JPS6320437A - プレス加工性に優れたアルミニウム合金板材及びその製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （技術分野） 本発明は、プレス加工性に優れたアルミニウム合金板材
及びその製造法に関するものであり、特に優れた強度、
伸び、成形性を具備すると共に、プレス加工性並びに塗
装性が著し５く向上された、自動車車体加工用として好
適なアルミニウム合金板状材料に関するものである。

（従来技術とその問題点） 従来から、自動車車体アルミニウム（Ａｌ）合金として
は、５１８２、Ｘ５０８５等の非熱処理型合金；ＡＵ２
Ｇ、２０３６．２００２．６００９．６０１０等の熱処
理型合金が開発され、一部実用化されている。而して、
これらの合金の機械的性質を一般に自動車車体として使
用されている冷延′！Ａ板と比較すると、強度、特に引
張強さは略同程度であり、それ故強度面では車体用合金
として実用上問題はないのであるが、車体パーツへのプ
レス成形性については、上記公知の合金は何れも冷延綱
板より成形性が劣り、必ずしも満足な成形品が得られな
いという欠点があった。

このため、本発明者らは、特公昭５６−３１８５８号並
びに特公昭５６−３１８６０号として、先に、マグネシ
ウム（Ｍｇ）：３．５〜５．５％、亜鉛（Ｚｎ）　：　
０．５〜２．０％、ｉｊｉ　（Ｃｕ）　：　０．３〜１
．２％を含むＡ１合金、更にこれに微量のマンガン（Ｍ
ｇ）、クロム（Ｃｒ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、バナジ
ウム（Ｖ）の少なくとも１種を添加したもの、について
提案し、これによって高い強度と優れた成形加工性を具
備せしめ得たのである。

しかしながら、これらの合金の中でも、先述の如く、前
記従来から公知のＡ１合金は、強度的には自動車車体用
として使用されている冷延納板と同レベルであるものの
、プレス成形性に加えて、曲げ性が著しく劣る欠点があ
ったのであり、また本発明者らが先に提案したＭｇ−Ｚ
ｎ−Ｃｕ系ＡＪ合金とても、その曲げ性において、今一
つ改良の余地が残され、その実際の使用過程の上で一つ
の問題となっているのである。

すなわち、自動車ボディパネルの製造工程においては、
アウターパネルとインナーパネルとを曲げ加工により接
合することが一般に行なわれているが、既存の自動車車
体用アルミニウム合金は、前述のように冷延綱板に比べ
て曲げ性が著しく劣るため、ボディパネルのアルミ化を
図る上で一つの大きな問題となっているのである。

そこで、本発明者らは、このＭ　ｇ　−Ｚ　ｎ　−Ｃｕ
系ＡＩ合金材料における曲げ加工性の問題を解消すべく
、先に、特公昭６０−５０８６４号として、重量で、３
．６％〜５．４％のＭｇと、０．６％〜２．０％のＺｎ
と、０．０３％〜０．２８％のＣｕと、０．０３％〜０
．２５％の鉄（Ｆ　ｅ）と、０．０３％〜０．２０％の
ケイ素（Ｓｉ）と、０．Ｏ１％〜０．１５％のチタン（
Ｔｉ）と、１〜５００ｐｐｍのホウ素（Ｂ）と、１〜１
１００ｐｐのベリリウム（Ｂｅ）とを含み（但し、Ｆ　
ｅ　／　Ｓ　ｉの含量比は０、２〜８の範囲内にある）
、残りがＡｌ及び不純物よりなる、曲げ加工性に優れた
成形加工用アルミニウム合金材料を明らかにし、またそ
のようなＡ１合金材料を、所定の条件下においてソーキ
ング処理、熱間圧延、冷間圧延、焼入れ処理することに
よって、製造する手法を明らかにした。

