃まで冷却する。この方法は、Ｔ４Ｐの実際としてみなされている。

上記の方法は、同様の組成又は異なるテンパーで同様の組成から、内装パネル及び外装パネルを製造すること目的としている。内装パネル又は外装パネルへの製品とその冶金学的な条件が大きく異なるので、これは、理想的な状況ではない。外装パネルは、耐へこみ性のために塗装後に高強度が要求され、表面のきびしい外観を有し、ヘム加工できなければならない。内装パネルは、むしろ適度な強度要求を有して大きい剛性に支配される製品である。さらに、内装パネルは、抵抗スポット溶接性（ＲＳＷ）があり、伸展加工及び深絞り加工に関連して高い成形性を備えなければならない。

また、内装パネルは、再利用の目的のために外装パネル合金の組成と互換性のある低コストの合金から製造できることも望まれる。

このように、本発明の別の実施形態では、内装パネル用にさらに希釈した合金を用いることができる。この実施形態に使用される合金は、重量パーセントで、０．０〜０．４％Ｃｕ、０．３〜０．６％Ｍｇ、０．４５〜０．７％Ｓｉ、０．０〜０．６％Ｍｎ、０．０〜０．４％Ｆｅ、０．０６％以下のＴｉ、残部Ａｌ、及び不可避不純物を含む。

好ましい合金は、０．４〜０．５％Ｍｇ、０．５〜０．６％Ｓｉ、０．２〜０．４％Ｍｎ、０．２〜０．３％Ｆｅ、残部Ａｌ、及び不可避不純物を含む。

本発明のシート製品の目標とする物理的性質は、以下のとおりである。
Ｔ４Ｐ、ＹＳ ＞７５〜９０ＭＰａ
Ｔ４Ｐ ＵＴＳ ＞１５０ＭＰａ
Ｔ４Ｐ Ｅｌ ＞２８％ＡＳＴＭ、＞３０％（ＪＩＳ試片を使用）
曲げ、ｒ_ｍｉｎ／ｔ ＜０．５
Ｔ８、ＹＳ ＞１５０〜１８０ＭＰａ

また、この合金は、半連続鋳造、例えば直接冷却（ＤＣ）鋳造により鋳造される。インゴットを均質化し、熱間圧延して再圧延厚さにし、その後に冷間圧延と溶体化処理を施す。溶体化処理したストリップは、約６０〜１２０℃の温度に急冷して、巻き取ってコイルにする。コイルは、室温に冷却される。

内装パネル用には、中間焼鈍なしのＴ４Ｐ方法を利用する。しかしながら、別の実施形態によれば、外装パネルに適度な強度と優れた高成形性とが必要な場合には、中間焼鈍を備えたＴ４Ｐ方法を用いた希釈した合金を用いることができる。

マンガンを含有するものと含有しないものの２種類の合金を試験した。合金ＡＬ１は、０．４９％Ｍｇ、０．７％Ｓｉ、０．２％Ｆｅ、０．０１１％Ｔｉ、残部Ａｌ、及び不可避不純物を含み、合金ＡＬ２は、０．６３％Ｍｇ、０．８５％Ｓｉ、０．０９８％Ｍｎ、０．０１％Ｆｅ、０．０１３％Ｔｉ、残部Ａｌ、及び不可避不純物を含む。

合金は、研究室で鋳造した３3/4×９”のＤＣインゴットであった。このインゴットを、面削して、５６０℃で６時間の均質化をして、５ｍｍに熱間圧延して、その後に１．０ｍｍに冷間圧延した。シートを５６０℃で塩浴で溶体化し、急冷してＴ４Ｐの実施試験を行った。

得られた結果を以下の表１に示した。

どちらの合金も、ＪＩＳ（日本規格）試片形状で２９〜３０％伸びを示した。塗装焼付けはＴ８（引張り０％）である。

本発明の２種類の合金（ＡＬ３及びＡＬ４）と、２種類の比較用合金（Ｃ１及びＣ２）を、以下の表２の組成に調製した。

（ａ）合金は、ＤＣ鋳造の３．７５×９インチのインゴットで、そのインゴット表面を面削して、５６０℃で６時間の均質化をした。インゴットは、熱間圧延して、その後に厚さ約１ｍｍに冷間圧延した。シートを５６０℃で１５秒間の溶体化を行い、８０℃まで急冷して巻き取ってコイルにした。コイルは、１．５〜２．０℃／ｈｒで常温にゆっくり冷却して、１週間の自然時効を行った。結果を表３に示す。図１は、Ｍｎ濃度の曲げ特性への影響を示している。視覚による観察をして最小のｒ／ｔ値で、予備引張りをしていないシートの曲げ特性について、明白な傾向を見出すことは難しい。結果を表３に示す。しかしながら、図１からわかるように、０ｗｔ％Ｍｎの合金は、表面にクラックを生じている。０．１ｗｔ％のＭｎでは、屈曲部にはクラックがないが、表面にしわが見られた。０．２ｗｔ％Ｍｎでは、表面にクラックも、しわもない。しわは、残留クラックを形成する前駆体の残りであると考えられる。

