JPH0674480B2

JPH0674480B2 - 溶接性、耐糸錆性、成形性及び焼付硬化性に優れた成形用及び溶接用Ａ▲ｌ▼合金板及びその製造法

Info

Publication number: JPH0674480B2
Application number: JP62220894A
Authority: JP
Inventors: 康雄村岡; 光雄日野; 靖紀佐々木; 誠二笹部
Original assignee: Honda Motor Co Ltd; Kobe Steel Ltd
Current assignee: Honda Motor Co Ltd; Kobe Steel Ltd
Priority date: 1987-09-03
Filing date: 1987-09-03
Publication date: 1994-09-21
Anticipated expiration: 2009-09-21
Also published as: DE3829911C2; DE3829911A1; JPS6465243A; GB8820739D0; GB2209344B; GB2209344A; US4909861A

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）本発明は溶接性、耐糸錆性、焼付硬化性及び成形性に優
れた成形用及び溶接用Al合金板とその製造法に関するも
のであり、本発明により得られたAl合金板は、特に陸運
車両用部品、家電部品、機械部品等でプレス、曲げ等に
よって成形し溶接組立される部品用に適する。

（従来の技術及び解決しようとする問題点）従来より、自動車部品等及び他の用途に使用されるAl合
金板はプレスや曲げ等の成形加工が行われ、場合によっ
ては、塗装焼付（塗装後加熱するもので、以下、ベーキ
ングと云う）が行われている。

現在、成形加工用及び焼付硬化（ベーキングによって強
度が向上する処理）用のAl合金板として、Al−Mg−Si基
合金、例えば6009、6010、6111などが実用化されてお
り、Al−Cu基合金、例えば2036などが実用化されてい
る。これらの合金は5182等のAl−Mg基合金よりも成形性
が劣るが焼付硬化性（ベーキング性）に優れており、特
に200℃程度の比較的高い焼付温度でのベーキングによ
り強度が向上するのが特徴である。

しかし乍ら、最近は、焼付温度は175℃と低くなる傾向
があることに鑑みて、これに適したAl合金として、本発
明者等は先に特願昭60−210768号、特願昭61−18860号
を提案したところである。

ところで、本用途においては、成形性や焼付硬化性のみ
ならず、組立て時の溶接性や使用時の耐食性が重要であ
ることは論を待たない。

まず、溶接性としては、従来、自動車の各部品において
剛性を高めるためにインナーパネルとアウターパネルを
スポット溶接する場合が殆んどであったが、単なるパネ
ル材のみならず構造体としてAl合金が使用されて使用部
位が増えるにつれ、スポット溶接ができない箇所やスポ
ット溶接では強度不足が生じる箇所、或いは成形等で生
じた小割れ等の補修等が必要な箇所などが増加してお
り、MIGやTIGのアーク溶接を行わなければならない場合
が多くなりつつある。

この点、前述のAl−Mg−Si基合金やAl−Cu基合金等の従
来合金はスポット溶接性は不充分ながらも使用に耐え得
る性能を有しているが、アーク溶接を行った場合、Al−
Cu基合金はビード割れを起し易く、またAl−Mg−Si基合
金は熱影響部に微小ではあるがミクロ割れが発生するこ
とがあるため、これらのAl合金はアーク溶接する場合は
不適当である。

一方、耐食性に関しては、道路には塩化カルシウム等の
凍結剤が散布されるため、自動車部品の耐食性はますま
す重要になりつつある。

この点、Al合金は鋼に比べて耐食性は優れているが、塗
装が破損した場合、Al合金の素材と塗装との境界に通常
の腐食形態とは異なった腐食形態である糸状の腐食、す
なわち、糸錆が発生する。前述のAl−Mg−Si基合金、Al
−Cu基合金も同様に糸錆発生の問題があり、従来より、
その対策として塗料及び塗装法（下地処理法を含む）の
改良や材料の改良が進められているが、未だ充分な解決
はなされていない。