ところで、このようにして得られるＡ１合金材料（板材
）には、その用途に従って、例えば自動車のボディーパ
ネル等として用いられる場合にあっては、一般に所定の
塗装が施されることとなるが、何れの材料にあっても、
その塗装性に問題があり、上記した曲げ加工性の改善さ
れたＭｇ　−Ｚｎ−Ｃｕ系Ａ１合金材料とても、例外で
はなかったのである。また、複雑なプレス成形を行なっ
た場合において、ＳＳマーク（ストレッチャ・ストレイ
ン・マーク）を生じる問題もあった。

（発明の構成） 本発明者らは、かかる点に鑑みて種々研究を重ねた結果
、合金成分及びその製造法を種々工夫することによって
、Ｍ　ｇ　−Ｚ　ｎ　−Ｃｕ系Ａ１合金板材の本来の特
徴である強度、伸び、成形性、曲げ加工性等を何等阻害
することなく、そのプレス加工性、特にＳＳマークの発
生の抑制乃至は防止、並びに塗装性を著しく改善したＡ
１合金板材並びにその製造法を見い出し、本発明に到達
したのである。

すなわち、本発明の目的とするところは、プレス加工性
並びに塗装性に優れた、特に自動車車体用として好適な
強度、伸び、優れた成形性を有する、実用的なＡｆｆｉ
合金板材及びその製造法を提供することにあり、そのた
めに、本発明では、重量で、４．０％〜５．０％のＭｇ
と、１．０％〜２．０％のＺｎと、０．１０％〜０．４
０％のＣｕと、０．３０％までのＦｅと、０．２０％ま
でのＳｉと、必要ならば０．０１％〜０．１０％のＴｉ
とを含み、残りがＡｌ及び不純物よりなるように、時効
硬化されたＡ１合金板材の合金成分を調整すると共に、
そのような合金組成からなるＡｌ板材の表面の最大粗さ
が４〜１０μｍ、また板材表面よりみた結晶粒度が平均
５０μｍ以下となるように、そして応力−歪曲線上の降
伏点の伸びが実質的に無く、更に耐力が１２〜１６ｋｇ
／ｓ＊”となるように、構成したのである。

そして、また、本発明にあっては、かかる合金成分から
なるＡ１合金を用い、それより鋳塊を製造して、１段ま
たは多段のソーキングを行なった後、所定の熱間圧延を
行なって所定の熱間圧延材を製造し、次いで、この得ら
れた熱間圧延材に対して中間焼鈍処理を施し、更に所定
の冷間圧延を行ない、そして、その冷間圧延の最終段階
において、表面が粗面化された圧延ロールを用いてスキ
ンバス圧延を行なった後、４６０〜５４０℃の温度に５
℃／秒以上の加熱速度で急速に加熱して、５〜６０秒間
保持した後、３０℃／秒以下の冷却速度で焼入れ操作を
施し、更に耐力の上昇が１．５ｋｇ　／　ｔａ　”以下
になる条件でレベラー矯正加工を施し、その後生なくと
も１週間以上の室温時効処理を行なうことによって、効
果的に、目的とするＡ１合金板材料を製造することが出
来、そしてこれによって得られたＡ１合金板材料は、プ
レス加工時におけるＳＳ（ストレッチャ・ストレイン）
マークの発生が効果的に抑制乃至は防止されて、プレス
加工性が著しく向上せしめられると共に、塗装性に優れ
た、実用的な自動車車体材料として、好適に使用され得
ることとなったのである。

（構成の具体的説明） ここにおいて、本発明に従ってＡｅに配合される主要合
金成分の一つとしてのＭｇは、４．０％〜５．０％（重
量基準、以下同じ）の範囲内で添加する必要があり、こ
れによって目的とするＡ１合金板材の強度を著しく高め
得、またこれと共に伸び（延性）、成形性、曲げ性等の
改善にも寄与するものである。なお、４．０％より少な
いＭｇｌでは、この効果が充分でなく、またＭｇ量が５
．０％を越えるようになると、熱間加工性が低下する等
の問題を惹起せしめる。