（ｂ）別の手順は、合金ＡＬ３を生産規模のＤＣ鋳造によりインゴットにして、５６０℃で１時間の均質化を行った。インゴットを５．９ｍｍの再圧延出口厚さに熱間圧延し、２．５ｍｍの冷間圧延した。この中間厚さのシートを、３６０℃で２時間の中間焼鈍して、別の冷間圧延で厚さ１ｍｍにして、５６０℃で塩浴で溶体化した。シートを８０℃に急冷して、巻き取ってコイルにして、８０℃で８時間の時効を行った。
その結果を表４に示す。

２種類の合金ＡＬ５とＡＬ６とを、商業的施設で鋳造し処理して試験した。これらの合金の組成を以下の表５に示す。

表５に示したＡＬ５及びＡＬ６の各組成で２つずつのインゴットをＤＣ鋳造して、面削して、５６０℃で均質化して、熱間圧延した。１つのＡＬ５（コイルＢ−２）と１つのＡＬ６（コイルＢ−３）のインゴットを、熱間圧延により２．５４ｍｍにして、冷間圧延の２パスにより０．９３ｍｍの厚さにして、溶体化処理してＴ４Ｐテンパーを得た。他方の組のＡＬ５（コイルＢ−１）とＡＬ６（コイルＢ−４）のインゴットは、熱間圧延により３．５ｍｍにして、冷間圧延の１パスにより２．１ｍｍ厚さにして、バッチ焼鈍し、冷間圧延の２パスにより最終厚さの０．９３ｍｍにして、溶体化処理してＴ４Ｐ（中間厚さで焼鈍）テンパーのシートを得た。コイルを浴浸して、３８０℃で２時間以下のバッチ焼鈍を行った。全てのコイルの大部分は、ＣＡＳＨ（連続焼鈍と溶体化処理）ラインにおいて、５５０℃でＴ４Ｐ操作を行った。コイルの残部は、同じ手順ではあるが、しかし溶体化処理は５３５℃で行われた。

全てのコイルの試料を、再圧延と、中間と、最終厚さとの時に切出して、評価用にした。

４つのコイル全てのミクロ組織を顕微鏡観察して、結晶粒組織を、１５０〜２００個の結晶粒の大きさを１／４厚みで測定して数量化した。機械的性質は、５〜６日の自然時効の後に測定し、曲げ半径対シート厚さｒ／ｔは、規格の巻き付け試験法により決定された。最小のｒ／ｔ値は、クラックなしで曲げを達成したときのマンドレルの最小半径を、シート厚さで除算して決定した。測定に使用したマンドレルの半径は、０．０２５と、０．０５１と、０．０７６と、０．１０と、０．１５と、０．２０と、０．２５と、０．３０と、０．４１と、０．５１と、０．６１ｍｍなどであり、曲げ特性は、マンドレル１サイズの違いの中で変化する。

０．３％Ｃｕ含有のＡＬ５と、Ｃｕを含まないＡＬ６と、の両方のシートにおいて研磨したままのミクロ組織は、圧延方向と平行に伸びた粗大なＦｅ富化の小板の存在を示している。また、合金は、５３５℃で溶体化処理を行って比較的大量にＭｇ_２Ｓｉを含んだＡＬ６合金を除けば、未溶解のＭｇ_２Ｓｉを少量だけ含んでいる。

表６の結晶粒寸法の測定結果から、５３５℃および５５０℃で溶体化処理したＡＬ５及びＡＬ６のシートの結晶粒組織は、溶体化処理温度を５３５℃から５５０℃に変えても影響がないことがわかる。合金ＡＬ５とＡＬ６との平均結晶粒寸法は、それぞれ約３４×１４μｍと、３５×１９μｍ（水平方向×厚さ方向）とである。一般に、両方の合金の水平方向における結晶粒寸法の分布は、厚さ方向では違いがあるにもかかわらず、非常に類似している。ＡＬ６合金の厚さ方向の平均結晶粒寸法は、Ｃｕ含有のＡＬ５合金に比べて約５μｍだけ大きい。

Ｔ４ＰテンパーコイルのＬ方向及びＴ方向での引張り特性と曲げ特性とを、表７に示す。図２は、０．３％Ｃｕ含有ＡＬ５合金と、Ｃｕを含まないＡＬ６合金と、の引張り特性を比較しており、５５０から５３０℃への温度変化による違いを強調している。ＡＬ５は、Ｌ方向およびＴ方向ともに、両方の溶体化処理の温度においても、ＡＬ６合金よりも強い。耐力及び張力は、どちらの合金でも溶体化温度が高くなると僅かに増加しているが、影響は、ＡＬ６において最も顕著である。ＡＬ６合金の強度が低いのは、未溶解のＭｇ_２Ｓｉ粒子が多量に存在していることと一致することに注目すべきである。

