JPH10102178A

JPH10102178A - Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の直接鋳造圧延板とその製造方法

Info

Publication number: JPH10102178A
Application number: JP25327196A
Authority: JP
Inventors: Shigeru Kuramoto; 繁倉本; Tetsushi Kakio; 哲史垣生; Minoru Hayashi; 稔林; Yoichiro Totsugi; 洋一郎戸次; Yoshihiro Matsumoto; 義裕松本; Masao Yukimoto; 正雄行本
Original assignee: Furukawa Electric Co Ltd; Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; Furukawa Electric Co Ltd
Priority date: 1996-09-25
Filing date: 1996-09-25
Publication date: 1998-04-21
Anticipated expiration: 2016-09-25
Also published as: JP3703919B2

Abstract

(57)【要約】【課題】 Al-Mg-Si系合金の直接鋳造圧延板であって、
鋳造圧延の条件、熱処理条件等の制御により、経時変化
が小さく時効硬化性の高いAl-Mg-Si系合金の圧延板を得
ること。【解決手段】必須元素としてSi 0.2〜3.0%(mass%、以
下同じ) 、Mg 0.2〜3.0%を含み、Mn 0.01 〜0.5%、Cr
0.01 〜0.5%、Zr 0.01 〜0.5%、Ti 0.001〜0.5%の１種
若しくは２種以上を含み、更にCu 0〜2.5%、Sn 0〜0.2
%、Zn 0〜2%の１種若しくは２種以上を含み、Feを1.0%
以下に規制し、残部がAlと不可避的不純物からなるAl合
金であり、板厚が0.7 〜3mm の直接鋳造圧延板であっ
て、板表層部の金属組織におけるMg₂Si化合物の最大長
さが50μm 以下であることを特徴とするAl-Mg-Si系合金
の直接鋳造圧延板。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、経時変化の少ない
焼付硬化性に優れたAl-Mg-Si系合金の直接鋳造圧延板お
よびその製造方法に関するものであり、さらに具体的に
は自動車部品、家電製品等の曲げ成形、プレス成形等に
用いる成形用に好適なAl-Mg-Si系合金の圧延板を、従来
技術と比べて廉価な製造コストで製造できる直接鋳造圧
延板およびその製造方法に関するものである。なお本明
細書において、Ａｌ合金の添加元素の含有量は、全てｍ
ａｓｓ％を意味するものであるが、これを単に％と記し
ている。

【０００２】

【従来の技術】自動車の外板、家電用のシャーシ等は、
耐食性及び延性に優れ、かつ加熱により時効硬化するAl
-Mg-Si系合金板を、所定の形状に成形し、しかる後塗装
・焼付け加熱して時効硬化させ、製品にする場合が多
い。しかしながら、従来の製造方法で製造されたAl-Mg-
Si系合金板は、溶体化処理後室温に放置（自然時効）に
より、G.P.ゾーンが析出し、その焼付け加熱時に強度向
上に寄与するβ' と称されるMg₂Si の中間相またはそれ
に準ずる強化相の析出を阻害してしまうため、溶体化処
理後長時間経過してしまった材料では、塗装・焼付け加
熱後の強度が十分に得られなかった。更に、G.P.ゾーン
の析出に伴って強度が上昇し、延性が著しく低下すると
いう問題も同時に生じていた。

