JPS6369952A - アルミニウム合金圧延板の製造方法 - 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】 産業上の利用分野 この発明は、自動車用のボディシートやエアクリーナー
、オイルタンクなどの如く、高強度と優れた成形加工性
、特に伸び、張出し性、曲げ性が要求される成形加工品
に使用されるＡｉＭＱ系のアルミニウム合金圧延板の製
造方法に関するものである。

従来の技術 Ａｌ−Ｍｇ系アルアルミニウム合金強度と耐食性および
成形性に優れることか知られてあり、代表的には５１８
２合金Ｏ材、あるいはそれにＣｕもしくはＺｎを添加し
た合金、例えば本出願人が既に提案した特願昭６０−１
６５２９０号記載の合金や特開昭５８−１７１５４７号
公報記載の合金などが知られている。

ここで、上記の提案のうち、特願昭６０−１６５２９０
号においてはＣＬＩを、また特開昭５８−１７１５４７
号においてはＺｎおよびＣｕを添加し、しかも急速冷却
することによってリューダースマークの発生を防止し、
かつ強度と成形性を与えている。しかしながら通常の５
１８２合金Ｏ材については、一般に強度および成形性は
比較的良好であるが、リューダースマークが発生しかつ
成形性もやや劣るとされていた。

しかるに、Ｃｕ、７−ｎを含まない５１８２合金で代表
されるＡｉ！＝Ｍｇ合金においても、本出願人が既に特
願昭６１−５１６９５４にて提案しているように、昇温
速度１℃／　ＳｅＣ以上で４００〜６００℃の範囲内の
温度に急速加熱し、その温度から１℃／　Ｓｅｔ：以上
の冷却速度で急速冷却する方法にて製造することにより
、リューダースマークの発生を抑え、また成形性も向上
させ得るようになっており、また同じく本出願人が既に
特願昭８１−１３３５２２号において提案しているよう
に、４５０〜５５０℃の温度から１０℃／　ＳｅＣ以上
の冷却速度で急速冷却することにより、特に曲げ成形性
を向上させることが可能となっている。

以上のように、５１８２合金で代表されるＡ１−Ｍｇ合
金や、それにＱｕ、７−ｎ等を添加した合金系において
、従来慣例的に行なわれていた徐加熱・徐冷のバッチ焼
鈍に代えて、最近では急速加熱・急速冷却によりいわゆ
るＴ４テンパーで製造することによって、強度、成形性
のバランスが優れかつリューダースマークの発生のない
Ａｆｆｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金圧延板の製造が可能
となっている。

これらのＡｌ−ＭＣＩ系のアルミニウム合金圧延板をＴ
４テンパーで製造するためには、いずれもＲ線熱処理に
おいて１°Ｃ／　Ｓ８０以上の昇温速度、好ましくは５
°Ｃ／　ＳｅＣ以上の昇温速度で急速加熱して、再結晶
化処理と溶体化処理とを同時に行なう。ここで溶体化処
理とは、強化元素であるＭＣＩ、Ｃｕ、Ｚｎ等を溶かし
込むための処理で必って、合金組成によっても異なるが
、通常は４５０〜８００℃，望ましくは４５０〜５５０
℃の温度に加熱することによって行なわれる。再結晶化
および溶体化処理のための加熱は、通常は所定の温度に
保持された空気炉中に投入するか、コイルを連続的に巻
戻しながら炉中を通過させるか、あるいはソルトバス中
に投入する方法などが一般的であって、いずれも１℃／
　ｓｅｃ以上の加熱速度の急速加熱となる。一方焼入れ
は、溶体化処理に引続いて急速冷却する処理で必って、
強度を得るために必要であり、一般には水冷（水焼入れ
）、温水焼入れ、強制空冷などが行なわれる。