塗料焼付け応答性は、Ｔ４Ｐ及びＴ８（２％）テンパーのＹＳで異るが、図３で比較されている。溶体化処理温度の変化は、ＡＬ５の塗装焼付け応答性に影響しないが、ＡＬ６合金には明らかに影響することがわかる。上で指摘したように、後者は、硬化用溶質をマトリクスから「排出」する未溶解のＭｇ_２Ｓｉの存在が関係している。５５０℃で溶体化した場合には、ＡＬ５合金の塗料焼付け応答性は、約１５０ＭＰａであり、ＡＬ６合金よりも〜１０ＭＰａほど良い。どちらの合金も、Ｔ４Ｐテンパーでは低強度で、Ｔ８（２％）テンパーでは高強度になる優れた組合せを示している。

Ｔ４Ｐテンパー引張り試験のデータから測定されたｎ及びＲ値を図４に示す。両方の合金のｎ値は、非常に似ていて、等方的で溶体化処理の温度による変化がない。ＡＬ５合金のＲ値は、Ｌ方向においてはＡＬ６に比べて僅かに低いが、Ｔ方向においては逆の傾向にある。

図５は、両方の合金のｒ／ｔ値が、Ｌ方向及びＴ方向において０．２より低いことを示している。０．３％Ｃｕ含有のＡＬ５合金のｒ／ｔ値は、Ｃｕを含まない対応物に比べて僅かに良くなっており、最良の数値は、溶体化処理の温度が低い時に得られる。

Ｔ４ＰテンパーとＴ８（２％）テンパーとのＹＳが約１００ＭＰａと２５０ＭＰａ以上との組合せは、従来の自動車用合金では見出せなかった。さらに、ＡＬ５及びＡＬ６合金の塗料焼付け応答性は、従来のＡＡ６１１１よりも良好である。

中間焼鈍の材料では、ＡＬ５（コイルＢ−１）およびＡＬ６（コイルＢ−４）のＬ区分におけるＦｅ富化の粗い小板の寸法および分布は、Ｔ４Ｐテンパーのコイルと類似している。Ｔ４Ｐコイル（中間焼鈍）中の未溶解のＭｇ_２Ｓｉの量は、特に、溶体化温度が５３５℃では、Ｔ４Ｐテンパーの対応物に比べて一般的に高いことが見出された。

表８に、結晶粒寸法の測定結果をまとめた。通常、溶体化温度が低下しても、結晶粒寸法に対して検出できるほどの効果はない。表６および８を見れば判るように、ＡＬ５シートの平均結晶粒寸法および分布は、ＡＬ６コイルでは逆であるにもかかわらず、Ｔ４Ｐの対応物に比べていくらか微細化されている。ＡＬ６でのすべての結晶粒寸法の広がりは、Ｔ４Ｐテンパーに比べて非常に大きくなっている。一般に、ＡＬ５コイルの平均結晶粒寸法は、厚さ方向及び水平方向の両方においてＡＬ６シートより約１０μｍだけ小さい。

コイルの引張り特性および曲げ特性を、表９に記載する。図６は、ＡＬ５合金とＡＬ６合金の、Ｔ方向およびＬ方向の引張り特性を比較しており、２つの異なる温度で溶体化により生じる違いを強調している。Ｔ４Ｐテンパーと同様に、中間焼鈍のＴ４ＰテンパーのＡＬ５は、ＡＬ６に比べて、Ｌ方向およびＴ方向においても、どちらの溶体化温度でも、わずかに強度が高い。さらに、伸び値（elongation values）では顕著な効果がみられないにもかかわらず、２つの合金の強度は、５５０℃では、５３５℃とは対照的に、いくらか向上している。伸び値については顕著な違いがみられないが、両方の合金の強度は、Ｌ方向およびＴ方向において約１２ＭＰａ以内で変化する。

図７に、２つのコイルの塗料焼付け応答性を比較する。この図は、溶体化温度を５３５℃から５５０℃に変更すると、約６〜１９ＭＰａだけ塗料焼付け応答性が向上することを示しており、ここではＡＬ６合金で殆どすべての向上がみられた。溶体化温度が５５０℃のＡＬ５合金の塗料焼付け応答性は、約１４８ＭＰａであり、これはＡＬ６対応物よりも約８ＭＰａほど良好である。

図８に、バッチ式の中間焼鈍を行う及び行わないＡＬ５合金及びＡＬ６合金のＹＳを比較する。バッチ焼鈍を使用すると、Ｔ４ＰおよびＴ８（２％）テンパーの両方で、ＹＳが減少する。両方の合金とも、合金の塗料焼付け応答性を最大にするためには、５５０℃で溶体化することが必要である。しかしながら、５３５℃で溶体化したＡＬ５合金およびＡＬ６合金の塗料焼付け応答性は、従来のＡＡ６１１１に十分に匹敵することに注目すべきである。

図９に２つの合金のｎ及びＲ値を示す。Ｔ４Ｐテンパーと同様に、両方の合金のｎ値（歪み硬化指数）は、非常に似ていて、等方的で、溶体化処理の温度による変化がない。ＡＬ５合金のＲ値（耐薄み性）は、Ｌ方向においてはＡＬ６に比べて低いが、Ｔ方向においては逆になる傾向がある。Ｒ値は、Ｔ４Ｐテンパーでも同様の傾向を示す。

