JPH0617552B2

JPH0617552B2 - 成形加工用アルミニウム合金圧延板の製造方法

Info

Publication number: JPH0617552B2
Application number: JP16542287A
Authority: JP
Inventors: 守松尾; 俊雄小松原
Original assignee: Sky Aluminium Co Ltd
Current assignee: Sky Aluminium Co Ltd
Priority date: 1987-07-03
Filing date: 1987-07-03
Publication date: 1994-03-09
Anticipated expiration: 2009-03-09
Also published as: JPS6411953A

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こして使用される用途、例えば
自動車用車体等に適した成形加工用アルミニウム合金圧
延板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
におけるリューダースマークの発生がないことが要求さ
れ、しかも高強度を有することも必須であって、特に焼
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）非熱処理系Ａl −Ｍg 系合金である5052合金（Ｍ
g ２．２〜２．８％、Ｃr 0.15〜0.35％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（Ｍn
0.20〜0.50％、Ｍg １．０〜５．０％、残部Ａl および
不可避的不純物）のＯ材。

（ロ）熱処理型Ａl −Ｃr 系合金である2036合金（Ｃr
２．２〜３．０％、Ｍn ０．１〜０．４％、Ｍg ０．３
〜０．６％、残部Ａl および不可避的不純物）のＴ４処
理材。

（ハ）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57-98648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 −0.38Ｃu −1.46Ｚn −0.18Ｆe −0.09Ｓi もあ
る。

（ニ）熱処理型Ａl −Ｍg −Ｓi 系合金である6009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処理材や同じく6010合金（Ｍ
g ０．６〜１．０％、Ｓi ０．８〜１．２％、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。この合金を提案する特公
昭59-39499号は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
Ｔ４またはＴ６処理材を開示する。

さらに、特公昭61-15148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Ｃr,Ｍn,Ｚr 、または／及びＴi を含有する
ＡＣ120 規格化材。

しかしなが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よって強度が低下する問
題があった。また（ロ）の合金では、成形性が劣り、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も
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、張出し成形性が優れ
かつリューダースマークの発生がないこと、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
性等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来た。

また、（ロ），（ハ），（ニ）の如き熱処理型合金で
は、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、圧延板の急激な熱膨張と収縮が生じ、これに
より、圧延板が変形し、歪となる。そこでこの歪を除去
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
パス、あるいはストレッチ等により行なわれる。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
処理焼入れ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、耐力は上昇し、成形性は
低下する。そこで、歪矯正された圧延板では、組成の調
整により達成できる最良性質より劣る性質しか実現でき
ないことが起こる。

〔発明が解決しようとする問題点〕

本発明が属する合金系のＡl −Ｓi −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使用されている
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ず、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、成形性の一指標である伸びが
低く、このため成形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すぐ
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試験で調査した実験（前掲特公昭59-3
9499号）などがある。ところが最近では、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Ａl 合金自体の性質に関する未
塗装板耐食性、耐ピット性の他に焼付塗装後に塗膜はが
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
り行なわれることが、殆んどであるが、部位によって
は、ＭＩＧもしくはＴＩＧ溶接によるいわゆるアーク溶
接が行なわれる部位がある。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
おけるリューダースマークの発生がなく、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
とともに、耐食性および溶接性を改良し、さらに溶体化
処理後の歪矯正により成形性の劣化がない、アルミニウ
ム合金圧延板の製造方法を提供することを目的とするも
のである。

〔問題点を解決するための手段〕

本発明は、Ｓi １．８％を越え２．５％以下、Ｍg ０．
１％を越え０．６％以下、及びＦｅ0.05％〜０．５％を
含有しさらに、必要により、Ｍn ０．６％以下、Ｃr
０．３％以下、Ｚr ０．３％以下の三成分からなる群の
うち１種又は２種以上を含有し、残部が実質的に不可避
不純物とＡl から成る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℃の温度範囲で溶体化処
理し、５℃／sec 以上の冷却速度を焼入し、その後、歪
矯正を施こした後、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Ａl −Ｓi −Ｍg 系合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、一部が合属Ｓi 粒子としてＡl 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、他
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。とくに、 Mg₂Siを生成す
る Mg₂Si化学量論組成よりＳi が充分に過剰であり、さ
らに金属Ｓi 粒子を生成することが強度向上に重要であ
る。メカニズムは不明であるが、Ｓi は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
１．８％以下では、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２．５％を越
えても、溶接性の劣化は起こらないが、金属Ｓi 粒子が
多くなりすぎて、成形性とくに曲げ性が低下するので好
ましくない。