【０００３】この問題を解決する方法として、特公平05
-7460 に示されているような溶体化処理後の予備時効処
理、また特開平04-259358 に示されているような復元処
理、またそれらを組み合わせた処理などが考案されてい
る。しかし、これらの処理により、延性を損なうことな
く塗装・焼付け時の強度上昇を増加させることが可能に
なるものの、工程が増えることにより製造コストが高く
なる問題がある。従来の成形用Al-Mg-Si系合金圧延板及
びその成形品は、前記の改良の製造方法も含めて以下の
ごとく製造されている。即ち、これらは、まず所定の合
金組成の鋳塊を製造し、これを面削及び均質化処理し、
続いて熱間圧延、冷間圧延（必要に応じて焼鈍）、溶体
化処理、前記の予備時効処理又は復元処理、成形、時効
硬化処理（塗装・焼付け加熱）して製造されている。こ
のように従来の製造方法は、工程が非常に長く、また大
型設備も必要とする等により、製造コストは高くなり、
必ずしも工業的な生産に向いているとはいえない状況に
ある。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】本発明の課題は、室温
放置による自然時効時に析出するG.P ゾーンを抑制し、
塗装・焼付け加熱時に速やかに強化相が析出して高い焼
付け硬化が得られるような、経時変化が小さい成形用Al
-Mg-Si系合金板を、工程が極めて短いこと等により低コ
ストで製造できる直接鋳造圧延法によって得ることであ
る。また本発明の他の課題は、その直接鋳造圧延法によ
る好ましい製造条件を見出すことである。なお、ここで
いう直接鋳造圧延法とは、図１、図２に示すごとく、双
ロール１、２間にノズル３より溶湯４を連続的に供給
し、溶湯の鋳造凝固の直後に、前記双ロール１、２で圧
延して、溶湯から直接に長尺の圧延板、そのコイルとす
るものである。この方法は、連続鋳造板のみを得る方法
とは異なり一般にはハンター法、直接圧延法等と呼ばれ
ているものであるが、本明細書においては直接鋳造圧延
法ということとする。この製造方法は、従来別工程で行
われている鋳塊又は鋳板とする工程、均質化処理工程、
熱間及び冷間圧延工程を一工程で行うもので、多くの工
程が省略できる。

【０００５】

【課題を解決するための手段】前記課題を解決するため
の請求項１の発明は、必須元素としてSi 0.2〜3.0%、Mg
0.2〜3.0%を含み、Mn 0.01 〜0.5%、Cr 0.01 〜0.5%、
Zr 0.01 〜0.5%、Ti 0.001〜0.5%の１種若しくは２種以
上を含み、更にCu 0〜2.5%、Sn 0〜0.2%、Zn 0〜2.0%の
１種若しくは２種以上を含み、Feを1.0%以下に規制し、
残部がAlと不可避的不純物からなるAl合金であり、板厚
が0.7 〜3mm の直接鋳造圧延板であって、板表層部の金
属組織において、連続したMg₂Si 化合物の最大長さが50
μm 以下であることを特徴とするAl-Mg-Si系合金の直接
鋳造圧延板であり、

【０００６】また、請求項２の発明は、必須元素として
Si 0.2〜3.0%、Mg 0.2〜3.0%を含み、Mn 0.01 〜0.5%、
Cr 0.01 〜0.5%、Zr 0.01 〜0.5%、Ti 0.001〜0.5%の１
種若しくは２種以上を含み、更にCu 0〜2.5%、Sn 0〜0.
2%、Zn 0〜2.0%の１種若しくは２種以上を含み、Feを1.
0%以下に規制し、残部がAlと不可避的不純物からなるAl
合金溶湯を、双ロールによる直接鋳造圧延装置を用い
て、圧下荷重P(ton)を次の、式、： P≧2.5 ×10^-5・ t ・ w ・ D^1/2・ v ・ exp ｛1600/
(T+273)｝： T≧400 ただし、t:出側板厚(mm)、w:出側板幅(mm)、D:ロール直
径(mm)、v:ロール周速(mpm) 、T:出側板の表面温度(
℃) を満足する条件で、板厚0.7 〜3mm の板に直接鋳造圧延
した後、2 ℃/s以上の冷却速度で175 ℃以下に急冷し、
その後180 〜320 ℃に再加熱して0 〜25分保持して、板
表層部の金属組織における連続したMg₂Si 化合物の最大
長さを50μm 以下とすることを特徴とするAl-Mg-Si系合
金の直接鋳造圧延板の製造方法であり、