図１０は、２つの合金のｒ／ｔ値は、Ｌ方向およびＴ方向において０．２よりも小さくなることを示している。０．３％Ｃｕ含有で５３５℃で溶体化したＡＬ５合金のｒ／ｔ値は、Ｃｕを含まない対応物に比べて良好であるが、この有利な点は、５５０℃で溶体化すると失われる。

１つが６００×２０３２ｍｍ（厚さ×幅）で長さ４０００ｍｍのインゴットで、各々が表１０に示したＡＬ７及びＡＬ８の組成から成るものを、商業的規模で直接冷却（ＤＣ）鋳造した。液体アルミニウム溶湯を、傾動炉中で７２０〜７５０℃で合金に調製して、表面をすくい取って、２５／７５の比率のＣｌ_２／Ｎ_２混合ガスで約３５分間に亘って融剤を作り、アルゴンとＣｌ_２とをそれぞれ２００リットル／分と０．５リットル／分の流量で混合ガスとして吹き込んで、インライン脱ガスをした。その後、合金溶湯に５％Ｔｉ−１％Ｂの粒状組織化剤を投入して、潤滑鋳型に、デュアルバッグ供給システムを用いて７００〜７１５℃で注湯しだ。デュアルバッグ供給システムは、注湯時の乱れを抑えるのに利用された。鋳造は、初めは約２５ｍｍ／分の遅い速度で行われ、５０ｍｍ／分で終了した。鋳造したインゴットを、２５〜８０リットル／秒の流量で水を脈動させて制御しながら冷却して、クラックの発生を防いだ。インゴットを面削して、５６０℃で均質化して、熱間圧延した。インゴットを３．５ｍｍに熱間圧延して、１パスで厚さの２．１ｍｍに冷間圧延して、３８０℃で２時間のバッチ焼鈍をして、仕上げ厚さの０．９３ｍｍに冷間圧延して、溶体化してＴ４Ｐテンパー（中間焼鈍あり）のシートを得た。

比較用に、ＡＬ７合金およびＡＬ８合金の９５×２２８ｍｍ（厚さ×幅）の寸法のインゴットも鋳造した。液体アルミニウムは、約１０／９０の比率のＣｌ_２／Ａｒ混合ガスにより約１０分間脱ガスして、５％Ｔｉ−１％Ｂの粒状組織化剤を炉内に添加した。液体合金溶湯は、潤滑鋳型に、７００〜７１５℃で、１５０〜２００ｍｍ／分の速度で注湯した。鋳型から取り出したインゴットは、水流（water jet）により冷却された。小さいインゴットを、プラントと同様の処理条件により研究室で処理された事実を除けば、商業規模のインゴットと同様の方法で処理した。

図１１ａ〜１１ｄは、ＡＬ７合金とＡＬ８合金の大きな寸法及び小さい寸法のインゴットから得られたシート中の結晶粒組織の比較である。結晶粒寸法は、小さい寸法のインゴットから得られたシート材料では、特に厚さの１／２の位置で非常に粗い。表１１には、厚さの１／４の位置で、水平方向（Ｈ）と厚さ方向（Ｖ）とに約１５０〜２００個の結晶粒の測定を行った結果を示す。表１１は、平均結晶粒寸法を示しており、ＡＬ７シートについての分布は、元になるインゴット寸法に関係なく、ＡＬ７シートとほぼ同様である。しかしながら、図１１ａを図１１ｃと比較することより、ＡＬ７合金の厚さを横切る方向の結晶粒寸法が非常に大きく変化することに注目すべきである。一般に、ＡＬ８の平均結晶粒寸法と結晶粒寸法の広がりとは、ＡＬ７に比べて非常に大きくなっている。大きな寸法のインゴットから形成したＡＬ７シートの平均結晶粒寸法は、水平方向と厚さ方向とのそれぞれが、約１５μｍと８μｍであり、どちらの方向についてもＡＬ８シートに比べて小さい。小さい寸法のインゴットからシートに形成された場合には、水平方向の粒径の差異がより大きい。表１１からわかるように、大きな寸法のインゴットと小さい寸法のインゴットとから得られるＡＬ８のシートの結晶粒寸法の差は、非常に注目すべきであり、それは、表１１の鋳造条件に関係しているようである。

図１２及び１３は、大きな寸法のインゴットから得た商業的規模で処理したＡＬ７合金およびＡＬ８合金のコイルの結晶粒寸法と分布とを示している。これらのプロットから、約８５〜９５％の粒子は、０．５〜５平方ミクロンの範囲内の結晶粒領域を有しており、約８０〜１００％の粒子は、０．５〜１５平方ミクロンの範囲内の結晶粒領域を有する。

本実施例の目的は、前の実施例の合金を希釈して、自動車用の内装パネルに適したシート製品を製造することである。ＡＡ６０００系のアルミニウム合金系を調製して、以下の表１２の組成（重量％）にした。

