JPH10310835A

JPH10310835A - 強度、耐ストレッチャーストレインマーク性および曲げ性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法

Info

Publication number: JPH10310835A
Application number: JP11975897A
Authority: JP
Inventors: Kohei Hasegawa; 浩平長谷川; Shinji Mitao; 真司三田尾
Original assignee: NKK Corp; Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 1997-05-09
Filing date: 1997-05-09
Publication date: 1998-11-24

Abstract

(57)【要約】【課題】高強度で、ＳＳＭが発生せず良好なプレス成形
性を示し、さらに特に、プレス成形後の曲げ加工性に優
れたアルミニウム合金アルミニウム合金板およびその製
造方法を提供する。【解決手段】重量％で、Ｍｇ：３．２〜３．９％、Ｃ
ｕ：０．３０〜０．６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１
５％、Ｂ：０．０００２〜０．０５％、Ｆｅを０．３％
以下含有し、またＳｉを０．７≦［Ｍｇ］² ［Ｓｉ］≦
１．３５の関係を満たす範囲で含有し、残部がＡｌと不
可避不純物からなることを特徴とする強度、耐ストレッ
チャーストレインマーク性および曲げ性に優れたアルミ
ニウム合金板。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】この発明は、アルミニウム合
金板の製造方法に関し、優れた強度、耐ストレッチャー
ストレインマーク性、曲げ性を有し、さらにプレス成形
性、塗装後耐食性、常温遅時効性優れた、自動車車体等
に好適なアルミニウム合金および合金板の製造方法に関
する。

【０００２】

【従来の技術】従来より自動車ボディパネル用板材とし
て表面処理冷延鋼板が多用されているが、近年、自動車
の燃費向上のために軽量化の要望が高まっており、その
要望を満たすべく自動車ボディパネル用板材にアルミニ
ウム合金板が使用され始めてきている。

【０００３】現在、自動車ボディ用アルミニウム合金と
しては、日本国内においては主として成形性の観点から
主にＭｇ：４．５〜５．５％の５０００系合金が使用さ
れている。しかし、この種の合金は固溶Ｍｇ原子による
動的歪時効に起因したストレッチャーストレインマーク
（以下ＳＳＭと略記する）の発生防止が困難で、プレス
後、成形品の表面を研磨するなどの調整が必要であり生
産性の低下を招いている。さらにＭｇ濃度が４％以上に
なると熱間圧延時にエッジ割れやワニロ割れが発生し易
くなり、歩留まりの低下を招く。そこで、まずＭｇ濃度
の低いアルミニウム合金の適用を検討した。

【０００４】Ｍｇ濃度が１％程度以下の６０００系合金
はＭｇ濃度が低いためＳＳＭが発生しにくく、熱間圧延
性も良好である。また高強度が得られるため一部で実用
化されている。しかし、６０００系合金は延性が低いた
めプレス成形性が優れない。また曲げ性、とりわけプレ
ス成形後の曲げ加工性に著しく劣る。特開昭６２−８９
８５２号公報に６０００系合金に関して溶体化熱処理
後、７２時間以内に４０〜１２０℃の温度で８〜３６時
間の低温加熱処理を行う技術が開示されている。このよ
うな低温加熱を行えば、塗装焼付硬化性が向上するとと
もに強度が上昇することが考えられるが、成形性、曲げ
性はさらに劣化する。

【０００５】そこで本発明者らはＭｇ濃度を６０００系
と４．５〜５．５％Ｍｇ系の中位とし、Ｃｕ，Ｓｉを適
宜添加することで、ＳＳＭの発生を抑制し、熱間圧延が
良好でかつプレス成形性が優れた合金を発明し、特開平
４−３０４３３９号公報、特開平4-365834号公報、特開
平6-33179 号公報に開示した。さらに特開平6-256917号
公報、特開平7-97667 号公報において常温遅時効性を付
与する製造方法を開示した。これらと類似の合金は特開
昭62-27544号公報、特開平2-118049号公報に開示されて
いる。

