JPH05255791A - 耐応力腐食割れ性に優れた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】 【目的】 自動車ボディシートなどに適した、強度およ
び成形性に優れると同時に耐応力腐食割れ性に優れた成
形加工用アルミニウム合金圧延板と、その製造方法を提
供する。 【構成】 基本的には、Ｍｇ３．０〜７．０％、Ｚｎ
１．０％を越え２．０％以下、Ｃｕ０．１％以下、Ｆｅ
０．４％以下、Ｓｉ０．２％以下、残部実質的にＡｌよ
りなる成分組成とし、かつＭｇもしくはＺｎに起因する
粒界上析出物（η相、β相、Ｔ相）の平均サイズを０．
２〜２μｍの範囲内とした圧延板。圧延後に２８０〜５
８０℃で５時間以内保持して、１０℃／分以上の冷却速
度での溶体化焼鈍を施し、さらに１８０〜３００℃で３
０分〜２４時間加熱の最終焼鈍（析出処理）を施して、
前述の析出状態を得る方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は耐応力腐食割れ性に優
れた成形加工用のアルミニウム合金圧延板およびその製
造方法に関し、特に高成形性と高強度が要求される用
途、例えば自動車ボディシートを始めとし、各種成形加
工部品、電気機器のシャーシ、その他電気部品、器物等
に適した成形加工用アルミニウム合金圧延板およびその
製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】自動車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
する検討が進められている。自動車のボディシートは、
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、張出し性が優れていることが
要求され、しかも高強度を有することも必須であり、さ
らには耐食性、特に耐応力腐食割れ性に優れていること
も重要である。

【０００３】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。

【０００４】（イ） 非熱処理型Ａｌ−Ｍｇ系合金であ
る５０５２合金（Ｍｇ２．２〜２．８％、Ｃｒ０．１５
〜０．３５％、残部Ａｌおよび不可避的不純物）のＯ材
あるいは同じく５１８２合金（Ｍｎ０．２０〜０．５０
％、Ｍｇ１．０〜５．０％、残部Ａｌおよび不可避的不
純物）のＯ材。

【０００５】（ロ） 熱処理型Ａｌ−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
５３−１０３９１４号の合金、あるいは特開昭５７−９
８６４８号の合金などがある。さらには、日経ニューマ
テリアル１９８６年４月７日号（No．８）の６３〜７２
頁、特に６４頁で紹介されているＡｌ−４．５％Ｍｇ−
０．３８％Ｃｕ−１．４６％Ｚｎ−０．１８％Ｆｅ−
０．０９％Ｓｉ合金もある。

【０００６】（ハ） 熱処理型Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金
である６００９合金（Ｍｇ０．４〜０．８％、Ｓｉ０．
６〜１．０％、Ｃｕ０．１５〜０．６％、Ｍｎ０．２〜
０．８％、残部Ａｌおよび不可避的不純物）のＴ４処理
材や同じく６０１０合金（Ｍｇ０．６〜１．０％、Ｓｉ
０．８〜１．２％、Ｃｕ０．１５〜０．６％、Ｍｎ０．
２〜０．８％、残部Ａｌおよび不可避的不純物）のＴ４
処理材。これらについては、特公昭５９−３９４９９号
に詳細に示されており、またこのほか特公昭６１−１５
１４８号で提案されているＡＣ１２０合金Ｔ４処理材が
ある。

【０００７】（ニ） Ａｌ−Ｍｇ合金にＣｕを添加し、
急速冷却によるＴ４処理を施したＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系合
金（特開昭６２−２７５４４号あるいは特開昭６３−６
９９５２号）。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】前述のように高強度が
要求される成形加工用のアルミニウム合金としては従来
から種々のものが用いられているが、この種の用途のう
ちでも、自動車用ボディシートとしては、特に成形性の
点から、（イ）のＡｌ−Ｍｇ系合金、（ニ）のＡｌ−Ｍ
ｇ−Ｃｕ系合金、あるいは（ロ）のＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ−
Ｃｕ系合金が用いられることが多い。しかしながら、こ
れらの合金では、強度および成形性向上のためにＭｇ量
を３〜４％程度以上とすれば、耐応力腐食割れ性が低下
してしまう問題がある。

【０００９】なおＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金は、これらの
うちでも比較的耐応力腐食割れ性が良好であるが、Ｍｇ
が４％を越えればやはり耐応力腐食割れ性が低下してし
まう。またＡｌ−Ｍｇ系合金にＺｎを添加した場合に
は、バッチ焼鈍の如く最終の焼鈍を徐冷で行なえば、耐
応力腐食割れ性は良好となるが、その反面強度が低下す
るとともに成形性も低下してしまうという問題が生じ
る。またこの場合最終の焼鈍を連続焼鈍などによって急
速冷却で行なえば、強度、成形性は得られるが、耐応力
腐食割れ性が著しく低下してしまう。