合金を、２３０×９５ｍｍのインゴットにＤＣ鋳造して、面削して、５６０℃で８時間の均質化をして、５ｍｍのシートに熱間圧延した。冷間圧延により１ｍｍのシートに再圧延して、５５０℃で溶体化して空冷した。溶体化処理したシートは、試験する前に１週間の自然時効をするか、自然時効及び試験の前に８５℃で８時間の予備時効を行った。

試験条件と得られた結果とを以下の表１３〜１６に示す。

上記の結果から、いくつかの上記合金シート製品は、Ｔ４Ｐ及び塗料焼付けのテンパーのみならず、Ｔ４テンパーの所望の耐力に適合していることがわかる。全ての合金の引張り伸びは、２６〜２８％と満足のいくものであり、合金の曲げ特性については、Ｔ４及びＴ４Ｐテンパーは、６０００系の合金においては優秀であるが、ＡＡ５７５４の引張りの１５％以下よりはいくらか劣る。

追加のアルミニウム合金の系列を調製して、自動車の内装パネル製造に利用するようにシートに形成した。この目的は、抵抗スポット溶接性（ＲＳＷ）を測定することである。ＲＳＷ試験は、アルミニウムの自動車用シート製品の抵抗スポット溶接性の評価を提供する。

用いた合金は、以下の表１７に記載したとおりである。

上の表で、ＡＬ５は、実施例３に記載した種類の合金で、ＡＬ１７とＡＬ１８は、より希釈した合金である。

合金をＤＣ鋳造して、面削して、５６０℃で均質化をして、厚さ２．５４ｍｍのシートに熱間圧延した。２パスで厚さ０．９ｍｍに冷間圧延して、その後に５２０〜５７０℃で溶体化処理した。シートを約７５℃に急冷して、巻き取ってコイルにした。コイルを２５℃に冷却した。

ＲＳＷの試験の準備では、得られたシートの試料を希酸を噴霧して洗浄して、圧延油と付着した酸化物とを除去した。シート試料にＭＰ−４０４、Henkel Corp.製の金属シート型打ち用、約７５〜１２５ｍｇ／ｆｔ^２の石油系潤滑剤で油滑した。

得られた結果を表１８に示しており、用いられている項目は、以下の意味である。
ｋＡ”ｒｕｎ”は、米軍用規格ＭＩＬ−Ｗ−６８５８Ｄより２０％大きい溶接ボタンを形成するための最小電流値であり、電極寿命試験で用いられる電流を規定する。
ｋＡ”ｍｉｎ”は、米軍用規格ＭＩＬ−Ｗ−６８５８Ｄで規定した最小寸法を超える溶接ボタンを形成するための最小の溶接電流値である。
ｋＡ”ｍａｘ”は、１０枚のストリップの溶接の５０％以上で溶融金属の排出が起こる溶接電流値である。
ｋＡ”範囲”は、”ｍａｘ”と”ｍｉｎ”との算術的な差である。

インデント（％）は、電極の全くぼみ深さを、元の全ワークピースの積重ね高さで除した比率である。
シャント（％）は、６０ｍｍピッチ（間隔）で形成したときの溶接ボタンと、２０ｍｍピッチで形成したときの溶接ボタンとの直径の差であり、組み立てた（set up）１０個の溶接部全ての平均ボタン直径のパーセンテージで記述されている。
チップ寿命は、１組の電極対で、破損の累積が５％を超えるまでに形成できる溶接部の数である。破損は、切取り試片の剥離と、寸法以下のボタンと界面部の破損の検査とによって判定される。電極の維持管理は必要ない。

表１８では、本発明の合金ＡＬ１７は、チップ寿命８６６を示して優れたチップ寿命である。一般に、希釈した、高い導電性の合金は、ＡＡ６１１１やＡＡ５１８２のような高い合金組成に比べた場合に、チップ寿命が劣る傾向にある。

高いｋＡ”範囲”は、より強い溶接の領域を示しており、表１８から、本発明の合金は、Ａ６１１１に近くＡＡ５１８２を超えた値を示すことがわかり、これは驚くべき結果である。

