JPH02122045A - 成形加工用アルミニウム合金圧延板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） この発明は、耐食性及び溶接性の良好な成形加工用アル
ミニウム合金圧延板及びその製造方法に関し、特に強度
が要求されしかも焼付塗装を施して１吏用される用途、
例えば自動車車体等に適した成形加工用アルミニウム合
金圧延板及びその製造方法に関する。

（従来の技術） 自動車車体のボディシートには、従来は主として冷延鋼
板が用いられることが多かったが、最近では車体軽量化
の要求から、アルミニウム合金圧延板を使用する検討が
なされている。自動車車体のボディシートは、プレス成
形を施して使用されることから成形加工性が優れている
こと、特に伸び、張出し性が優れておりかつ成形加工時
における外観不良であるリューダースマーク、フローラ
インの発生がないことが要求され、しかも焼付塗装を施
すところから、焼付塗装後の強度が高いことが要求され
る。

ところで強度が要求される成形加工品の用途に使用され
るアルミニウム合金板としては従来から種々のものがあ
るが、その主要なものは合金成分系によって次のように
分けられる。

（イ）非熱処理型ＡＲ−Ｍｇ系合金である５０５２合金
（Ｍｇ−２，２〜２．８％、Ｃｒ０．１５〜０．３５％
残部Ａρおよび不可避的不純物）のＯ材あるいは同じ＜
Ｓｉ８２合金（Ｍｎ０．２０〜０，５０％、Ｍｇ−１，
０〜５．０％、残部ＡＩ２および不可避的不純物）の０
材。

（ロ）熱処理型Ａｌ−Ｃｕ系合金である２０３６合金（
Ｃｕ−２，２〜３．０％、Ｍｎ０１１〜０．４％、Ｍｇ
−０，３〜０，６％、残部Ａρおよび不可避的不純物）
のＴ４処理材。

（ハ）熱処理型Ａρ−Ｍｇ−Ｚｎ−Ｃｕ系合金のＴ４処
理材。この系のアルミニウム合金としては、例えば特開
昭５２−１４１４０９号の合金、特開昭５３−１０３９
１４号の合金、あるいは特開昭５７−９８６４８号の合
金などがある。

また、日経ニューマテリアル、１９８６．４−７、Ｎｏ
、８．第６３−７２頁、特に第６４頁で紹介されている
Ａｌ−４，５Ｍｇ−０，３８Ｃｕ１．４６Ｚｎ−０，１
８Ｆｅ−０，０９Ｓｉもある。

（ニ）熱処理型Ａρ−Ｍｇ−Ｓｉ−系合金である６００
９合金（Ｍｇ−０，４〜０．８％、Ｓｉ−０，６〜１．
０％、Ｃｕ−０，１５〜０．６％、Ｍｎ−０，２〜０．
８％、残部Ａｌおよび不可避的不純物）のＴ４処理材や
同じ＜６０１０合金（Ｍｇ−０，６〜１．０％、５ｔ−
０，８〜１．２％、Ｃｕ−０，１５〜０．６％、Ｍｎ−
０，２〜０．８％、残部Ａρおよび不可避的不純物）の
Ｔ４処理材。これらの合金を提案する特公昭５９−３９
４９９号によると、０．４〜１．２％Ｓｉ−、０．４〜
１．１％Ｍｇ、０．０５〜０．３５％Ｆｅ、０．１〜０
．６％Ｃｕ、に加えて、０．２〜０．８％Ｍｎ、０．１
〜０．３％Ｃｒ、および０．０５〜０．１５％Ｚｒの少
なくとも１種を含有する組成のＴｌｌまたはＴ６処理材
が開示される。さらに、特公昭６１−１Ｓｉ４８号に提
案される（Ａ）１％Ｓｉ、０，６％Ｍｇ、（Ｂ）１．８
％Ｓｉ、０．６％Ｍｇ、（Ｃ）１．８％Ｓｉ、０．２％
Ｍｇ、（Ｄ）１．２％Ｓｉ、０．６％Ｍｇの４点で囲ま
れるＳｉ−、Ｍｇ組成を有し、さらに０．３％以下のＣ
ｒ、Ｍｎ、Ｚｒ、または／及びＴｉを含有するＡＣ１２
０規格化材。

しかしなからこれらの従来のアルミニウム合金では、自
動車車体のボディシートに要求される前述の特性を全て
充分に満足させることは困難であった。

すなわち（イ）の合金では、強度が不充分であり、しか
も成形加工時にリューダースマークが発生し易い問題が
あり、さらには塗装焼付工程において強度が低下する問
題があった。また（口）の合金では、成形加工性が劣り
、かつまた塗装焼付工程によって強度が低下する問題も
あった。さらに（ハ）の合金では、成形加工性、特に曲
げ性が充分と言えず、また塗装焼付工程で強度が低下す
る問題らあった。

（ニ）の合金は、リューダースマークが発生し難く、焼
付硬化性により冷延鋼板と同等の強度を有するなどの特
長を有するが、成形加工性の一尺度となる伸びが冷延鋼
板より著しく低いことが知られている。

以上のように従来よりアルミニウム合金では、自動車車
体のボディシートに要求される特性、すなわち優れた成
形加工性を有すること、特に伸び、張出し成形加工性が
優れかつリューダースマーク、フローラインの発生がな
いこと、また強度、特に塗装焼付後の強度が高いことさ
らに耐食性及び溶接性が優れていることの諸要求のすべ
てを満足させるべく研究開発が行なわれてきた。