なお、従来成形用Ａl −Ｓi −Ｍg 系合金圧延板におい
てはＳi を本発明のように多量に用いると成形加工性が
低下すると認識されていた。確かに、Ｓi 量を増大させ
ることに伴って Mg₂Si量が多くなると成形加工性が劣化
する一般的傾向はあるが、Ｓi 量増大とともに過剰Ｓi
の相対量を多くすることによって、Ｓi 金属粒子／ Mg₂
Si粒子比率を多くすると、エリクセン値、限界絞り比
（ＬＤＲ）等はほぼ同等に保ちながら、伸び、曲げ半径
等を向上することができ、総合的成形加工性は改善され
ることが分かった。ここで過剰Ｓi 量（ΔＳi ）は次
式： ΔＳi ＝Ｓi(wt％)−0.58Ｍg(wt％) で表わされる。このΔＳi は＝１．２〜２．４、特に1.
2〜1.8％にすると良好な成形加工性が得られる。

Ｍg ：Ｍg は既に述べたようにＳi との共存により Mg₂
Siを生成して強度を付与する。Ｍg が０．１％以下では
強度が不充分であり、一方０．６％を越えると伸びが低
下するから、Ｍg 含有量の範囲は０．１％を越え〜０．
６％とした。

Ｆe ：Ｆe は結晶粒の微細化を通じて強度向上に寄与す
るが、0.05未満では結晶粒が粗大化し、一方０．４％を
越えれば成形性が低下するから、Ｆe 含有量は0.05〜
０．５％の範囲内とした。

Ｍn,Ｃr,Ｚr ：これらの元素はいずれも再結晶粒を微細
化させ、組織を安定化させるとともに、成形性を向上さ
せる。Ｍn が0.05％未満、Ｃr が0.05未満、Ｚr が0.05
％未満では上記の効果が充分得られないため、これらの
元素の効果を積極的に利用するには0.05％以上を添加す
ることが必要である。

一方Ｍn が０．６％をこえれば成形性が低下し、Ｃr が
０．３％、Ｚr が０．３％を越えれば巨大金属間化合物
が生成されて伸びが低下するから、Ｍg は０．６％以
下、Ｃr は０．３％以下、Ｚr は０．３％以下とした。

このＭn,Ｃr,Ｚr は、結晶粒微細化に有効な元素である
が、溶体化処理時の加熱速度が５℃／sec 以上であれ
ば、必らずしも、これらの元素を添加しなくとも微細結
晶粒を形成することができる。

以上の各成分の残部はＡl および不可避的不純物とすれ
ば良い。不純物中Ｃu は、材料の耐食性を著しく劣化さ
せ、また溶接性も阻害するのでＣu は、０．１％未満に
制限する。

なお通常のアルミニウム合金においては鋳塊結晶粒微細
化のためにＴi 、あるいはＴi およびＢを微量添加する
ことがあり、この発明のアルミニウム合金板圧延板にお
いてもＡl 、合金成分、及び不純物の残部として微量の
Ｔi 、あるいはＴi およびＢを含有していても良い。但
しＴi を添加する場合0.01％未満ではその効果が得られ
ず、0.15％以上では初晶 TiAl₃が晶出して成形性を害す
るから、Ｔi は0.01〜0.15％の範囲内とすることが好ま
しい。またＴi とともにＢを添加する場合、１ppm 未満
ではその効果がなく、500ppmを越えればTiB₂の粗大粒子
が混入して成形性を害するから、Ｂは１〜500ppmの範囲
内とすることが好ましい。

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 450℃〜
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性を得るに
必要な量の固溶Ｍg,Ｓi 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、粒界腐食等の耐食性も劣化する。よって、５℃／
sec 以上の焼入速度が必要である。

