JPH07224364A - 成形加工用Ａｌ−Ｍｇ系合金板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 成形加工時におけるＳＳマーク（ランダムマ
ークおよびパラレルバンド）の発生がなく、かつ延性、
成形性に優れた成形加工用Ａｌ−Ｍｇ系合金板を提供す
る。 【構成】 Ｍｇを２〜８ｗｔ％含有するＡｌ−Ｍｇ系合
金の圧延板に、５℃／ｓｅｃ以上で４５０〜５７０℃の
範囲内の温度に急速加熱して０〜１８０秒以下の保持後
５℃／ｓｅｃ以上で急速冷却する溶体化処理・焼入れを
施し、その後耐力値を３０〜７５Ｎ／ｍｍ² 増加させる
冷間加工を行ない、さらに２５０〜５５０℃の範囲内で
かつ溶体化処理温度より３０℃以上低い温度に５℃／ｓ
ｅｃ以上で急速加熱して０〜１８０秒以下の保持後５℃
／ｓｅｃ以上で急冷する最終焼鈍を施し、平均結晶粒径
が５５μｍ以下でかつ１５０μｍ以上の粗大結晶粒が実
質的に存在しない最終板を得る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は自動車の車体外板（ボ
デイシート）あるいは電気機器の外板などに使用される
プレス成形加工用のＡｌ−Ｍｇ系合金板の製造方法に関
し、特にプレス成形時におけるストレッチャーストレイ
ンマークが少なくかつ成形性が良好な成形加工用Ａｌ−
Ｍｇ系合金板の製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】一般にＡｌ−Ｍｇ系合金、すなわちＪＩ
Ｓ ５１８２合金、５０８５合金などの５０００番系合
金は、延性および強度に優れるところから、自動車用ボ
デイシートなどのプレス成形用板材として広く用いられ
ている。

【０００３】しかしながらＡｌ−Ｍｇ系合金について引
張試験を行なえば、応力−歪曲線上の降伏点付近で降伏
伸びが生じる場合があり、また降伏点を越えた比較的高
い歪量（例えば引張伸び２％以上）で応力−歪曲線に鋸
歯状もしくは階段状のセレーションが生じる場合があ
る。これらの応力−歪曲線上の現象は、実際のプレス成
形時においていわゆるストレッチャーストレイン（以下
ＳＳマークと記す）の発生を招き、成形品の外観上大き
な問題となる。すなわちＳＳマークは、歪量の比較的低
い部位で発生する火炎状の如き不規則な帯状模様のいわ
ゆるランダムマークと、歪量の比較的高い部位で引張方
向に対し約５０°をなすように発生する平行な帯状模様
のパラレルバンドとに分けられるが、前者のランダムマ
ークは、降伏点伸びに起因し、また後者のパラレルバン
ドは、応力−歪曲線上のセレーションに起因することが
知られている。

【０００４】ところでＡｌ−Ｍｇ系合金におけるＳＳマ
ークは、結晶粒度が微細なほど顕著に観察されるのが通
常である。そこでＳＳマークの解消のための方法の一つ
として、結晶粒をある程度粗大に調整する方法が従来か
ら知られている。この方法は、ＳＳマークのうちでも特
に降伏伸びに起因するランダムマークの低減に有効とさ
れ、セレーションに起因するパラレルバンドの低減にも
ある程度は有効とされている。

【０００５】またＳＳマークの解消のための従来の方法
としては、Ｏ材（軟質材）もしくはＴ４処理材に成形前
に予めスキンパス加工あるいはレベリング加工等の若干
の加工（予加工）を与えておく方法が知られており、こ
の方法はＳＳマークのうちでも特に降伏伸びに起因する
ランダムマークの低減に有効とされている。このように
予加工によってランダムマークの発生を抑制し得る理由
は次のように考えられる。すなわち、一般にＡｌ−Ｍｇ
系合金中では、Ｍｇがコットレル雰囲気を形成して転位
を固着しているため、降伏を生ぜしめるために余分な応
力を必要とする。一方、一旦ある箇所で降伏が開始され
れば、応力の増加を伴なわなくてもその箇所から雪崩的
に変形が伝播し、その結果板内で不均一な変形が急激に
生じることになる。そしてこのように応力の増加を伴な
わずに変形が急激に進むため、応力−歪曲線上で降伏伸
びがあらわれ、またその急激な変形が不均一であるた
め、成形時には火炎状等のランダムマークが発生するこ
とになる。そこで前述のような予加工によって多くの変
形帯を形成しておけば、これらの多数の変形帯が降伏の
起点として機能するため、降伏時における急激かつ不均
一な変形が生じなくなる。すなわち降伏伸びが発生しな
くなり、その結果ランダムマークも発生しなくなるので
ある。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】前述のように結晶粒を
粗大に調整することによってＡｌ−Ｍｇ系合金板のＳＳ
マークを解消しようとする従来の方法では、結晶粒が粗
大になり過ぎれば、プレス成形によって表面に肌荒れが
発生するなどの問題が生じて、成形品として不適当とな
り、実際にはＳＳマークの発生を確実に防止すると同時
に肌荒れ等の発生を安定して回避することが困難なこと
が多かったのが実情である。またこの方法の場合、ＳＳ
マークのうちでもパラレルバンドの発生防止には余り有
効ではないという問題もあった。

