JPH03170635A

JPH03170635A - 耐食性に優れた成形加工用アルミニウム合金およびその製造方法

Info

Publication number: JPH03170635A
Application number: JP31008989A
Authority: JP
Inventors: Toshio Komatsubara; 俊雄小松原; Mamoru Matsuo; 守松尾
Original assignee: Sky Aluminium Co Ltd
Current assignee: Sky Aluminium Co Ltd
Priority date: 1989-11-29
Filing date: 1989-11-29
Publication date: 1991-07-24
Anticipated expiration: 2009-09-28
Also published as: JPH0676637B2

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各種陸運車両の材料、例えば自動車用ボディ
シ一トの材料、あるいは各種電気部品、機械部品用材料
、例えばＶＴＲのシャーシ等に使用される成形加工用ア
ルミニウム合金に関し、特に強度、成形加工性に優れる
と同時に、耐食性の優れた成形加工用アルミニウム合金
とその製造方法に関するものである。

従来の技術最近では、主として軽量化を主眼として、自動車用ボデ
ィシ一トやその他各種自動車部品、あるいは各種電気機
械部品等においてアルミニウム合金が益々多用されるよ
うになっている。

ところで従来、各種成形加工の用途に供されるアルミニ
ウム合金としては、．１−Ｍｇ系のＪＩＳ５１８２合金
Ｏ材や５０５２合金０材、あるいはＡｌＭｇ−Ｓｔ系（
７）　ＡＡ６Ｇ０９合金Ｔ４処理材、６０１０合金Ｔ４
処理材などが最も広く使用されていた。

発明が解決しようとする課題前述のような成形加工に用いられる従来のアルミニウム
合金のうち、５１８２合金０材なとのＡｌ−Ｍｇ系合金
は成形加工後の表面にリューダースマークが生じ易いと
ころから、特に外観品質が優れていることが要求される
自動車のパネル類等には好ましくないとされている。

また一方、６００９合金Ｔ４処理材などの従来のＡｌ−
Ｍｇ−Ｓｔ系合金は、鋼板と同程度の強度および成形加
工性が得られてるいが、耐食性、なかで・も塗装焼付後
の糸錆性が亜鉛メッキ鋼板と比較して若干劣っており、
そのため苛酷な腐食環境下で使用される可能性のある部
品の材料としては未だ不充分であった。例えば自動車の
使用環境は様々であって、冬期に凍結防止剤として路面
に塩が散布される寒冷地、あるいは海岸地方などにおい
ては苛酷な腐食環境下にあると言うことができ、このよ
うな使用環境が予想される自動車の部品としては、従来
のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は未だ耐食性、特に糸錆性の
点で不満が残っていたのが実情であった。

この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、陸
運車両や電気機械部品等の用途に供される成形加工用の
アルミニウム合金として、強度、成形加工性に優れると
同時に、耐食性、特に糸錆性が優れたアルミニウム合金
を提供することを目的とするものである。

課題を解決するための手段前述の目的を達成するべく本発明者等は鋭意実験・検討
を重ねた−結果、基本的には強度、成形加工性の良好な
Ａ７−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を改良して、その系の合金に所
定量のＴｉもしくはＢｅを添加するこにより、耐食性、
特に糸錆性を従来のＡ７−Ｍｇ−Ｓｉ系合金よりも飛躍
的に向上させ得ることを見出し、この発明をなすに至っ
た。

具体的には、請求項ｌ〜請求項４の発明は、特に耐食性
の優れる威分組成としたアルミニウム合金を提供するも
のであって、そのうち請求項１の発明のアルミニウム合
金は、Ｍｇ０．１〜２．０％、Ｓｉ０．５〜２．５％を
含有し、さらにＴ　ｉ　０．　０５〜１．０％、Ｂ　ｅ
　０．　０００１＝０．　０１％のうちの１種または２
種を含有し、残部がＡ７および不可避的不純物よりなる
ことを特徴とするものである。