本発明は、以下の態様を包含している。
第１の態様：自動車用のパネルの形成に使用するための優れた曲げ特性を有するアルミニウム合金シートを製造する方法であって、該方法が、
０．５０〜０．７５重量％Ｍｇ、０．７〜０．８５重量％Ｓｉ、０．１〜０．３重量％Ｆｅ、０．１５〜０．３５重量％Ｍｎ、残部Ａｌ、及び不可避不純物から成るアルミニウム合金を半連続鋳造する工程と、
鋳造合金インゴットを熱間圧延および冷間圧延した後に形成したシートに溶体化処理を施す工程と、
溶体化処理したシートを約６０〜１２０℃の温度まで急冷して、シートをコイルに巻き取る工程と、
１０℃／ｈｒ未満の冷却速度により約６０〜１２０℃の初期温度から室温までコイルを徐冷することによりコイルを予備時効する工程と、
を含むアルミニウム合金シートの製造方法。
第２の態様：上記第１の態様において、合金が、さらに０．２〜０．４％Ｃｕを含むアルミニウム合金シートの製造方法。
第３の態様：上記第１又は第２の態様において、コイルを５℃／ｈｒ未満の冷却速度により冷却するアルミニウム合金シート製造方法。
第４の態様：上記第３の態様において、コイルを３℃／ｈｒ未満の冷却速度により冷却するアルミニウム合金シートの製造方法。
第５の態様：上記第１〜第４の態様において、溶体化処理したシートを、約７０〜１００℃の温度に急冷するアルミニウム合金シートの製造方法。
第６の態様：上記第５の態様において、溶体化処理したシートを、約８０〜９０℃の温度に急冷するアルミニウム合金シートの製造方法。
第７の態様：上記第１〜第６の態様において、熱間圧延したシートを中間厚さまで冷間圧延して、バッチ焼鈍して、さらに最終厚さまで圧延するアルミニウム合金シートの製造方法。
第８の態様：上記第１〜第７の態様において、コイルが、予備時効の後に自然時効してＴ４Ｐテンパーになるアルミニウム合金シートの製造方法。
第９の態様：上記第１〜第８の態様において、得られたシートの耐力が、Ｔ４Ｐテンパーにおいて１２５ＭＰａ未満であって、Ｔ８（２％）テンパーにおいて２５０ＭＰａを超えるアルミニウム合金シートの製造方法。
第１０の態様：上記第７の態様において、得られたシートの耐力が、Ｔ４Ｐテンパーでは１２０ＭＰａ未満であって、Ｔ８（２％）テンパーでは２４５ＭＰａを超えるアルミニウム合金シートの製造方法。
第１１の態様：上記第１〜第１０の態様において、得られたシートの曲げ特性（ｒ／ｔ）値が０．２未満であるアルミニウム合金シートの製造方法。
第１２の態様：上記第１〜第１１の態様において、インゴットが、少なくとも４５０ｍｍの厚さと、少なくとも１２５０ｍｍの幅とを有するアルミニウム合金シートの製造方法。
第１３の態様：自動車用のパネルの形成に使用するための優れた曲げ特性を有するアルミニウム合金シートを製造する方法であって、該方法が、
０．０〜０．４重量％Ｃｕ、０．３〜０．６重量％Ｍｇ、０．４５〜０．７重量％Ｓｉ、０．０〜０．６重量％Ｍｎ、０．０〜０．４重量％Ｆｅ、０．０６重量％以下Ｔｉ、残部Ａｌ、及び不可避不純物から成るアルミニウム合金を半連続鋳造する工程と、
鋳造合金インゴットを熱間圧延および冷間圧延した後に形成したシートに溶体化処理を施す工程と、
溶体化処理したシートを約６０〜１２０℃の温度まで急冷して、シートをコイルに巻き取る工程と、
室温までコイルを冷却する工程と、
を含むアルミニウム合金シートの製造方法。
第１４の態様：上記第１３の態様において、合金が、０．４〜０．５５重量％Ｍｇ、０．５〜０．６重量％Ｓｉ、０．２〜０．４重量％Ｍｎ、０．２〜０．３重量％Ｆｅ、残部Ａｌ、及び不可避不純物から成るアルミニウム合金を含むアルミニウム合金シートの製造方法。
第１５の態様：上記第１３又は第１４の態様において、溶体化処理したシートを、約７０〜８０℃の温度に急冷するアルミニウム合金シートの製造方法。
第１６の態様：上記第１３〜第１５の態様において、得られたシートを、自動車用の車体の内装パネルの形成に使用するアルミニウム合金シートの製造方法。
第１７の態様：上記第１３〜第１５の態様において、上記方法が中間焼鈍を含み、得られたシートを自動車用の車体の外装パネルの形成に使用するアルミニウム合金シートの製造方法。
第１８の態様：曲げ特性（ｒ／ｔ）値が０．２未満のアルミニウム合金シート材料であって、該材料が、
０．５０〜０．７５重量％Ｍｇ、０．７〜０．８５重量％Ｓｉ、０．１〜０．３重量％Ｆｅ、０．１５〜０．３５重量％Ｍｎ、残部Ａｌ、及び不可避不純物から成るアルミニウム合金を半連続鋳造する工程と、
鋳造合金インゴットを熱間圧延および冷間圧延した後に形成したシートに溶体化処理を施す工程と、
溶体化処理したシートを約６０〜１２０℃の温度まで急冷して、シートをコイルに巻き取る工程と、
１０℃／ｈｒ未満の冷却速度により約６０〜１２０℃の初期温度から室温までコイルを徐冷することによりコイルを予備時効する工程と、
を含む方法で製造されるアルミニウム合金シート材料。
第１９の態様：上記第１８の態様において、合金が、さらに０．２〜０．４％Ｃｕを含むアルミニウム合金シート材料。
第２０の態様：上記第１８又は第１９の態様において、コイルを５℃／ｈｒ未満の冷却速度により冷却するアルミニウム合金シート材料。
第２１の態様：上記第２０の態様において、コイルを３℃／ｈｒ未満の冷却速度により冷却するアルミニウム合金シート材料。
第２２の態様：上記第１８〜第２１の態様において、溶体化処理したシートが、約７０〜１００℃の温度に急冷されるアルミニウム合金シート材料。
第２３の態様：上記第２２の態様において、溶体化処理したシートが、約８０〜９０℃の温度に急冷されるアルミニウム合金シート材料。
第２４の態様：上記第１８〜第２３の態様において、耐力が、Ｔ４Ｐテンパーにおいて１２５ＭＰａ未満であり、Ｔ８（２％）テンパーにおいて２５０ＭＰａを超えるアルミニウム合金シート材料。
第２５の態様：上記第２４の態様において、耐力が、Ｔ４Ｐテンパーにおいて１２０ＭＰａ未満であり、Ｔ８（２％）テンパーにおいて２４５ＭＰａを超えるアルミニウム合金シート材料。
第２６の態様：自動車用のパネルの形成に使用するアルミニウム合金シート材料であって、該材料が、
０．０〜０．４重量％Ｃｕ、０．３〜０．６重量％Ｍｇ、０．４５〜０．７重量％Ｓｉ、０．０〜０．６重量％Ｍｎ、０．０〜０．４重量％Ｆｅ、０．０６重量％以下Ｔｉ、残部Ａｌ、及び不可避不純物から成るアルミニウム合金を半連続鋳造する工程と、
鋳造合金インゴットを熱間圧延および冷間圧延して、続いて形成したシートに溶体化処理を施す工程と、
溶体化処理したシートを約６０〜１２０℃の温度まで急冷して、シートをコイルに巻き取る工程と、
室温までコイルを冷却する工程と、
を含む方法で製造されるアルミニウム合金シート材料。
第２７の態様：上記第２６の態様において、合金が、０．４〜０．５５重量％Ｍｇ、０．５〜０．６重量％Ｓｉ、０．２〜０．４重量％Ｍｎ、０．２〜０．３重量％Ｆｅ、残部Ａｌ、及び不可避不純物から成るアルミニウム合金を含むアルミニウム合金シート材料。
第２８の態様：上記第２６又は第２７の態様において、自動車用の車体の内装パネルの形成に使用するためのアルミニウム合金シート材料。
第２９の態様：上記第２６又は第２７の態様において、中間焼鈍をして、自動車用の車体の外装パネルの形成に使用するためのアルミニウム合金シート材料。
第３０の態様：上記第１８の態様のシート材料により形成された外装パネルと、上記第２６の態様のシート材料により形成された内装パネルと、を含む自動車車体のパネル組み立て。