上述のようにＡｆｌ−ＭＣＩ系合金圧延板をＴ４テンパ
ーとするための再結晶化−溶体化処理、焼入れ処理は急
速加熱、急速冷却でおるため、圧延板に対し大サイズの
切板もしくはコイルの状態で溶体化処理、焼入れ処理を
行なえば、熱膨張−収縮により板が変形して″反り′、
波うち″、“ねじれ″等の変形（以下これらの変形を歪
と記す）が生じ、板の平坦度が著しく低下する。

成形加工の用途に供する場合には板の平坦度が優れてい
ることが要求され、したがって上述のような平坦度を損
なう歪が再結晶化−溶体化処理、焼入れ処理で生じたま
まの板を成形加工に供することは避けなければならず、
また外観上、おるいは梱包・包装上、さらにはハンドリ
ンク時の傷の発生防止などの観点からも、歪の発生は極
力避けなければならない。そこでこのようなＡｌ−Ｍｇ
系合金圧延板の製造においては、再結晶化−溶体化処理
、焼入れ処理後に、それらの工程で発生した歪を矯正し
て平坦度を向上させる工程を付加する必要がある。この
歪矯正工程としては、軽度の圧下でスキンパス圧延を行
なう方法、あるいは必要に応じてテンションを付加しな
がら矯正用ロール間を通過させることにより曲げ−曲げ
戻しにより歪を除去するレベリング法、ざらにはストレ
ッチにより数％の引張歪を付与する方法などが一般的で
おる。

発明が解決すべき問題点 前述のようにＡ　ｌ　−Ｍｇ系合金圧延板のＴ４テンパ
ーを得る製造工程においては、再結晶化−溶体化処理焼
入れ工程後に、再結晶化−溶体化処理時や焼入れ時に生
じた歪を除去するため矯正を行なうのが通常であるが、
このような矯正工程を通した場合は板に対して冷間加工
を付与したことになり、その結果、再結晶化−溶体化処
理焼入れによって得られた良好な成形加工性が減じられ
てしまい、所定の成形加工性能、特に張出し性が充分に
発揮できなくなるという問題がおる。

この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、成
形加工性、特に張出し性が良好なＡｌ−ＭＣＩ系合金圧
延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。

問題点を解決するための手段 この発明は、基本的には、熱処理型のＡｌ−ＭＯ系合金
（５０００系合金）の圧延板製造方法、特に再結晶化−
溶体化処理焼入れ後に歪矯正を施す製造方法において、
その歪矯正後に特定の条件範囲内の最終熱処理を施すこ
とを特徴とするものである。すなわち、従来は、再結晶
化−溶体化処理焼入れを施した状態で得られていた良好
な成形性が、その後の歪矯正工程で減じられたままであ
ったのに対し、この発明の方法では、歪矯正後にざらに
特定の条件範囲内での最終熱処理を施すことによって成
形性を焼入後Ｔ４テンパーで歪矯正加工を受けていない
状態にまで戻すのでおる。

具体的には、この発明は、必須合金成分としてＭｇ２〜
６ｗｔ％を含有するＡＺ−ＭＣＩ系アルアルミニウム合
金間圧延板もしくは連続鋳造板を冷間圧延した後、急速
加熱・急速冷却により再結晶化および溶体化処理・焼入
れを施し、その後歪矯正を施すアルミニウム合金圧延板
の製造方法において、前記歪矯正の後、６０〜３６０　
℃の範囲内の温度まで第１図に示される斜線領域内の加
熱速度で加熱して、その温度で第２図に示される斜線領
域内の時間保持し、しかる後第１図に示される斜線領域
内の冷却速度で冷却することを特徴とするものである。

作　　　用 先ずこの発明で対象とするアルミニウム合金について説
明する。

この発明ではＡｌ−Ｍｇ系合金、すなわち実用合金とし
ては所謂５０００番系の合金を対象とする。

Ａｉ’−Ｍｇ系合金は、Ｍｇの固溶による固溶強化を材
料強化の基本手段とする合金であり、そのほか補助的に
ＣＩＪ、”ｌｎ等の添加による析出強化、１ｖｌｎ、ｃ
ｒ、Ｚｒ、Ｖ等の添加による結晶粒微細化が考慮された
ものも含む。