また請求項２の発明のアルミニウム合金は、請求項１で
規定した成分のほか、さらにＣ　ｕ　０．　１５〜１．
５％、Ｚｎ　　０．１〜２．０％のうちの１種または２
種を含有するものである。

そしてまた請求項３の発明のアルミニウム合金は、請求
項１で規定した成分のほか、さらにＭｎＯ、０５〜０．
６％、Ｃ　ｒ　０．０５　〜０．３％、Ｚ　ｒ　０．　
０５〜０．３％のうちの１種または２種以上を含有する
ものである。

また請求項４の発明のアルミニウム合金は、請求項１で
規定した成分のほか、さらにＣ　ｕ　０．　１５〜１．
５％、Ｚｎ　　０．１〜２．０％のうちの１種または２
種と、Ｍ　ｎ　０．　０５　〜０．　６％、Ｃ　ｒｏ．
０５　〜０．３％、ＺｒＯ、０５〜０．３％のうちの１
種または２種以上を含有するものである。

一方、請求項５〜請求項８の発明は、特に耐食性に優れ
たアルミニウム合金の圧延板の製造方法を提供するもの
であって、そのうち請求項５の発明の方法は、前述の請
求項１で規定した成分組成を有する合金をＤＣ鋳造法に
よって鋳造し、得られた鋳塊に対して４５０〜５７０℃
の範囲内の温度で均質化処理を施した後、熱間圧延およ
び１回または２回以上の冷間圧延を施してから溶体化処
理を施すにあたり、その溶体化処理前の最終冷間圧延を
２０％以上の圧延率で行ない、かつ溶体化処理を、３５
０〜５８０℃の範囲内の温度で最大１２０分以下の条件
で行ない、続いて急速冷却することを特徴とするもので
ある。

また請求項６の発明の方法は、請求項２で規定される戒
分組威の合金について、請求項５の発明の方法と同様な
プロセスを適用するものである。

さらに請求項７の発明の方法は、請求項３で規定される
成分組威の合金について、請求項５の発明の方法と同様
なプロセスを適用するものである。

また請求項８の発明の方法は、請求項４で規定される成
分組成の合金について、請求項５の発明の方法と同様な
プロセスを適用するものである。

作　　　用先スこの発明のアルミニウム合金における或分組成の限
定理由について説明する。

Ｍｇ：Ｍｇはこの発明の系のアルミニウム合金において基本と
なる合金成分であり、Ｓｉと共存してＭｇ２Ｓｉを生戊
して、析出硬化により強度の向上に寄与する。Ｍｇがｆ
ｌ．１％未満では強度向上効果が不充分であり、一方２
．０％を越えれば伸び、成形性が低下する。したがって
Ｍｇは０．１〜２．０％の範囲内とした。

Ｓｉ：Ｓｉもこの発明の系のアルミニウム合金において基本と
なる合金戒分である。添加されたＳｆの一部は金属Ｓｉ
粒子としてＡｌ合金マトリックス中に存在して、成形加
工性、特に伸びおよび曲げ性を向上させる。また他の一
部のＳｔはＭｇと共存してＭｇ２Ｓｉを生威し、析出硬
化により強度の向上に寄与する。ここで、Ｓｔ添加量は
、Ｍｇ２Ｓｉ化学量論組成よりＳｔが充分に過剰となっ
て、金属Ｓｔを生成する状態となることが強度向上のた
めに重要であり、強度向上の観点からは、Ｓｔ（％）　＞　　０．６ｘＭｇ　（％）＋０．４（％
）を満たすことが望ましい。。なおＳｉの絶対量が０．
５％未満では、強度向上、成形加工性向上の効果が充分
に得られず、一方Ｓｔ量が２．５％を越えれば伸びおよ
び成形性が劣化するから、ｓｉ量は０，５〜２．５％の
範囲内とした。