（発明が解決しようとする課題） 本発明が属する合金系のへρ−５ｔ−Ｍｇ系では上記諸
要求をかなりの程度満足する合金が公知になっているも
のの、自動車車体用ボディシートに普通１吏用されてい
る鋼板よりは価格の面で不利なアルミニウム合金圧延板
の性能に対する要求は厳しくならざるを得す、これに十
分に応えるアルミニウム合金圧延板は未だ提供されてお
らない。

具体的に述べると、先ず、成形加工性の一指標である伸
びが低く、このため成形加工性が未だ不十分である。

また、自動車車体のボディシートに用いるアルミニウム
合金の耐食性については、従来、塗装上の欠陥がなけれ
ば、アルミニウム合金そのものの耐食性が鋼板より優れ
ているため、問題とならないとの見解（前掲日経ニュー
マテリアル）や、クロムめっき皮膜のふくれ欠陥に対す
る耐食性をＣＡＳＳ試験で調査した実＠（前掲特公昭５
９−３９４９９号）などがある。ところで最近では、成
形加工用アルミニウム合金圧延板の耐食性の要求はより
明確になりかつ従来は検討されていなかった特定の性質
の具備が要求されている。すなわちＡ２合金自体の性質
に関する未塗装板の耐食性、耐ピノ１□性の池に、焼（
＋塗装後に塗膜はがれ（ブリスター）、糸状腐食等が発
生しないことが要求される。

しかし、かかる耐食性がすぐれており、しかも１強度と
成形加工性を兼ねそなえた成形加工用アルミニウム合金
圧延板は知られていない。

自動車車体のボディシートの溶接は、スポット溶接によ
り行われることが殆どであるが、部位によっては、ＭＩ
ＧもしくはＴＩＧ溶接によるいわゆるアーク溶接が行わ
れる部位がある。板厚が２．０ｍｍ以下の比較的薄い板
がアーク溶接されることが一般的であるため、一般に溶
接は困難であるので、溶接性の良好な圧延板が求められ
ている。

この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、成
形加工性、特に伸び、張出し性が優れかつ成形加工時に
おける外観不良であるリューダースマーク、フローライ
ンの発生がなく、しかも高強度を有し、特に成形加工後
の塗装焼付工程での強度低下がなく、むしろ成形加工後
の塗装焼付工程によって強度が上昇することにより高い
強度を有する成形品が得られるようにするとともに、耐
食性および溶接性を改良したアルミニウム合金圧延板、
ならびにその製造方法を提供することを目的とするしの
である。

（課題を解決するための手段） 本発明の第一は、合金元素としてＳｉ−〇、６〜１．２
％、Ｍｇ−０，６〜１，１％Ｔｉ−０，Ｑ０５〜０．１
５％、Ｂ−１〜５００ｐｐｍ、不純物として：Ｆｃ−０
．１５％未満。

Ｃｕ−０，０５％未満、不純物として；ＭｎＣｒ、Ｚｒ
および■のそれぞれが０，０５％未満、その池の不純物
元素合計で０．０５％未満、へΩ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｔｉ、
Ｂ、Ｆｅ以外の元素の合計が０，１０％未満から成る組
成を有し、成形加工性、耐食性及び溶接性の優れたＡｌ
−ＳｉＭｇ系成形加工用合金圧延板にある。

本発明の第二は、上記組成を有する合金溶湯を半連続鋳
造もしくは、連続鋳造により鋳造し、得られた鋳塊を圧
延して得た圧延板を４５０〜５９０’Ｃの温度範囲で溶
体化処理し、５℃／　ｓ　ｅ　ｃ以上の冷却速度を焼入
れすることを特徴とする成形加工性、耐食性及び溶接性
の優れたＡρ−Ｓｉ−−Ｍｇ系成形加工用アルミニウム
合金圧延板の製造方法である。

本発明の第三は、上記溶体化処理後、歪矯正を施した後
、６０〜３６０℃の範囲内の温度まで、第１図に示され
る斜線領域内の加熱速度で加熱して、その温度で第２図
に示される斜線領域内の時間保持し、しかる後第１図に
示される斜線領域内の冷却速度で冷却することを特徴と
する、成形加工性、耐食性及び溶接性のすぐれたへρ−
Ｓｉ−Ｍｇ系成形加工用アルミニウム号金圧延板の製造
方法にある。

先ず、この発明の組成限定理由について説明する。

Ｓｉ−　：Ｓｉは、添加量の一部が金属Ｓｉ粒子として
、１合金中に存在し、成形加工性特に伸び特性を向上さ
せる。又、池の一部のＳｉはＭｇと共存してＭｇ２Ｓｉ
を生成し、析出硬化により強度向上に寄与する。特に、
Ｍｇ２Ｓｉを生成する、ＭｇｚＳｉ化学量論組成よりＳ
ｉが充分に過剰であり、さらに金属Ｓｉ−顆粒子生成す
ることが強度向上に重要である。この過剰のＳｉ−粉粒
子、再結晶粒の微細化にも有効である。

又Ｓｉは、メカニズムは不明であるが、ＭＩＧ及びＴＩ
Ｇ等のアーク溶接の溶接性も改善する。Ｓｉ含有量が０
．６％未満では、これらの強度、成形加工性、溶接性改
善の効果が不十分であり、その含有量が１，２％を越え
ると、糸サビ耐食性が低下する。