また、本発明における一つの他の主要合金成分たるＺｎ
は、１．０％〜２．０％の配合ｌによって合金材料に有
効な時効性を与え、焼入れ後の室温時効により強度を向
上せしめると共に、Ｍｇと共存して、合金材料の伸び、
成形性、曲げ性等を改良する。なお、Ｚｎの配合量が前
記下限未満では、この効果が充分でなく、また上限を越
えると、熱間加工性が低下すると共に、伸び、成形性、
曲げ性等が低下する問題を生じる。

更に、本発明の主要合金成分の更に他の一つであるＣｕ
は、０．１θ％〜０．４０％の割合で添加する必要があ
り、これによって、Ｚｎ及びＭｇと同様、合金材料に時
効性を与え、強度を向上させると共に、その曲げ性など
の成形性を著しく改良する。そして、Ｃｕの添加量が下
限値の０．１０％より少ない場合には、これらの効果が
不十分であり、また上限値の０．４０％を越えるＣｕ添
加量を採用した場合には、合金材料の曲げ性や成形性が
低下するようになる。

また、Ｆａの含有量に関して、それが０．３０％を越え
ると、不溶性化合物として晶出し易（、伸び、成形性等
を低下させるので、０．３０％以下に止める必要がある
。なお、Ｆｅの含有量が０．０３％未満となると、焼入
れ後の結晶粒が粗大化するところから、Ｆｅの下限量は
０．０３％程度とすることが望ましい、更に、Ｓｔは、
Ｍｇと共存して時効硬化性を示すが、この効果は０．０
３％未満では充分に認められない、また、かかるＳｉは
、Ｆｅと同じく不溶性化合物として晶出するが、その上
限である０、２０％を越えるようになると最終の合金材
料の伸び、成形性等の性能を低下させる問題を生ずる。

なお、かかるＦｅとＳｌは、好適には、Ｆｅ／Ｓｉ含量
比において、それが０．２〜８の範囲内にあるようにす
ることが望ましい、この含量比が上限を越えるようにな
ると、Ｆｅ系の不溶性化合物量が増加し、最終合金材料
の伸び、成形性等の諸物性が低下する問題があり、また
その下限未満の場合には、Ｆｅ系の不溶性化合物量が非
常に少なくなって、焼入れ後の結晶粒が粗大化する等の
問題を生ずるようになる。

また、Ｔｉは、鋳塊組織を微細化する作用があり、これ
によって鋳塊の熱間加工性の改善、最終製品の成形性等
の向上に効果があるところから、本発明にあっては、有
利には、０．０１％〜０．１０％の割合でＴｉが含有せ
しめられることとなる。

なお、かかるＴｉの添加量が下限未満では目的とする効
果が充分でなく、また上限を越えるようになると、巨大
な金属間化合物が晶出して成形性などの特性を低下せし
めるので好ましくない。

本発明では、これら合金成分、すなわちＭｇ、Ｚｎ、Ｃ
ｕＳＦｅ及びＳ　ｉ−、場合により更にＴｉを、前記の
範囲内において、Ａｊ！（その他、Ｂ、Ｂｅ等の不純物
を含む）に含有せしめて、Ａ１合金と為し、そして目的
とする板厚の板材として、所定の板材表面の最大粗さ及
び結晶粒度、耐力を有し、更に降伏点伸びを示すように
構成したものであって、これにより、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｃｕ
系Ａ１合金の本来の特徴を維持しつつ、プレス加工性、
塗装性に著しく優れた良好な特性を有する、自動車車体
用材料として好適な実用Ａ１合金板材が得られることと
なったのである。

なお、かかる本発明に従うＡ１合金板材の表面の最大粗
さとしては、４〜１０μｍの範囲内となるように調整す
る必要があり、またその最大粗さは板材の圧延方向及び
それに直角な方向の何れにおいても上記範囲内となるよ
うにする必要があり、この最大粗さ範囲内に保持するこ
とによって、成形性を害することな（、有利に塗装性を
向上せしめることが可能となるのである。また、結晶粒
度に関して、板材表面よりみて、換言すれば板材面に垂
直な方向において、平均５０μｍ以下の結晶粒度である
ことが必要である。この結晶粒度が５０μｍを越えるよ
うになると、成形性、特にプレス加工後のヘム加工性を
害することとなる。