Ｂｅ：Ｂｅは緻密な酸化皮膜を形成して、素材アルミニウム表
面でのＡｌやＭｇの酸化を防止し、ひいては糸錆性の著
しい向上に寄与する。すなわち、アルミニウム合金にお
ける塗装焼付後の糸錆性は、素材表面の酸化１１（Ａｌ
酸化物、Ｍｇ酸化物による酸化層）の厚さと密接な関係
があり、素材アルミニウム表面の酸化層が厚いほど、塗
装時の前処理として適用される化戊処理の処理性が低下
し、素材アルミニウム表面と塗膜との密着性が悪くなり
、糸錆性が劣化する。Ｂｅは、従来Ａ　Ｉ！−Ｍｇ系合
金において溶解・鋳造時の溶湯の酸化防止のみを目的と
して添加される場合があったが、本発明者等の研究の結
果、Ｂｅは中間焼鈍時や溶体化処理における板表面での
ＡｌやＭｇの酸化を防止してそれらによる酸化層軽減に
効果があり、したがってＢｅ添加により素材アルミニウ
ム表面の酸化層の厚みを小さくして糸錆性を飛躍的に向
上させ得ることを見出したのである。なおＲｅの添加に
よって生成される酸化皮膜はその厚みは薄いが緻密なも
のとなるから、Ｂｅ添加によって糸錆性のみならず、一
般的な耐食性も向上する。ここで、Ｂｅ添加量が０．　
［１００１％未満では糸錆性向上の効果が充分に得られ
ず、一方Ｂｅ添加量が０．０１％を越えればその効果は
飽和し、コスト上昇を招くだけであるから、Ｂｅ添加量
は０．［ｌ００１〜０．０１％の範囲内とした。

Ｔｉ：Ｔｉの添加も耐食性の向上に有効である。Ｔｉは従来か
ら鋳塊組織の結晶粒微細化剤としてＢとともに添加され
ることがあったが、本発明者等の研究の結果、Ｔｉの添
加効果は鋳塊結晶粒微細化のみならず、耐食性の向上に
も有効であることを見出した。Ａｌに対して包晶合金生
成元素であるＴｉは圧延板表面と平行にＴｉｉｌｌ縮層
を形或し、この圧延板表面に対して平行なＴｉ濃縮層が
板厚方向への腐食の進行を防止し、耐食性、特に耐孔食
性を著しく向上させ得ることが確認された。ここで、Ｔ
ｉ添加量が０．０５％未満では耐食性向上の効果が充分
に得られず、一方１．０％を越えれば粗大な金属間化合
物を形或して、圧延性、成形性を劣化させるから、Ｔｉ
の添加量はＱ．［ｌ０５〜１．０％の範囲内とした。

なお耐食性向上のためには、従来結晶粒微細化剤として
Ｔｉとともに添加されていたＢは、むしろ有害である。

すなわちＴｉとともにＢを添加してＴｉがＴ　ｉ　Ｂ２
として完全に固定されれば、耐食性向上の効果が失われ
てしまう。したがってＢは全く添加しないか、または結
晶粒微細化のために添加するとしても５０ｐｐｍ以下の
極微量とすることが望ましい。

上述の．Ｂ　ｅおよびＴｉは、いずれも耐食性向上に寄
与する点から共通し、μたがっていずれか一方のみを添
加しても良いが、特に糸錆性と耐孔食性の両者を改善す
るためには、両者を同時に添加することが望ましい。

Ｃｕ，Ｚｎ：Ｃｕ，Ｚｎはいずれも強度向上に寄与する元素であり、
請求項２、請求項４の発明の合金においていずれか一方
または双方が添加される。なおこれらのうちＺｎは耐食
性向上にも効果があり、マトリックスの電位を下げるこ
とによって孔食を防止するのに寄与する。Ｃｕが０．１
５％未満、Ｚｎが０．１％未満では上記の効果が不充分
であり、一方Ｃｕが１．５％を越えれば成形性および耐
食性が劣化し、またＺｎが２．［ｌ％を越えれば耐食性
が劣化するとともに、室温での経時変化により成形性を
低下させる。したがってＣｕは０，１５〜　１．５％、
Ｚｎは　０．１〜２．０％の範囲内とした。

Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ　：これらの元素はいずれも結晶粒を微細化し、成形加工時
のフローラインの発生を低減するに寄与する元素であっ
て、請求項３、請求項４の発明の合金において１種また
は２種以上が添加される。

Ｍｎが０．０５％未満、Ｃｒが０．０５％未満、Ｚｒが
０．０５％未満では上述の効果が充分に得られず、方Ｍ
ｎが０、６％、Ｃｒが０．３％、ＺｒがＯＪ％を越えれ
ば粗大な金属間化合物が生成されて成形性が劣化する。

したがってＭｎは０、０５〜０．６％、Ｃｒは０．０５
　〜０．３％、Ｚｒは０．　０５　〜０．　３％の範囲
内とした。

以上の各威分の残部は、各請求項の合金ともにＡｌおよ
び不可避的不純物とすれば良い。なお不可避的不純物と
しては通常はＦｅが含有されるが、不純物としてのＦｅ
は０，５％程度以下であれば特に支障はない。

次にこの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。

先ず前述のような成分組成の合金溶湯を鋳造する。ここ
で鋳造方法としては、請求項５〜請求項８で規定してい
る製造方法の発明の場合は、均質化処理を行なう関係上
、ＤＣ鋳造法（半連続鋳造法）を適用するが、単純に請
求項１〜請求項４０合金の圧延板を得るだけの場合は連
続鋳造圧延法（薄板連続鋳造法）を適用しても良い。

ＤＣ鋳造によって得られたアルミニウム合金鋳塊に対し
ては４５０℃〜５７０℃の範囲内の温度で均質化処理を
施す。このような均質化処理を行なうことによって、成
形加工性を向上させるとともに再結晶粒の安定化を図る
ことができる。均質化処理の温度が４５０℃未満では上
述の効果が得られず、一方５７０℃を越えれば共晶融解
が生じるおそれがある。なお均質化処理の時間は１〜４
８時間が望ましい。　１時間未満では上述の効果が充分
に得られず、一方４８時間を越える長時間の処理は経済
的でない。

均質化処理後には、常法に従って熱間圧延を施し、さら
に１回または２回以上の冷間圧延を行なって所要の板厚
とし、その後溶体化処理を施す。

なお必要に応じて熱間圧延と冷間圧延との間、もしくは
冷間圧延と冷間圧延との間に中間焼鈍を行なっても良い
。

ここで、溶体化処理前の冷間圧延（すなわち２回以上冷
間圧延を行なう場合は最終の冷間圧延）における圧延率
は再結晶粒の安定化および成形性の向上のために重要で
ある。すなわち、溶体化処理前の冷間圧延率が２０％未
満では溶体化処理での再結晶が不安定となり、溶体化処
理後の結晶粒が粗大化し、成形性が低下する。したがっ
て溶体化処理前の冷間圧延率は２０％以上とする必要が
ある。

また必要に応じて熱間圧延と冷間圧延との間、または２
回以上冷間圧延を行なう場合に冷間圧延の間で行なわれ
る中間焼鈍の条件は特に重要ではないが、中間焼鈍をバ
ッチ焼鈍で行なう場合は、２５０〜４５０℃の範囲内の
温度で０．５〜２４時間保持するのが一般的であり、ま
た連続焼鈍法で中間焼鈍を行なう場合は、３５０〜５８
０℃の範囲内の温度で保持なしまたは５分以下の保持の
条件が一般的である。ここでバッチ焼鈍の場合、温度が
２５０℃未満では圧延性が改善されず、一方４５０℃を
越えれば再結晶粒が粗大化するとともに、表面酸化層の
厚さが増大して糸錆性が低下するおそれがあり、また保
持時間が０．５時間未満では中間焼鈍の効果が不充分で
あり、一方２４時間を越えればコスト増大を招くととも
に、表面酸化層の厚さが増大して糸錆性が低下するおそ
れがある。また連続焼鈍の場合、温度が３５０℃未満で
は圧延性が改善されず、一方５８０℃を越えれば共晶融
解のおそれがあり、また保持時間が５分を越えれば再結
晶粒が粗大化するとともに、表面酸化層の厚さが増大し
て糸錆性が低下するおそれがある。