【００１０】このように、従来の成形加工用アルミニウ
ム合金では、強度および成形性と、耐応力腐食割れ性と
を同時に満たすことが困難であった。

【００１１】この発明は以上の事情を背景としてなされ
たもので、自動車ボディシートなどに使用される高強度
成形加工用アルミニウム合金圧延板として、強度および
成形性を損なうことなく、耐応力腐食割れ性を著しく向
上させたアルミニウム合金圧延板を提供することを目的
とするものである。

【００１２】

【課題を解決するための手段】前述のような課題を解決
するため、この発明の成形加工用アルミニウム合金圧延
板では、基本的には合金の成分組成を適切に規定すると
同時に、圧延板の粒界の析出物、特にＭｇ，Ｚｎに起因
する析出物のサイズを適切に調整し、これによって成形
性および強度と同時に、優れた耐応力腐食割れ性を得て
いる。またこの発明の製造方法では、前述のように粒界
析出物のサイズが適切に調整されるように、プロセス条
件を定めている。

【００１３】具体的には、請求項１の発明の成形加工用
アルミニウム合金圧延板は、Ｍｇ３．０％以上７．０％
以下、Ｚｎ１．０％を越え２．０％以下を含有し、かつ
Ｃｕ０．１％以下、Ｆｅ０．４％以下、Ｓｉ０．２％以
下にそれぞれ規制され、残部がＡｌおよび不可避的不純
物よりなり、ＭｇもしくはＺｎに起因する粒界上の析出
物の平均サイズが０．２〜２．０μｍの範囲内にあるこ
とを特徴とするものである。

【００１４】また請求項２の発明の成形加工用アルミニ
ウム合金圧延板は、請求項１の発明のアルミニウム合金
圧延板において、前記各成分のほか、さらにＭｎ０．０
３％以上０．８％以下、Ｃｒ０．０３％以上０．３％以
下、Ｚｒ０．０３％以上０．２％以下、Ｖ０．０３％以
上０．２％以下のうちの１種または２種以上を含有する
ものである。

【００１５】さらに請求項３の発明の成形加工用アルミ
ニウム合金圧延板は、請求項１もしくは請求項２のアル
ミニウム合金板において、Ｃｕ量を０．０１％以下に規
制したことを特徴とするものである。

【００１６】一方、請求項４の発明の成形加工用アルミ
ニウム合金圧延板の製造方法は、Ｍｇ３．０％以上７．
０％以下、Ｚｎ１．０％を越え２．０％以下を含有し、
かつＣｕ０．１％以下、Ｆｅ０．４％以下、Ｓｉ０．２
％以下にそれぞれ規制され、さらに必要に応じてＭｎ
０．０３％以上０．８％以下、Ｃｒ０．０３％以上０．
３％以下、Ｚｒ０．０３％以上０．２％以下、Ｖ０．０
３％以上０．２％以下のうちの１種または２種以上を含
有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなる合金を
鋳造した後、所定の板厚まで圧延し、その後２８０〜５
８０℃の範囲内の温度に５時間以内加熱してから１０℃
／分以上の冷却速度で冷却する溶体化焼鈍を施し、その
後１８０〜３００℃の範囲内の温度に３０分〜２４時間
加熱する最終焼鈍を行ない、これによってＭｇもしくは
Ｚｎに起因する粒界上の析出物の平均サイズを０．２〜
２．０μｍの範囲内に調整することを特徴とするもので
ある。

【００１７】また請求項５の発明の成形加工用アルミニ
ウム合金圧延板の製造方法は、請求項４の製造方法にお
いて、前記溶体化焼鈍として、連続焼鈍炉を用いて、４
００〜５８０℃の範囲内の温度に加熱して保持なしもし
くは５分以内の保持後、１℃／秒以上の冷却速度で冷却
する熱処理を行なうことを特徴とするものである。

【００１８】さらに請求項６の発明の成形加工用アルミ
ニウム合金圧延板の製造方法は、請求項４の発明の製造
方法において、前記溶体化焼鈍として、バッチ式の溶体
化焼入れ炉を用いて、３００〜５００℃の範囲内の温度
に加熱して保持なしもしくは３０分以内の保持後、１℃
／秒以上の冷却速度で冷却する熱処理を行なうことを特
徴とするものである。