Ｍｇ：Ｍｇは既に述べたようにＳｉとの共存によりＭｇ
２Ｓｉを生成して強度を付与する。

Ｍｇが０．６％未満では強度が不充分であり、方１．１
％を越えると伸びが低下するから、Ｍｇ含有量の範囲は
０．６〜１．１％とした。

Ｔｉ、Ｄは成形加工の際フローラインを出にくくさせる
。鋳塊組織を微細化しておくとその後の圧延加工中に粗
大結晶粒が生じにくくなり、最終圧延板を成形加工した
際フローラインがでにくくなる。そのため鋳塊の組ｒａ
ｉｔｍ化のために、ＴｉおよびＢを添加する。Ｔｉが０
．００５％未満では後述のＢと共存させてもその効果が
得られず、０．１５％を超えると初晶ＴｉＡρ３が晶出
して成形加工性を害するから、Ｔｉは０．００５〜０．
１５％の範囲内とする。また０、１５％以下のＴｉで上
記効果を得るためにＴｉとともにＢを添加するが、ｉｐ
ｐｍ未満ではその効果がなく、５００ｐｐｍを越えれば
、７’ｉＢ２の粗大粒子が混入して成形加工性を書する
から、Ｂは１〜５００ｐｐｍの範囲内とする。

Ｆｅは糸サビ耐食性および成形加工性を低下させる。Ｆ
ｅの含有量が０．１５％を越えると、晶出物が多くなり
、これらを起点として糸サビが発生し易くなりまた成形
時に割れが発生し易くなる。よって、特性的にはＦｅは
低いほど望ましいが、経済上の観点および糸サビ発生の
許容レベルを考慮するとＦｅの上限は０，１５％である
。望ましいＦｅの上限は０．０５％未満である。

Ｃｕは耐食性特に糸サビ性を低下させる。

Ｃｕの含有量が０．０５％を越えるとその弊害が顕著に
なるため、Ｃｕの含有量は０．０５％未満とした。

Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖは一般には結晶粒微細化の目的で
添加されることが多いが、これらの元素は糸サビ性を劣
化させることが判明した。これらの元素は成形加工性も
劣化させるので、できるだけ少ない含有量が望ましい、
その含有量の上限は０．０５％未満であることが必要で
ある。

その他の不純物は何れも糸サビ性に悪影響を与える。経
済的な面も考慮に入れると、ＭｇＳｉ、Ｆｅ、Ａｊ２．
Ｔｉ、Ｂを除いた元素の合計が０．１０％を越えないこ
とが重要である。

次に、本発明のアルミニウム合金圧延板の製造方法につ
いて説明する。本発明の上記合金組成の特性を十分に発
揮させるためには、アルミニウム合金圧延板を１１５０
〜５９０℃で溶体化処理し、５℃／ｓｅｃ以上の冷却速
度で冷却することが必要である。この溶体化処理により
、所定の強度及び成形加工性を得るに必要な量の固溶Ｍ
ｇＳｉを得る。温度が４５０℃未満では、溶体化が不充
分であり、冷却後及びベーキング後の強度が充分に得ら
れない。一方温度が５９０℃を越えると共晶溶融の恐れ
がある。

また、焼入れ速度（冷却速度）が５℃／′ｓｅｃより遅
いと、強度が不充分であるばかりでなく、粒界腐食等に
対する耐食性も劣化する。よって、５℃／　ｓ　ｅ　ｃ
以上の焼入れ速度が必要である。

さらに、上記合金組成の特性の一層の向上を図るために
は次の方法、条件等に従う製造方法が望ましい。

上記合金組成からなる溶湯を矩形の断面を有する鋳塊に
半連続鋳造する。鋳造速度は、矩形の鋳塊が鋳造できれ
ば特に定めないが、通常２５ｍｍ／ｍｉｎから２５０ｍ
ｍ／ｍｉｎの範囲で鋳造される。

この鋳塊は、熱間圧延に先立ち、４５０〜５９０℃で１
時間〜４８時間加熱される。鋳塊の不均一性を解消し、
成形加工性を向上させることを目的とする鋳塊の加熱で
は、加熱温度が４５０℃未満又は加熱時間が１時間未満
であると均質化が不充分であり、加熱温度が５９０℃を
越えると局部融解が起こり、加熱時間が４８時間を越え
ると経済性が低下しかつ均質化の効果が飽和する。

なお、大型の半連続鋳造鋳塊の代わりに、２つのロール
間に連続的に溶湯を供給して得る連続鋳造板を用いても
よい、この場合は鋳造速度の制限が特になく、また通常
熱間圧延をせず冷間圧延を行うが、圧延に先立ち均質化
を促進し、成形加工性を向上せしむるべく、３００〜ｂ 〜４８時間予備加熱すれば一層効果的である。

以上の如く熱間圧延したアルミニウム合金板は引き続い
て冷間圧延を行い、板厚３．０〜０．５ｍｍとする。

冷間圧延の途中もしくは熱間圧延と冷間圧延の間に中間
焼鈍を入れると、再結晶の効果によりアルミニウム合金
板の特性、特に強度と成形加工性の向上に一層の効果が
ある。

すなわち、熱間圧延時に粗大な結晶粒が発生した場合、
熱延板を中間焼鈍なしに冷間圧延し、溶体化処理をする
と、この粗大結晶粒が圧延方向に伸びたバンド組織が生
じ、成形加工時に、リジング又はフローラインと称する
、うねりが発生し、成形品外観を劣化させることがある
。そこで、中間焼鈍により一度再結晶を生じさせると。

熱間圧延時に生じた粗大粒の影響を解消させることが可
能となる。ここで、中間焼鈍の温度が２６０℃未満であ
ると再結晶が起こらず、又温度が４５０℃ｔ！−越える
と、結晶粒粗大化が起こり易くなる。また保持時間が４
８時間を越える中間焼鈍は経済的でない。また、このフ
ローライン防止におよぼす中間焼鈍の効果はＴｉ、Ｂ添
加の効果に累加される。