ところで、かくの如き合金成分並びに組成範囲において
、Ａ１合金溶湯が調製された後、目的とするＡ１合金板
材を得るために、該溶湯から、公知の通常の手法に従っ
て所定の合金鋳塊が鋳造され、次いでその得られた鋳塊
には凝固組！ｌａ（合金成分）を均一化せしめるための
熱処理、所謂ソーキング（均質化処理）等が施されるこ
ととなるが、本発明のＡ１合金の良好な性能を最大限に
発揮せしめた板状材料を得るには、以下の如き工程で製
造することが推奨されるのである。

すなわち、先ず、ソーキングは、本発明に従うＡＮ合金
鋳塊を、一般に、鋳塊の状態で３８０〜５２０℃の温度
で２〜４８時間の１段または多段の操作にて行なわれ、
これによって鋳造時に晶出した共晶化合物が可能な限り
溶入化せしめられることとなる。この溶入化が不充分な
場合には、最終製品、例えば板材に残存する化合物量が
多くなって、最終板材の伸び、成形性等が低下すると共
に、鋳塊の熱間加工性が低下する問題を惹起するのであ
る。なお、このソーキング温度が３８０℃よりも低い場
合には、前記諸性能の改善効果が不充分であり、また５
２０℃を越えるソーキング温度を採用した場合には、鋳
塊に共晶融解が生じるので好ましくない。

次いで、かかる均質化処理の施されたＡ１合金鋳塊に対
しては、所定の熱間圧延が施されることとなるが、この
熱間圧延のためのＡ１合金鋳塊の加熱温度（熱間圧延開
始温度）としては、一般に４００〜４６０℃、好ましく
は４２０〜４５０℃の領域にあることが望ましく、また
熱間圧延の終了温度としては２５０〜３１０℃とするこ
とが望ましく、更にはその熱間圧延時の加工度は９７〜
９９．８％程度とすることが望ましい、なお、かかる熱
間圧延温度が４６０℃を越えるようになると、材料（圧
延鋳塊）表面が高温酸化され易く、最終冷間圧延板を急
速加熱した場合において板面に剥離欠陥が発生され易く
なる。また、熱間圧延の終了温度が２５０℃よりも低く
なると、得られる板材の機械的性能及び成形能が充分で
なく、更に３１０℃を越えるようになると、Ｍｇ−Ｚｎ
系化合物が結晶粒界に析出し易（、成形性を害する。そ
してまた、上記の如く熱間加工度が大きい場合には、ソ
ーキング終了後に鋳塊中に残存している共晶化合物が細
かく破砕され、そのため最終板の曲げ性、伸び、成形性
等が向上される。なお、この加工度が下限未満の場合に
は、上記の効果が小さく、またその上限を越えると熱間
圧延時における板端面の耳割れが大きく、問題となる。

そして、か（して得られた熱間圧延材には、所定の中間
焼鈍処理が施されることとなるが、この中間焼鈍処理は
、一般に、３２０〜４５０℃の温度に加熱することによ
って好適に実施されることとなる。なお、この中間焼鈍
処理の加熱時間としては、一般に０．５〜１２時間程度
が採用される。

そして、このような中間焼鈍によって、Ｍｇ−Ｚｎ化合
物が析出し、この化合物が引き続いて行なわれる冷間圧
延及び急速加熱によって多数の再結晶核となり、結晶粒
度が微細化せしめられ、成形性が有利に向上せしめられ
るのである。