冷間圧延後の溶体化処理は再結晶化を行なって、結晶粒
を微細、安定化させ、良好な戒形性を得るとともに、Ｍ
ｇ，Ｓｔ，Ｃｕ，Ｚｎ等の溶質原子をマトリックス中に
固溶した後の室温時効あるいは人工時効で所定の強度を
得るために必要な工程である。この溶体化処理前の冷間
圧延率と溶体化処理の条件とが成形性に対して極めて重
要であり、また溶体化処理条件は糸錆性にも影響を与え
る。

溶体化処理の温度が３５０℃未満では再結晶が充分に行
なわれず、成形性が低下してしまい、また溶質原子の固
溶が不充分で必要な強度が得られない。一方５８０℃を
越えれば共晶融解発生のおそれがあり、また再結晶粒が
粗大化して肌荒れが発生し、外観不良を招くとともに成
形性も低下し、さらには表面酸化層の厚さが増大して糸
錆性が低下するおそれがある。なおここで再結晶粒粗大
化防止の目安としては、再結晶粒径が１５０一以下とな
る程度を目安にすれば良い。さらに溶体化処理の時間が
１２０分を越えれば、表面酸化層の厚さが増大して糸錆
性が低下するおそれがある。したがって溶体化処理の条
件は３５０〜５８０℃の範囲内の温度で１２０分以下と
した。なおこの溶体化処理としては、バッチ式、連続式
のいずれの熱処理炉を適用しても良い。

溶体化処理後は急速冷却するが、この冷却速度は強制空
冷以上の冷却速度であれば充分である。

具体的には、５℃／Ｓκ以上の冷却速度が適当である。

なお溶体化処理後に強制空冷あるいは水焼入を行なえば
板に反りが発生しやすい。これを除去するために、冷却
後に歪強制加工としてスキンパス、レベリング、ストレ
ッチ等の軽い冷間加工を行なっても良い。但しこれらの
軽い冷間加工を行なえば、成形加工性が若干低下する。

そこで成形加工性を回復させるために、上述の軽い冷間
加工の後に歪除去焼鈍を行なうことが望ましい。この歪
除去焼鈍の条件は、第１図に示すような加熱速度、冷却
速度で、第２図に示すような温度、時間とすることが適
当である。

以上のようにして得られたアルミニウム合金圧延板は、
成形加工性に優れると同時に強度も高く、しかも優れた
耐食性、特に優れた糸錆性を有する。

実　　施　　例第１表の合金番号１〜１０に示す或分組成の合金をＤＣ
鋳造法により断面寸法５００ｍｍ　Ｘ　１２０Ｇ＋ｍの
スラブに鋳造し、その鋳塊に対し　５００℃×　６時間
の均質化処理を施した後、板厚４ｍｍまで熱間圧延し、
さらに板厚１ｍ＋ｍまで冷間圧延した。その後、各冷延
板について、第２表の条件符号Ａ−Ｅに示す種々の条件
の溶体化処理を施した。

溶体化処理後の各板の機械的性質、成形性、耐食性を調
べた結果を第３表に記す。

なおここで機械的性質および成形性は、いずれも溶体化
処理後に２週間の室温時効を行なってから測定した。ま
た成形性試験のうち、エリクセン試験は川Ｓ−Ｂ法によ
って行ない、張出し性試験はφＩＯＧｎｏの球頭ポンチ
を用い、塩ビフィルムを貼った状態で行なった。また第
３表中におけるＬＤＲは限界絞り比を、また曲げ性（　
ｍＩ１）は最小曲げ半径を示す。さらに耐食性のうち、
糸錆性の試験は、焼付塗装を行なった後にカッターナイ
フでスクラッチを入れ、ＡＳＴＭ法に準拠して腐食試験
を行ない、スクラッチ部に発生した糸錆の長さをルーペ
にて測定した。またピット深さは、裸材で塩水噴霧試験
を１０００時間行ない、サンプルに生じたビットを光学
顕微鏡で測定した。