また前述の溶体化処理は、量産性等を考慮すると、コイ
ルを連続的に溶体化焼入処理をする技法が好ましい。保
持時間は０〈所定の温度に到達すると同時に冷却）でも
よいが通常は１０秒以上が好ましい。

コイルを連続的に溶体化焼入れする場合、経済的観点か
ら、溶体化温度での保持時間が５分が上限である。この
連続溶体化焼入を用いると、通常５°（／ｓｅｃ以上の
加熱速度が得られるため、結晶粒が＠細化され、成形加
工性が向上する。

溶体化処理は、元来は、Ｍｇ、Ｓｉ等の強化に寄与する
合金元素を、充分に再固溶させることを目的としたもの
である。そこで必要な強度を得るためには、その強度を
得るに必要な量の強化に寄与する合金元素を再固溶させ
ればよく、その為には、添加したＭｇおよびＳｉ−を充
分に固溶させる、いわゆる完全溶体化処理が行なわれる
。しかし特に自動車用の成形用途では車体の部位によっ
ては、強度より成形加工性を重視せざるを得ない場合も
ある。この場合は、Ｍｇ含有量及びＳｉ−含有量を多く
し、溶体化処理時に強化に必要量なだけのＭｇ、Ｓｉ−
を再固溶させるいわば不完全溶体化処理によってもよい
。

具体的には、溶体化処理時の時間を短くもしくは温度を
低目にすればよい。特に、連続溶体化焼入装置を用いる
場合、保持時間を短くとることが可能となり、これによ
り、連続溶体化処理時のラインスピードを上げることが
でき、経済的な利点が得られる。不完全溶体化処理を行
なう場合、溶体化処理前のＭｇ及びＳｉの存在状態が変
動すると、それに伴い再固溶されるＭｇ及びＳｉの量が
異なり、機械的性質が変動する。したがって、溶体化処
理前のＭｇ及びＳｉの存在状態を一定にしておくことが
要点となる。

この、溶体化処理前のＭｇ、Ｓｉの存在状態をコントロ
ールするためには、熱間圧延前の加熱条件、熱間圧延条
件を厳密に管理する必要があるが、中間焼鈍を製造工程
に入れると一層好ましい。

前記の通りの条件（２６０〜４５０℃１４８時間以下）
の中間焼鈍を受けたアルミニウム合金圧延板では、中間
焼鈍以前の熱履歴により決定されたＭｇ及びＳｉの存在
状態が安定化かつ一定化され、その結果、不完全溶体化
処理によるＭｇＳｉの再固溶員は安定し、機械的性能の
安定化が一層容易となる。

溶体化処理時の急速加熱および焼入れ時の急速冷却によ
って、圧延板が変形し、歪となる場合が多い。その場合
、歪を除去するため溶体化処理焼入れ後に歪矯正を行な
う。この歪矯正は、レベリング、テンションレベリング
、スキンバス、あるいはストレッチ等のいずれでも良く
、いずれの方法でも若干の冷間加工を与えることによっ
て歪の除去が行なわれる。歪矯正工程での加工の程度は
、溶体化処理焼入後の歪の程度によっても異なるが、通
常は歪矯正工程を入れることにより、耐力は１ｋｇ／ｍ
ｍ２以上上昇し、成形加工性は、エリクセン値で０．２
ｍｍ以上低下する。

このように歪矯正工程により成形加工性能の低下した圧
延板に対し、次いで６０〜３６０℃の範囲内に加熱して
保持後もしくは直ちに冷却する最終熱処理を施す、この
熱処理は、加熱保持温度に対応して第１図の斜線領域す
なわち点Ａ、Ｂ、Ｃ，Ｄ、Ｅを結ぶ直線もしくは曲線に
よって囲まれる領域内の加熱速度で加熱弁ｉ品し、加熱
保持温度に対応して第２図の斜線領域ずなわち点ａ、ｂ
、ｃ、ｄを結ぶ直線らしくは曲線によって囲まれる範囲
内の時間保持し、さらにその加熱保持温度に対応して第
１図の不斜線領域内の冷却速度で冷却する。ここで第１
図中の各点Ａ〜Ｅにおける温度および加熱冷却速度は次
の通りである。

Ａ；　６０℃、４Ｘ１０−３℃／　ｓ　ｅ　ｃＢ：１４
０℃、４Ｘ１０−３℃／　ｓ　ｅ　ｃＣ：　３６０℃、
３×１０°（／５ｅｃＤ　：　２３０℃１４Ｘ１０３℃
／５ｅｃＥ：　６０℃、４Ｘ１０’℃／ｓｅｃ また第２図中の各点ａ〜ｄにおける温度、時間は次の通
りである。

ａ　：　２００℃５０ｓｅｃ ｂ　：　３６０℃、　０ｓｅｃ ｃ：１３０℃、１０５ｓｅｃ ｄ：　６０℃、１０′ｓ　ｅ　ｃ このように歪矯正後の最終熱処理について加熱速度、保
持時間、冷却時間の範囲を定めた理由を説明する。

この発明で対象としているＡρ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は熱
処理型の合金であるため、加熱、保持、冷却中に加工歪
の除去のみならず、時効硬化が生じる可能性があり、そ
の場合強度が上昇して成形加工性が低下したり、過時効
により成形加工後の塗装焼付強度もしくはＴ６処理後強
度が低下したりするおそれがある。そこで、これらの問
題の発生を招かないようにしなから、歪矯正工程での加
工歪を除去する必要があり、その他平坦度を維持するこ
とや経済性等をも考慮する必要があり、これらの観点か
ら次のように各範囲が定められた。