【０００６】しかしながら、上記先行文献に開示された
合金成分範囲においてもＭｇ濃度が４％以上ではＳＳＭ
の発生が顕著である。一方、Ｍｇ濃度を低くするとＣ
ｕ，Ｓｉを添加したとしても引張強さが鋼板や４．５〜
５．５％Ｍｇ含有アルミニウム合金と比較して低いとい
う問題があった。また特開平6-256917号公報、特開平7-
97667 号公報に開示した技術は１８０℃〜３００℃で３
〜６０秒という最終熱処理で強度に寄与するＧＰＢゾー
ンなどの変調構造を再溶解（復元処理）してプレス成形
性を向上されるための技術で、高引張強さは得られな
い。

【０００７】そこで本発明者らは高引張強さを得るため
に中Ｍｇ濃度のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ−Ｓｉ系合金系におい
て溶体化処理後に急速冷却し、続いて１００℃前後の低
温熱処理をすれば特開昭62-89852号公報に開示された技
術と同様に高強度が得られる考え試作を行った。このよ
うにして製造された合金板はＳＳＭ発生せず、高強度で
良好なプレス成形性を示したが、プレス成形後にヘミン
グ加工を行うと割れが発生する問題を生じた。この合金
板においても、勿論、プレス成形性の一部として曲げ性
は考慮されていたが、実際の自動車外板の製造における
曲げ加工はプレス成形後行われるため、単に製造ままの
合金板の曲げ試験において密着曲げが可能であっても、
製造時に割れが発生する場合があり、これまでは適正な
評価が困難であった。さらに、単なる曲げ試験における
曲げ性とプレス成形後の曲げ加工性が一致しないことが
あり、これはプレス成形の変形モードと曲げ加工での変
形モードの相互作用が材料特性によって変化するためと
考えられる。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】この発明はかかる事情
を鑑みてなされたものであって、高強度で、ＳＳＭが発
生せず良好なプレス成形性を示し、さらに特に、プレス
成形後の曲げ加工性に優れたアルミニウム合金アルミニ
ウム合金板およびその製造方法を提供することを目的と
している。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記目的
を達成するために鋭意研究を重ねた結果、Ａｌ−Ｍｇ−
Ｃｕ−Ｓｉ系合金の特定組成において溶体化処理後急冷
し、続けて６０〜１５０℃で１時間〜４８時間熱処理を
行えば、高強度でありながら、曲げ性が劣化しない領域
があることを見出した。このようにして製作されたアル
ミニウム合金アルミニウム合金板は優れたプレス成形
性、塗膜焼付硬化性、熱間圧延性、塗装後耐食性を有し
つつ、４０℃×９０日の加速時効においても特性が安定
である。この発明は本発明者らのこのような知見に基づ
き、合金成分及び製造条件について詳細に研究を重ねた
結果完成されたものである。

【００１０】すなわち、本発明は、（１）重量％で、Ｍｇ：３．２〜３．９％、Ｃｕ：０．
３０〜０．６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１５％、
Ｂ：０．０００２〜０．０５％、Ｆｅを０．３％以下含
有し、またＳｉを０．７≦［Ｍｇ］² ［Ｓｉ］≦１．３
５の関係を満たす範囲で含有し、残部がＡｌと不可避不
純物からなることを特徴とする強度、耐ストレッチャー
ストレインマーク性および曲げ性に優れたアルミニウム
合金板。

【００１１】（２）重量％で、Ｍｇ：３．２〜３．９
％、Ｃｕ：０．３０〜０．６０％、Ｔｉ：０．００５〜
０．１５％、Ｂ：０．０００２〜０．０５％、Ｆｅを
０．３％以下含有し、またＳｉを０．７≦［Ｍｇ］²
［Ｓｉ］≦１．３５の関係を満たす範囲で含有し、さら
にＭｎ：０．０５〜０．３％、Ｃｒ：０．０５〜０．３
％、Ｚｒ：０．０５〜０．３％から１種または２種以上
含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなることを特徴
とする強度、耐ストレッチャーストレインマーク性およ
び曲げ性に優れたアルミニウム合金板。

【００１２】（３）引張強さが、式ＴＳ（ＭＰａ）≧１２５＋４０［ｗｔ％Ｍｇ］の関係を満たすことを特徴とする強度、耐ストレッチャ
ーストレインマーク性および曲げ性に優れた（１）また
は（２）記載のアルミニウム合金板。