【０００７】請求項３の発明は、請求項２に記載のAl合
金溶湯及び圧延条件と同様の条件で、板厚0.7 〜3mm の
板に直接鋳造圧延した後、2 ℃/s以上の冷却速度で40〜
175℃の範囲まで急冷し、前記温度でコイル状に巻き取
り、板表層部の金属組織における連続したMg₂Si 化合物
の最大長さを50μm 以下とすることを特徴とするAl-Mg-
Si系合金の直接鋳造圧延板の製造方法であり、

【０００８】更に、請求項４の発明は、必須元素として
Si 0.2〜3.0%、Mg 0.2〜3.0%を含み、Mn 0.01 〜0.5%、
Cr 0.01 〜0.5%、Zr 0.01 〜0.5%、Ti 0.001〜0.5%の１
種若しくは２種以上を含み、更にCu 0〜2.5%、Sn 0〜0.
2%、Zn 0〜2.0%の１種若しくは２種以上を含み、Feを1.
0%以下に規制し、残部がAlと不可避的不純物からなるAl
合金溶湯を、双ロールによる直接圧延装置を用いて、圧
下荷重P(ton)を次の式、 P≧2.5 ×10^-5・ t ・ w ・ D^1/2・ v ・ exp ｛1600/(T+
273)｝ただし、t:出側板厚(mm)、w:出側板幅(mm)、D:ロール直
径(mm)、v:ロール周速(mpm) 、T:出側板の表面温度(
℃) を満足する条件で、板厚0.7 〜3mm の板に直接圧延した
後、400 ℃〜材料の溶融温度の範囲で溶体化処理を施
し、溶体化後の冷却を2 ℃/s以上の冷却速度で175℃以
下に急冷し、その後180 〜320 ℃に再加熱して0 〜25分
保持して、板表層部の金属組織における連続したMg₂Si
化合物の最大長さを50μm 以下とすることを特徴とする
Al-Mg-Si系合金の直接鋳造圧延板の製造方法であり、

【０００９】請求項５の発明は、請求項４に記載のAl合
金溶湯及び圧延条件と同様の条件で、板厚0.7 〜3mm の
板に直接鋳造圧延した後、400 ℃〜材料の溶融温度の範
囲で溶体化処理を施し、溶体化後の冷却を2 ℃/s以上の
冷却速度で40〜175 ℃の範囲まで急冷し、前記温度でコ
イル状に巻きり、板表層部の金属組織における連続した
Mg₂Si 化合物の最大長さを50μm 以下とすることを特徴
とするAl-Mg-Si系合金の直接鋳造圧延板の製造方法であ
る。

【００１０】

【発明の実施の形態】前記各請求項の発明のうち、請求
項１の発明は、直接鋳造圧延法によって得られた板に関
するものであり、請求項２〜５の発明は、前記板の製造
方法に関するものである。以下、前記各発明について詳
細に説明する。

【００１１】（１）請求項１の発明についてまず、本発明に係わる板の合金組成を前記のごとく限定
した理由について説明する。Siは、塗装・焼付け加熱時
にMgと共にβ' と称されるMg₂Si の中間相またはそれに
準ずる強化相として析出し強度を向上させる。その添加
量を0.2 〜3.0%と限定したのは、0.2%未満ではその効果
が小さく、3.0%を越えると溶体化処理後の延性が低下す
るためである。Mgは，溶体化処理後にはマトリックス中
に固溶しており、延性の向上に寄与する。また、上述の
ように塗装・焼付け加熱時にSiと共に強化相として析出
し強度を向上させる。その添加量を0.2 〜3.0%と限定し
たのは、0.2%未満ではその効果が小さく、3.0%を越える
と溶体化処理後の延性が低下するためである。以上のよ
うにSi、Mgは塗装・焼付け加熱時に強化相として析出
し、強度を向上させる。この両元素の存在比が異なると
その焼付け硬化性も異なり、Si、Mgの重量比がSi>0.6Mg
% の場合、Mg₂Si 量に対し過剰Siとなり、より優れた焼
付け硬化性が得られる。なお、塗装・焼付け加熱時の時
効挙動をコントロールするために、Ag、Cdなどを少量添
加しても、本発明の効果を損なうことはない。