【００１９】そしてまた請求項７の発明の成形加工用ア
ルミニウム合金圧延板の製造方法は、請求項４〜請求項
６のいずれかに記載の製造方法において、前記合金のＣ
ｕ量を０．０１％以下に規制することを特徴とするもの
である。

【００２０】

【作用】先ずこの発明における成分組成の限定理由を説
明する。

【００２１】Ｍｇ：Ｍｇはこの発明で基本となる合金成
分であって、強度の向上と、成形性、特に伸びおよび張
出性の向上に寄与する。Ｍｇ量が３．０％未満では、強
度が低く、自動車用ボディシートの如き構造用には不適
当となり、一方７．０％を越えれば圧延性が悪化して製
造が困難となる。したがってＭｇ量は３．０〜７．０％
の範囲内とした。なおここで、Ｍｇ量が３．０％以上で
は、従来一般のアルミニウム合金の場合は、β相（Ｍｇ
_２Ａｌ_３）を主体とする析出物が粒界に析出して応力腐
食割れの原因となるが、この発明では後に改めて説明す
るように、粒界析出物のサイズの適切な調整によって、
Ｍｇ量が３．０〜７．０％でも優れた耐応力腐食割れ性
が得られる。

【００２２】Ｚｎ：Ｚｎは、この発明の場合は後述する
組織の制御と相俟って耐応力腐食割れ性の向上に有効に
作用する。すなわち、一般にＺｎはＺｎ系析出物および
β相の析出を促進し、成形加工後の成形品の使用温度下
でＺｎ系析出物やβ相が結晶粒界に連続的に析出された
り、Ｚｎが粒界に濃縮されたりすれば、応力腐食割れの
危険が加速される。しかしながら、予め圧延板の段階で
の析出状態を適切に制御しておくことによって、成形加
工後の成形品の使用温度下においてＺｎ系析出物やβ相
が結晶粒界に連続的に析出することを抑制すれば、耐応
力腐食割れ性は逆に向上する。したがってＺｎは、金属
組織、特に結晶粒界上の析出物の形態との関連におい
て、耐応力腐食割れ性に大きな影響を与えるが、この発
明の場合は圧延板の状態で粒界上の析出物の平均サイズ
を０．２〜２．０μｍの範囲内に規制することによっ
て、Ｚｎは耐応力腐食割れ性の向上に寄与している。Ｚ
ｎ量が１．０％以下では上述の効果が充分に得られず、
一方２．０％を越えれば強度が高過ぎて成形性を低下さ
せるから、Ｚｎ量は１．０％を越えて２．０％以下の範
囲とした。

【００２３】Ｃｕ：Ｃｕは強度向上には有効な元素であ
るが、この発明においては有害元素としてその上限を規
制している。すなわち、この発明の製造方法において
は、溶体化焼鈍の焼入れの後、優れた耐応力腐食割れ性
を示す組成を得るべく、１８０〜３００℃の温度で最終
焼鈍（析出処理）を行なっているが、Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ
系の合金にＣｕが混入していれば、最終焼鈍時にＣｕＭ
ｇＡｌ_２（Ｓ相）もしくはＡｌＣｕＭｇＺｎ相が析出し
て、時効硬化が生じ、そのため強度が高くなって成形性
が低下してしまう。したがってこの発明において、適切
な組織制御によって優れた耐応力腐食割れ性を得ると同
時に、良好な成形性を確保するためには、Ｃｕ量を可及
的に少なくする必要がある。Ｃｕ量が０．１％以下であ
れば上記の目的を達成できるから、Ｃｕ量は０．１％以
下に規制することとした。なおＣｕ量を０．０１％以下
に規制すれば、より良好な成形性を得ることができる。

【００２４】Ｆｅ：Ｆｅは結晶粒の微細化に寄与し、強
度の向上に寄与するが、０．４％を越えれば成形性を低
下させるから、Ｆｅ量は０．４％以下とした。

【００２５】Ｓｉ：Ｓｉは成形性に悪影響を与える元素
であるが、０．２％以下ではその影響がほとんどないか
ら、Ｓｉは０．２％以下とした。

【００２６】Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ：これらの元素は結
晶粒の微細化を通じて強度向上に効果があり、必要に応
じて１種または２種以上が添加される。Ｍｎが０．０３
％以下、Ｃｒが０．０３％以下、Ｚｒが０．０３％以
下、Ｖが０．０３％以下では上記の効果が得られず、一
方Ｍｎが０．８％を、Ｃｒが０．３％を、Ｚｒが０．２
％を、Ｖが０．２％を越えれば、粗大な金属間化合物が
生成されて成形性を害するから、これらの元素を添加す
る場合の添加量は、Ｍｎは０．０３〜０．８％、Ｃｒは
０．０３〜０．３％、Ｚｒは０．０３〜０．２％、Ｖは
０．０３〜０．２％の範囲内とする。