【０００７】一方、前述のように予加工を与えることに
よって降伏伸びの発生を抑制し、ＳＳマーク特にランダ
ムマークの発生を防止する方法では、加工度の小さい予
加工でもある程度は降伏伸びを抑制することができる
が、安定して確実にランダムマークの発生を防止するこ
とは困難である。すなわち、もともとランダムマークが
発生しやすい結晶粒の微細なＡｌ−Ｍｇ系合金板の場合
は、低加工度の予加工ではランダムマークが発生してし
まう。また低加工度の予加工では、板内の場所による元
板の厚さのわずかな変動が加工度のばらつきに大きな影
響を与えてしまい、これもランダムマークの発生を安定
かつ確実に防止し得ない一因となっている。これに対し
予加工の加工度を充分に大きくすれば、降伏伸びを確実
に解消して、ランダムマークの発生を安定して防止する
ことができるが、その反面、耐力が高くなって板の延
性、成形性が低下してしまい、そのため成形用の用途に
は不適当となってしまう問題があるから、予加工の加工
度を高くすることは避けざるを得なかったのが実情であ
る。

【０００８】以上のように、予加工を適用する従来の方
法では、ランダムマークの発生を確実かつ安定して防止
することと、優れた成形性を確保することとは、同時に
両立させることができず、適正な製造条件を見出し得な
かったのが実情である。

【０００９】なお、ある程度高い加工度で予加工を行な
ったＡｌ−Ｍｇ系合金板では、充分に剛性の大きな試験
機を用いた引張試験でも、応力−歪曲線上で歪ピッチの
長い階段状のセレーションが生じやすく、このようなセ
レーションが実際の成形時においても幅の広い明瞭なパ
ラレルバンドの発生につながる場合があり、このことか
らも予加工の加工度に制約が加えられていたのが実情で
ある。

【００１０】ここで、ＳＳマークのうちパラレルバンド
に関しては、成形時における歪速度が速い場合、例えば
機械式プレスによる金型成形時において、成形速度に留
意すればパラレルバンドの発生が少なくなることが従来
から知られている。しかしながら、成形速度がより小さ
い油圧プレス機等による成形では、パラレルバンドの発
生が問題となることがあり、特に前述のような歪みピッ
チの大きい階段状セレーションが生じるような材料で
は、幅の広い明瞭なパラレルバンドの発生を免れ得なか
ったのが実情である。

【００１１】この発明は以上の事情を背景としてなされ
たもので、成形加工時におけるＳＳマークの発生が少な
く、とりわけ降伏伸びに起因するランダムマークの発生
がほとんどないと同時に応力−歪曲線上での階段状の幅
の広いセレーションに関連する広幅のパラレルバンドの
発生もなく、しかも良好な延性、成形性を有する成形加
工用Ａｌ−Ｍｇ系合金板を製造する方法を提供すること
を目的とするものである。

【００１２】

【課題を解決するための手段】前述の課題を解決するた
め、この発明の方法では、基本的には、Ａｌ−Ｍｇ系合
金圧延板に対して急速加熱・急速冷却による溶体化処理
・焼入れを施した後、冷間圧延もしくは繰返し曲げ加工
等によって適度の冷間加工を加え、その後、急速加熱・
急速冷却により実質的に再結晶が進行せずかつ結晶粒成
長が進行しない条件で短時間焼鈍するプロセスを適用し
ている。

【００１３】具体的には、請求項１の発明の成形加工用
Ａｌ−Ｍｇ系合金板の製造方法は、必須合金成分として
Ｍｇを２〜８ｗｔ％含有するＡｌ−Ｍｇ系合金の圧延板
に、４５０〜５７０℃の範囲内の温度に加熱して保持な
しもしくは１８０秒以下の保持後５℃／ｓｅｃ以上の冷
却速度で急速冷却する溶体化処理・焼入れを施し、その
後耐力値を３０〜７５Ｎ／ｍｍ² 増加させる冷間加工を
行ない、さらに２５０〜５５０℃の範囲内でかつ溶体化
処理温度より３０℃以上低い温度に５℃／ｓｅｃ以上の
加熱速度で急速加熱して保持なしもしくは１８０秒以下
の保持後５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で急冷する最終焼
鈍を施し、平均結晶粒径が５５μｍ以下でかつ１５０μ
ｍ以上の粗大結晶粒が実質的に存在しない最終板を得る
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Ａｌ−Ｍ
ｇ系合金板の製造方法は、請求項１の製造方法におい
て、前記Ａｌ−Ｍｇ系合金の圧延板として、Ｍｇ２〜８
ｗｔ％のほか、さらにＣｕ０．０５〜２ｗｔ％およびＺ
ｎ０．１〜２ｗｔ％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ものを用いる
こととしている。