次いで、かかる中間焼鈍処理が終了した後に、所定の肉
厚まで冷間圧延されることとなるが、その際、最終冷間
圧延加工度としては４０〜９０％が望ましい、この冷間
圧延加工度が大きいほど、熱間圧延組織が破壊されると
共に、熱間圧延時に細かく破砕された共晶化合物とか、
ＦｅやＳｉ系の不溶性化合物が更に微細に破砕されるた
め、伸び、成形性等が向上するのである。なお、この冷
間圧延加工度が下限未満の場合には、上記の効果が不充
分であると共に、焼入れ後の結晶粒が粗大化する問題が
あり、また、かかる加工度が上限を越えるようになると
、圧延時に板端面の耳割れが大きくなり、問題となる。

本発明にあっては、また、かかる冷間圧延の最終段階に
おいて、ロール目を粗（したマツトロール等の、表面が
粗面化された圧延ロールを用いてスキンバス圧延（マン
ト圧延）が実施される。このスキンバス圧延にて、板面
が最大粗さで４〜１０μｍ程度とされるのであり、これ
によって塗装の仕上性が効果的に向上せしめられること
となるのである。この冷間圧延最終パスでのスキンバス
圧延では、一般に１〜５％程度の加工度において実施さ
れることとなる。

そして、かかる冷間圧延、スキンバス圧延が施されて、
目的とする製品肉厚まで圧延されたＡ１合金材料には、
その終了後に、更に最終調質（最終熱処理）が施される
こととなるが、この最終調質は、例えば連続焼入れ炉を
使用して、以下の如き条件下にＴ４処理することが望ま
しい、また、この最終製品たるＴ４処理材を得るための
溶体化処理条件としては、４６０〜５４０℃の温度で５
〜６０秒保持することが好適に採用される。そして、こ
の溶体化処理温度への冷間圧延材の加熱速度は５℃／秒
以上、最も好ましくは１０〜ｂ／秒とすることが望まし
く、またかかる溶体化処理後の冷却速度は、３０℃／秒
以下、一般に２℃／秒〜２５℃／秒とすることが望まし
い、なお、これら溶体化処理温度や保持時間がその下限
値未満の場合には、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｃｕ等の添加元素の溶
入化が不充分となり、強度、伸び、成形性等が低下する
問題を生じる。一方、かかる加熱温度や保持時間が上限
を越えると、結晶粒が粗大化するようになり、好ましく
ない、また、かかる溶体化処理後の冷却速度がその下限
未満の場合には、冷却途上でＭｇ−Ｚｎ系の化合物が結
晶粒界に析出し、伸び、成形性、強度等に悪影響をもた
らすこととなり、またその上限を越えるようになると、
焼入れ後の板の歪が大きくなる。更に、溶体化処理時の
加熱速度が下限未満の場合には、結晶粒が粗大したり、
焼入れ能率が低下する等の問題がある。

また、このように焼入れ処理されたへ２合金板材には、
レベラー矯正加工が施され、かかる板材の歪除去が行な
われることとなる。このレベラー矯正加工は、通常、公
知のストレッチャ・ローラーレベラーを用いて、常法に
従ってその多数のローラー間を通過せしめ、交互に逆方
向に湾曲させることにより、行なわれる。なお、このレ
ベラー矯正加工度を実施しないと、プレス加工時にＳＳ
マークが生じる場合がある。また、レベラー加工度が高
くなり過ぎると、前記スキンバス圧延にて形成された粗
面化表面が悪影響を受け、塗装性が低下したり、耐力が
上昇して、プレス成形性が低下するようになるところか
ら、−ＩＩに、板材の耐力が１．５ｋｇ／龍”以下、好
ましくは１ｋｇ／ｗｍ”以下増加するような条件下にお
いてレベラー矯正することが望ましい、更に、このレベ
ラー矯正加工による耐力増加の下限としては、一般に０
．５ｋｇ／１Ａ１２程度が適当であり、これよりも低い
耐力増加となるようなレベラー矯正では、充分なＳＳマ
ーク発生防止効果を期待することは困難である。