【００２７】以上の各元素のほかは、基本的にはＡｌお
よび不可避的不純物とすれば良い。但し、通常のアルミ
ニウム合金では、鋳塊組織の微細化のためにＴｉ、ある
いはＴｉおよびＢを微量添加することもあり、この発明
のアルミニウム合金圧延板においても微量のＴｉ、また
はＴｉおよびＢが含有されていても良い。その場合、Ｔ
ｉが０．１５％を越えれば初晶ＴｉＡｌ_３が晶出して成
形性を害するから、Ｔｉは０．１５％以下とすることが
好ましい。またＴｉとともにＢを添加する場合、Ｂが５
００ppm を越えればＴｉＢ_２の粗大粒子が混入して成形
性を害するから、Ｂ量は５００ppm 以下とすることが好
ましい。さらに、一般にＭｇを含有するアルミニウム合
金では微量のＢｅを添加することがあるが、この発明の
アルミニウム合金でも微量のＢｅが添加含有されても良
い。Ｂｅは、特にＭｇを含有する合金を溶解する場合に
溶湯の酸化を抑制して、材料中に不純物として酸化物粒
子が含有されることを防止するに寄与する。但し５００
ppm を越えるＢｅを添加してもその効果は飽和し、経済
性を損なうだけであるから、Ｂｅは５００ppm 以下とす
ることが好ましい。

【００２８】この発明のアルミニウム合金圧延板では、
成分組成を前述のように定めるだけではなく、圧延板の
組織状態、すなわちプレス加工等の成形加工の前の段階
での組織、特に析出物の析出状態が極めて重要である。
すなわち、成形加工後の成形品の使用温度下で耐応力腐
食割れ性に悪影響を及ぼすような新たな析出物の析出が
できるだけ生じないように、予め予備的に析出させた状
態としておき、しかも使用温度下で新たな析出が生じた
としても、それが耐応力腐食割れ性に悪影響を及ぼすよ
うな形態、すなわち結晶粒界上で連続するような形態と
ならないように、予め析出物の析出状態を制御しておく
必要がある。具体的には、ＭｇもしくはＺｎに起因する
結晶粒界上の析出物サイズが平均で０．２μｍ以上２μ
ｍ以下となっている必要がある。なおＭｇもしくはＺｎ
に起因する粒界上の析出物としては、η相（ＭｇＺ
ｎ_２）、Ｔ相（Ｍｇ_３Ｚｎ_３Ａｌ_２）、β相（Ｍｇ_２Ａ
ｌ_３）が代表的であり、このほかにも種々考えられる
が、η相、Ｔ相、β相以外の析出物の析出量はわずかで
ある。またＭｇもしくはＺｎに起因する析出物のほか、
他の析出物も若干析出することが考えられるが、それら
は応力腐食割れに大きな影響を与えない。

【００２９】ここで、ＭｇもしくはＺｎに起因する粒界
上の析出物のサイズが平均で０．２μｍ未満では、Ｍ
ｇ，Ｚｎの析出が不充分であるため、成形加工後の成形
品の使用温度下で新たな析出が生じやすく、また圧延板
の段階から存在している析出物のサイズが小さいため析
出物の周囲の無析出領域も少なく、結局使用温度下での
新たな析出は、もとの析出物を基点とはせず、新たな微
細な析出物が連続的に生じる。このような連続的な析出
物は、耐応力腐食割れ性に著しい悪影響を与える。一方
ＭｇもしくはＺｎに起因する粒界上の析出物のサイズが
平均で０．２μｍ以上になれば、Ｍｇ，Ｚｎが既にかな
りの量だけ析出されているため、成形加工後の成形品の
使用温度下での新たな析出が少なく、しかもその使用温
度下での新たな析出は、主に既存の析出物の成長という
形態をとるため、周辺に無析出領域が生じ、この無析出
領域が析出物の成長とともに大きくなるから、新たに析
出した微細析出部分もこの無析出領域に阻まれて、孤立
化、非連続化することになる。このように非連続で析出
していれば、応力腐食割れが発生してもその割れが非連
続部分（無析出部分）で途切れることになり、割れの進
展が阻止され、耐応力腐食割れ性が著しく良好となる。
なお粒界上の析出物のサイズが２μｍを越えれば成形性
が低下してしまう。したがって良好な成形性を確保しつ
つ、耐応力腐食割れ性を向上させるためには、圧延板の
段階において、Ｍｇ，Ｚｎに起因する粒界上の析出物の
平均サイズを０．２〜２μｍの範囲内に設定しておく必
要がある。