溶体化処理は最終板厚で行なう。

また、溶体化処理により生じた歪の矯正工程により成形
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，Ｂ′，Ｃ′，Ｃ，Ｄ，Ｅ
を結ぶ直線によって囲まれる領域内の加熱速度で加熱昇
温し、加熱保持温度に対応して第２図の斜線領域すなわ
ち点ａ，ｂ，ｂ′，ｂ″，ｃ″，ｃ′，ｃ，ｄ，ｄ′，
ａ′を結ぶ直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，Ｂ，
Ｂ′，Ｃ′，Ｃ，Ｄ，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℃、４×10^-3℃／sec Ｂ： 140℃、４×10^-3℃／sec Ｂ′：180 ℃,5×10^-1℃／ｓｅｃＣ′：280 ℃,2×10℃／ｓｅｃＣ： 360℃、３×10℃／sec Ｄ： 230℃、４×10³ ℃／sec Ｅ： 60℃、４×10³ ℃／sec また第２図中の各点ａ〜ａ′における温度、時間は次の
通りである。

ａ： 200℃、０sec ｂ： 360℃、０sec ｂ′：358 ℃， 0.2sec ｂ″：350 ℃， 1 sec ｃ″：200 ℃， 10² sec ｃ′：140 ℃， 10⁴ sec ｃ： 130℃、10⁵sec ｄ： 60℃、10⁵sec ｄ′： 80 ℃,4×10³ sec ａ′：200 ℃， 0.7sec 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Ａl −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性が低下したり、過時効によ
り成形加工後の塗装焼付後強度もしくは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がら、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図の直線Ｂ−Ｂ′−Ｃ′−Ｃ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
上昇する反面成形性が低下する。そこで直線Ｂ−Ｂ′−
Ｃ′−Ｃより上側の領域とした。

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
歪を除去し切れないから、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，Ｂ′，Ｃ′，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〜 3
60℃では、その温度領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。

また直線ｂ−ｂ′−ｂ″−ｃ″−ｃ′−ｃ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。したがって直線ｂ−ｂ′−ｂ″−ｃ″−
ｃ′−ｃ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。

直線ｄ−ｄ′−ａ′−ａ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、成形性の回復が認め
られない。したがって直線ｄ−ｄ′−ａ′−ａ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ａ，ｂ，ｂ′，ｂ″，ｃ″，
ｃ′，ｃ，ｄ，ｄ′，ａ′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ＡＢＢ′Ｃ′
ＣＤＥ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、これ以上の徐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。

直線Ｂ−Ｂ′−Ｃ′−Ｃ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
直線Ｂ−Ｂ′−Ｃ′−Ｃ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、最終熱処理前の歪矯正
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。したがって直線ＥＡより右側の
領域とした。

したがって冷却速度も、加熱速度と同様に、加熱保持温
度によって異なるが、第１図中のＡＢＢ′Ｃ′ＣＤＥ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性、特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性、特に張出し性を有する状態に戻
すことができるのである。またこの最終熱処理において
は、時効硬化や過時効が生じないような適切な条件に定
めているため、それらによる成形性の低下を招くことが
なく、また成形後の焼付塗装やＴ６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。

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 250mm／min の範
囲で鋳造される。この鋳塊は、鋳塊の不均一さを解消
し、成形性を向上させることを目的として、熱間圧延に
先立ち、 450℃− 590℃で１時間−４８時間加熱され
る。

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、大型の半連続鋳造塊の代りに、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なうが、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℃〜
590℃×１〜48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、冷間圧延を行ない、板厚３．０〜０．５mmとす
る。冷間圧延と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とくに強度と成形性の向上に
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、粗大な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呼す
る、うねりが発生し、成形品外観を劣化させる。ここ
で、中間焼鈍により一度再結晶を生じせしめると、熱間
圧延時の粗大粒の影響が解消せしむこと可能となる。

ここで、中間焼鈍の温度が 280℃未満であると再結晶が
起こらず、又温度が 450℃を越えると、結晶粒が粗大化
し保持時間が４８時間を越える中間焼鈍は経済的でな
い。