本発明は、上記要請に応えるべくなされたものであっ
て、成形加工性や焼付硬化性に優れることは勿論のこ
と、特にアーク溶接性及び耐糸錆性に優れたAl合金板並
びにその製造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）前記目的を達成するため、本発明者は、従来のAl−Mg−
Si基合金の優れた焼付硬化性を保持し、更に新たに溶接
性（アーク溶接、スポット溶接）、耐糸錆性の向上を図
るべく鋭意研究を重ねた結果、Al合金の化学成分を規制
すると共に製造法条件をコントロールしてその組織と導
電率を規制することにより、特に溶接性、耐糸錆性の一
層の向上を実現し、更には優れた成形性と特に低温（17
5℃程度）における焼付硬化性を保持できることが判明
し、ここに本発明をなしたものである。

すなわち、本発明は、Mg:0.5〜1.4％、Si:0.6〜1.5％
（但し、Si/Mn≧0.65）及びTi:0.005〜0.1％を含有し、
更に0.07％以下のCu、0.1％以下のMn、0.1％以下のCr、
0.05％以下のZr、0.05％以下のＶ及び0.3％以下のFe
を、上記Mn、Cr、Ｖ及びFeの合計含有量が0.4％以下と
なるように含有し、残部がAlと0.1％以下の不純物から
なるAl合金であって、該合金の結晶粒の平均粒径が70μ
ｍ以下、導電率が43〜51％であることを特徴とする溶接
性、耐糸錆性、成形性及び焼付硬化性に優れた成形用及
び溶接用Al合金板、を要旨とするものである。

また、本発明の製造法は、上記化学成分を有するAl合金
の鋳塊を460〜570℃の温度に加熱して均質化し、次いで
熱間圧延を行い、更に圧延率30％以上の冷間圧延を行っ
た後、溶体化焼入処理として、加熱速度200℃/min以上
で490〜560℃の温度に急速加熱し、この温度域に５〜80
秒間保持した後、100℃までの冷却速度を200℃/min以上
で急速冷却することにより、結晶粒の平均粒径を70μｍ
以下、導電率を43〜51％にし、その後、必要に応じて、
72時間以内に60℃以上150℃未満の温度で１〜36時間の
加熱処理を施すことを特徴とする溶接性、耐糸錆性、成
形性及び焼付硬化性に優れた成形用及び溶接用Al合金板
の製造法、を要旨とするものである。

以下、本発明を実施例に基づいて詳細に説明する。

まず、本発明に係る成形用及び溶接用Al合金板の含有成
分及び成分割合の限定理由について説明する。

MgはSiと共同して強化を付与する元素であり、含有量が
0.5％未満では強度（以下、強度とは素材及び175℃のベ
ーク後の強度を云う）が低くミクロ割れが発生し易くな
る。1.4％を超えて含有されると成形性が悪くなる。よ
って、強度、溶接部のミクロ割れ性、成形性のバランス
から、Mg含有量は0.5〜1.4％とする。

SiはMgと共同して強化を付与する元素であり、含有量が
0.6％未満では耐糸錆性が悪くなると共に強度が低く、
また1.5％を超えて含有されると強度は高くなるが、ミ
クロ割れも発生し易くなり、また成形性も劣るようにな
る。よって、強度、溶接性は（ミクロ割れ性）、耐糸錆
性、成形性のバランスから、Si含有量は0.6〜1.5％とす
る。

但し、上記Mg量とSi量は前記のように限定するが、更に
その範囲内でSi/Mg比を0.65未満にすると耐糸錆性、強
度及び成形性が劣るようになることから、Si/Mg≧0.65
とする。

Tiは成形性を向上させる元素であり、そのためには0.00
5％以上添加する。しかし、0.1％を超えて含有すると粗
大な晶出物を生成し、成形性を低下させる。よって、Ti
含有量は0.005〜0.1％とする。なお、TiはAl−Ti中間合
金で添加されることが多い。

Cuは強度向上に寄与するが、0.07％より多いと糸錆が発
生し易くなり、また溶接部のミクロ割れが発生し易くな
るので、0.07％以下に含有量を抑える必要がある。

Mn、Cr、Zr及びＶは強度を向上させる効果があるが、含
有量が増加すると粗大な晶出化合物を生成して成形性を
低下させることなり、またFeは強度向上効果は小さい
が、同様の理由で成形性を低下させる。また、Mn、Cr、
Zr、Ｖ及びFeは含有量が増加すると糸錆が発生し易くな
る。

以上より、MnとCrは0.1％以下、ZrとＶは0.05％以下、F
eは0.3％以下とし、かつ、Mn＋Cr＋Zr＋Ｖ＋Feの合計含
有量が0.4％以下にすることが好ましい。