【００１２】Mn、Cr、Zr、Tiは、それぞれ結晶粒の微細
化あるいはマトリックス強度を向上させるために添加さ
れる。その添加は、必要に応じてMn 0.01 〜0.5%、Cr
0.01〜0.5%、Zr 0.01 〜0.5%、Ti 0.001〜0.5%の１種若
しくは２種以上である。それぞれ下限未満では効果が少
なく、上限を越えると溶体化処理後の延性が低下する。
また、Cu、Sn、Znは、塗装・焼付け加熱時に析出し強度
を向上させる。またSnの添加は表面品質を改善する効果
もある。その添加は、必要に応じて、Cu 0〜2.5%、Sn 0
〜0.2%、Zn 0〜2.0%の１種若しくは２種以上である。こ
こで、各元素が０％とは、添加しない場合もあることを
意味する。また添加する場合で、各元素をそれぞれ、2.
5%以下、0.2%以下、2.0%以下と限定したのは、これらを
越えると耐食性が低下する、および焼き入れ感受性が高
くなる等の弊害を生じるためである。Feは、通常Alの不
純物として含まれるものである。しかし、FeはSiと化合
物を作りやすく、1.0%を越えて含まれると塗装・焼付け
の際の加熱時の強度向上を阻害する。なお、鋳造組織の
微細化材として通常添加されるB などは、0.1%以下の添
加であれば、特に本発明の効果を損なうことはない。

【００１３】次に、本発明において、板厚を0.7 〜3mm
としたのは、本発明の直接鋳造圧延板が、そのまま成形
用材料として使用できることを念頭に置いたものだから
である。また、本発明に係わる直接鋳造圧延板の表層部
の金属組織において、連続したMg₂Si 化合物の最大長さ
が50μm 以下としたのは、前記の最大長さが50μm を越
えるようなMgやSiを含む粗大な主溶質系化合物が、塗装
・焼付け前にすでに析出しているような場合には、固溶
量が不足しており、塗装・焼付け加熱時の強度向上が十
分でなくなるからである。本発明に係わる直接鋳造圧延
板の内容は以上のとおりであであるが、かかる圧延板
は、後に記す実施例でも明らかなごとく、塗装・焼付け
加熱前の伸びが２７％以上で成形性に優れ、また成形後
の塗装・焼付け時の加熱において、強度（ＹＳ）の向上
が加熱前に比し、１００ＭＰａ以上高くなり、前述のよ
うな各種用途の成形材料に適している。

【００１４】（２）請求項２、３の発明について請求項２、３の発明は、前記請求項１の発明に係わる直
接鋳造圧延板の製造方法に関するものである。本発明の
製造方法を、具体的に図で説明すると、図１及び図２に
示すような双ロールによる直接鋳造圧延装置を用いて、
前記請求項１に記載のＡｌ合金溶湯４をノズル３を通し
て、双ロール１、２間に連続的に供給し、ノズル３の先
端Ｂから双ロール１、２の最接近点Ａ間で、鋳造・凝固
させ、Ａ点近傍で圧延を行うものである。なお図２にお
いて、Ｃ点は溶湯の最終凝固点である。このことは、鋳
造・凝固、圧延を一工程で行って、溶湯から直接圧延板
５を製造し、その直後に急冷し、引き続き再加熱処理
（請求項２）または高温コイル巻き取り（請求項３）を
行うものである。これらの製造方法は、従来法のDC鋳造
での造塊、熱間および冷間圧延での塑性加工、さらに最
終焼鈍処理での溶体化および再結晶という金属組織を制
御するために必要な処理を、一回の双ロールによる直接
鋳造圧延で実現させることを特徴としており、この双ロ
ールによる直接鋳造圧延条件を適切に定めることが非常
に重要となる。そのような条件を見いだすために、双ロ
ール直接鋳造圧延の条件と金属組織および機械的特性と
の関係について、精力的に基礎的観点からの検討を行
い、その結果双ロールにかかる圧下荷重P(ton)を次の
、式、： P≧2.5 ×10^-5・ t ・ w ・ D^1/2・ v ・ exp ｛1600/
(T+273)｝： T≧400 ただし、t:出側板厚(mm)、w:出側板幅(mm)、D:ロール直
径(mm)、v:ロール周速(mpm) 、T:出側板の表面温度(
℃) を満足する条件で、板厚0.7 〜3mm の板に直接鋳造圧延
した後、2 ℃/s以上の冷却速度で175 ℃以下に急冷する
ことにより、従来法と同等の性能を有するAl-Mg-Si系合
金板を製造することが可能であることを見いだした。即
ち、この方法は、直接鋳造圧延の出側の温度を400 ℃以
上の高温で行い、急冷することにより、直接鋳造圧延工
程で溶体化処理も兼ねるものである。