上記溶体化処理は、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ことが好ましい。保持時間
１０sec 以下では、溶体化が不充分となる。

コイルを連続的に溶体化焼入する場合、経済的観点か
ら、保持時間は５分が上限である。

この連続溶体化焼入を用いる場合、通常５℃／sec 以上
の加熱速度が得られるため、結晶粒が微細化され、成形
性が向上する。

以下、実施例によりさらに詳しく本発明を説明する。

〔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 500×1000
mmの断面のスラブに鋳造速度６０mm／min で半連続鋳造
した。

続いて、 530℃で１０時間の均質化処理を行なった後、
板厚４mmに熱間圧延し、さらに板厚３mmまで冷間圧延
し、この板厚で 350℃で２時間中間焼鈍を行ない、平均
３０℃／Hrで冷却し、引きつづいて板厚１mmまで冷間冷
延してコイルに巻取った。続いて、このコイルを 530で
１５分間溶体化処理後、水焼入れ（冷却速度約1000℃／
sec）した。

溶体化処理された切板を２週間放置後ストレッチにより
歪の矯正を施し、板の平坦度を矯正した。その後、表２
に示す条件で最終焼鈍を行なった。

ストレッチ前後の機械的性質、エリクセン値および最終
焼鈍後の板の変形を表３に示す。引張強さ、耐力はkg／
mm²、伸びは％、エリクセン値はmmで表示した。

最終焼鈍後の機械的性質、エリクセン値及び板の変形を
表４に示す。

本発明合金１を本発明の条件Ａ，Ｂで最終焼鈍すると、
ストレッチにより低下した成形性がストレッチの前のレ
ベルに回復するが、本発明外の条件Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆによ
り最終焼鈍すると回復しないか、又はかえって低下す
る。なお条件Ｇでは成形性が回復したが、最終熱処理に
より再び変形が発生し、歪矯正の効果が失われた。

実施例２実施例１と同様に板厚１mmの冷間圧延板コイルとした合
金１を溶体化温度は 560℃、昇温速度は、約３０℃／se
c 、保持なしとし、強制空冷（冷却速度も約３０℃／se
c）の条件で連続的に連続溶体化焼入した。焼入のまゝ
では、焼入に伴なう板の変形が強く、製品に適用不可能
であったために、テンションレベリングにより歪を矯正
した。この板を、加熱速度２０℃／sec 、保持温度 210
℃保持時間２０sec 冷却速度２０℃／sec の条件で連続
最終焼鈍した。

この板の特性を調査した結果を表５に示す。

なお、フローラインは、 100φ・球頭張出し試験を行な
い、外観を観察し、次の判定基準により判定した。

〇：フローライン全くない。

△：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。

Ｔ_４状態の合金板に、塗料の焼付に相当する 175℃×１
Hrの時効処理（ストレッチなし）を施し焼付硬化性を調
査した。結果を次表に示す。

NaC水溶液の噴霧時間を１ヵ月とした他は実施例１の耐
食性試験と同一の方法により最終焼鈍状態の材料につい
て塩水噴霧試験および判定を行なったところ、◎のＳＳ
Ｔ評価が得られた。また実施例１と同一の方法により最
終焼鈍状態の材料についてフィッシュボーン試験により溶接性試験を行なったところ１１％の割れ発生率
が得られた。

以上の各試験より、本発明の製造法は、すぐれた強度、
成形性、溶接性、及び耐食性を有する圧延板を提供で
き、また歪矯正をすることによる成形性の低下を最終に
熱処理により、回復することができることが明らかであ
る。

実施例３実施例１における本発明合金１（最終焼鈍条件Ａ，
Ｂ）、比較例合金２（最終焼鈍条件Ｂ）、及び、従来例
合金３に該当する圧延板（厚さ１mm）を、７０mm× 150
mmに切断し、耐食性試験に供した。

実験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、蒸留水で洗滌し、さらに１５％HNO₃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1000時間である。耐食性の評価は
下記基準による目視観察によった。