勿論、上記Cu、Mn、Cr、Zr、Ｖ及びFeの各含有量は０％
の場合も含まれる。

更には、Zn、Na、Ca、Be等々の不可避不純物の微量元素
は、0.1％以下であれば本発明の目的を害さないため、
0.1％までの含有量は許容される。

次に上記Al合金の組織と導電率について説明する。

Al合金材料の結晶粒度は、成形性、ミクロ割れ性、耐糸
錆性に影響を及ぼし、板表面を切断法で測定した平均結
晶粒度が70μｍを超えるとミクロ割れが発生し易くな
り、耐糸錆性も発生し易くなり、更には成形性が劣るよ
うになる。したがって、平均結晶粒度を70μｍ以下とす
る。なお、結晶粒度は組成、後述の冷間圧延率や溶体化
焼入処理により調整することができ、溶体化焼入後に決
定され、その後の工程では影響されない。

導電率（ICAS、％）は強度、成形性、ミクロ割れ性、耐
糸錆性の全てに影響を及ぼすが、特にミクロ割れ性と耐
糸錆性はMg₂Siの固溶・析出状態に影響されるため、導
電率に大きく影響される。

耐糸錆性は前述のようにCuの含有量が大きく影響してい
るが、Cuが0.007％以下のAl合金でも導電率が43％未満
になると発生し易くなる。

また、ミクロ割れも前述のようにCuが含有されると発生
し易くなるが、Cuが0.007％以下のAl合金でも導電率が5
1％を超えると発生し易くなる。

したがって、導電率を43〜51％とする。導電率は組成、
製造法、全てに影響され、少なくとも前記特許請求の範
囲に記載の条件で実施すれば本発明範囲に入る。

次に、上記Al合金板の製造法について説明する。

本発明のAl合金の鋳塊の均質化処理については、460℃
未満では低温短時間加熱（例えば、175℃×30分）のベ
ーキング後の強度や成形性が低く、またミクロ割れ及び
糸錆が発生し易くなり、570℃を超えると成形性が著し
く劣り、ミクロ割れ性も劣るようになるので、均質化処
理温度は460〜570℃とする。なお、均質化処理時間は、
低温側では長時間、高温側では短時間で良く、２〜24時
間程度が望ましい。

続く熱間圧延は、200〜580℃の温度程度で行うのが望ま
しい。

熱間圧延後は、荒焼鈍、或いは冷間圧延開始後に中間焼
鈍をそれぞれ入れても入れなくても良いが、30％以上の
冷間圧延率の冷間圧延が必要である。この冷間圧延率を
30％未満にするとミクロ割れが発生し易くなり、また成
形性も劣るようになる。

続いて行う溶体化焼入処理は、急速加熱で高温短時間の
加熱保持を行い、急速冷却を行うことにより、強度と成
形性を向上させる処理である。

すなわち、まず、加熱速度200℃/min以上で490〜560℃
の高温に急速加熱し、この温度域に５〜80秒間保持する
必要がある。加熱速度が200℃/min未満であれば結晶粒
が大きくなり、伸びが低くなって成形性が劣り、ミクロ
割れも発生し易くなる。加熱温度が490℃未満の温度で
は強度が低く、再結晶化が進まず伸びが低くなって成形
性が劣り、また、導電率が高くなってミクロ割れも発生
し易くなる。加熱温度が560℃を超えると結晶粒が粗く
なり、ミクロ割れ性が発生し易くなると共に張り出し性
（エリクセン値）が低くなって成形性が低下する。導電
率も低くなるため糸錆も発生し易くなる。以上より、強
度、成形性、ミクロ割れ性、耐糸錆性の点から、加熱温
度は490〜560℃とする。加熱保持時間も、同様の理由に
より５〜80秒とする。

次いで、100℃までの冷却速度を200℃/min以上で急冷す
るのであるが、200℃/min未満ではベーキング後の強度
向上が少なく、成形性が低下し、導電率も高くなってミ
クロ割れも発生し易くなる。