【００１５】ここで圧下荷重P(ton)を、： P≧2.5 ×10^-5・ t ・ w ・ D^1/2・ v ・ exp ｛1600/
(T+273)｝としたのは、これより小さい圧下荷重では凝固終了から
の塑性変形量が不足し、晶出相の分断が十分に行われ
ず、従来法で製造した場合に比べ延性が低下してしまう
ためであり、また、： T≧400 即ち、出側板の表面温度を400 ℃以上としたのは、これ
未満の温度では固溶していたMgやSiが析出し始め、塗装
・焼付け加熱時に十分な強度向上が期待できないからで
ある。また、直接鋳造圧延板を前記の条件で製造後、2
℃/s以上の冷却速度で175 ℃以下の温度まで急冷するの
は、冷却前に固溶しているSi、Mg等の添加元素の析出を
極力生じさせずに過飽和に固溶させ、この後の塗装・焼
付けの際の加熱時に微細な強化相を析出させて強度を向
上させるためである。なお、2 ℃/sec未満の冷却速度ま
たは175 ℃以上の温度への冷却では、冷却中に粗大な化
合物が析出してくるため、延性の低下を招いてしまう。

【００１６】請求項２の製造方法は、前記の如く直接鋳
造圧延後、175 ℃以下の温度に急冷し、引き続き再加熱
処理（復元処理）を行うものである。この処理は、180
〜320 ℃に再加熱して0 〜25分の保持を行い、その後室
温まで放冷するものである。ここで0 分の保持とは、保
持しないこと即ち180 〜320 ℃の温度に到達したら、保
持することなく冷却することも含む意味である。この再
加熱処理は、通常連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）で実施する
のが好ましい。

【００１７】また、請求項３の製造方法は、前記の如く
直接鋳造圧延後、40〜175 ℃の温度に急冷し、この温度
範囲でコイルに巻き取り（高温コイル巻き取り）を行
い、その後室温に放置等の処理を行うものである。な
お、高温コイル巻き取り後の処理は、巻き取りコイルを
そのまま室温に放置して放冷してもよいし、巻き取り温
度（40〜175 ℃）で炉中に３６時間以内保持し、その後
放冷してもよい。また、更に高温コイル巻き取り後、し
ばらく室温に放置し、続いて40〜175 ℃の炉中に３６時
間以内保持し、その後放冷してもよい。これらの高温巻
き取り後の処理は、Al-Mg-Si系合金材について従来から
知られているもので、いずれを適用してもよい。

【００１８】請求項２、３の製造方法においては、前記
のように直接鋳造圧延続いて急冷後、再加熱処理（復元
処理）もしくは40〜175 ℃での高温コイル巻き取り処理
を必要とする。この処理が必要な理由は、上述の双ロー
ルによる直接鋳造圧延板は、従来の製造工程で得られる
板材とほぼ同等の性能が得られるものの、従来法で製造
した板と同様に自然時効によりG.P.ゾーンが析出し、塗
装・焼付けの際の加熱で、強度が十分に得られなかった
り、強度が上昇して延性が著しく低下するという問題が
生じるからである。本発明の双ロールによる直接鋳造圧
延の場合も、従来法と同様に上述の復元処理あるいは高
温コイル巻き取り処理により、自然時効によるG.P.ゾー
ン生成を抑制する必要がある。この復元処理及び高温コ
イル巻き取り処理の熱処理条件に範囲があるのは、下限
未満でも又上限を越えても所定の性能が得られないから
である。なお、溶体化処理続いて急冷から復元処理実施
までの室温放置時間については特に制限する必要はな
く、数カ月以上放置した後に復元処理を行ってもその効
果が損なわれることはない。