具体的には、必須成分としてＭＣＩを２〜６％含有し、
そのほか必要に応じてＭｎＯ，０５〜１，０％、Ｃｒ　
０．０３〜０．３％、Ｚ　ｒ　Ｏ，０３〜０．３％、Ｖ
ｏ、０３〜０．３％のうちの１種または２種以上を含有
し、ざらに必要に応じてＣＩＪ０．０５〜２．０％、Ｚ
ｎ０．１〜２，０％の１種または２種を含有するものと
する。

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
限定理由を次に説明する。

Ｍｇ： ＭＣＩ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
に寄与する元素でおる。ＭＣＩが２．０％未満では強度
が不充分となって自動車ボディシート等として不適当と
なり、一方Ｍｇが６．０％を越えれば鋳造が困難となる
から、２．０〜６．０％の範囲内とした。

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お
り、この発明で対象とする合金でも必要に応じて添加さ
れる。Ｍｎ０．０５％未満、Ｃｒ０．０３％未満、Ｚｒ
０．０３％未満、Ｖ　Ｏ，０３％未満では上述の効果が
得られず、一方Ｍｎが１．０％を越えれば成形性が低下
し、またＣｒ、ｚｒ、ｖがそれぞれ０．３％を越えれば
粗大な金属間化合物が生じてしまう。したがってＭｎは
０．０５〜１．０％、ｃｒ、ｚｒ、ｖはそれぞれ０．０
３〜０．３％の範囲内で添加することが好ましい。なお
これらの元素はいずれか１種を単独で添カロしても、２
種以上を複合添加しても良い。

Ｃｕ１Ｚｎ： 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、リューダースマークの発生を防止す
るに有効な元素であり、したがってこの発明で対象とす
る合金においても必要に応じて添加される。なあ冷間圧
延後の加熱処理を４５０℃以上の高温で行なうことによ
って、ＣＩＪもしくはＺｎを含有しない場合も有効にリ
ューダースマークの発生を防止することが可能であるが
、Ｃｕまたは／およびＺｎの添加によってより確実かつ
安定してリューダースマークの発生を防止することがで
きる。ここでＣｕが０．０５％未満、ｚｎが０．１％未
満では上記の効果が得られず、一方ＣＵ、　Ｚｎがそれ
ぞれ２．０％を越えれば耐食性が低下してしまうから、
Ｃｕは０．０５〜２．０％、Ｚｎは０，１〜２．０％の
範囲内とすることが好ましい、なおＣｕ、Ｚｎはいずれ
か一方を単独で添加しても、両者を接合添加しても良い
。

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、３ｉが含有される。Ｆｅ、３ｉ
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０．５％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、いずれも０．５％以下とす
ることが好ましい。

さらに上記各元素のほか、鋳塊結晶粒微細化のためにＴ
ｉ、もしくはＴｉおよびＢを添加しても良い。但し初晶
Ｔ！Ａｆ３粒子の晶出を防止するためには、Ｔｉは０．
１５％以下とすることが好ましく、また１ｉ８２粒子の
生成を防止するためにはＢは０．０１％以下とすること
が好ましい。

次にこの発明の方法における各工程について説明する。

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することができる。

すなわち、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造）によって鋳塊を製
造し、その鋳塊に対し必要に応じて均質化処理を施した
後熱間圧延し、得られた熱間圧延コイルに対し、必要に
応じて焼鈍を施してから冷間圧延し、所要の板厚の圧延
板を得る。もちろん冷間圧延中途で必要に応じて中間焼
鈍を施しても良い。また連続鋳造圧延によって薄板のコ
イル（連続鋳造コイル）を直接製造し、その連続鋳造コ
イルを冷間圧延して所要の板厚の圧延板を得ても良く、
この場合も冷間圧延前おるいは冷間圧延中途で必要に応
じて焼鈍を施すことができる。