（加熱速度〉 第１図の直線ＡＢより下側の領域では、材料の性能とし
ては問題がないが、これ以上の徐加熱では昇温に著しい
長時間を要するため生産性が低下し、経済的ではなくな
る。したがって直線ＡＢより上の加熱速度とした。

第１図の曲線ＢＣより下側の加熱速度の遅い領域では、
加熱昇温中に時効硬化が生じて、強度は上昇する反面、
成形加工性が低下する。そこで曲線ＢＣより上１則の領
域とした。

次に直線ＤＣより上側の領域においては、加熱が急速す
ぎて昇温中に歪が発生してしまい、歪矯正の効果が失わ
れてしまう。したがって直線ＤＣより下側の領域とした
。

直線ＤＥより上側の領域は、実質的にオイルバス投入に
よる加熱速度を越える加熱速度であり、これ以上の加熱
速度でも効果はあるが実用的ではなく、無意味であるか
ら、直線ＤＥより下側の領域とした。

直線ＥＡの左側、すなわち加熱温度が６０℃未満の低温
では、加熱速度の如何にかかわらず、歪矯正による加工
歪を除去しきれないから、直線ＥＡの左側領域は除外し
た。

以上から、加熱速度の範囲は加熱保持温度によって異な
るが、第１図中の点Ａ、Ｂ、Ｃ，Ｄ、Ｅで囲まれる斜線
領域内とすることが必要である。

（保持温度　時間） 第２図中における直線ａｂに関して、保持温度２００〜
３６０℃では、その温度域に到達して直ちに冷却を開始
しても、すなわち保持時間を０秒としても加工歪を除去
できる。したがって保持温度２００〜３６０℃の温度域
では保持時間の下限を０秒、すなわち直線ａｂとした。

また曲線ｂｃより右上の領域では、加工歪は除去できる
が、高温時効硬化により強度が上昇し、成形加工性が低
下してしまう。また特に高温領域では過時効となり、成
形加工性が低下するとともに、成形後の焼付塗装もしく
はＴ６処理により所定の強度が得られなくなる。したが
って曲線ｂｃの左下の領域とする必要がある。

直線ｃｄより上側では、加工歪を除去できて成形加工性
の回復が可能であるが、保持時間が２４時間を越え、経
済的に無意味であり、したがって直線ｃｄより下側とし
た。

曲線ｄａより左下の領域では、加工歪を除去するに必要
な熱が与えられず、成形加工性の回復が認められない。

したがって曲線ｄａの右上の領域とする必要がある。

以上から、加熱保持時間は、加熱保持温度によって異な
るが、結局第２図中の点ａｂｃｄで囲まれる斜線領域内
とする必要がある。

（冷却速度） 冷却速度は、加熱速度と同様に第１図中のＡＢＣＤで囲
まれる斜線領域内とする必要がある。

直線ＡＢより下側の領域では、材料の性能としては問題
がないが、これ以上の律速冷却では冷却に著しい長時間
を要するため経済的でない。したがって直線ＡＢより上
側の領域とした。

曲線ＢＣより下側の冷却速度の遅い領域では、冷却中に
時効析出が生じ、成形加工性が低下するとともに、過時
効によって成形後の焼付塗装もしくはＴ６処理で所定の
強度を得ることができなくなる。したがって曲線ＢＣよ
り上側の領域とした。直線ＤＣより上側の冷却速度では
、冷却速度が大き過ぎて材料に歪変形が生じてしまい、
最熟熱処理前の歪矯正の効果が失われてしまう、したが
って直線ＤＣより下側の領域とした。

直線ＤＥより上側の領域では、実質的に水冷を越える冷
却速度となり、実用上無意味であるから、直線ＤＥより
下側の冷却速度とした。

直線ＥＡより左側では、冷却速度の如何にかかわらず、
加工歪を除去できない、したがって直！ＥＡより右側の
領域とした。

したがって冷却速度も、加熱速度途同様に、加熱保持温
度によって異なるが、第１図中のＡＢＣＤＥによって囲
まれる斜線領域とした。

以上のような条件での最終熱処理を歪矯正加工後に施せ
ば、歪矯正工程で導入された加工歪が除去されて、その
歪矯正により低下した成形加工性、とくに張出し性が回
復され、溶体化処理焼入れにより得られていたＴ４テン
パー状態での良好な成形加工性、とくに張出し性を有す
る状態に戻すことができるのである。またこのｆ＆終熟
熱処理おいては、時効硬化や過時効が生じないような逍
切な条件が定められているため、それらによる成形加工
性の低下を招くことがなく、また成形後の焼付塗装やＴ
６処理によって所要の強度を得ることができる。さらに
最終熱処理の条件は、急熱急冷による新たな歪の発生を
招かないように定められているから、その前の歪矯正工
程による平坦度改善の効果が保たれる。

その後、表面清浄化、化成処理、成形加工、溶接、塗装
、焼付硬化等を行なう。

（作用） 溶体化処理後の人工時効（Ｔ４）状態における本発明の
アルミニウム合金圧延板の特性は次の通りである。

機械的性質；耐力（σ。６□）−１１ｋｇ／ｍｍ２以上
、引張強さ−（σ、）約２５　ｋ　ｇ／ｍ　ＩＴｌ　２
以上、及び沖び約２９％以上。

成形加工性：エリクセン［−６０１０合金と同等以上、
最小曲げ（１８０°）−６０１０合金と同等以上。リュ
ーダースマーク、フローライン等の外観不良なし。

焼付硬化性：成形加工を想定した１０％以下の冷間加工
を付加した後、塗装焼付を想定した１７５℃×１時間の
熱処理を施すと耐力の増加１ｋ　ｇ　／　ｍ　ｍ　２以
上。

耐食性；電着下塗り、中塗り、上塗りよりなる通常の自
動車車体用３コート塗装後の塗装板の耐食性が、６０１
０合金より優れ、Ｓｉ８２合金と同等以上。

溶接性：溶接性が従来ＴＩＧ、ＭＩＧ溶接されていた例
えば６００９合金の薄板と比較して良好となる。

上記の如き特性を有する本発明の成形加工用アルミニウ
ム合金圧延板は従来の圧延板より自動車車体用ボディシ
ート材として各種性質のバランスが良好であり、適性が
著しく増大している。