さらに、本発明において焼入れ処理して得られたＡ１合
金板材には、必要に応じて上記レベラー矯正が施された
後、室温時効処理が施されることが望ましい。この室温
時効処理は、一般に、焼入れ後、１週間以上、好ましく
は２〜３週間の室温下での放置により実施されることと
なる。なお、この時効日数が短いと、強度が低（なるば
かりでなく、プレス加工時においてＳＳマークが発生す
ることがある。

かくして得られたＡＮ合金板材は、１２〜１６ｋｇ／ｍ
”の耐力を有するものとなり、また応力−歪曲線上の降
伏点の伸びが実質的にないものとなり、これによってプ
レス加工時においてＳＳマークを発生しない材料となっ
たのである。即ち、第１図（ａ）に示される如く、上記
した本発明工程を経由したＡ１合金板材は、荷重に対し
て伸びが連続して増大する曲線を示すものであって、降
伏点においても伸びだけが増大する曲線とはならないの
である。これに対して、従来のＡ１合金板材は、第１図
（ｂ）において矢印Ｅにて示される如く、降伏点におい
て伸びだけが増大する領域を有する特性を示し、これが
ＳＳマークの発生の大きな原因となっているのである。

（発明の効果） かくの如き本発明に従うＡ１合金板状材料は、強度、伸
び、成形性に優れると共に、そのプレス加工性（特に、
ＳＳマークの発生の防止）並びに塗装性において著しく
優れているため、それを自動車ボディパネル材料として
効果的に使用し得、且つそのアウターパネルとインナー
パネルとの曲げ加工による接合やパネル面の塗装仕上げ
も有効に竹なわれ得て、該ボディパネルのアルミ化を実
現し得ることとなったのである。

（実施例） 以下に、本発明を更に具体的に明らかにするために、本
発明の実施例を幾つか挙げるが、本発明が、かかる実施
例の記載によって何等の制約をも受けるものでないこと
は、言うまでもないところである。なお、実施例中、特
に断わりのない限り、百分率は何れも重量基準で示すこ
ととする。

実施例　１ 下記第１表に示される化学成分を有する、厚さ５００鶴
の各種のＡ１合金鋳塊を作製し、これに５００℃×８時
間の均質化処理を施した後に、該合金鋳塊を４４０℃の
温度に加熱して第一段の熱間圧延を行ない、板厚：１４
ｍｍの材料と為し、更に続いて第二段の熱間圧延を行な
い、板厚：３．５の板材に圧延したく熱間加工度：約９
９．３％）。

なお、第二段の熱間圧延終了時の板材温度は、略２９５
℃であった。次いで、かかる３、５　ｘ＊板に、３６０
℃×１時間加熱し、そして３０°Ｃ／時間の冷却速度で
炉冷軟化することからなる中間焼鈍処理を施した後、加
工度が約７１．４％の冷間圧延を施し、更にかかる冷間
圧延の最終パスロールを、ロール目を粗くした各種のマ
ツトロールとして、スキンバス圧延を行ない、板厚１１
ｍの各種の冷延板とした。

次いで、かかる１１１厚の冷延板を、連続焼入れ炉を使
用して、平均加熱速度１５℃／秒で５００℃の温度に加
熱し、そしてその温度で２０秒間保持した後に、冷風に
よる強制空冷によって２０℃／秒の平均冷却速度で室温
まで冷却し、更に耐力が１ｋｇ／ｍｍ”増加する条件下
にレベラー矯正を行ない、その後２０日間の室温時効を
施して、Ｔ４板とした。

かくして得られた種々なるＴ４板（１１１厚）の諸性能
を測定し、その結果を下記第２表に示した。

かかる第２表の結果より明らかなように、本発明に従う
合金１１ｈｌ〜７からなる組成を有するＡ２合金材料は
、比較材魚８〜１１に比べて、プレス加工性並びに成形
性が優れていることが、理解されるのである。