このようにして得られた圧延板に対して１°Ｃ／ＳｅＣ
程度以上の昇温速度での急速加熱により再結晶化および
溶体化処理を施す。この再結晶化および溶体化処理の温
度は合金組成によっても異なるが、通常は４５０〜６０
０℃、望ましくは４５０〜５５０℃の範囲内とする。再
結晶化−溶体化処理が完了すれば、引続いて迅速に焼入
れ処理を行なう。この焼入れにおける必要冷却速度は、
合金組成によっても異なるが、通常は少なくとも１°Ｃ
／　ＳｅＣ以上、望ましくは５℃／　５８０以上が必要
である。これらの溶体化処理焼入れは切板で行なっても
、あるいはコイルを連続的に巻戻しつつ連続的に行なっ
ても良い。

再結晶化−溶体化処理時の急速加熱および焼入れ時の急
速冷却によって、圧延板に急激な熱膨張と収縮が生じ、
これにより圧延板が変形し、歪となる。そこでこの歪を
除去するため、焼入れ後に歪矯正を行なう。この歪矯正
は、レベリング、テンションレベリング、スキンパス、
あるいはストレッチ等のいずれでも良く、いずれの方法
でも若干の冷間加工を与えることによって歪の除去が行
なわれる。歪矯正工程での加工の程度は、焼入れ後の歪
の程度によっても異なるが、通常は歪矯正工程を入れる
ことにより、耐力はＩＫ９ｆ／−以上上昇し、成形性は
、エリクセン値で０．２＃以上低下する。

このように歪矯正工程により成形性能の低下した圧延板
に対し、次いで６０〜３６０℃の範囲内に加熱して保持
後もしくは直ちに冷却する最終熱処理を施す。この熱処
理は、加熱保持温度に対応して第１図の斜線領域すなわ
ち点Ａ、Ｂ、Ｃ，Ｄ、Ｅ、Ｆを結ぶ直線によって囲まれ
る領域内の７ＪＯ熱速度で加熱昇温し、加熱保持温度に
対応して第２図の斜線領域すなわち点ａ、ｂ、ｃ、ｄ、
ｅを結ぶ直線もしくは曲線によって囲まれる範囲内の時
間保持し、ざらにその加熱保持温度に対応して第１図の
斜線領域内の冷却速度で冷却する。ここで第１図中の各
点Ａ−Ｆにおける温度および加熱・冷却速度は次の通り
でおる。

Ａ　　：　　６０°Ｃ，４ｘ１０３°Ｃ／　５ｅＣＢ：
６０°Ｃ，４Ｘ１０−３°Ｃ／　５ｓｃＣ：２００℃、
４Ｘ１０−３°Ｃ／　ｓｅｃ［）：３６０°Ｃ，２Ｘ１
０−１°Ｃ／　５ｅＣＥ：３６０℃、　　３Ｘ１０℃／
５ｅｃＦ：２３０℃、　　４Ｘ１０３°Ｃ／　ｓｅｃま
た第２図中の各点ａ〜ｄにおける温度、時間は次の通り
である。

ａ：６０°Ｃ，１０５５ｅｃ ｂ：２００℃、　　０ＳｅＣ ｃ：３６０℃＃　　０５ｅＣ ｄ　　　：　　３６０℃，５Ｘ１０２５Ｂ（ｅ　　　：
　　１６０℃，１０５Ｓｅｃこのように歪矯正後の最終
熱処理について加熱速度、保持時間、冷却時間の範囲を
定めた理由を説明する。

この発明で対象としているＡｌ−Ｍｇ系合金においては
、加熱、保持、冷却中に加工歪の除去のみならず、β相
（Ｍｇ２　Ａｌ１３相）の析出が生じたり、さらに、Ｃ
ＬＪやＺｎを含有する場合には、β相に加えてＣｕ系、
ＭＣＩ系の析出物が生じる可能性があり、その場合、特
にそれらの析出物が結晶粒界上に粗大に析出すれば、成
形性、特に曲げ性、伸びが低下してしまう。そこでこれ
らの問題の発生を招かないようにしながら、歪矯正工程
での加工歪を除去する必要があり、その他平坦度を維持
することや経済性等をも考慮する必要があり、これらの
観点から次のように各範囲が定められた。