【００１５】さらに請求項３の発明の成形加工用Ａｌ−
Ｍｇ系合金板の製造方法は、請求項１の製造方法におい
て、前記Ａｌ−Ｍｇ系合金の圧延板として、Ｍｇ２〜８
ｗｔ％のほか、さらにＭｎ０．０５〜１％、Ｃｒ０．０
３〜０．３ｗｔ％、Ｚｒ０．０３〜０．３ｗｔ％、Ｖ
０．０３〜０．３ｗｔ％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もの
を用いることとしている。

【００１６】そしてまた請求項４の発明の成形加工用Ａ
ｌ−Ｍｇ系合金板の製造方法は、請求項１の製造方法に
おいて、Ｍｇ２〜８ｗｔ％のほか、さらにＣｕ０．０５
〜２ｗｔ％およびＺｎ０．１〜２ｗｔ％のうちの１種ま
たは２種と、Ｍｎ０．０５〜１％、Ｃｒ０．０３〜０．
３ｗｔ％、Ｚｒ０．０３〜０．３ｗｔ％、Ｖ０．０３〜
０．３ｗｔ％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ものを用いるこ
ととしている。

【００１７】一方請求項５の発明の成形加工用Ａｌ−Ｍ
ｇ系合金板の製造方法は、請求項１の製造方法におい
て、前記冷間加工として、冷間圧延を適用するものであ
る。

【００１８】さらに請求項６の発明の成形加工用Ａｌ−
Ｍｇ系合金板の製造方法は、請求項１の製造方法におい
て、前記冷間加工として、ローラレベラーを用いた繰返
し曲げ加工を適用するものである。

【００１９】

【作用】この発明の製造方法においては、Ａｌ−Ｍｇ系
合金圧延板に対して急速加熱・急速冷却による溶体化処
理・焼入れを施した後、予加工として、耐力値が３０〜
７５Ｎ／ｍｍ² 上昇するような冷間加工、例えば冷間圧
延もしくはローラーレベラーによる繰返し曲げ加工を行
なう。このように耐力値の増加分が特定の範囲内となる
ように調整して予加工としての冷間加工を行なうことに
よって、降伏伸びの発生を確実に抑制して、ＳＳマー
ク、特にランダムマークの発生を確実に防止することが
可能となり、さらに上述のような予加工としての冷間圧
延の後に、最終焼鈍として、急速加熱・急速冷却によ
り、再結晶が進行せず結晶粒成長が進行しない条件で短
時間焼鈍することによって、ランダムマーク発生防止の
効果を維持しつつ延性、成形性の向上を図るとともに、
応力−歪曲線上の歪ピッチの長い階段状セレーションに
関連する幅の広いパラレルバンドの発生を防止すること
ができるのである。

【００２０】すなわち、予加工としての冷間加工を、耐
力値増加分にして３０Ｎ／ｍｍ² 以上となるように行な
うことは、従来の一般的なランダムマーク発生防止のた
めに行なわれている予加工よりも格段に強い加工を与え
ることを意味し、このように耐力増加３０Ｎ／ｍｍ² 以
上となる高加工度の冷間加工を与えることにより、降伏
伸びの発生を確実に防止し、結晶粒の微細なＡｌ−Ｍｇ
系合金板でもランダムマークの発生を安定して防止する
ことが可能となる。一方、３０Ｎ／ｍｍ² 以上の耐力増
加を伴なう大きな冷間加工を与えれば、延性、成形性の
低下が懸念されるが、適切な条件での最終焼鈍によって
上述のランダムマーク発生防止の効果は維持しながら延
性の向上を図ることができる。一方、予加工としての耐
力増加を７５Ｎ／ｍｍ² 以下に抑えることにより、最終
焼鈍による延性の回復を可能ならしめると同時に、階段
状セレーションの発生を最小限に抑え、かつ仮に予加工
としての冷間加工に起因して階段状セレーションが発生
するような状態となったとしても、適切な条件の最終焼
鈍を施すことによってその階段状セレーションの発生が
抑制される。

【００２１】さらにこの発明の製造方法について詳細に
説明する。

【００２２】先ずこの発明で対象とする合金は、必須成
分としてＭｇを２〜８％含有するＡｌ−Ｍｇ系合金であ
り、必要に応じてＣｕ０．０５〜２ｗｔ％、Ｚｎ０．１
〜２ｗｔ％の１種または２種を含有し、また必要に応じ
てＭｎ０．０５〜１ｗｔ％、Ｃｒ０．０３〜０．３ｗｔ
％、Ｚｒ０．０３〜０．３ｗｔ％、Ｖ０．０３〜０．３
ｗｔ％のうちの１種または２種以上および不可避的不純
物を含有したものとする。