【００３０】次にこの発明の成形加工用アルミニウム合
金圧延板の製造方法について説明する。

【００３１】この発明の製造方法において重要な点は、
所定の板厚まで圧延した後の溶体化焼鈍と、その後の析
出のための最終焼鈍であり、鋳造および圧延の工程は従
来の一般的な方法と同様であれば良いが、その望ましい
プロセスについて先ず説明する。

【００３２】先ず前述のような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（ＤＣ鋳造）
する。この場合の鋳造速度は特に定めないが、通常は２
５mm／min 〜２５０mm／min の範囲内の速度で鋳造され
ることが多い。得られた鋳塊は、熱間圧延に先立って４
００〜５６０℃の範囲内の温度に１〜４８時間加熱す
る。この鋳塊加熱は、鋳塊の不均一を解消して成形性を
向上させることを目的としており、加熱温度が４００℃
未満、または加熱時間が１時間以内では均質化の程度が
不充分であり、一方加熱温度が５６０℃を越えれば共晶
融解が生じ、加熱時間が４８時間を越えれば経済性が低
下する。なお半連続鋳造の代りに、一対の冷却ロール間
に連続的に溶湯を供給して薄板を連続的に鋳造する薄板
連続鋳造法（連続鋳造圧延法）を適用しても良い。この
場合には、鋳造速度の制限がなく、また通常は熱間圧延
せずに冷間圧延のみで製造されるが、冷間圧延に先立
ち、均質化を促進して成形加工性を向上させる目的で、
３００〜５６０℃×１〜４８時間予備加熱することが望
ましい。

【００３３】前述のようにして熱間圧延されたアルミニ
ウム合金板に対しては、必要に応じ、熱間圧延に引続い
て冷間圧延を行ない、板厚６〜０．５mm程度とする。こ
の場合、冷間圧延の中途もしくは熱間圧延と冷間圧延と
の間において中間焼鈍を行なえば、成形性の向上に一層
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、これをそのまま冷間圧延に供すれば、成形
加工時にリジングもしくはフローラインと称するうねり
が発生し、成形品の外観を損ねるおそれがある。これを
解消するためには、中間焼鈍を行なって一度再結晶を生
ぜしめれば良い。この中間焼鈍をバッチ式の焼鈍炉で行
なう場合は、中間焼鈍温度が２５０℃未満では再結晶が
起こらず、一方中間焼鈍温度が４５０℃を越えれば結晶
粒の粗大化が生じやすくなる。中間焼鈍の時間は１〜４
８時間が適当であり、それより短時間では中間焼鈍の効
果が不充分となり、それより長時間では効果が飽和し、
経済性を損なう。また中間焼鈍には、コイルを連続的に
巻戻しながら行なう連続焼鈍炉を用いても良い。このよ
うに連続焼鈍炉を用いる場合、焼鈍温度は４００〜５８
０℃が適当であり、また焼鈍時間は上記の温度に到達
後、保持なしから、長くても５分で充分である。

【００３４】以上のようにして所定の板厚まで圧延した
後、溶体化焼鈍を行なう。すなわち、熱間圧延の後の段
階、または熱間圧延してからさらに冷間圧延を行なった
後の段階、あるいは中間焼鈍を施す場合には中間焼鈍の
後の最終の冷間圧延の後の段階で、溶体化焼鈍を施す。
この溶体化焼鈍は、再結晶を生ぜしめると同時に、可溶
元素の溶体化を目的としたものであり、２８０℃以上５
８０℃以下の範囲内の温度に最大５時間保持した後、１
０℃／分以上の冷却速度で冷却すれば良い。ここで、溶
体化焼鈍の温度が２８０℃未満では再結晶が生じず、一
方５８０℃を越える高温では結晶粒が粗大化して成形性
が低下してしまう。また保持時間が５時間を越えても溶
体化焼鈍の効果は飽和し、経済的に無駄となるだけであ
る。なお最適な保持時間は温度によっても異なるが、３
５０℃以下の低温の場合は３分以上の保持が好ましい。
冷却速度が１０℃／分未満ではＺｎ系の析出物が粗大化
し、成形性が低下する。１０℃／分以上の冷却速度であ
ればＺｎの固溶が可能であるが、より充分に固溶させる
ためには、１℃／秒以上の冷却速度とすることが望まし
い。