第２表　：溶体化処理条件第３表に示すように、この発明の成分組或範囲内の合金
についてこの発明のプロセスを適用した本発明例のアル
ミニウム合金板においては、強度は従来のＡＡ’−Ｍｇ
−Ｓｉ系合金と同等の高強度を示し、成形性は従来のＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金よりもさらに優れ、そして特に耐
食性については、従来のＡＺ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金よりも
格段に優れていることが明らかである。

発明の効果以上の説明で明らかなように、この発明の成形加工用ア
ルミニウム合金は、強度および成形加工性が従来のＡｉ
’−Ｍｇ−Ｓｔ系合金と同等かまたはそれ以上に優れる
同時に、耐食性、特に焼付塗装後の耐食性が従来のＡｌ
−Ｍｇ−Ｓｉ系合金よりも格段に優れ、したがって苛酷
な腐食環境下で使用されることが予想される自動車のボ
ディシートなどの陸運車両部品あるいは各種電気機械部
品等に最適である。またこの発明の成形加工用アルミニ
ウム合金板の製造方法によれば、前述のような優れた特
性を有するアルミニウム合金の圧延板を、実際的に量産
規模で得ることができる。

【図面の簡単な説明】

第ｌ図は歪除去焼鈍における加熱速度、冷却速度と温度
との関係を示す線図、第２図は同じく歪除去焼鈍におけ
る保持時間と温度との関係を示す線図である。

Claims

【特許請求の範囲】

（１）Ｍｇ０．１〜２．０％（ｗｔ％、以下同じ）、Ｓ
ｉ０．５〜２．５％を含有し、さらにＴｉ０．０５〜１
．０％、Ｂｅ０．０００１〜０．０１％のうちの１種ま
たは２種を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よ
りなることを特徴とする耐食性に優れた成形加工用アル
ミニウム合金。
（２）Ｍｇ０．１〜２．０％、Ｓｉ０．５〜２．５％を
含有するとともに、Ｃｕ０．１５〜１．５％、Ｚｎ０．
１〜２．０％のうちの１種または２種を含有し、さらに
Ｔｉ０．０５〜１．０％、Ｂｅ０．０００１〜０．０１
％のうちの１種または２種を含有し、残部がＡｌおよび
不可避的不純物よりなることを特徴とする耐食性に優れ
た成形加工用アルミニウム合金。
（３）Ｍｇ０．１〜２．０％、Ｓｉ０．５〜２．５％を
含有するとともに、Ｍｎ０．０５〜０．６％、Ｃｒ０．
０５〜０．３％、Ｚｒ０．０５〜０．３％のうちの１種
または２種以上を含有し、さらにＴｉ０．０５〜１．０
％、Ｂｅ０．０００１〜０．０１％のうちの１種または
２種を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりな
ることを特徴とする耐食性に優れた成形加工用アルミニ
ウム合金。
（４）Ｍｇ０．１〜２．０％、Ｓｉ０．５〜２．５％を
含有するとともに、Ｃｕ０．１５〜１．５％、Ｚｎ０．
１〜２．０％のうちの１種または２種と、Ｍｎ０．０５
〜０．６％、Ｃｒ０．０５〜０．３％、Ｚｒ０．０５〜
０．３％のうちの１種または２種以上と、Ｔｉ０．０５
〜１．０％、Ｂｅ０．０００１〜０．０１％のうちの１
種または２種を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純
物よりなることを特徴とする耐食性に優れた成形加工用
アルミニウム合金。
（５）Ｍｇ０．１〜２．０％、Ｓｉ０．５〜２．５％を