第　　１　　表 第　　２　　表 佃１：）騨 実施例　２ 前記第１表に示される合金光１の組成を有するＡ１合金
鋳塊に対して、実施例１と同様な均質化処理（ソーキン
グ）を行なった後に、各種の終了温度下で熱間圧延を実
施し、そして実施例１と同様な条件にて中間焼鈍、冷間
圧延、スキンバス圧延、焼入れ、レベラー矯正加工、室
温時効処理を行なって、１鶴厚のＴ４板を製造した。

かくして得られた各種のＴ４板の諸性能と熱間圧延終了
温度との関係を第２図に併せて示すが、その結果から明
らかなように、熱間圧延終了温度が高くなるにつれて、
得られるＡ１合金板材の性能を、より一層向上せしめ得
るのである。

実施例　３ 下記第３表に示される化学成分を有する、各種の、厚さ
７４５０ｍｍのＡ１合金鋳塊を作製し、それを、実施例
１と同様な条件の下で、ソーキング、熱間圧延、中間焼
鈍、冷間圧延、スキンバス圧延、焼入れ、レベラー矯正
加工、室温時効処理して、各種のＴ４板（１−ｍ厚）を
得た。そして、その得られた各種のＴ　４　仮について
諸性能を測定し、その結果を、下記第４表に示した。

実施例　４ 前記第３表に示される化学成分を有する、各種の、厚さ
：５ＱＱｍｍのＡ１合金鋳塊を用いて、実施例１と同様
な条件下で製造して得られたＴ４仮（１鶴厚）と実施例
１から中間焼鈍を省略した工程で製造したＴ４板（ｉｎ
厚）について、諸性能を測定した。その結果を第５表に
示す。

第５表から明らかなように、中間焼鈍を省略した材料は
、結晶粒度が大きく、成形性が劣ることがよく理解され
るところである。

＼己 第　　３　　表 第　　４　　表 第　　５　　表 実施例　５ 前記第３表に示されるＦｌｌ１２１、＆２２の合金鋳塊
を用いて、冷間圧延の最終パスロールのロール目の粗度
を変えただけで、後は実施例１と同様な条件下で処理し
て、各種のＴ４板（１寵厚）を作製した。その板材の諸
性能を第６表に示す。

第６表 （註）水溶性メラミンアルキッド系樹脂塗料を塗布（２
５μｍ厚さ）し、加熱硬化させた後、沸騰水に２時間浸
漬し、空気中に２４時間放置する。塗膜に１鶴角の１０
個×１０個の基盤目を入れ（レコード針で引掻線を縦横
につける）、エリクセン試験（５Ｎ）を行なう。

次いで、スコッチテープ隅６１０を貼着後、急激に引き
剥がし、基盤目の残留個数を調べ、残留基盤目数／当初
の基盤目数（１００）で塗装性を評価する。

上記第６表より明らかな如く、板材の表面粗さが４μｍ
より小さいものは、塗装性が悪く、また１０μｍを越え
ると、曲げ加工性（ヘム加工性）が害されるのである。

実施例　６ 前記第３表に示されるＮｌｌ、Ｎ１２の合金鋳塊につい
て、室温時効前のレベラー矯正の条件を変えただけで、
後は実施例１と同じ条件で処理したＴ４板（１鶴厚）を
作製した。これら板材の諸性能を第７表に示す。

かかる第７表の結果より明らかな如く、強度のレベラー
加工は塗装性に望ましくない影響を与えているのである
。

第７表 （註１） １５０ｍｍφ円板状試片を１００ｍｍφ平底ポンチ（先
端尺−５ｍｍ）で深絞り加工。

（註２） 実施例５と同様。

実施例　７ 前記第３表に示される隘２１、阻２２の合金鋳塊につい
て、実施例１と同じ条件で処理し、最終室温時効時間を
変えたＴ４板（１１１厚）を作製した。これら板材の諸
性能を第８表に示す。