溶体化焼入処理後は、矯正工程に入っても入らなくても
良いが、必要に応じて次の加熱処理を行うのが好まし
い。すなわち、溶体化焼入処理後、矯正工程の有無に拘
わらず、72時間（３日）以内に60℃以上150℃未満の温
度で１〜36時間保持する加熱処理を行うと、耐糸錆性が
向上し、更には成形性や低温短時間のベーキング（175
℃×30分程度）後の強度が向上する。しかし、72時間を
経過してから上記温度60℃以上150℃未満で加熱して
も、それらの効果がなく、たとえ72時間以内であっても
60℃以上150℃未満及び１〜36時間の範囲外で加熱する
と、それらの効果が薄く、特に150℃以上の温度では耐
糸錆性が低下する。

（実施例）次に本発明の実施例を示す。

実施例１第１表に示す化学成分（wt％）を有するアルミニウム合
金を通常の方法により溶解、鋳造し、得られた鋳塊を面
削した後、加熱速度50℃/hr（常温〜520℃間の平均加熱
速度、以下同じ）で520℃の温度に加熱し、その温度に
６時間保持する均質化処理を施した。

次いで、520℃〜250℃の温度で板厚4mmまで熱間圧延を
実施し、圧延率75％の冷間圧延を常温で行って1mm厚の
アルミニウム合金板とした。

その後、このAl合金板に溶体化焼入処理として、加熱速
度400℃/min（常温〜530℃間の平均加熱速度、以下同
じ）で昇温し、520℃に30秒間保持し、800℃/minの冷却
速度（530〜100℃間の平均冷却速度、以下同じ）で100
℃まで冷却する処理を施した。

溶体化焼入処理後は、室温に24時間放置した後、120℃
の温度に４時間保持する加熱処理を施し、次いで室温に
30日放置した後、機械的性質、エリクセン値、導電率、
結晶粒度を調べると共にミクロ割れ試験を行い、175℃
の温度に30分保持のベーキングを行った場合の耐力と耐
糸錆性を調べた。それらの結果を第２表に示す。

なお、結晶粒度は板表面のミクロ組織を現出し、切断法
で結晶粒20個の平均粒径を求めて示した。

また、糸錆試験は次の要領で行った。

試験片作製条件:Al合金板→脱脂→水洗→燐酸亜鉛処理
→水洗→乾燥→カチオン電着（塗膜20μｍ、150℃×20
分加熱）→中塗（塗膜30μｍ、140℃×25分加熱）→上
塗（塗膜35μｍ、150℃×25分加熱）→糸錆試験。

糸錆試験条件：塗膜にナイフで×印に罫書いて人工疵を
入れる→塩水噴霧（JISZ2371に準じる。24hr暴露）→湿
潤（温度45℃、湿度95％、20日間暴露）→耐糸錆性評
価。

耐糸錆性の評価基準：（糸錆長さ）（評価） 1.0mm以下 …◎ 1.1〜2.0mm…○ 2.1〜4.0mm…△ 4.1〜8.0mm…× 8.1mm以上 …×× ミクロ割れ試験については、まず、第１図に示すように
２枚のAl合金板１を重ね、TIG溶接法（使用溶加材404
3、電流50〜60A、溶接速度20cm/min）で隅肉溶接を実施
した後、熱影響部HAZの断面で粒界に沿って発生したミ
クロ割れ（50〜100μｍ程度の長さの割れ）の個数によ
り、次の基準でミクロ割れ性を評価した。

（ミクロ割れ個数）（評価）０ ◎ １〜２ ○ ３〜５ △ ６〜８ × ９以上 ×× 第２表より明らかなとおり、本発明材はいずれもミクロ
割れが皆無か僅かで溶接性に優れ、耐糸錆性も優れてお
り、成形性、焼付硬化性も優れている。一方、本発明範
囲外の化学成分を有する比較材は、結晶粒の平均粒径或
いは導電率の要件を満足していても、溶接性、耐糸錆
性、焼付硬化性のいずれかは不充分である。

実施例２第１表に示した本発明Al合金No.2、４、６について、通
常の方法により溶解、鋳造し、得られた鋳塊を面削した
後、加熱速度40℃/hrで昇温し、第３表に示す種々の均
熱温度と時間で均質化処理を施した後、590〜250℃の温
度で板厚4mmまで熱間圧延を実施し、引き続き冷間圧延
を実施した。