【００１３】（４）（１）または（２）記載の合金成分
の鋳塊に対し、４００〜５８０℃の範囲内の温度で１段
または多段の均質化処理を施した後、この鋳塊を熱間圧
延及び冷間圧延することにより所望の板厚とし、次いで
５００〜５８０℃の範囲内の温度まで３℃／秒以上の加
熱速度で加熱してその温度で０〜６０秒間保持し、ひき
続き保持温度から少なくとも１００℃の温度までを２℃
／秒以上の冷却速度で冷却する熱処理を１回または２回
以上繰り返しその後６０〜１５０℃の温度で１〜４８時
間保持することを特徴とする強度、耐ストレッチャース
トレインマーク性および曲げ性に優れたアルミニウム合
金板の製造方法である。

【００１４】

【発明の実施の形態】以下、この発明について詳細に説
明する。本発明における本合金組成はＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ
−Ｓｉ系を基本としており、中Ｍｇ濃度とすることによ
りＳＳＭを発生させず、また熱間圧延性を劣化させるこ
となく、強度、プレス成形性を確保している。またＣ
ｕ，Ｓｉを添加してＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の化合物析出相
の析出前段階の変調構造（ＧＰＢゾーン）を形成させる
ことにより強度を上昇させている。製造方法において
は、溶体化熱処理後急冷し、その後低温で熱処理するこ
とにより強度および常温遅時効性を得ており、さらに合
金成分を適性化することにより優れたプレス成形後の曲
げ加工性を得ている。

【００１５】Ｍｇ：Ｍｇは固溶元素として加工硬化係数
の上昇つまり一様延びの向上に寄与するとともに、焼付
硬化性に寄与するＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の変調構造の構成
元素でもある。しかしその含有量が３．２％未満では強
度、プレス成形性が不十分である。またＡｌ−Ｃｕ−Ｍ
ｇ系の変調構造の生成が遅くなる。そのため３．２％以
上であることが必須である。一方、その含有量が３．９
％を超えるとＳＳＭの発生が顕著となり、また熱間圧延
割れが生じ易く、著しい生産性低下、コスト上昇を招
く。また、スポット溶接性を劣化させる。

【００１６】Ｃｕ：Ｃｕは固溶元素として、材料の強度
上昇に寄与するとともに、上述のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の
変調構造の構成元素であるが、その含有量が０．３０％
未満では変調構造が生成せず、強度が不十分である。ま
た塗装時の燐酸亜鉛処理性の観点からも０．３０％以上
であることが必須である。なお高強度化の観点からは
０．４０％以上であることが望ましい。０．６０％以上
では熱間圧延時に割れが発生し易くなるとともに塗装後
耐食性が劣化する。なお耐食性の観点からは０．５５％
以下であることが望ましい。

【００１７】Ｓｉ：Ｓｉは本発明の最も重要な成分で、
Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の変調構造の生成を促進させて硬化
能を高める元素である。その機能を発揮するためにはＳ
ｉは［Ｍｇ］² ［Ｓｉ］≧０．７の関係を満たす範囲で
含有することが必須である。一方、Ｓｉ含有量が［Ｍ
ｇ］² ［Ｓｉ］＞１．３５になると、高強度を得るため
に溶体化処理後６０〜１５０℃の温度で１〜４８時間の
熱処理を行ったとき、溶解時に生成する粗大Ｍｇ₂ Ｓｉ
系晶出物に起因して、曲げ性、特にプレス成形後の曲げ
加工性が著しく劣化し、ヘミング時の割れ等の不良の発
生原因となる。

【００１８】Ｆｅ：Ｆｅは不純物として含有されるが、
含有量が０．３％以上を超えるとＡｌ−Ｆｅ系の粗大晶
出物の形成が著しくなり、これが特にプレス成形時およ
びプレス成形後の曲げにおける亀裂の伝播を促進するこ
ととなる。従って、Ｆｅの含有量は０．３％以下に規制
する必要がある。