［加熱速度］ 第１図の直線ＢＧより下側の領域では、材料の性能とし
ては問題がないが、これ以上の徐加熱では昇温に著しい
長時間を要するため生産性が低下し、経済的ではなくな
る。したがって直線ＢＧより上の加熱速度とした。

第１図の直線ＣＤより下側の加熱速度の遅い領域では、
加熱昇温中に析出が生じて、成形性が低下する。そこで
曲線ＣＤより上側の領域とした。

また直線ＤＥより右側の領域、すなわち加熱温度が３６
０°Ｃを越える領域では、温度上昇中に再び歪が発生し
たり、ＭＯの酸化により板表面が劣化する。そこで直線
ＤＥより右側の領域は除外し、３６０　℃以下とした。

次に直線ＥＦより上側の領域においては、加熱が急速す
ぎて昇温中に歪が発生してしまい、歪矯正の効果が失わ
れてしまう。したがって直線ＥＦより下側の領域とした
。

直線ＦＡより上側の領域は、実質的にオイルバス投入に
よる加熱速度を越えるカロ熱速度でおり、これ以上の加
熱速度でも効果はあるが実用的ではなく、無意味でおる
から、直線ＦＡより下側の領域とした。

直線ＡＢの左側、すなわち加熱温度が６０°Ｃ未満の低
温では、加熱速度の如何にかかわらず、歪矯正による加
工歪を除去し切れないから、直線ＡＢの左側領域は除外
し、６０℃以上とした。

以上から、加熱速度の範囲は加熱保持温度によって異な
るが、第１図中の点Ａ、Ｂ、Ｃ，Ｄ１Ｅ。

Ｆで囲まれる斜線領域内とすることが必要である。

［保持温度・時間］ 第２図中における直線ｂＣに関して、保持温度２００〜
３６０　℃では、その温度域に到達して直ちに冷却を開
始しても、すなわち保持時間を０秒としても加工歪を除
去できる。したがって保持温度２００〜３６０℃の温度
域では保持時間の下限を０秒、すなわち直線ｂｃとした
。

次に直線ｃｄの右側すなわち３６０℃を越える温度領域
では加工歪は除去できるが、Ｍｇの酸化により板表面が
変色劣化したりし、またそれ以上の温度では加工歪の除
去効果が飽和するから経済的にも意味がない。したがっ
て保持温度の上限を３６０℃とした。

また曲線ｄｅより右上の領域では、加工歪は除去できる
が、β相やＣｕ、Ｚｎ系の粗大析出物が生じ、成形性特
に伸び、曲げ性が低下してしまう。

したがって曲線ｄｅの左下の領域とする必要がおる。

直線ｅａより上側では、加工歪を除去できて成形性の回
復が可能であるが、保持時間が２４時間を越え、経済的
に無意味であり、したがって直線ｅａより下側とした。

曲線ａｂより左下の領域では、加工歪を除去するに必要
な熱が与えられず、成形性の回復が認められない。した
がって曲線ａｂの右上の領域とする必要がある。

以上から、加熱保持時間は、加熱保持温度によって異な
るが、結局第２図中の点ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅで囲まれる
斜線領域内とする必要がおる。

［冷却速度］ 冷却速度は、加熱速度と同様に第１図中のＡ、Ｂ、Ｃ，
Ｄ、Ｅ、Ｆで囲まれる斜線領域内とする必要がおる。

直線ＢＣより下側の領域では、材料の性能としては問題
がないが、これ以上の徐速冷却では冷却に著しい長時間
を要するため経済的でない。したがって直線ＢＣより上
側の領域とした。

曲線ＣＤより下側の冷却速度の遅い＠域では、冷却中に
粗大な析出物が生じ、成形性が低下する。

したがって曲線ＣＤより上側の領域とした。

直線ＤＥより高温では加熱処理を行なわないから、直線
ＤＥより右側の領域は存在しない。

直線ＥＦより上側の冷却速度では、冷却速度が大き過ぎ
て材料に歪変形が生じてしまい、最終熱処理前の歪矯正
の効果が失われてしまう。したがって直線ＥＦより下側
の領域とした。