以下、実施例によりさらに詳しく本発明を説明する９ （実施例） 実施例　１ 表１の組成を有するアルミニウム合金溶湯を５００Ｘｉ
ＯＯＯｍｍ断面のスラブにＦＩｌａ速度６０ｍｍ、′ｍ
ｉ　ｎで半連続鋳造した。続いて、表２の均質化処理を
行なった後、板Ｊｇ−４ｍｍに熱間圧延し、板厚１ｍｍ
に冷間圧延し、最後にに２に示す最終熱処理を行なった
。

（以下余白） 表 熱処理 備考：水焼入れの冷却速度は約１０００℃／　ｓ　ｅｃ
であった。

表２に示す最終熱処理後さらに７日間室温に放置した後
の機械的性質及び成形加工性を表３に示す。

リューダースマークについては切欠エリクセン試験を行
ない外観を観察し、つぎの判定基準により判定した。

○：全くない △：認められる（外観のきびしい用途 には使えない ×：強い 結果を表３に示す。

なお、耐力、引張強さはｋｇ／ｍｍ２、伸びは％、エリ
クセン値および最小面げはｍｍで表示されている。

（以下余白） またその常温時効後の板に対し、成形加工後の塗装焼１
寸工程による強度の変化を調べるため、成形加工に対応
する５％冷間加工らしくは１０％冷間加工を施し、さら
に塗装焼付に相当する１７５℃Ｘ１時間の加熱処理を、
冷間加工を行なわなかったもの（０％冷間加工材）、お
よび５％冷間加工材、ｌＯ％冷間加工材について行ない
、各段階ての強度を調べた。その結果を表４に示す。

（以下余白） 表３から明らかなように、本発明合金１〜３はいずれも
張り出し性、曲げ性が優れ、かつリューダースマークお
よびフローラインの発生もなく、成形加工性が優れてい
ることが判る。また表４から、本発明合金では成形加工
後の塗装焼付工程で強度が向上し、最終的に３３ｋｇ／
ｍｍ２以上の高い引張強度を有する焼付塗装成形品が得
られることが明らかである。

またフィッシュボーン割れ試験片をＴＴＧ溶接し、割れ
率を調べた。

なお、ＴＩＧ溶接条件は：ＴＩＧ自動溶接（肉盛なし）
；電流６０Ａ−走行２５ｃｍ／ｍｉｎ電極タングステン
２．４ｍｍφ；Ａｒ気流：アーク長３ｍｍであった。

フィッシコ、ボーン試験片の寸法を第３図に示す。

（以下余白） 表 溶接性 ここで割れ率は次式で表わしたものである６発明合金は
、溶接性にすぐれていることがわかる。

以上の結果をまとめると次の事が分かる。

低Ｓｉ、高Ｍｇの組成を有する合金は強度、成形加工性
が劣り、高Ｃｕの合金は溶接性が悪い合金７〜１０は従
来の代表的成形加工用材料である。

本発明の材料は総合特性においてこれらよりすぐれてい
る。すなわち、本発明の材料は２０３６　（Ｎｏ、８＞
に対しては、加工性、沖び、焼１寸硬化性、溶接性の点
で、Ａρ−Ｍｇ−ＺｎＣｕ　（Ｎｏ、１０）に対しては
、焼付硬化性、溶接性の点で、６０１０　（Ｎｏ、９）
に対しては、伸び、溶接性の点で、すぐれている。

実施例２ 表１の合金中合金１，２．３及び４において、実施例１
と同様の方法（但し、溶体化処理については後述）で板
厚４ｍｍの熱間圧延板を得た。さらに板厚３ｍｍまで冷
間圧延し、この板厚で３５０Ｘ２Ｈｒ中間焼鈍を行ない
平均３０℃／１−１ｒで冷却し、引き続いて板厚１ｍｍ
まで冷間冷延してコイルに巻き取った。なお、合金３に
ついては上記の他に比較のために中間焼鈍を省略した他
は同一方法により冷延コイルを製造した工程も採用した
。

これらのコイルを、連続溶体化焼入炉を用いて加熱し、
昇温速度３０℃／ｓｅｃ、５６０℃で表５に示す時間保
持し、焼入速度３０’Ｃ／　ｓ　ｅ　ｃで焼入れな。

室温で２週間の時効を行ない（Ｔ４状態）、その後実施
例１と同様の試験を行なった。

また１００φの球頭張出し試験を行ない、外観をｉ察し
、つぎの判定基準によりフローラインを判定した。結果
を表６に示す。

○：フローライン全くない Δ：フローラインが認められる（外観のきび× しい用途には使えない） フローラインが強い （以下余白） 次にＴ４状態の合金板に、塗料の焼付に相当する１７５
℃゛＜　Ｉ　Ｈｒの時効処理（ストレッチなし）を施し
強度を測定した。結果を表７に示す。

表７ 本実施例の合金３は、上記結果（表６）より、生産性の
高い連続焼鈍炉を用いた製造法においても、すぐれた性
能を有し、しかも中間焼鈍を製造プロセス中に入れるこ
とにより、フローラインが改良され、自動車等の外観の
要求の戯しい用途に一層好適であることが明らかとなっ
た。