【００１９】Ｔｉ，Ｂ：Ｔｉ，ＢはＴｉＢ₂ を形成し、
鋳造組織を均一にする効果を有する。Ｔｉ，Ｂはそれぞ
れ０．００５，０．０００２％未満では鋳造組織が粗大
となり、その結果Ｍｇ₂ ＳｉやＡｌ−Ｆｅ系の晶出物を
粗大化させる。そのため熱間圧延時に割れが発生しやす
くなるとともに、粗大析出物がプレス成形後の曲げ特性
を劣化させる。しかしながら、これらを過剰に添加する
とＴｉ，Ｂが粗大な晶出物を生成し、生成性を劣化させ
る。従ってこれらの添加量は、Ｔｉ：０．００５〜０．
１５％、Ｂ：０．０００２〜０．０５％の範囲に規定さ
れる。

【００２０】Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ：これらの元素は一般的
に再結晶粒成長を抑制する目的で添加される。結晶粒を
微細化することにより、特にプレス成形後の肌荒れが抑
制される。肌荒れは製品の外観を損ねるばかりか、ヘミ
ング時に割れの起点としての役割を果たすため、結晶粒
を適正に微細化することにより、プレス成形後の曲げ加
工性が向上する。このためには、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒをそ
れぞれ０．０５％以上添加することが有効である。しか
しながら、それぞれ０．３０％以上添加すると結晶粒径
が微細化しすぎてＳＳＭが発生し、また延性が低下する
のでＭｎ：０．０５〜０．３０％、Ｃｒ：０．０５〜
０．３０％、Ｚｒ：０．０５〜０．３０％の範囲内で必
要に応じて添加することが望ましい。

【００２１】なお、さらにその他の元素としてＢｅを
０．０１％まで添加してもよい。Ｂｅは鋳造時の酸化を
防止し、鋳造性、熱間圧延性を向上させ、合金板の成形
性を向上させる元素である。しかし、その含有量が０．
０１％を超えるとその効果が飽和するばかりでなく、毒
性の強い元素であるので鋳造作業環境を害する恐れがあ
るので好ましくない。従って、その添加量は０．０１％
までに規定する。

【００２２】これらの元素の他、通常のアルミニウム合
金と同様、不可避的不純物が含有されるが、その量は本
発明の効果が損なわれない範囲であれば許容される。次
に、上述のように規定されたアルミニウム合金鋳塊に対
して、４００〜５８０℃の範囲内の温度で１段又は多段
の均質化熱処理を施す。このような均質化処理を施すこ
とにより、鋳造時に晶出した共晶化合物の拡散固溶を促
進し、局部的ミクロ偏析を軽減する。また、この処理に
より、最終製品の結晶粒の異常粒成長を抑制し、均一化
を図るうえで重要なＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒの化合物を微細に
析出させることができる。しかし、この処理の温度が４
００℃未満の場合には上述したような効果が不十分であ
り、一方５８０℃を超えると共晶融解が生じる。従っ
て、均質化処理温度を４００〜５８０℃の範囲とする。
なお、この温度範囲内での保持時間が１時間未満では上
述の効果が十分に得られず、７２時間を超える長時間の
加熱はその効果が飽和してしまうため、この均質化の保
持時間は一般に１〜７２時間であることが必要である。

【００２３】次いで、このような均質化処理が施された
鋳塊に対し、常法に従って所定の板厚を得るために熱間
圧延及び冷間圧延を行う。また歪矯正又は表面粗度調整
のため、次に行われる熱処理の前後両方又はいずれかで
５％以下のレベリング、ストレッチング、あるいはスキ
ンパス圧延を実施してもよい。