含有し、さらにＴｉ０．０５〜１．０％、Ｂｅ０．００
０１〜０．０１％のうちの１種または２種を含有し、残
部がＡｌおよび不可避的不純物よりなる合金をＤＣ鋳造
法によって鋳造し、得られた鋳塊に対して４５０〜５７
０℃の範囲内の温度で均質化処理を施した後、熱間圧延
および１回または２回以上の冷間圧延を施してから溶体
化処理を施すにあたり、その溶体化処理前の最終冷間圧
延を２０％以上の圧延率で行ない、しかも溶体化処理を
、３５０〜５８０℃の範囲内の温度で最大１２０分以下
の条件で行ない、続いて急速冷却することを特徴とする
耐食性に優れた成形加工用アルミニウム合金の製造方法
。
（６）Ｍｇ０．１〜２．０％、Ｓｉ０．５〜２．５％を
含有するとともに、Ｃｕ０．１５〜１．５％、Ｚｎ０．
１〜２．０％のうちの１種または２種を含有し、さらに
Ｔｉ０．０５〜１．０％、Ｂｅ０．０００１〜０．０１
％のうちの１種または２種を含有し、残部がＡｌおよび
不可避的不純物よりなる合金をＤＣ鋳造法によって鋳造
し、得られた鋳塊に対して４５０〜５７０℃の範囲内の
温度で均質化処理を施した後、熱間圧延および１回また
は２回以上の冷間圧延を施してから溶体化処理を施すに
あたり、その溶体化処理前の最終冷間圧延を２０％以上
の圧延率で行ない、しかも溶体化処理を、３５０〜５８
０℃の範囲内の温度で最大１２０分以下の条件で行ない
、続いて急速冷却することを特徴とする耐食性に優れた
成形加工用アルミニウム合金の製造方法。
（７）Ｍｇ０．１〜２．０％、Ｓｉ０．５〜２．５％を
含有するとともに、Ｍｎ０．０５〜０．６％、Ｃｒ０．
０５〜０．３％、Ｚｒ０．０５〜０．３％のうちの１種
または２種以上を含有し、さらにＴｉ０．０５〜１．０
％、Ｂｅ０．０００１〜０．０１％のうちの１種または
２種を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりな
る合金をＤＣ鋳造法によって鋳造し、得られた鋳塊に対
して４５０〜５７０℃の範囲内の温度で均質化処理を施
した後、熱間圧延および１回または２回以上の冷間圧延
を施してから溶体化処理を施すにあたり、その溶体化処
理前の最終冷間圧延を２０％以上の圧延率で行ない、し
かも溶体化処理を、３５０〜５８０℃の範囲内の温度で
最大１２０分以下の条件で行ない、続いて急速冷却する
ことを特徴とする耐食性に優れた成形加工用アルミニウ
ム合金の製造方法。
（８）Ｍｇ０．１〜２．０％、Ｓｉ０．５〜２．５％を
含有するとともに、Ｃｕ０．１５〜１．５％、Ｚｎ０．
１〜２．０％のうちの１種または２種と、Ｍｎ０．０５
〜０．６％、Ｃｒ０．０５〜０．３％、Ｚｒ０．０５〜
０．３％のうちの１種または２種以上と、Ｔｉ０．０５
〜１．０％、Ｂｅ０．０００１〜０．０１％のうちの１
種または２種を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純
物よりなる合金をＤＣ鋳造法によって鋳造し、得られた
鋳塊に対して４５０〜５７０℃の範囲内の温度で均質化
処理を施した後、熱間圧延および１回または２回以上の
冷間圧延を施してから溶体化処理を施すにあたり、その
溶体化処理前の最終冷間圧延を２０％以上の圧延率で行
ない、しかも溶体化処理を、３５０〜５８０℃の範囲内
の温度で最大１２０分以下の条件で行ない、続いて急速
冷却することを特徴とする耐食性に優れた成形加工用ア
ルミニウム合金の製造方法。