合金１．２に適用されたプロセスは比較的短時間の溶体
化処理により、強化に必要な量のＭｇおよびＳｉを再固
溶せしめたが、残余のＭｇ及びＳｉは析出物として残存
させた例であり、生産性が極めて高いプロセスである。

この合金では、実施例１に示す完全溶体化処理の場合と
比べると、強度はやや劣るが、自動車用鋼板に代替する
のに必要な強度とくに１２ｋｇ／ｍｍ２以上の耐力のレ
ベルを十分に越える耐力は得られている。しかも成形後
の外観（フローライン）が優れている。

さらに本発明の材料は表７に示すように焼付硬化性があ
るから、−屑の強化が可能である。

このように、不完全溶体化処理を有効に利用することに
より、強度、成形加工性、さらに、溶接性、耐食性にす
ぐれた材料を得ることが可能となる。

実施例３ 実施例１における本発明合金１．２．３、比較例合金ｌ
ｌ、５．６及び、ＵＣ来例合金７．８．９．１０に該当
する圧延板（厚さ１ｍｍ）を７０ｍｍｘ１５０ｍｍに切
断した。

実＠１・未塗装板耐食性試験 圧延板の表面を、１０％ＮａＯＨ水溶液（５０℃）で１
分間脱脂後蒸留水で洗浄し、さらに１５％１−Ｉ　Ｎ　
Ｏ、水溶液を用いてスマットを除去し、そして洗滌した
。このように処理した圧延板についてＪＩＳ　　Ｚ　　
２３７１による塩水噴霧試験を行なった。噴霧時間は１
０００時間である。耐食性の評価は次の基準による目視
観察によった。

◎　：全くピットなし ○　、ビット数個 △　：かなりのピット ×　；全面にピント 判定結果を表８に示す。

表８ 判定結果 実験２；塗装後のブリスター、糸サビ腐食性上記切断圧
延板をアルカリ脱脂し、水洗後リン酸亜鉛処理した。水
洗後乾燥し、エポキシ塗料のカナオン電着を厚さ２０μ
ｍに行ない、そのｆ＆１６０℃で３０分間焼１寸を行な
った。

この電着塗装に中塗としてメラミンアルキド塗料を膜厚
３０μｍ被覆し、１・ｌＯｏＣで２５分間焼ＨＬ、次に
、」二塗りとしてメラミンアルキド塗料を膜１７３５μ
ｍ被覆し、そして１４５℃で２５分間焼付した。ついで
、各試験片について１表面にクロスカットを入れ、塩水
噴霧試験をＪＩＳ２３７１に準拠して、４８時間行なっ
た０次に温度４５℃湿度９５％で湿潤試験を３０日間行
ない、表面のブリスター、糸状腐食（又は糸サビ）を表
９の基準で評価した結果を示す（表１０）。

（以下余白） 表９ 評価基準 （以下余白） 表１０ ブ サビ ◎ 本発明 ◎ 比較例 従来例 ４　　　　　　　　ｘ　　　　　　　　ｘ５　　　　　
　　×　　　　　　　× △　　　　　　　　Δ ７　　　　　　◎　　　　　　０ ８　　　　　　　×　　　　　　　× ９　　　　　　　△　　　　　　　× Δ 実施例４ 本発明合金ｌを実施例２と同様に、中間焼鈍及び連続溶
体化焼入を含むプロセスで処理した。

なお中間焼鈍条件は、昇温速度３０℃／　ｓ　ｅ　ｃ、
焼入速度３０’Ｃ／ｓｅｃ、焼鈍温度５６０℃１保持時
間なしであった。また焼入ｔ１２週間の室温での時効（
Ｔ４）を行なった。

溶体化処理されたコイルにテンションレベリングにより
歪の矯正を施し、板の平坦度を矯正した。その後、表１
１に示す条件で最終焼鈍を行なった。　　　　　　　　
（以下余白〉 表１１ 最終熱処理条件 レベリング前後、最終焼鈍後の機械的性質、エリクセン
値および最終焼鈍後の板の変形を表１２に示す。

（以下余白） 表１２から明らかなように、いずれの場合もレベリング
後にはレベリング前Ｔ４テンパー状態と比較して沖びσ
、エリクセン値Ｅｒが低下し、成形加工性が劣化してい
るが、最終熱処理を本発明条件範囲内で行なった条件符
号Ａ、Ｂの場合は、最終熱処理後の状態で伸び、エリク
セン値がレベリング前Ｔ４テンパー状態とほぼ等しくな
っており、最終熱処理で充分に成形加工性が回復された
ことが判る。なお本発明の条件Ａ、Ｂではいずれも最終
板にその平坦度を損なうような変形は生じていなかった
。一方条件Ｃは最終熱処理の加熱速度が遅過ぎた例であ
るが、この場合は最終熱処理によってレベリング後より
も成形加工性が低下してしまった。また条件りは、最終
熱処理の保持時間がその保持温度に対し短かすぎた例で
あるが、この場合若干は成形加工性が回復したが、レベ
リング前Ｔ４テンパー状態の成形加工性までは至らなか
った。さらに条件Ｅは最終熱処理の保持時間が長すぎた
例であるが、この場合は最終熱処理によって成形加工性
が著しく低下してしまつた。さらに条件Ｆは最終熱処理
の冷却速度が遅過ぎた例であるが、この場合も最終熱処
理によって成形加工性が低下してしまった。そして条件
Ｇは最終処理の冷却速度が速やすぎた例であるが、この
場合が成形加工性は回復したものの、圧延板に変形が生
じて平坦度が低下してしまった。したがってレベリング
前のＴ４テンパー状態まで成形加工性を回復しかつスト
レッチによる平坦度向上効果を維持するためには、最終
熱処理の条件を本発明範囲内とする必要がある。