【００２３】これらの必須成分および必要に応じて添加
される成分の限定理由は、次のとおりである。

【００２４】Ｍｇ：Ｍｇは、この発明で対象とする系の
アルミニウム合金において基本となる合金成分であっ
て、強度および成形性に寄与する元素である。しかしな
がら、Ｍｇは転位を固着しＳＳマークの発生を引き起こ
す原因となる元素でもあり、該してＭｇ量が多いほどＳ
Ｓマークの問題も顕著となる。ここでＭｇが２ｗｔ％未
満では、成形によるＳＳマーク発生の問題がほとんど生
じないから、この発明の方法によるＳＳマーク対策を講
ずる必要がなく、また強度が不充分となって自動車用ボ
デイシートなどとして不適当となる。一方、Ｍｇが８ｗ
ｔ％を越えれば熱間加工性が悪くなって、製造が極度に
困難となる。このような理由から、この発明で対象とす
る合金のＭｇ量は２〜８ｗｔ％の範囲内とした。

【００２５】Ｃｕ，Ｚｎ：これらの元素は析出強化によ
って強度を向上させるに有効であるとともに、ＳＳマー
クの抑制にも有効な元素であり、必要によりこれらの一
方または双方を添加することができる。Ｃｕが０．０５
ｗｔ％未満、Ｚｎが０．１ｗｔ％未満では上記の効果が
得られず、一方、Ｃｕ，Ｚｎがそれぞれ２ｗｔ％を越え
れば耐食性が低下してしまうから、Ｃｕは０．０５〜２
ｗｔ％、Ｚｎは０．１〜２ｗｔ％の範囲内が望ましい。

【００２６】Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ：これらの元素は、
いずれも再結晶粒を微細化させて組織を均一化するとと
もに強度を向上させるに有効な元素であり、必要に応じ
て１種または２種以上が添加される。Ｍｎ０．０５ｗｔ
％未満、Ｃｒ０．０３ｗｔ％未満、Ｚｒ０．０３ｗｔ％
未満、Ｖ０．０３ｗｔ％未満では上述の効果が得られ
ず、一方Ｍｎが１．０ｗｔ％を越えれば成形性が低下
し、またＣｒ，Ｚｒ，Ｖがそれぞれ０．３ｗｔ％を越え
れると粗大な金属間化合物が生じてしまう。したがって
Ｍｎは０．０５〜１ｗｔ％、Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖはそれぞれ
０．０３〜０．３ｗｔ％の範囲内で添加することが望ま
しい。

【００２７】上記の各元素のほか、通常のアルミニウム
合金には不可避的不純物としてＦｅ，Ｓｉが含有され
る。このＦｅ，Ｓｉはこの発明においても特に重要な元
素ではないが、それぞれ０．５ｗｔ％を越えて含有され
れば、晶出物量が増大して成形性を劣化させるから、
０．５ｗｔ％以下とすることが望ましい。

【００２８】さらに上記各元素のほか、鋳塊結晶粒微細
化のためにＴｉ、もしくはＴｉおよびＢを添加しても良
い。ただし、初晶ＴｉＡｌ₃ 粒子の晶出を防止するため
には、Ｔｉは０．１５ｗｔ％以下とするのが望ましく、
またＴｉＢ₂ 粒子の生成を防止するためにＢは０．０１
ｗｔ％以下が望ましい。

【００２９】以上のような成分組成からなるこの発明の
Ａｌ−Ｍｇ系合金圧延板の製造プロセスについて次に説
明する。

【００３０】この発明において、溶体化処理前までの圧
延工程は、従来の一般的な方法その他任意の方法を適用
できる。代表的には、ＤＣ鋳造法（半連続鋳造法）によ
って鋳造した後、必要に応じて均熱処理（均質化処理）
を施してから熱間圧延し、さらに冷間圧延を行なえば良
く、また熱間圧延と冷間圧延との間もしくは冷間圧延の
中途において１回または２回以上の中間焼鈍を行なって
も良い。

【００３１】以上のようにして得られた所要の板厚の圧
延板に対しては、急速冷却を伴なう溶体化処理・焼入れ
を行なう。このような溶体化処理・焼入れを行なった材
料、すなわちいわゆるＴ４処理材は、バッチ焼鈍材と比
較して強度と成形性とのバランスに優れ、また焼入れ時
に導入される空孔の作用によりＳＳマークの発生も少な
くなる。ここで、溶体化処理温度の厳密な適正値は具体
的な合金組成によって異なるが、４５０℃以上５７０℃
以下の範囲内とする必要があり、また溶体化処理温度で
の保持は１８０ｓｅｃ以内とする必要がある。溶体化処
理温度が４５０℃未満では合金元素の固溶が不充分とな
って強度・延性等が低下するおそがあり、一方５７０℃
を越えれば結晶粒が過度に粗大化して成形性の低下や成
形時の肌荒れの発生が問題となる。また溶体化処理温度
での保持時間が１８０ｓｅｃを越えれば、この場合も結
晶粒の過度の粗大化の問題が生じる。さらに焼入れ時の
冷却速度は５℃／ｓｅｃとする必要がある。冷却速度が
５℃／ｓｅｃ未満ではＳＳマークの発生を抑制する効果
が小さくなり、この後に予加工および焼鈍を加えて最終
板としてもＳＳマークが発生するおそれがある。なおこ
のような溶体化処理・焼入れは、連続焼鈍ライン（ＣＡ
Ｌ）等を用いて連続的に行なっても良いし、あるいは加
熱にソルトバス等を、冷却に水焼入れ、油焼入れ、強制
空冷等を用いてバッチ式で行なっても良い。ここで最も
好適なＣＡＬを用いた溶体化処理・焼入れを実施した場
合、一般的な加熱および冷却の速度はともに５〜３０℃
／ｓｅｃ程度である。