曲げ特性に対するＭｎ含有量の影響を示す。 溶体化温度の引張り特性への影響を示すグラフである（Ｔ４Ｐ）。 溶体化温度の耐力への影響を示すグラフである（Ｔ４ＰとＴ８（０％））。 溶体化温度のｎ値およびＲ値への影響を示すグラフである（Ｔ４Ｐ）。 溶体化温度の曲げ特性への影響を示すグラフである（Ｔ４Ｐ）。 溶体化温度の引張り特性への影響を示すグラフである（中間焼鈍したＴ４Ｐ）。 異なる温度での耐力値の比較を示す。 溶体化温度の耐力への影響を示すグラフである（中間焼鈍したＴ４ＰとＴ８（２％））。 溶体化温度のｎ値およびＲ値への影響を示すグラフである（中間焼鈍したＴ４Ｐ） 溶体化温度の曲げ特性への影響を示すグラフである（中間焼鈍したＴ４Ｐ）。 Ｃｕ含有する合金の大きな寸法のインゴットから製造したＴ４Ｐテンパーのシートの結晶粒組織を示す。 Ｃｕを含有しない合金の大きな寸法のインゴットから製造したＴ４Ｐテンパーのシートの結晶粒組織を示す。 Ｃｕ含有する合金の小さい寸法のインゴットから製造したＴ４Ｐテンパーのシートの結晶粒組織を示す。 Ｃｕを含有しない合金の小さい寸法のインゴットから製造したＴ４Ｐテンパーのシートの結晶粒組織を示す。 Ｃｕ含有のＴ４Ｐテンパーコイルについて、１平方ｍｍ当たりの粒子数を結晶粒領域に対してプロットしたものである。 Ｃｕを含有しないＴ４Ｐテンパーコイルについて、１平方ｍｍ当たりの粒子数を結晶粒領域に対してプロットしたものである。

Claims (16)