【００２４】圧延終了後、このような圧延板材に対し、
５００〜５８０℃の範囲内の温度に３℃／秒以上の加熱
速度で加熱して、その温度に達した後即座に、又は６０
秒間以下の時間保持した後、保持温度から少なくとも１
００℃の温度までを冷却速度２℃／秒以上で、急速冷却
するといった条件の熱処理を施す。この熱処理はＡｌ−
Ｃｕ−Ｍｇ系化合物の変調構造を構成するＣｕ，Ｍｇの
溶体化を図り、その後の低温加熱時に変調構造が十分に
生成させるために行うものである。この場合に、加熱温
度が５００℃未満では、溶体化が不十分となる結果、強
度が不十分となる。また、加熱温度が５８０℃を超えた
り、加熱速度が３℃／秒未満であったり、保持時間が６
０秒を超えると、共晶融解を生じたり、結晶粒の一部が
異常粒成長するなど、ミクロ組織不良を起こしやすくな
るため、成形性が低下する。さらに、冷却速度が２℃／
秒未満では、冷却中に強度に寄与しない粗大なＡｌ−Ｃ
ｕ−Ｍｇ化合物が析出し強度を損なうため好ましくな
い。なお、１００℃超の温度で冷却を停止するとその温
度で直ちに時効が進行し溶体化の効果が失われる可能性
があるので、保持温度から１００℃までの温度範囲では
必ず冷却速度２℃／秒以上の急速冷却を行う。無論、１
００℃以下まで冷却速度２℃／秒以上の急速冷却を行う
ことは構わない。また、この熱処理を２回以上繰り返す
ことにより、生産性を損なうものの、強度が向上するの
で、必要に応じて２回以上行ってもよい。

【００２５】このような溶体化処理の後、室温に保持後
又は直接６０〜１５０℃の温度で１〜４８時間の熱処理
を行う。この熱処理によって、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系変調
構造を形成させることによって強度を上昇させるととも
に常温における特性の安定性を向上させる。さらにここ
で形成される変調構造はプレス成形で導入された加工歪
が塗膜焼付時に回復するのを抑制するために、塗膜焼付
処理中に形成されるＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系変調構造ととも
に、塗膜焼付後の強度上昇に寄与する。また変調構造を
形成したＭｇ原子は動的歪時効に寄与しなくなるため、
この熱処理によってＳＳＭの発生が抑制される。この場
合、熱処理温度が６０℃未満の場合または保持時間が１
時間未満の場合は上述の効果を十分に得ることができ
ず、また加熱温度が１５０℃を超える場合または保持時
間が７２時間以上の場合は、強度への寄与の小さい粗大
なＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化合物が析出するために好ましく
ない。なおこの熱処理はコイルのままで行ってもよい
し、切り板とした後に行ってもよい。

【００２６】以上のことからアルミニウム合金板におい
てプレス成形時にＳＳＭを発生させずに、高強度、高プ
レス成形性およびプレス後の曲げ性を両立させるために
は上述の合金成分に対し、上述の製造方法を適用するこ
とが必須である。このようにして得られたアルミニウム
合金板は良好な常温遅時効性、塗装後耐食性を有し自動
車車体等に好適である。

【００２７】

【実施例】

（実施例１）以下、この発明の実施例について説明す
る。表１に示すような成分、組成を有する合金を溶解、
ＤＣ鋳造し、得られた鋳塊を４４０℃で４時間その後５
１０℃で１０時間の２段の均質化熱処理を実施し、次い
で鋳片を４６０℃に加熱し、板厚４ｍｍまで熱間圧延を
行った。次いで、室温に冷却した後、最終板厚まで冷間
圧延を行って厚さ１ｍｍの板材とした。なお熱間圧延の
仕上がり温度は２８０℃であった。この厚さで１ｍｍの
板材を５５０℃まで１０℃／秒の速度で加熱し、１０秒
間保持後、１００℃まで２０℃／秒の冷却速度で強制空
冷を行った。