【００３２】上述のようにして溶体化処理・焼入れを行
なった後には、ＳＳマーク、特にランダムマーク解消の
ために、予加工としての冷間加工を合金板の耐力値が３
０〜７５Ｎ／ｍｍ² 上昇するように行なう。この冷間加
工は、マクロ的に見て板全面に均一に加工が加わるもの
である必要があり、具体的には冷間圧延あるいはローラ
ーレベラーによる繰返し曲げ加工が適している。但し、
従来の一般的な製造プロセスにおいて焼入れ等の後に歪
矯正のために行なっているスキンパスやローラーレベラ
ーによる加工は、耐力値増加が１０〜２０Ｎ／ｍｍ² 程
度に過ぎないのに対し、この発明の場合は耐力値増加が
３０〜７５Ｎ／ｍｍ² である必要があり、したがって従
来の歪矯正加工の場合よりも強力に加工を加えて、積極
的に材料内に多数の変形帯を導入することが必要とな
る。ここで、耐力値の増加が３０Ｎ／ｍｍ² 未満では、
最終板において充分に降伏伸びの発生を抑制してランダ
ムマークを防止する効果が得られず、一方耐力値の増加
が７５Ｎ／ｍｍ² を越えれば、その後に最終焼鈍を施し
ても延性、成形性の充分な回復を図ることができない。
さらに耐力値増加が７５Ｎ／ｍｍ² を越えるような強加
工の冷間加工では、材料は応力−歪曲線において顕著な
階段状セレーションを示すこととなり、そのため最終焼
鈍を施した後の状態でも階段状セレーションが若干残る
ことになって、広幅で明瞭なパラレルバンドが発生する
おそれがある。したがって予加工としての冷間加工にお
ける耐力増加は３０〜７５Ｎ／ｍｍ² の範囲内とする必
要がある。なおこのような耐力値の増加をもたらすため
には、冷間圧延を適用する場合は、具体的な成分組成に
よっても異なるが、通常は圧延率２〜６％程度とすれば
良い。またローラーレベラーによる繰返し曲げ加工は、
外径が１０〜１００ｍｍのローラーを備えたローラーレ
ベラーを用いることが適当である。

【００３３】以上のような予加工としての冷間加工を行
なうことによって、既に述べたように本来降伏伸びの発
生によってランダムマークが発生しやすい微細な結晶粒
の材料（例えば平均結晶粒径が２５〜３０μｍ）の場合
でも、降伏伸びを抑制してランダムマークの解消が可能
となる。

【００３４】予加工としての冷間加工の後、５℃／ｓｅ
ｃ以上の加熱速度により２５０℃以上５５０℃未満でか
つ溶体化処理温度よりも３０℃以上低い温度に急速加熱
し、保持なしもしくは１８０ｓｅｃ以下の保持後、５℃
／ｓｅｃ以上の冷却速度で急速冷却する最終焼鈍を施
す。このような最終焼鈍を施すことによって、既に述べ
たようにその前の冷間加工による降伏伸び抑制の効果は
維持しながら、冷間加工によって低下した延性、成形性
の回復を図ることができ、また冷間加工で生じた階段状
セレーションを低減することができる。

【００３５】ここで、最終焼鈍を、再結晶が大幅に進む
ような条件で行なえば、冷間加工によるＳＳマーク抑制
の効果が失われたり、一部で結晶粒の粗大化が生じて成
形時の肌荒れなどの問題が生じるから、最終焼鈍は再結
晶が実質的に進行せず、結晶粒の粗大化も進行しないよ
うに、前述の条件範囲内で行なう必要がある。加熱速度
および冷却速度、特に冷却速度が５℃／ｓｅｃ未満では
結晶粒界などでＭｇやＣｕその他の合金添加元素を含む
第二相粒子の粗大化が生じて延性、成形性あるいは耐食
性の低下を招き、ＳＳマークを抑制する効果も低下す
る。また焼鈍温度が２５０℃未満では充分に延性、成形
性の回復を図ることができず、一方溶体化処理温度より
３０℃低い温度を越えるかまたは５５０℃以上となれ
ば、その前の冷間加工でＳＳマークを抑制した効果が著
しく減少してしまい、また再結晶が大幅に進行して結晶
粒の粗大化を招き、成形時の肌荒れを招く。さらに焼鈍
温度での保持時間が１８０ｓｅｃを越えれば、第二相粒
子の粗大化が生じて延性、成形性や耐食性の低下を招く
おそれがあり、またＳＳマークを抑制する効果が失われ
たり、結晶粒の粗大化が生じるおそれがある。なおこの
ような最終焼鈍は、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）等を用い
て連続的に行なっても良いし、あるいは加熱に急速加熱
の可能なソルトバスや電磁加熱、抵抗加熱あるいは赤外
線加熱炉等を用い、冷却に水焼入れ、油焼入れ、強制空
冷等を用いて、バッチ式で行なっても良い。