1. 自動車用のパネルの形成に使用するための優れた曲げ特性を有するアルミニウム合金シートを製造する方法であって、該方法が、
   ０．５０〜０．７５重量％Ｍｇ、０．７〜０．８５重量％Ｓｉ、０．１〜０．３重量％Ｆｅ、０．１５〜０．３５重量％Ｍｎ、残部Ａｌ、及び不可避不純物から成るＡＡ６０００系のアルミニウム合金を半連続鋳造する工程と、
   鋳造合金インゴットを熱間圧延および冷間圧延して、その後に、形成したシートに溶体化処理を施す工程と、
   溶体化処理したシートを６０〜１２０℃の温度まで急冷して、６０〜１２０℃の巻取り温度でシートをコイルに巻き取る工程と、
   １０℃／ｈｒ未満の冷却速度で６０〜１２０℃の初期コイル温度から室温までコイルを徐冷することにより、コイルを予備時効する工程と、
   を含み、
   得られたシートの耐力が、Ｔ４Ｐテンパーにおいて１２５ＭＰａ未満であって、Ｔ８（２％）テンパーにおいて２５０ＭＰａを超え、
   得られたシートの曲げ特性（ｒ／ｔ）値が０．２未満であることを特徴とするアルミニウム合金シートの製造方法。
2. 上記アルミニウム合金が、さらに０．２〜０．４％Ｃｕを含むことを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金シートの製造方法。
3. 上記コイルを５℃／ｈｒ未満の冷却速度により冷却することを特徴とする請求項１又は２に記載のアルミニウム合金シートの製造方法。
4. 上記コイルを３℃／ｈｒ未満の冷却速度により冷却することを特徴とする請求項３に記載のアルミニウム合金シートの製造方法。
5. 上記溶体化処理したシートを、７０〜１００℃の温度に急冷することを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載のアルミニウム合金シートの製造方法。
6. 上記溶体化処理したシートを、８０〜９０℃の温度に急冷することを特徴とする請求項５に記載のアルミニウム合金シートの製造方法。
7. 熱間圧延したシートを中間厚さまで冷間圧延し、バッチ焼鈍し、さらに最終厚さまで圧延することを特徴とする請求項１ないし６のいずれかに記載のアルミニウム合金シートの製造方法。
8. 上記コイルが、予備時効の後に自然時効してＴ４Ｐテンパーになることを特徴とする請求項１ないし７のいずれかに記載のアルミニウム合金シートの製造方法。
9. 上記インゴットが、少なくとも４５０ｍｍの厚さと、少なくとも１２５０ｍｍの幅とを有することを特徴とする請求項１ないし８のいずれかに記載のアルミニウム合金シートの製造方法。
10. 耐力が、Ｔ４Ｐテンパーにおいて１２５ＭＰａ未満であり、Ｔ８（２％）テンパーにおいて２５０ＭＰａを超え、曲げ特性（ｒ／ｔ）値が０．２未満であるアルミニウム合金シート材料であって、
    上記アルミニウム合金シート材料が、
    ０．５０〜０．７５重量％Ｍｇ、０．７〜０．８５重量％Ｓｉ、０．１〜０．３重量％Ｆｅ、０．１５〜０．３５重量％Ｍｎ、残部Ａｌ、及び不可避不純物から成るＡＡ６０００系のアルミニウム合金を半連続鋳造し、
    鋳造合金インゴットを熱間圧延および冷間圧延して、その後に、形成したシートに溶体化処理を施し、
    溶体化処理したシートを６０〜１２０℃の温度まで急冷して、６０〜１２０℃の巻取り温度でシートをコイルに巻き取り、
    １０℃／ｈｒ未満の冷却速度で６０〜１２０℃の初期コイル温度から室温までコイルを徐冷することにより、コイルを予備時効して成ることを特徴とするアルミニウム合金シート材料。
11. 曲げ特性（ｒ／ｔ）値が０．２未満であり、
    平均結晶粒寸法が、水平方向で２７．６〜６４．４μｍ、厚さ方向で１４．１〜２８．３μｍであるアルミニウム合金シート材料であって、
    上記アルミニウム合金シート材料が、
    ０．５０〜０．７５重量％Ｍｇ、０．７〜０．８５重量％Ｓｉ、０．１〜０．３重量％Ｆｅ、０．１５〜０．３５重量％Ｍｎ、残部Ａｌ、及び不可避不純物から成るＡＡ６０００系のアルミニウム合金を半連続鋳造し、
    鋳造合金インゴットを熱間圧延および冷間圧延して、その後に、形成したシートに溶体化処理を施し、
    溶体化処理したシートを６０〜１２０℃の温度まで急冷して、６０〜１２０℃の巻取り温度でシートをコイルに巻き取り、
    １０℃／ｈｒ未満の冷却速度で６０〜１２０℃の初期コイル温度から室温までコイルを徐冷することにより、コイルを予備時効して成ることを特徴とするアルミニウム合金シート材料。
12. 上記アルミニウム合金が、さらに０．２〜０．４％Ｃｕを含むことを特徴とする請求項１０又は１１に記載のアルミニウム合金シート材料。
13. 上記コイルが、５℃／ｈｒ未満の冷却速度により冷却されることを特徴とする請求項１０ないし１２のいずれかに記載のアルミニウム合金シート材料。
14. 上記コイルが、３℃／ｈｒ未満の冷却速度により冷却されることを特徴とする請求項１３に記載のアルミニウム合金シート材料。
15. 上記溶体化処理したシートが、７０〜１００℃の温度に急冷されることを特徴とする請求項１０ないし１４のいずれかに記載のアルミニウム合金シート材料。
16. 上記溶体化処理したシートが、８０〜９０℃の温度に急冷されることを特徴とする請求項１５に記載のアルミニウム合金シート材料。