冷間圧延は、一部について中間焼鈍（350℃×2hr）を入
れ、最終冷間圧延率を同表に示す値に種々変え、1mm厚
のAl合金板とした。

その後、このAl合金板に第３表に示す条件で溶体化焼入
処理を施した。すなわち、加熱速度100〜600℃/minで昇
温し、470〜570℃の温度範囲に急速加熱し、この温度域
に５〜90秒の範囲内で保持した後、100℃までの冷却速
度を100〜800℃/minの範囲で急速冷却した。

次いで、室温に24時間放置し、120℃の温度に４時間保
持する加熱処理を施した後、室温に30日放置し、実施例
１と同様の各種試験を行った。それらの結果を第４表に
示す。

同表より明らかなとおり、本発明範囲内の化学成分を有
するAl合金板であっても、製造条件のいずれかが本発明
外の比較例は、溶接性が不充分であり、更に焼付硬化性
又は耐糸錆性が不充分である。

一方、比較例のＫ、Ｌのように均熱条件が本発明範囲を
外れると伸び、エリクセン値の成形性が悪く、導電率も
本発明範囲から外れて糸錆性とミクロ割れ性が劣化す
る。

比較例Ｍのように冷間圧延率が小さいと結晶粒が粗くな
り、ミクロ割れがかなり発生し易くなる。

比較例Ｎのように溶体化温度が低いと強度、成形性、ミ
クロ割れ性が劣化する。

比較例Ｏのように温度が高いと結晶粒度が粗くなってミ
クロ割れ性が劣化する。

比較例Ｐのように焼入冷却速度が遅いと強度が著しく低
下すると共に導電率も高くなってミクロ割れ性が劣化す
る。

比較例Ｑのように液体化加熱速度が遅くなると結晶粒が
粗くなり、ミクロ割れ性が劣化する。

実施例３第１表に示したNo.2、４、６の本発明Al合金について、
通常の方法により溶解、鋳造し、得られた鋳塊を面削し
た後、加熱速度60℃/hrで530℃に加熱し、その温度に４
時間保持する均質化処理を施し、次いで270〜530℃の温
度で板厚5mmまで熱間圧延を実施し、圧延率80％の冷間
圧延を行って1mm厚のAl合金板とした。

このAl合金板に次の条件で溶体化焼入処理を施した。す
なわち、加熱速度400℃/minで昇温し、530℃の温度に20
秒間保持した後、800℃/minの冷却速度で100℃まで急速
冷却した。

次いで、第５表に示すように、室温に１時間から７日間
放置した後、40〜170℃の範囲の温度に15分〜48時間の
範囲で保持する加熱処理を施し、室温に30日放置した
後、実施例１と同様の各種試験を行った。その結果を第
６表に示す。

第６表に示すように、溶体化処理後72時間以内に60℃以
上150℃未満の温度で１〜36時間加熱した本発明例
（Ｉ）は、耐糸錆性、成形性並びにベーキング後の強度
（焼付硬化性）が向上し、特に比較例（II）に比べて焼
付硬化性と耐糸錆性が顕著に向上していることがわか
る。例えば、本発明例ｆと比較例ｋを比較すると、室温
放置後の加熱温度が前者が140℃、後者が160℃であり、
本発明例ｆの方が耐糸錆性に優れていることがわかる。

実施例４第１表に示したCuを殆ど含有していないNo.3のAl合金に
ついて、通常の方法により溶解、鋳造し、得られた鋳塊
を面削した後、加熱速度50℃/hrで第７表に示す条件の
均質化処理を施し、580〜250℃の温度で板厚7mmまで熱
間圧延を実施し、次いで、冷間圧延を開始し、中間焼鈍
（350℃×2hr）を入れることにより、同表に示す種々の
最終冷間圧延率で1mm厚のAl合金板とした。

冷間圧延後、このAl合金板に同表に示す条件の溶体化焼
入処理を施し、室温に12時間放置した後、同表に示す条
件にて加熱処理を施し、室温に30日放置した後、実施例
１と同様の各種試験を行った。その結果を第８表に示
す。

第８表に示すように、均質化処理、溶体化焼入処理の加
熱保持と冷却速度のいずれかが本発明外の比較例は、導
電率及び／又は結晶粒の平均粒径が本発明外となり、ミ
クロ割れの発生又は耐糸錆性の劣化が生じる。特にCuを
含まないAl合金でも、導電率が低くなると糸錆が発生し
易くなり、また導電率が高くなるとミクロ割れが発生し
易くなることがわかる。