【００３６】さらにこの発明において、最終的に得られ
る板の平均結晶粒径が５５μｍ以下でかつ実質的に１５
０μｍ以上の粗大結晶粒を実質的に含まないものである
ことが必要である。最終板の結晶粒がこれらの条件を外
れて粗大となれば、延性、成形性（特に曲げ性）に悪影
響を及ぼし、また成形時に顕著な肌荒れが生じて不適当
となるからである。

【００３７】

【実施例】

実施例１ 表１の合金ａを常法に従って１ｍｍ厚の冷間圧延板と
し、これに対し連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）の急速加熱冷
却（昇温・冷却とも約２０℃／ｓｅｃ）により５２０℃
×０ｓｅｃの溶体化処理を行なった。このＴ４処理板に
冷間加工として、表２のＮｏ．１、Ｎｏ．２に示すよう
に耐力が６１Ｎ／ｍｍ² 上昇するような冷間圧延を施
し、その後さらにソルトバス加熱及び水焼入れにて、表
２のＮｏ．１、Ｎｏ．２に示すような急速加熱冷却の最
終焼鈍を施した。

【００３８】また比較のため、表１の合金ａの前記同様
なＴ４処理板について、冷間加工および最終焼鈍の両者
を行なわなかった材料（表２のＮｏ．１３）、同じく溶
体化処理を行なった後、冷間加工は行なったが最終焼鈍
を行なわなかった材料（表２のＮｏ．１４）を作成し
た。

【００３９】以上の各材料について、結晶粒径（平均値
および最大値）を調べるとともに、引張試験を行ない、
さらに成形性評価としてエリクセン値を調べ、またＳＳ
マーク発生評価のために引張試験時における降伏伸びと
階段状セレーションの発生を調べた。その結果を表３、
表４に示す。なお引張試験は、圧延方向に対し９０°方
向にＪＩＳ ５号試験片を切出し、歪み４％までは引張
速度５ｍｍ／ｍｉｎ、歪み４％以上では引張速度２０ｍ
ｍ／ｍｉｎにて実施した。

【００４０】表３から明らかなように、本発明実施例
（Ｎｏ．１、Ｎｏ．２）の材料では良好な延性・成形性
を示し、かつ降伏伸びの発生もなかった。また、本発明
実施例（Ｎｏ．１）の材料の応力−歪み曲線の一部を図
１に示したが、この場合歪みピッチの広い階段状のセレ
ーションが生じなかった。

【００４１】これに対し、溶体化処理のみを行なった比
較例（Ｎｏ．１３）では、降伏伸びが生じた。また冷間
加工を行ない焼鈍を行なわない比較例（Ｎｏ．１４）で
は、伸び・成形性が明らかに低下した。またこの比較例
（Ｎｏ．１４）の応力−歪み曲線を図２に示したが、こ
の場合には階段状のセレーションが顕著に認められた。
このような広い歪みピッチの「階段」があると、実際の
成形では広い幅の目立つパラレルバンドを形成する傾向
があり、好ましくない。

【００４２】実施例２ 表１の合金ｂを常法に従って１ｍｍ厚の冷間圧延板と
し、これに対し連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）の急速加熱冷
却（昇温・冷却とも約２０℃／ｓｅｃ）により５２０℃
×０ｓｅｃの溶体化処理を行なった。このＴ４処理板に
冷間加工として、表２のＮｏ．３に示すように耐力が５
７Ｎ／ｍｍ² 上昇するような冷間圧延を施し、その後さ
らにソルトバス加熱及び水焼入れにて、表２のＮｏ．３
に示すような急速加熱冷却の最終焼鈍を施した。

【００４３】また比較のため、前記同様に溶体化処理を
行なったＴ４処理板について、表２のＮｏ．１５に示す
ように耐力が５Ｎ／ｍｍ² 上昇するような冷間加工を施
し、さらに最終焼鈍を行なった材料と、表２のＮｏ．１
６に示すように冷間加工および最終焼鈍を行なったが最
終焼鈍の保持時間が長過ぎたもの、および表２のＮｏ．
１７に示すように最終焼鈍の温度が高過ぎたものを作成
した。