直線ＦＡより上側の領域では、実質的に水冷を越える冷
却速度となり、実用上無意味であるから、直線ＦＡより
下側の冷却速度とした。

直線ＡＢより左側では、冷却速度の如何にかかわらず、
加工歪を除去できない。したがって直線ＡＢより右側の
領域とした。

したがって冷却速度も、加熱速度と同様に、加熱保持温
度によって異なるが、第１図中のＡ、Ｂ、Ｃ，Ｄ、Ｅ、
Ｆによって囲まれる斜線領域とした。

以上のような条件での最終熱処理を歪矯正加工後に施せ
ば、歪矯正工程で導入された加工歪が除去されて、その
歪矯正により低下した成形性、特に張出し性が回復され
、再結晶化−溶体化処理焼入れにより得られていたＴ４
テンパー状態での良好な成形性、特に張出し性を有する
状態に戻すことができるのである。またこの最終熱処理
においては、粗大な析出物が生じないような適切な条件
に定めているため、それらによる成形性の低下を招くこ
とがない。さらに最終熱処理の条件は、急熱急冷による
新たな歪の発生を招かないように定めているから、その
前の歪矯正工程による平坦度改善の効果が保たれる。

このようにして最終熱処理を施して得られたアルミニウ
ム合金圧延板を実際に自動車車体等に使用するためには
プレス加工等の成形加工を施すのが一般的でおるが、既
に述べたところから明らかなように、この発明の方法で
得られた圧延板は、変形の少ない平坦度の良好な板でし
かも成形加工性が良好であるため、成形加工時に不良品
が発生するおそれが極めて少なく、したがって歩留りが
向上するとともに生産性も良好となる。

実施例 第１表の合金番号１〜６に示すＡｌＭｇ系アルミニウム
合金を常法にしたがって溶Ｈし、ＤＣ鋳造により４００
厩Ｘ　１０００ｓ　Ｘ　３０００馴の鋳塊を得、これら
に対し５３０℃Ｘ１０時間の均質化処理を施した後、４
鯖厚まで熱間圧延し、ざらに冷間圧延を施して厚さ１！
ｒＲの圧延板とした。その圧延板に対し、連続焼鈍炉に
より連続的に再結晶−溶体化−焼入処理を施した。この
処理の加熱速度は２５°Ｃ／５ｅＣ１加熱温度は５００
℃１保持時間は０秒、冷却速度は２５°Ｃ／　ｓｅｃと
した。この後、上記の処理によって生じた仮の変形を矯
正するため、テンションレベリングラインを通した。こ
のテンションレベリングは、引張力を与えながらロール
間を通して連続的に曲げ−曲げ戻しを与えるものであっ
て、板に与えた冷間加工度として数％に相当する。そし
て矯正後の各圧延板を切出して、第２表に示す条件Ａ−
にで最終熱処理を施した。

以上の方法における各段階での引張強さσＢ、０．２％
耐力σ０．２、伸びδおよびエリクセン値Ｅｒを調べた
結果と、最終板について変形の有無を調べた結果を第３
表に示す。

なお第２表、第３表中における条件符＠Ｌのものは、冷
間圧延後に、急速加熱・急速冷却によらずに、徐加熱・
徐冷却によるＯ処理を行ない、そのままテンションレベ
リングおよび最終熱処理を行なわなかった従来法による
Ｏテンパー材である。