【００３５】またこの溶体化焼鈍は、連続焼鈍炉を用い
て行なっても良く、あるいは空気炉もしくはソルトバス
等のバッチ式の溶体化焼入炉によって行なっても良い。
連続焼鈍炉を用いる場合は、４００〜５８０℃で保持な
し、もしくは５分以内保持することが望ましく、また冷
却は、強制空冷、ミスト冷却もしくは水冷によって１℃
／秒以上の冷却速度とすれば良い。バッチ式の溶体化焼
入炉を用いる場合は、３００〜５００℃で保持なしもし
くは３０分以内の保持とすることが望ましく、また冷却
は、前記同様に強制空冷、ミスト冷却もしくは水冷によ
って１℃／秒以上の冷却速度とすれば良い。

【００３６】上述のようにして溶体化焼鈍を行なった後
には、その溶体化焼鈍によって固溶化したＺｎを結晶粒
界に適切に析出させるための析出処理として、最終焼鈍
を行なう。この最終焼鈍は、１８０〜３００℃の範囲内
の温度に３０分〜２４時間加熱する。この温度が１８０
℃未満では、結晶粒界上のＭｇもしくはＺｎに起因する
析出物、すなちわ代表的にはη相、β相、あるいはＴ相
からなる析出物のサイズが平均で０．２μｍ未満となっ
てしまい、耐応力腐食割れ性の改善が不充分となる。一
方３００℃を越えれば、結晶粒界上のこれらの析出物の
サイズが平均で２μｍを越えてしまい、成形性が低下し
てしまう。また加熱時間が３０分未満では充分に析出さ
れず、また２４時間以上では効果が飽和し、経済性を損
なうだけである。

【００３７】以上のようにして、最終板（成形加工に供
する前の段階の圧延板）の状態でＭｇもしくはＺｎに起
因する結晶粒界上の析出物のサイズを平均０．２〜２μ
ｍとなるように調整することによって、成形性および強
度を損なうことなく、耐応力腐食割れ性の著しく優れた
板を得ることができる。

【００３８】

【実施例】

実施例１：表１に示すNo．１〜No．８の合金を半連続鋳
造法によって鋳造した。鋳塊サイズは５００mm×１２０
０mm×３００mmであり、また鋳造速度は６５mm／min で
あった。なおここでNo．８の合金は、Ｍｇ量が３．０％
未満の耐応力腐食割れ性が良好な参考合金であり、ここ
ではこのNo．８の参考合金を耐応力腐食割れ性評価の基
準として用いることとしている。前述のようにして得ら
れた各鋳塊を面削した後、均質化処理として５００℃で
２時間加熱し、そのまま熱間圧延を開始した。この熱間
圧延で板厚５mmとし、続いて冷間圧延を施して板厚１mm
とした。その後、表２の製造プロセス番号No．１〜No．
１１に示す各条件にて、溶体化焼鈍および最終焼鈍（析
出処理）を施した。なお各焼鈍はソルトバスを用いて実
施した。

【００３９】最終焼鈍後の各板について、引張試験を行
なって機械的諸特性を調べるとともに、成形性を調べ、
さらに耐応力腐食割れ試験を行なった。成形性としては
エリクセン値および球頭張出試験値を調べた。なおエリ
クセン試験は、ＪＩＳ−Ｂ法によって行ない、また球頭
張出試験としては、１００mmφの球頭ポンチを用い、試
験片に塩化ビニルフィルムを貼着した状態で行なった。
一方耐応力腐食割れ試験の前には予め増感処理として、
３０％の冷間加工を施した後、１２０℃×１週間焼鈍す
る処理を行なった。この増感処理は、室温で１０〜２０
年の経時変化に相当すると言われている。このような増
感処理後、電流付加による腐食促進法による耐応力腐食
割れ試験行なった。具体的には、付加応力として耐力の
５０％の応力を付加するとともに、５mA／cm² の付加電
流を加え、２５℃の３．５％ＮａＣｌ水溶液で耐応力腐
食割れ試験を行なった。このような電流付加による促進
腐食試験は、実際の自然環境下での応力腐食割れ傾向を
良く反映するとされている。これらの試験結果を表３に
示す。