【００４４】各材料についての実施例１と同様な試験結
果、評価結果を表３、表４に示す。

【００４５】本来結晶粒径が微細であるほど降伏伸びは
生じやすいが、本発明実施例Ｎｏ．３では、平均の結晶
粒径が２７μｍと著しく微細であるにもかかわらず降伏
伸びの発生は無く、良好な延性・成形性を保ちながら充
分にＳＳマーク発生が抑制されることが明らかである。
また、問題となる階段状のセレーションも特に認められ
なかった。

【００４６】これに対し、冷間加工が弱い比較例（Ｎ
ｏ．１５）の場合、降伏伸びが発生し不適当となった。
また焼鈍保持時間の長い比較例（Ｎｏ．１６）の場合も
降伏伸びが生じた。さらに本発明で規定される焼鈍温度
を越える５００℃の高温での最終焼鈍を行なった比較例
（Ｎｏ．１７）の場合、再結晶が生じて一部に粗大な結
晶粒が存在するため、肌荒れが発生し、成形用板材とし
て不適当となった。

【００４７】実施例３ 表１の合金ｃを常法に従って１ｍｍ厚の冷間圧延板と
し、これに対しＣＡＬの急速加熱冷却により５２０℃×
０ｓｅｃの溶体化処理を行なった。このＴ４処理板に冷
間加工として、表２のＮｏ．４に示すようにローラーレ
ベラーにより耐力を３３Ｎ／ｍｍ² 上昇させるような繰
返し曲げ加工を施し、その後さらにソルトバス加熱及び
水焼入れにて急速加熱冷却による３００℃×０ｓｅｃの
最終焼鈍を行なった。

【００４８】また比較のため、前記同様なＴ４処理板に
ついて冷間加工および最終焼鈍を行なわなかったもの
（表２のＮｏ．１８）、および耐力増加が１６Ｎ／ｍｍ
² の繰返し曲げ加工を行なって最終焼鈍を施したもの
（表２のＮｏ．１９）を用意した。

【００４９】これらの各材料について、実施例１と同様
な試験結果、評価結果を表３、表４に示す。

【００５０】本発明実施例（Ｎｏ．４）では、降伏伸び
の発生が無く、良好な延性も保たれている。一方、溶体
化処理のままの比較例（Ｎｏ．１８）の場合、あるいは
繰返し曲げが弱い比較例（Ｎｏ．１９）では、最終焼鈍
後に降伏伸びか生じることが確認された。

【００５１】実施例４ 表１の合金ｄを常法に従って１ｍｍ厚の冷間圧延板と
し、これに対してＣＡＬにより急速加熱冷却して５００
℃×０ｓｅｃの溶体化処理を行なった。このＴ４処理板
に、表２のＮｏ．５〜Ｎｏ．１１に示すように冷間加工
として耐力が４０Ｎ／ｍｍ² もしくは６８Ｎ／ｍｍ² 上
昇するような冷間圧延あるいはローラーレベラーにより
耐力を３２Ｎ／ｍｍ² 上昇させるような繰返し曲げ加工
を施し、その後さらにソルトバス加熱及び水焼入れある
いは強制空冷にて急速加熱冷却の最終焼鈍をこの発明で
規定する範囲内の種々の条件で行なった。

【００５２】また比較のため、前記と同じＴ４処理板に
ついて冷間加工および最終焼鈍を行なわなかったもの
（Ｎｏ．２０）、冷間加工として耐力増加が１８Ｎ／ｍ
ｍ² の冷間圧延を行なってから最終焼鈍を施したもの
（Ｎｏ．２１）、冷間加工として耐力増加が１４Ｎ／ｍ
ｍ² のローラーレベラーによる繰返し曲げ加工を行なっ
てから最終焼鈍を施したもの（Ｎｏ．２２）、冷間加工
として耐力増加が４０Ｎ／ｍｍ² の冷間圧延を行なった
後、焼鈍条件がこの発明で規定する条件範囲を外れる種
々の条件で施したもの（Ｎｏ．２３〜Ｎｏ．２６）をそ
れぞれ用意した。

【００５３】各材料について、実施例１と同様にして調
べ試験結果、評価結果を表３、表４に示す。

【００５４】本発明実施例のＮｏ．５〜Ｎｏ．１０の場
合は、降伏伸びの発生は無く、良好な延性が保たれてい
た。

【００５５】これに対し、溶体化処理のまま、冷間圧延
および最終焼鈍を行なわない比較例（Ｎｏ．２０）で
は、降伏伸びが生じるため成形用材として不適当となっ
た。また弱い冷間圧延あるいは繰返し曲げを行ない、最
終焼鈍した比較例（Ｎｏ．２１、Ｎｏ．２２）も降伏伸
びのため不適当となった。さらに最終焼鈍の冷却速度が
遅い比較例（Ｎｏ．２３）、保持時間が長い比較例（Ｎ
ｏ．２４）でも降伏伸びが生じた。そしてまた焼鈍温度
が低い比較例（Ｎｏ．２５）では延性・成形性が低く、
また階段状のセレーションが生じた。さらに焼鈍温度が
高い比較例（Ｎｏ．２６）では、結晶粒が粗大化して不
適当となった。