◎：全くピットなし〇：ピット数個 △：かなりのピット ×：全面にピット結果を表７に示す。

実験２：塗装後のブリスター、糸状腐食性。

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、下塗りとしてエポキシ塗料の
カチオン電着を厚さ２０μｍに行ない、その後 160℃で
３０分間焼付を行なった。この電着塗装した上に、中塗
りとしてメラミンアルキド膜厚３０μｍ、次に 140℃で
焼付た上、上塗りとしてメラミンアルキド膜厚３を被覆
後 145℃で２５分間焼付た。ついで、各試験片につい
て、表面にクロスカットを入れ塩水噴霧試験をJIS 2371
に準拠４８時間行なった。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（糸サビ）を下記条件で評価した。

試験の判定基準は次のとおりである。

試験結果は次のとおりである。

以上の結果より、本発明の製造法により得られた材料の
未塗装板耐食性及び塗装板耐食性は従来例および比較例
のものよりすぐれていることは明らかである。

〔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方法によ
り製造される成形加工用アルミニウム合金圧延板は、張
り出し性や曲げ性が優れかつリューダースマークの発生
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る。特に溶体化処理後の
矯正歪を除去する最終焼鈍により、矯正により低下した
成形性を回復することができる。さらに、塗装後の耐食
性及び TIG，MIG 溶接性がすぐれているから、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
て使用される高強度成形品の用途に本発明の方法により
製造される成形加工用アルミニウム合金は最適なもので
ある。

また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他の合金、他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他の用途、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、
あるいは各種キャップやブラインド、アルミ缶、家庭用
器物、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図は最終仕上焼鈍における加熱・冷却・速度と温度
との関係を示す図、第２図は最終仕上焼鈍における保持時間と温度との関係
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m
m）である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｓｉ１．８％を越え２．５％以下、Ｍｇ
０．１％を越え０．６％以下、及びＦｅ０．０５％〜
０．５％を含有し、残部が実質的に不可避不純物（但
し、Ｃｕは０．１％未満）と及び残部Ａｌ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得た圧延板を４５０〜５９０℃の温
度範囲で溶体化処理し、５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で
焼入れし、その後、歪矯正を施した後、６０〜３６０℃
の範囲の温度まで、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。
【請求項２】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
質化処理を行い、その後熱間圧延を行うことを特徴とす
る特許請求の範囲第１項記載の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。
【請求項３】連続鋳造により前記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
間加熱して均質化し、次に冷間圧延を行うことを特徴と
する特許請求の範囲第１項記載の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。
【請求項４】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特許請求の範囲第１項か
ら第３項までの何れか１項記載の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。
【請求項５】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１０秒以上５分以
下で行うことを特徴とする特許請求の範囲第１項から第
４項までの何れか１項に記載の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。
【請求項６】Ｓｉ１．８％を越え２．５％以下、Ｍｇ
０．１％を越え０．６％以下、及びＦｅ０．０５％〜
０．５％を含有し、さらにＭｎ０．６％以下、Ｃｒ０．
３％以下、及びＺｒ０．３％以下の三成分からなる群の
うち１種又は２種以上を含有し、残部が実質的に不可避
不純物（但し、Ｃｕは０．１％未満）と及び残部Ａｌ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得た圧延板を４５０〜５
９０℃の温度範囲で溶体化処理し、５℃／ｓｅｃ以上の
冷却速度で焼入れし、その後、歪矯正を施した後、６０
〜３６０℃の範囲の温度まで、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Ａｌ−Ｓｉ−Ｍ
ｇ系成形加工用アルミニウム合金圧延板の製造方法。
【請求項７】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
質化処理を行い、その後熱間圧延を行うことを特徴とす
る特許請求の範囲第６項記載の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。
【請求項８】連続鋳造により前記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
間加熱して均質化し、次に冷間圧延を行うことを特徴と
する特許請求の範囲第６項記載の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。
【請求項９】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特許請求の範囲第６項か
ら第８項までの何れか１項記載の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。
【請求項１０】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１０秒以上５分
以下で行うことを特徴とする特許請求の範囲第６項から
第９項までの何れか１項に記載の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。