【００４０】さらに、前述のような最終焼鈍後の各板に
ついて、粒界上の析出物の平均サイズを透過電子顕微鏡
を用いて調べたので、その結果を表４に示す。またこの
表４には、表３に示す各試験結果から判明した強度、成
形性および耐応力腐食割れ性の総合評価を併せて示す。
なお耐応力腐食割れ性評価は、Ｍｇ量が３．０wt％未満
の参考合金No．８を基準として、それと同等かもしくは
それより優れている場合に○印を、若干劣る場合に△印
を、格段に劣る場合に×印を付した。

【００４１】

【表１】

【００４２】

【表２】

【００４３】

【表３】

【００４４】

【表４】

【００４５】表４から明らかなように、この発明の成分
組成範囲内の合金について、この発明で規定する溶体化
焼鈍、最終焼鈍（析出処理）を施すことによって粒界上
析出物平均サイズを０．２〜２μｍの範囲内とした圧延
板（製造プロセスNo．１，No．５，No．６，No．７）
は、耐応力腐食割れ性が優れると同時に、強度、成形性
も優れている。一方、成分組成はこの発明で規定する範
囲内であるが、粒界上析出物の平均サイズが０．２μｍ
未満もしくは析出しなかった圧延板（製造プロセスNo．
２，No．４）では耐応力腐食割れ性が著しく劣ってお
り、同じく成分組成はこの発明の範囲内であるが粒界上
析出物の平均サイズが２μｍを越えた圧延板（製造プロ
セスNo．３）では成形性が劣っていた。さらに、Ｃｕ量
が０．１wt％を越えた比較合金（合金No．５）を用いた
場合は、成形性が劣っており、またＺｎ量が微量の比較
合金（合金No．６）を用いた場合には、この発明の製造
プロセスを適用しても粒界上の析出物の平均サイズが
０．２μｍ未満となってしまい、充分な耐応力腐食割れ
性が得られなかった。そしてまたＺｎ量が２．０wt％を
越える比較合金（合金No．７）を用いた場合は、成形性
が劣り、また耐応力腐食割れ性も劣っていた。なおＭｇ
量が３．０wt％に満たない参考合金は、耐応力腐食割れ
性、成形性は良好であるが、強度が不充分であった。

【００４６】実施例２：Ｍｇ４．５１wt％、Ｚｎ１．２
８wt％、Ｃｕ０．００wt％、Ｆｅ０．１２wt％、Ｓｉ
０．０５wt％、Ｔｉ０．０２wt％、Ｂ７ppm 、Ｂｅ８pp
m 、残部Ａｌよりなる合金を半連続鋳造によって鋳造し
た。鋳塊サイズは５００mm×１２００mm×３００mmであ
り、鋳造速度は６５mm／min であった。この鋳塊を面削
後、５００℃で２時間加熱し、そのまま熱間圧延を開始
した。この熱間圧延で板厚５mmとし、さらに冷間圧延を
施して板厚１mmとした。得られた冷延板を２分割して、
表５に示すようにそれぞれ異なる方法で溶体化焼鈍を施
し、さらに分割して異なる条件で最終焼鈍（析出処理）
を施した。すなわち、２分割した冷延板の一方は連続焼
鈍炉を用いて５００℃、保持なしで焼鈍し、他方は３６
０℃、６時間のバッチ焼鈍を施した。連続焼鈍の冷却速
度は、３０℃／sec （１８００℃／min ）、バッチ焼鈍
は２０℃／hr（０．３３℃／min ）であった。連続焼鈍
板はさらに３分割して、そのうち１つは最終焼鈍（析出
処理）を施さず、他の２つについては２５０℃×２時
間、もしくは３８０℃×２時間の最終焼鈍（析出処理）
を施した。バッチ焼鈍板は２分割して、一方は最終焼鈍
（析出処理）を施さず、他方は２４０℃×５時間の最終
焼鈍（析出処理）を施した。

【００４７】次いで、各圧延板について、引張試験を施
すとともに、成形性、耐応力腐食割れ性を調べた。成形
性は実施例１と同様にしてエリクセン値および球頭張出
値を調べた。また耐応力腐食割れ性は、予め実施例１と
同様に増感処理として、３０％冷間加工後、１２０℃×
１週間の焼鈍を施してから、ループ曲げ試験片を用い
て、３．５％ＮａＣｌ水溶液中にｎ＝５で３ケ月交互浸
漬する応力腐食試験を行ない、割れの発生の有無を調べ
た。また各圧延板について粒界上の析出物の平均サイズ
を透過電子顕微鏡を用いて調べた。その結果を表６に示
す。