（発明の効果）以上詳述したように、本発明によれば、Al合金の化学成
分のほか、製造条件をコントロールすることにより組織
（結晶粒の平均粒径）と導電率を特定の値に規制するの
で、成形性や特に低温での焼付硬化性に優れると共に、
更に溶接性（特にアーク溶接性）及び耐糸錆性に優れた
成形用及び溶接用Al合金板を提供することができる。

【図面の簡単な説明】

第１図はミクロ割れの評価を説明するための溶接部の断
面を示す図である。１……Al合金板、２……ビード、HAZ……熱影響部。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者佐々木靖紀栃木県真岡市大谷台町８ (72)発明者笹部誠二神奈川県中郡大磯町高麗２―21 (56)参考文献特開昭61−272342（ＪＰ，Ａ) 特開昭62−177143（ＪＰ，Ａ) 特開昭59−126761（ＪＰ，Ａ) 特開昭61−163232（ＪＰ，Ａ) 特開昭62−122744（ＪＰ，Ａ)

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で（以下、同じ）、Mg:0.5〜1.4
％、Si:0.6〜1.5％（但し、Si/Mg≧0.65）及びTi:0.005
〜0.1％を含有し、更に0.07％以下のCu、0.1％以下のM
n、0.1％以下のCr、0.05％以下のZr、0.05％以下のＶ及
び0.3％以下のFeを、上記Mn、Cr、Zr、Ｖ及びFeの合計
含有量が0.4％以下となるように含有し、残部がAlと0.1
％以下の不純物からなるAl合金であって、該合金の結晶
粒の平均粒径が70μｍ以下、導電率が43〜51％であるこ
とを特徴とする溶接性、耐糸錆性、成形性及び焼付硬化
性に優れた成形用及び溶接用Al合金板。
【請求項２】Mg:0.5〜1.4％、Si:0.6〜1.5％（但し、Si
/Mg≧0.65）及びTi:0.005〜0.1％を含有し、更に0.07％
以下のCu、0.1％以下のMn、0.1％以下のCr、0.05％以下
のZr、0.05％以下のＶ及び0.3％以下のFeを、上記Mn、C
r、Zr、Ｖ及びFeの合計含有量が0.4％以下となるように
含有し、残部がAlと0.1％以下の不純物からなるAl合金
の鋳塊を460〜570℃の温度に加熱して均質化し、次いで
熱間圧延を行い、更に圧延率30％以上の冷間圧延を行っ
た後、溶体化焼入処理として、加熱速度200℃/min以上
で490〜560℃の温度に急速加熱し、この温度域に５〜80
秒間保持した後、100℃までの冷却速度を200℃/min以上
で急速冷却することにより、結晶粒の平均粒径を70μｍ
以下、導電率を43〜51％にすることを特徴とする溶接
性、耐糸錆性、成形性及び焼付硬化性に優れた成形用及
び溶接用Al合金板の製造法。
【請求項３】Mg:0.5〜1.4％、Si:0.6〜1.5％（但し、Si
/Mg≧0.65）及びTi:0.005〜0.1％を含有し、更に0.07％
以下のCu、0.1％以下のMn、0.1％以下のCr、0.05％以下
のZr、0.05％以下のＶ及び0.3％以下のFeを、上記Mn、C
r、Zr、Ｖ及びFeの合計含有量が0.4％以下となるように
含有し、残部がAlと0.1％以下の不純物からなるAl合金
の鋳塊を460〜570℃の温度に加熱して均質化し、次いで
熱間圧延を行い、更に圧延率30％以上の冷間圧延を行っ
た後、溶体化焼入処理として、加熱速度200℃/min以上
で490〜560℃の温度に急速加熱し、この温度域に５〜80
秒間保持した後、100℃までの冷却速度を200℃/min以上
で急速冷却することにより、結晶粒の平均粒径を70μｍ
以下、導電率を43〜51％にし、更に72時間以内に60℃以
上150℃未満の温度で１〜36時間の加熱処理を施すこと
を特徴とする溶接性、耐糸錆性、成形性及び焼付硬化性
に優れた成形用及び溶接用Al合金板の製造法。