但しここでｌ理の条件は、加熱速度８Ｘ１０’°Ｃ／　
５ｅＣ１加熱温度３５０°Ｃ１保持時間２ｈｒ、冷却速
度８ｘｌＯ’である。

第１表：供試合金の化学成分（ｗｔ％）第２表：Ｒ終熱
処理条件 第３表から明らかなように、条件符号Ａ−にのいずれの
場合もレベリング後にはレベリング前Ｔ４テンパー状態
と比較して伸びδ、工１ツクセン値Ｅｒが低下し、成形
性が劣化しているが、最終熱処理を本発明条件範囲内で
行なった条件符号Ａ〜Ｆの場合は、最終熱処理後の状態
で伸び、エリクセン値がレベリング前Ｔ４テンパー状態
とほぼ等しくなっており、最終熱処理で充分に成形性が
回復されたことが判る。なお本発明の条件Ａ〜Ｆではい
ずれも最終板にその平坦度を損なうような変形は生じて
いなかった。

一方条件Ｇは最終熱処理の加熱速度が遅過ぎた例、条件
Ｈは最終熱処理の保持時間がその保持温度に対し短かす
ぎた例、条件■は最終熱処理の保持時間が長ずぎた例、
条件Ｊは最終熱処理の冷却速度が遅過ぎた例であるが、
これらの場合は最終熱処理によってレベリング前の状態
まで成形性が回復しないかまたは逆に成形性が一層低下
してしまった。また条件には最終熱処理の冷却速度が速
すぎた例でおるが、この場合は成形性は回復したものの
、圧延板に変形が生じて平坦度が低下してしまった。し
たがってレベリング前のＴ４テンパー状態まで成形性を
回復しかつレベリングによる平坦度向上効果を維持する
ためには、最終熱α理の条件を本発明範囲内とする必要
がある。

なお第３表の条件符号りの従来法では焼入れ（急冷）を
行なわないため、レベリングを行なわなくても板の変形
はなかったか、急速加熱・急速冷却によるＴ４テンパー
材と比較して成形性が劣っている。

発明の効果 前述の実施例からも明らかなように、この発明の方法に
よれば、５０００番系のＡｆ−Ｍｇ系アルミニウム合金
圧延板として、平坦度が良好でなおかつ成形加工性、特
に張出し性が優れた圧延板を得ることができる。すなわ
ち、再結晶化−溶体化処理焼入れによって生じた板の変
形を矯正するために再結晶化−溶体化処理焼入れ後にス
トレッチやレベリング等の矯正工程を適用することによ
って、折角再結晶化−溶体化処理焼入れにより得られた
良好な成形性がその歪矯正で低下し、従来はこのように
歪矯正で成形性が低下した圧延板をそのまま成形加工等
に供していたが、この発明の方法では歪矯正後に適切な
条件範囲内での最終熱処理を施すことによって、平坦度
が優れたままで良好な成形性を得ることが可能となった
のである。

もちろんこの発明で対象としているＡＪ２’−Ｍｇ系合
金は、強度および成形性のバランスにも優れており、し
たがってこの発明の方法によれば、強度、成形性のバラ
ンスに優れ、かつ平坦性が良好なアルミニウム合金圧延
板を得ることができ、したがってこの発明の方法は、自
動車用のボディシート、エアークリーナー、オイルタン
ク、その他家庭用器物などに使用される圧延板の製造に
最適である。

【図面の簡単な説明】

第１図はこの発明の方法における最終熱処理の加熱速度
・冷却速度の適正範囲を、加熱保持温度に対応して示１
線図、第２図はこの発明の方法にあける最終熱処理の加
熱保持時間、温度の適正範囲を示す線図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 必須合金成分としてＭｇ２〜６ｗｔ％を含有するＡｌ−
   Ｍｇ系アルミニウム合金の熱間圧延板もしくは連続鋳造
   板を冷間圧延した後、急速加熱・急速冷却により、再結
   晶化および溶体化処理・焼入れを施し、その後歪矯正を
   施すアルミニウム合金圧延板の製造方法において、 前記歪矯正の後、６０〜３６０℃の範囲内の温度まで第
   １図に示される斜線領域内の加熱速度で加熱して、その
   温度で第２図に示される斜線領域内の時間保持し、しか
   る後第１図に示される斜線領域内の冷却速度で冷却する
   ことを特徴とするアルミニウム合金圧延板の製造方法。