【００４８】

【表５】

【００４９】

【表６】

【００５０】表６から明らかなように、この発明の方法
に従った場合にのみ、耐応力腐食割れ性と強度、成形性
がともに優れた圧延板を得ることができた。

【００５１】

【発明の効果】前述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、高強度
を得るべくＭｇ量を３．０wt％以上と高Ｍｇとしたにも
かかわらず、他の合金成分を適切に調整するとともに、
ＭｇもしくはＺｎに起因する粒界析出物の平均サイズを
０．２〜２μｍに調整することによって、成形性を損な
うことなく耐応力腐食割れ性を著しく向上させることが
でき、したがって強度、成形性、耐応力腐食割れ性のい
ずれもが優れた成形加工用アルミニウム合金圧延板とし
て、自動車用ボディシートその他に最適である。またこ
の発明の製造方法によれば、前述のような粒界上の析出
物の適切な析出状態を確実かつ容易に得て、前述のよう
に強度、成形性と耐応力腐食割れ性がともに優れた成形
加工用圧延板を量産的規模で実際に製造することができ
る。

Claims (7)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｍｇ３．０％（wt％、以下同じ）以上
   ７．０％以下、Ｚｎ１．０％を越え２．０％以下を含有
   し、かつＣｕ０．１％以下、Ｆｅ０．４％以下、Ｓｉ
   ０．２％以下にそれぞれ規制され、残部がＡｌおよび不
   可避的不純物よりなり、ＭｇもしくはＺｎに起因する粒
   界上の析出物の平均サイズが０．２〜２．０μｍの範囲
   内にあることを特徴とする、耐応力腐食割れ性に優れた
   成形加工用アルミニウム合金圧延板。
2. 【請求項２】 前記各成分のほか、さらにＭｎ０．０３
   ％以上０．８％以下、Ｃｒ０．０３％以上０．３％以
   下、Ｚｒ０．０３％以上０．２％以下、Ｖ０．０３％以
   上０．２％以下のうちの１種または２種以上を含有す
   る、請求項１に記載の耐応力腐食割れ性に優れた成形加
   工用アルミニウム合金圧延板。
3. 【請求項３】 前記合金のＣｕ量を０．０１％以下に規
   制した、請求項１もしくは請求項２に記載の耐応力腐食
   割れ性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延板。
4. 【請求項４】 Ｍｇ３．０％以上７．０％以下、Ｚｎ
   １．０％を越え２．０％以下を含有し、かつＣｕ０．１
   ％以下、Ｆｅ０．４％以下、Ｓｉ０．２％以下にそれぞ
   れ規制され、さらに必要に応じてＭｎ０．０３％以上
   ０．８％以下、Ｃｒ０．０３％以上０．３％以下、Ｚｒ
   ０．０３％以上０．２％以下、Ｖ０．０３％以上０．２
   ％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＡ
   ｌおよび不可避的不純物よりなる合金を鋳造した後、所
   定の板厚まで圧延し、その後２８０〜５８０℃の範囲内
   の温度に５時間以内加熱してから１０℃／分以上の冷却
   速度で冷却する溶体化焼鈍を施し、その後１８０〜３０
   ０℃の範囲内の温度に３０分〜２４時間加熱する最終焼
   鈍を行ない、これによってＭｇもしくはＺｎに起因する
   粒界上の析出物の平均サイズを０．２〜２．０μｍの範
   囲内に調整することを特徴とする、耐応力腐食割れ性に
   優れた成形加工用アルミニウム合金圧延板の製造方法。
5. 【請求項５】 前記溶体化焼鈍として、連続焼鈍炉を用
   いて、４００〜５８０℃の範囲内の温度に加熱して保持
   なしもしくは５分以内の保持後、１℃／秒以上の冷却速
   度で冷却する熱処理を行なうことを特徴とする、請求項
   ４に記載の耐応力腐食割れ性に優れた成形加工用アルミ
   ニウム合金圧延板の製造方法。
6. 【請求項６】 前記溶体化焼鈍として、バッチ式の溶体
   化焼入れ炉を用いて、３００〜５００℃の範囲内の温度
   に加熱して保持なしもしくは３０分以内の保持後、１℃
   ／秒以上の冷却速度で冷却する熱処理を行なうことを特
   徴とする、請求項４に記載の耐応力腐食割れ性に優れた
   成形加工用アルミニウム合金圧延板の製造方法。
7. 【請求項７】 前記合金のＣｕ量を０．０１％以下に規
   制する、請求項４、請求項５、請求項６のいずれかに記
   載の耐応力腐食割れ性に優れた成形加工用アルミニウム
   合金圧延板の製造方法。