【００１９】（３）請求項４、５の発明について請求項４、５の発明は、前記請求項１の発明に係わる直
接鋳造圧延板の別の製造方法に関するものである。即
ち、前記と同様に双ロールによる直接鋳造圧延装置を用
いて圧延板を製造するが、この後溶体化処理して急冷
し、引き続き再加熱処理（請求項４）または高温コイル
巻き取り（請求項５）を行うものである。これらの製造
方法は、前記請求項２および３に記載の方法よりも直接
鋳造圧延時の出側表面温度が低い場合(400℃未満) 、或
いは400 ℃以上の場合であってもその後の冷却速度が遅
い場合( 冷却速度２℃／ｓ未満）の製造方法である。即
ち直接鋳造圧延工程（その後の冷却も含む）だけでは、
溶体化処理が不十分な場合に適用され、別に溶体化処理
それに続く急冷は、後の工程で行うものである。従っ
て、本製造方法では、直接鋳造圧延工程での板の出側の
温度、冷却条件は特に規定しない。本発明の製造法の適
用圧下荷重P(ton)の式は、前記請求項２および３と同様
であるが、出側表面温度（Ｔ）は、400 ℃以上の場合も
400 ℃未満の場合いずれにも適用される。これを再度記
すと、この製造方法は、次の式、： P≧2.5 ×10^-5・ t ・ w ・ D^1/2・ v ・ exp ｛1600/
(T+273)｝ただし、t:出側厚さ(mm)、w:出側幅(mm)、D:ロール直径
(mm)、v:ロール周速(mpm) 、T:出側表面温度( ℃) を満足する条件で、板厚0.7 〜3mm の板に直接鋳造圧延
した後、別に溶体化処理続いて急冷することが特徴であ
る。なお、本製造法では、直接鋳造圧延後に溶体化処理
続いて急冷を行うため、直接鋳造圧延後の冷却速度は、
特に制限する必要はないが、早い速度で冷却すれば粗大
な化合物の析出が抑制され、その後の溶体化処理がより
速やかに行われるため好ましいと言えよう。

【００２０】この溶体化処理続いて急冷の条件は、400
℃〜材料の溶融温度の範囲で溶体化処理を施し、2 ℃/s
以上の冷却速度で175 ℃以下の温度まで急冷する。この
溶体化処理の温度を400 ℃以上としたのは、これ未満の
温度ではMgやSiを十分に固溶させることができないから
である。その後2 ℃/s以上の冷却速度で175 ℃以下の温
度まで急冷するのは、冷却前に固溶しているSi、Mg等の
添加元素の析出を極力生じさせずに過飽和に固溶させ、
この後の塗装・焼付けの際の加熱時に微細な強化相を析
出させて強度を向上させるためである。2 ℃/sec未満の
冷却速度または175 ℃以上の温度への冷却では冷却中に
粗大な化合物が析出してくるため、延性の低下も招いて
しまう。本製造方法は、この後前記の請求項２、３と同
様に、再加熱処理（請求項４）または高温コイル巻き取
り（請求項５）を行うものである。この再加熱処理また
は高温コイル巻き取りの条件、意義、効果等は、前記の
請求項２、３で説明したことと同様である。

【００２１】以上説明したように、本発明により、経時
変化の小さい焼付け硬化性に優れるAl-Mg-Si系合金の直
接鋳造圧延板を低コストで製造することが可能となる。
従来法と同様に自然時効を抑制するための復元処理ある
いは高温巻き取りが必要となるものの、その前段階まで
の造塊、面削、均質化処理、熱間圧延、冷間圧延等の工
程が大幅に簡略化されるため、トータルの製造コストは
大幅に低減される。