かかる第８表から明らかなように、時効時間が短い板材
は、所定の強度に達しないのみでな（、成形時にＳＳマ
ークが生じた。

第８表 実施例　８ 前記第３表に示されるＮ＋１１．１ｌｈ２の合金鋳塊に
ついて、下記第９表のように熱間圧延条件、焼入れ条件
を変え、後は実施例１と同じ条件で処理して、各種のＴ
４板を得た。そして、その得られた板材の諸性能を下記
第１０表に示した。

かかる第１０表の結果より明らかな如く、熱間圧延の開
始温度が高すぎると、最終板材の表面に剥離欠陥を生じ
、一方終了温度が低過ぎると、引張性能及び成形性が劣
るようになるのである。そして、焼入れ時の加熱速度が
小さいと、伸びが小さく、また結晶粒度が大きくなり、
成形性を害するようになるのである。

第９表

【図面の簡単な説明】

第１図（ａ）及び（ｂ）は、それぞれ本発明に従うＡ１
合金板材及び従来のＡ１合金板材の応力−歪曲線の一例
を示すグラフであり、第２図は、実施例２において求め
られた各種のＴ４板の諸性能と熱間圧延終了温度との関
係を示すグラフである。 出願人　　住友軽金属工業株式会社 第１図 （ａ） （ｂ） 伸プ 第２ｖｊＡ こ 黙藺圧延科了温度（°Ｃ）

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量で、４．０％〜５．０％のマグネシウムと、
   １．０％〜２．０％の亜鉛と、０．１０％〜０．４０％
   の銅と、０．３０％までの鉄と、０．２０％までのケイ
   素とを含み、残りがアルミニウム及び不純物よりなる、
   時効硬化されたアルミニウム合金板材であって、板材表
   面の最大粗さが４〜１０μｍであり、且つ板材表面より
   みた結晶粒度が平均５０μｍ以下であり、応力−歪曲線
   上の降伏点の伸びが実質的に無く、更に耐力が１２〜１
   ６ｋｇ／ｍｍであることを特徴とするプレス加工性に優
   れたアルミニウム合金板材。
2. （２）重量で、０．０１％〜０．１０％のチタンを、更
   に含んでいることを特徴とする特許請求の範囲第１項記
   載のアルミニウム合金板材。
3. （３）重量で、４．０６〜５．０％のマグネシウムと、
   １．０％〜２．０％の亜鉛と、０．１０％〜０．４０％
   の銅と、０．３０％までの鉄と、０．２０％までのケイ
   素とを含み、残りがアルミニウム及び不純物よりなるア
   ルミニウム合金鋳塊を製造する工程と、 該アルミニウム合金鋳塊に対して、１段または多段のソ
   ーキングを施す工程と、 該ソーキングの終了後、所定の熱間圧延を行ない、所定
   の熱間圧延材を得る工程と、 かかる熱間圧延の後に、得られた熱間圧延材に対して中
   間焼鈍処理を施す工程と、 得られた中間焼鈍材に対して、所定の冷間圧延を施す工
   程と、 かかる冷間圧延の最終段階において、表面が粗面化され
   た圧延ロールを用いて、スキンバス圧延を行なう工程と
   、 その後、４６０〜５４０℃の温度に５℃／秒以上の加熱
   速度で加熱して、５〜６０秒間保持した後、３０℃／秒
   以下の冷却速度で焼入れする工程と、 かかる焼入れ工程を経た材料に対して、耐力の上昇が１
   ．５ｋｇ／ｍｍ＾２以下になる条件下でレベラー矯正加
   工を施し、かかる材料の歪除去を行なう工程と、 更に、かかるレベラー矯正加工の施された材料を、少な
   くとも１週間以上室温時効処理する工程とを、 含むことを特徴とするプレス加工性に優れたアルミニウ
   ム合金板材の製造法。
4. （４）前記熱間圧延が４００〜４６０℃の温度で開始さ
   れ、２５０〜３１０℃の温度で終了せしめられる特許請
   求の範囲第３項記載の製造法。