【００５６】実施例５ 表１の合金ｄを常法に従って１ｍｍ厚の冷間圧延板と
し、これをＣＡＬにより急速加熱冷却して５００℃×０
ｓｅｃの溶体化処理を行なった。このＴ４処理板に、表
２のＮｏ．１２に示すように冷間加工として耐力が４３
Ｎ／ｍｍ² 上昇するような冷間圧延を施し、ソルトバス
加熱及び水焼入れにより急速加熱冷却する最終焼鈍を行
なった。

【００５７】また比較のため、前記同じＴ４処理板につ
いて冷間加工および最終焼鈍を行なわなない、溶体化処
理のままのもの（Ｎｏ．２７）を用意した。

【００５８】これらの材料について、実施例１と同様に
して調べ試験結果、評価結果を表３、表４に示す。

【００５９】本発明実施例（Ｎｏ．１２）では、降伏伸
びの発生は無く、良好な延性が保たれていた。これに対
し、溶体化処理のままの比較例（Ｎｏ．２７）では、降
伏伸びが生じた。

【００６０】

【表１】

【００６１】

【表２】

【００６２】

【表３】

【００６３】

【表４】

【００６４】

【発明の効果】この発明の製造方法によれば、成形加工
時におけるＳＳマークの発生がなく、特に降伏伸びに起
因するランダムマークの発生がないと同時に応力−歪み
曲線上の階段状のセレーションに関連するパラレルバン
ドの発生もなく、しかも延性、成形性に優れたＡｌ−Ｍ
ｇ系成形加工用合金板を確実かつ安定して得ることがで
きる。

【図面の簡単な説明】

【図１】この発明の実施例に従って溶体化処理後に冷間
加工および最終焼鈍を施したＮｏ．１の材料の応力−歪
み曲線を示す線図である。

【図２】比較例のＮｏ．１４の材料（溶体化処理のまま
の材料）の応力−歪み曲線を示す線図である。

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 必須合金成分としてＭｇを２〜８ｗｔ％
   含有するＡｌ−Ｍｇ系合金の圧延板に、４５０〜５７０
   ℃の範囲内の温度に加熱して保持なしもしくは１８０秒
   以下の保持後５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で急速冷却す
   る溶体化処理・焼入れを施し、その後耐力値を３０〜７
   ５Ｎ／ｍｍ² 増加させる冷間加工を行ない、さらに２５
   ０〜５５０℃の範囲内でかつ溶体化処理温度より３０℃
   以上低い温度に５℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で急速加熱
   して保持なしもしくは１８０秒以下の保持後５℃／ｓｅ
   ｃ以上の冷却速度で急冷する最終焼鈍を施し、平均結晶
   粒径が５５μｍ以下でかつ１５０μｍ以上の粗大結晶粒
   が実質的に存在しない最終板を得ることを特徴とする、
   ストレッチャーストレインマークの発生が少なくかつ成
   形性に優れた成形加工用Ａｌ−Ｍｇ系合金板の製造方
   法。
2. 【請求項２】 請求項１に記載の製造方法において、前
   記Ａｌ−Ｍｇ系合金の圧延板として、Ｍｇ２〜８ｗｔ％
   のほか、さらにＣｕ０．０５〜２ｗｔ％およびＺｎ０．
   １〜２ｗｔ％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ものを用いる、成形
   加工用Ａｌ−Ｍｇ系合金板の製造方法。
3. 【請求項３】 請求項１に記載の製造方法において、前
   記Ａｌ−Ｍｇ系合金の圧延板として、Ｍｇ２〜８ｗｔ％
   のほか、さらにＭｎ０．０５〜１％、Ｃｒ０．０３〜
   ０．３ｗｔ％、Ｚｒ０．０３〜０．３ｗｔ％、Ｖ０．０
   ３〜０．３ｗｔ％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ものを用
   いる、成形加工用Ａｌ−Ｍｇ系合金板の製造方法。
4. 【請求項４】 請求項１に記載の製造方法において、Ｍ
   ｇ２〜８ｗｔ％のほか、さらにＣｕ０．０５〜２ｗｔ％
   およびＺｎ０．１〜２ｗｔ％のうちの１種または２種
   と、Ｍｎ０．０５〜１％、Ｃｒ０．０３〜０．３ｗｔ
   ％、Ｚｒ０．０３〜０．３ｗｔ％、Ｖ０．０３〜０．３
   ｗｔ％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ものを用いる、成形加
   工用Ａｌ−Ｍｇ系合金板の製造方法。
5. 【請求項５】 請求項１に記載の製造方法において、前
   記冷間加工として、冷間圧延を適用する、成形加工用Ａ
   ｌ−Ｍｇ系合金板の製造方法。
6. 【請求項６】 請求項１に記載の製造方法において、前
   記冷間加工として、ローラレベラーを用いた繰返し曲げ
   加工を適用する、成形加工用Ａｌ−Ｍｇ系合金板の製造
   方法。