【００２２】

【実施例】次に、本発明の実施例（本発明例）を、比較
例とともに、さらに詳細に説明する。表１に示す組成の
Al-Mg-Si系合金溶湯を、図１、図２に示す横型の双ロー
ルによる直接鋳造圧延装置で、厚さ0.7 〜3mm の圧延板
を製造した。この製造条件の詳細を表２に示す。

【００２３】

【表１】

【００２４】

【表２】

【００２５】このように製造された直接鋳造圧延板につ
いて、表層部の金属組織における連続したMg₂Si 化合物
の最大長さを、走査型電子顕微鏡を用いて反射電子像の
観察を行って、測定した。また、製造後1、5、20、60 日
間、室温に放置した後、引張試験を実施した。さらに塗
装・焼付けの際の加熱をシミュレートした 175℃で60分
の加熱を施した後にも引張試験を行った。なお、引張試
験はJIS5号引張試験片により、引張強さ、耐力、伸びを
測定した。これらの結果を表３に示す。

【００２６】

【表３】

【００２７】表３より明らかなように、本発明の圧延板
及びその製造方法(A-G) では、塗装・焼付けの際の加熱
による耐力上昇が大きく（100MPa以上）、加熱前の延性
（伸び）も優れ（27% 以上）、さらにこれらの特性の室
温放置による安定性に優れていることがわかる。これに
対して、本発明で規定した組成をはずれるか又は本発明
の製造条件を外れる比較例(H-M) は、加熱前後の耐力上
昇が小さく、または加熱前の延性（伸び）の点でも劣っ
ていることがわかる。

【００２８】

【発明の効果】このように本発明に係わる直接鋳造圧延
板及びその製造方法によれば、自然時効時のG.P.ゾーン
の析出を抑制し、塗装・焼付けの際の加熱で速やかに強
化相が析出し、経時変化が小さく高い時効硬化性を有す
るAl-Mg-Si系合金板を低コストで得ることができるもの
で、工業上顕著な効果を奏するものである。