【００２８】この熱処理後、常温にて２日間放置し、そ
の後１００℃で２４時間熱処理を行った。以上のような
処理を施した板材を常温で１週間保持後、所定形状に切
り出し、引張試験（ＪＩＳ５号、引張方向：圧延方向）
を行った。常温時効量を評価するために、採取した引張
試験片を４０℃において９０日間加速時効処理を行った
後、引張試験を行い、製造直後の耐力と比較した。また
プレス成形後の塗膜焼付をシミュレーションするため
に、２％引張変形（プレス加工に対応）後、１７０℃に
おいて２０分間の熱処理（塗膜焼付に対応）を行い、引
張試験を行った。プレス成形後の曲げ加工性は２０×１
００ｍｍの短冊状試験片を用い引張試験機によって予め
加工したものをさらに１８０°密着曲げ加工し、割れが
発生する最小の予歪量で評価した。この値が大きいほど
プレス成形後の曲げ加工性に優れることを示す。ＳＳＭ
評価はプレス成形でのＳＳＭの発生をシミュレートする
ために４０×２００ｍｍの短冊状試験片を用い、引張試
験機によって歪速度１０^-2／ｓで１０％引張、試験片表
面に発生するパラレルバンドの有無を目視で評価した。
塗装後耐食性試験は、処理後のコイルから７０×１５０
ｍｍの試験片を切り出し、脱脂、酸洗後市販の燐酸亜鉛
処理液にて化成処理を行い、水洗、乾燥を行った後、カ
チオン電着塗装による下塗り、さらに吹き付けによる中
塗、上塗を行ってサンプルを作成した。この時のトータ
ル塗装膜厚さは約１００μｍである。このサンプル表面
にアルミ素地まで達するクロスカットを入れ、ＪＩＳＺ
２３７１による塩水噴霧試験を２４時間行い、その後５
０℃、９５％ＲＨの湿潤雰囲気に２０００時間放置した
後に、クロスカット部から発生した糸錆の最大長さを測
定し２ｍｍ以下を○、２〜３ｍｍを△、３ｍｍ以上を×
と判定した。

【００２９】これらの試験結果を表２に示す。図１に試
料Ｎｏ．１〜１６について引張強度と曲げ性の［Ｍｇ］
² ［Ｓｉ］との関係を示す。この図から明らかなように
［Ｍｇ］² ［Ｓｉ］が０．７以上１．３５以下では引張
強度が高く、曲げ性が優れる。また表２から本発明の成
分範囲内である合金は２％引張後１７０℃で２０分熱処
理（以下ではＢＨ処理と略す）した後の耐力が高く、４
０℃×９０日の加速時効処理においても耐力変化がほと
んどなく、また引張強さは２６０ＭＰａ以上の高強度で
あり、１５％の予歪後密着曲げを行っても割れが発生し
ない良好な成形後曲げ加工性を有し、さらにＳＳＭも発
生せず、塗装後耐食性も優れていることがわかる。な
お、Ｃｕ量が０．５５％以下の合金は特に耐食性に優れ
ている。

【００３０】これに対して、本発明の成分範囲から外れ
る合金はいずれかの特性が劣る。例えば、［Ｍｇ］²
［Ｓｉ］＜０．７の試料Ｎｏ．１，２，９，１０は引張
強さが低い。また［Ｍｇ］² ［Ｓｉ］＞１．３５の試料
７，８，１５，１６は引張後曲げ性が著しく低い。Ｍｇ
またはＣｕが本発明より低い、試料１７，２１は強度が
低く、また試料１７は伸びも低い。Ｍｇが３．９％を超
える試料２０はＳＳＭが発生した。Ｃｕが０．６％を超
える試料２５は塗装後耐食性が劣化した。Ｆｅが０．３
％を超える試料２９は伸びおよび引張後曲げ性が劣化し
た。

【００３１】（実施例２）表１に示した試料Ｎｏ．５の
組成を有する合金を用い、溶解、ＤＣ鋳造し、得られた
鋳塊を４４０℃で４時間その後５１０℃で１０時間の２
段の均質化熱処理を実施し、次いで鋳片を４６０℃に加
熱し、板厚４ｍｍまで熱間圧延を行った。次いで、室温
に冷却した後、最終板厚まで冷間圧延を行って厚さ１ｍ
ｍの板材とした。なお熱間圧延の仕上がり温度は２８０
℃であった。この厚さ１ｍｍの板材を５５０℃まで１０
℃／秒の速度で加熱し、１０秒間保持後、１００℃まで
２０℃／秒の冷却速度で強制空冷を行った。この熱処理
後、常温にて２日間放置し、その後、表３に示すような
熱処理を行った。このようにして製造した板材について
実施例１と同様の評価試験を行った。表３から明らかな
ように、本発明の条件を満足する記号Ａ〜Ｄは、いずれ
も引張強さ、２％引張後ＢＨ処理後の耐力が高く、１５
％の予歪後密着曲げを行っても割れが発生しない良好な
成形後曲げ加工性を有することがわかる。これに対し
て、本発明の条件を満足しない記号Ｅ〜Ｈはいずれかの
特性が劣る。例えば、この熱処理を行わない記号Ｅおよ
び温度が低く効果が十分でない記号Ｆは、４０℃×９０
日の加速時効処理による耐力変化がそれぞれ２５，１５
ＭＰａと大きく、また引張強さが低い。また熱処理時間
の長すぎる記号Ｇおよび温度の高い記号Ｈは伸びが劣化
するとともに成形後の曲げ加工性が著しく低下する。