（発明の効果） 以上の実施例からも明らかなようにこの発明の成形加工
用アルミニウム合金圧延板は、張比し性や曲げ性が優れ
かつリューダースマーク、フローライン等の外観不良の
発生がない等、成形加工性が優れており、しかも強度も
充分であって、特に成形加工後に焼付塗装を行なう場合
に塗装焼付工程で強度が上昇して最終的に著しく高強度
の焼付塗装成形品を得ることができ、したがって特に自
動車車体ボディシートの如く、溶接及び焼付塗装が施さ
れて１吏用される高強度成形品の用途に最適なものであ
る。さらに、塗装後の耐食性及びＴＩＧ、ＭＩＧ溶接性
が浸れている。この発明のアルミニウム合金圧延板は、
主要元素としては通常の圧延板、押出材、鋳物等に最も
広く用いられているＳｉ、Ｍｇを含んでいるだけである
ため、他の合金のスクラップの使用が容易であり、また
逆にこの発明の圧延板のスクラップを池の合金、池の用
途に使用することも容易であって、スクラップ処理性が
良好であり、経済的にも有利である。

なおこの発明のアルミニウム合金圧延板は、前述のよう
に自動車車体のボディシートに最適なものであるが、強
度が要求される成形加工品のその池の用途、例えばホイ
ールやオイルタンク、エアクリーナー等の自動車部品、
計器カバー、電気機器のシャーシー等に用いても優れた
性能を発揮し得ることは勿論である。

【図面の簡単な説明】

第１図は歪矯正後の最終熱処理における加熱温度・速度
不冷却温度・速度の範囲を示す図、第２図は保持温度・
時間の範囲を示す図、第３図はフィシュボーン試験片の
図面（数字の単位はｍｍ）である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、合金元素として：Ｓｉ−０．６〜１．２％、Ｍｇ−
   ０．６〜１．１％、Ｔｉ−０．００５〜０．１５％、Ｂ
   −１〜５００ｐｐｍ、不純物として：Ｆｅ−０．１５％
   未満、Ｃｕ−０．０５％未満、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒおよび
   Ｖのそれぞれが０．０５％未満、その他の不純物元素が
   合計で０．０５％未満、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｂ、
   Ｆｅ以外の元素の合計が０．１０％未満から成る組成を
   有し、成形加工性、耐食性及び溶接性のすぐれたＡｌ−
   Ｓｉ−Ｍｇ系成形加工用アルミニウム合金圧延板。 ２、合金元素として：Ｓｉ−０．６〜１．２％、Ｍｇ−
   ０．６〜１．１％、Ｔｉ−０．００５〜０．１５％、Ｂ
   −１〜５００ｐｐｍ、不純物として：Ｆｅ−０．１５％
   未満、Ｃｕ−０．０５％未満、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒおよび
   Ｖのそれぞれが０．０５％未満、その他の不純物元素合
   計で０．０５％未満、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｂ、Ｆ
   ｅ以外の元素の合計が０．１０％未満から成る合金溶湯
   を半連続鋳造もしくは連続鋳造により鋳造し、得られた
   鋳塊を圧延して形成した圧延板を４５０〜５９０℃の温
   度範囲で溶体化処理し、５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で
   焼入れすることを特徴とする成形加工性、耐食性及び溶
   接性のすぐれたＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系成形加工用アルミニ
   ウム合金圧延板の製造方法。 ３、前記焼入れの後、歪矯正を施し、その 後、６０〜３６０℃の範囲内の温度まで、第１図に示さ
   れる斜線領域内の加熱速度で加熱して、その温度で第２
   図に示される斜線領域内の時間保持し、しかる後第１図
   に示される斜線領域内の冷却速度で冷却することを特徴
   とする請求項２記載の成形加工性、耐食性及び溶接性の
   すぐれたＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系成形加工用アルミニウム合
   金圧延板の製造方法。 ４、半連続鋳造鋳塊を４５０〜５９０℃の温度範囲内に
   て１〜４８時間加熱して、圧延加熱を兼ねる均質化処理
   を行ない、その後熱間圧延を行うことを特徴とする請求
   項２又は３記載の成形加工性、耐食性及び溶接性のすぐ
   れたＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系成形加工用アルミニウム合金圧
   延板の製造方法。 ５、連続鋳造により該合金のコイル状鋳塊を得、これを
   ３００〜５９０℃の温度範囲にて１〜４８時間加熱して
   均質化処理を行ない、次に冷間圧延を行ことを特徴とす
   る請求項２又は３記載の成形加工性、耐食性及び溶接性
   のすぐれたＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系成形加工用アルミニウム
   合金圧延板の製造方法。 ６、熱間圧延直後又は冷間圧延の中間において保持温度
   範囲２６０〜４５０℃で保持時間４８時間以下の中間焼
   鈍を行い、その後の冷間圧延後に前記溶体化処理を行う
   ことを特徴とする請求項２から５までの何れか１項に記
   載の成形加工性、耐食性及び溶接性のすぐれたＡｌ−Ｓ
   ｉ−Ｍｇ系成形加工用アルミニウム合金圧延板の製造方
   法。 ７、前記溶体化処理を、コイルによる連続溶体化焼入装
   置を用いて溶体化処理時間が０秒以上５分以下で行うこ
   とを特徴とする請求項２から５までの何れか１項に記載
   の成形加工性、耐食性及び溶接性のすぐれたＡｌ−Ｓｉ
   −Ｍｇ系成形加工用アルミニウム合金圧延板の製造方法
   。