【図面の簡単な説明】

【図１】横型双ロールによる直接鋳造圧延装置（断面）
の概略説明図である。

【図２】図１のＤ部を拡大した詳細図である。

【符号の説明】１上ロール２下ロール３ノズル４金属溶湯５直接鋳造圧延板Ａ双ロールのセンターライン（ロールの最接近点）Ｂノズルの先端Ｃ溶湯の最終凝固点

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号ＦＩＣ２２Ｆ 1/00 ６８３Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８３６９１６９１Ｂ６９１Ｃ６９２６９２Ａ６９２Ｂ (72)発明者垣生哲史東京都千代田区丸の内２丁目６番１号古河電気工業株式会社内 (72)発明者林稔東京都千代田区丸の内２丁目６番１号古河電気工業株式会社内 (72)発明者戸次洋一郎東京都千代田区丸の内２丁目６番１号古河電気工業株式会社内 (72)発明者松本義裕千葉県千葉市中央区川崎町１番地川崎製鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者行本正雄千葉県千葉市中央区川崎町１番地川崎製鉄株式会社技術研究所内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】必須元素としてSi 0.2〜3.0%(mass%、以
下同じ) 、Mg 0.2〜3.0%を含み、Mn 0.01 〜0.5%、Cr
0.01 〜0.5%、Zr 0.01 〜0.5%、Ti 0.001〜0.5%の１種
若しくは２種以上を含み、更にCu 0〜2.5%、Sn 0〜0.2
%、Zn 0〜2.0%の１種若しくは２種以上を含み、Feを1.0
%以下に規制し、残部がAlと不可避的不純物からなるAl
合金であり、板厚が0.7 〜3mm の直接鋳造圧延板であっ
て、板表層部の金属組織において、連続したMg₂Si 化合
物の最大長さが50μm 以下であることを特徴とするAl-M
g-Si系合金の直接鋳造圧延板。
【請求項２】必須元素としてSi 0.2〜3.0%、Mg 0.2〜
3.0%を含み、Mn 0.01 〜0.5%、Cr 0.01 〜0.5%、Zr 0.0
1 〜0.5%、Ti 0.001〜0.5%の１種若しくは２種以上を含
み、更にCu 0〜2.5%、Sn 0〜0.2%、Zn 0〜2.0%の１種若
しくは２種以上を含み、Feを1.0%以下に規制し、残部が
Alと不可避的不純物からなるAl合金溶湯を、双ロールに
よる直接鋳造圧延装置を用いて、圧下荷重P(ton)を次の
、式、： P≧2.5 ×10^-5・ t ・ w ・ D^1/2・ v ・ exp ｛1600/
(T+273)｝： T≧400 ただし、 t:出側板厚(mm)、w:出側板幅(mm)、D:ロール直径(mm)、 v:ロール周速(mpm) 、T:出側板の表面温度( ℃) を満足する条件で、板厚0.7 〜3mm の板に直接鋳造圧延
した後、2 ℃/s以上の冷却速度で175 ℃以下に急冷し、
その後180 〜320 ℃に再加熱して0 〜25分保持して、板
表層部の金属組織における連続したMg₂Si 化合物の最大
長さを50μm 以下とすることを特徴とするAl-Mg-Si系合
金の直接鋳造圧延板の製造方法。
【請求項３】請求項２に記載のAl合金溶湯及び圧延条
件と同様の条件で、板厚0.7 〜3mm の板に直接鋳造圧延
した後、2 ℃/s以上の冷却速度で40〜175 ℃の範囲まで
急冷し、前記温度でコイル状に巻き取り、板表層部の金
属組織における連続したMg₂Si 化合物の最大長さを50μ
m 以下とすることを特徴とするAl-Mg-Si系合金の直接鋳
造圧延板の製造方法。
【請求項４】必須元素としてSi 0.2〜3.0%、Mg 0.2〜
3.0%を含み、Mn 0.01 〜0.5%、Cr 0.01 〜0.5%、Zr 0.0
1 〜0.5%、Ti 0.001〜0.5%の１種若しくは２種以上を含
み、更にCu 0〜2.5%、Sn 0〜0.2%、Zn 0〜2.0%の１種若
しくは２種以上を含み、Feを1.0%以下に規制し、残部が
Alと不可避的不純物からなるAl合金溶湯を、双ロールに
よる直接圧延装置を用いて、圧下荷重P(ton)を次の
式、： P≧2.5 ×10^-5・ t ・ w ・ D^1/2・ v ・ exp ｛1600/
(T+273)｝ただし、 t:出側板厚(mm)、w:出側板幅(mm)、D:ロール直径(mm)、 v:ロール周速(mpm) 、T:出側板の表面温度( ℃) を満足する条件で、板厚0.7 〜3mm の板に直接鋳造圧延
した後、400 ℃〜材料の溶融温度の範囲で溶体化処理を
施し、溶体化後の冷却を2 ℃/s以上の冷却速度で175 ℃
以下に急冷し、その後180 〜320 ℃に再加熱して0 〜25
分保持して、板表層部の金属組織における連続したMg₂S
i 化合物の最大長さを50μm 以下とすることを特徴とす
るAl-Mg-Si系合金の直接鋳造圧延板の製造方法。
【請求項５】請求項４に記載のAl合金溶湯及び圧延条
件と同様の条件で、板厚0.7 〜3mm の板に直接鋳造圧延
した後、400 ℃〜材料の溶融温度の範囲で溶体化処理を
施し、溶体化後の冷却を2 ℃/s以上の冷却速度で40〜17
5 ℃の範囲まで急冷し、前記温度でコイル状に巻きり、
板表層部の金属組織における連続したMg₂Si 化合物の最
大長さを50μm 以下とすることを特徴とするAl-Mg-Si系
合金の直接鋳造圧延板の製造方法。