【００３２】

【表１】

【００３３】

【表２】

【００３４】

【表３】

【００３５】

【発明の効果】本発明は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ−Ｓｉ系合
金のＭｇ濃度を中Ｍｇ濃度とすることによりＳＳＭを発
生させず、また熱間圧延性を劣化させることなく、強
度、プレス成形性を確保することができる。またＣｕ，
Ｓｉを添加してＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の化合物析出相の析
出前段階の変調構造（ＧＰＢゾーン）を形成させて強度
を上昇させている。さらに本発明製造方法では、溶体化
熱処理後急冷し、その後低温で熱処理することにより強
度および常温遅時効性を得ることができ、さらに合金成
分を適性化することにより優れたプレス成形後の曲げ加
工性を得ることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】引張強度と曲げ性の［Ｍｇ］² ［Ｓｉ］との関
係を示す図。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号ＦＩＣ２２Ｆ 1/00 ６８２Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８２６８６６８６Ｂ６９１６９１Ｂ６９１Ｃ６９１Ａ６９２６９２Ａ６９２Ｂ

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｍｇ：３．２〜３．９％、Ｃ
ｕ：０．３０〜０．６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１
５％、Ｂ：０．０００２〜０．０５％、Ｆｅを０．３％
以下含有し、またＳｉを０．７≦［Ｍｇ］² ［Ｓｉ］≦
１．３５の関係を満たす範囲で含有し、残部がＡｌと不
可避不純物からなることを特徴とする強度、耐ストレッ
チャーストレインマーク性および曲げ性に優れたアルミ
ニウム合金板。
【請求項２】重量％で、Ｍｇ：３．２〜３．９％、Ｃ
ｕ：０．３０〜０．６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１
５％、Ｂ：０．０００２〜０．０５％、Ｆｅを０．３％
以下含有し、またＳｉを０．７≦［Ｍｇ］² ［Ｓｉ］≦
１．３５の関係を満たす範囲で含有し、さらにＭｎ：
０．０５〜０．３％、Ｃｒ：０．０５〜０．３％、Ｚ
ｒ：０．０５〜０．３％から１種または２種以上含有
し、残部がＡｌと不可避不純物からなることを特徴とす
る強度、耐ストレッチャーストレインマーク性および曲
げ性に優れたアルミニウム合金板。
【請求項３】引張強さが、式ＴＳ（ＭＰａ）≧１２５＋４０［ｗｔ％Ｍｇ］の関係を満たすことを特徴とする請求項１または請求項
２記載の強度、耐ストレッチャーストレインマーク性お
よび曲げ性に優れたアルミニウム合金板。
【請求項４】請求項１または２に記載の合金成分の鋳塊
に対し、４００〜５８０℃の範囲内の温度で１段または
多段の均質化処理を施した後、この鋳塊を熱間圧延及び
冷間圧延することにより所望の板厚とし、次いで５００
〜５８０℃の範囲内の温度まで３℃／秒以上の加熱速度
で加熱してその温度で０〜６０秒間保持し、ひき続き保
持温度から少なくとも１００℃の温度までを２℃／秒以
上の冷却速度で冷却する熱処理を１回または２回以上繰
り返し、その後６０〜１５０℃の温度で１〜４８時間保
持することを特徴とする強度、耐ストレッチャーストレ
インマーク性および曲げ性に優れたアルミニウム合金板
の製造方法。