JPH02122055A - 成形加工用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、耐食性及び溶接性の良好な成形加工用アル
ミニウム合金圧延板及の製造方法に関し、特に強度が要
求されしがも類１寸塗装を施して１重用される用途、例
えば自動車車体等に適した成形加工用アルミニウム合金
圧延板の製造方法に関する。

（従来の技術） 自動車車体のボディシートには、従来は主として冷延鋼
板が用いられることが多かったが、最近では車体軽量化
の要求から、アルミニウム合金圧延板を使用する検討が
なされている。自動車車体のボディシートは、プレス成
形を施して「重用されることから成形加工性が優れてい
ること、特に沖び、張出し性が優れておりかつ成形加工
時における外観不良であるリューダースマーク、フロー
ラインの発生がないことが要求され、しかも焼付塗装を
施すところから、焼１寸塗装接の強度が高いことが要求
される。

ところで強度が要求される成形加工品の用途に１吏用さ
れるアルミニウム合金板としては従来から種々のものが
あるが、その主要なものは合金成分系によって次のよう
に分けられる。

（イ）非熱処理型Ａｆｆ−Ｍｇ系合金である５０５２合
金（Ｍｇ−２，２〜２．８％、Ｃｒ０１１５〜０．３５
％残部Ｓｉおよび不可避的不純物）のＯ材あるいは同じ
＜５１８２合金（Ｍｎ０．２０〜０，５０％、Ｍｇ−１
，０〜５．０％、残部へρおよび不可避的不純物）のＯ
材。

（ロ）熱処理型ＡＲ−Ｃｕ系合金である２０３６合金（
Ｃｕ−２，２’−３，０％、Ｍｎｏ、　ｉ　〜ｏ、　、
ｑｑｇ、Ｍｇ−０，３〜０．６％、残部、ｌおよび不可
避的不純物）のＴＩＩ処理材。

（ハ）熱処理型Ａ１２　ＭｇＺｎ−Ｃｕ系合金のＴ４処
理材。この系のアルミニウム合金としては、例えば特開
昭５２−１４１４０９号の合金、特開昭５３−１０３９
１４号の合金、あるいは特開昭５７−９８６４８号の合
金などがある。

また、日経ニューマテリアル、１９８６．４−７、Ｎｏ
、８．第６３−７２頁、特に第６４頁で紹介されている
Ａｌ−ｔ１．５Ｍｇ−０，３８Ｃｕ１．４６Ｚｎ−０，
１８Ｆｅ−０，０９Ｓｉもある。

（ニ）熱処理型ＡＲ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金である６００９
合金（Ｍｇ−０，１１〜０．８％、Ｓｉ−ｏ、６〜１．
０％、Ｃｕ−０，１５〜０．６％、Ｍｎ−０，２〜０．
８％、残部Ｓｉおよび不可避的不純！ｉ＋ｉ］）のＴ４
処理材や同じ＜６０１０合金（Ｍｇ−０，６〜１．０％
、Ｓｉ−０，８〜１゜２％、Ｃｕ−０，１５〜０．６％
、ＭｎＯ１２〜０−８９’１１、残部Ｓｉおよび不可避
的不純物）のＴ４処理材。これらの合金を提案する特公
昭５９−３９　ｔｌ　９９号によると、０．４〜１．２
％Ｓｉ、Ｏ１４〜１．１％Ｍｇ、０．０５〜０．３５％
Ｆｅ、０．１〜０．６％Ｃｕ、に加えて、０．２〜０．
８％Ｍｎ、０．１〜０．３％Ｃｒ、および０．０５〜０
．１５％Ｚｒの少なくとも１種を含有する組成のＴ４ま
たはＴ６処理材が開示される１、さらに、特公昭６１−
１５１４８号に提案される（Ａ）１％Ｓｉ、０．６％Ｍ
ｇ、（Ｂ）１．８％Ｓｉ、０．６％Ｍｇ、（Ｃ）１８　
Ｓ　１．０　、２　％’ＶＩ　ｇ、（Ｄ）１．２％Ｓｉ
、０．６％Ｍｇの４点て囲ま？ＬるＳｉ、Ｍｇ組成を有
し、さらに０．３％以下のＣｒ、Ｍｎ、Ｚｒ、または／
′及びＴｉを含有するＡＣ１２０規格化材。

しかしながらこれらの従来のアルミニウム合金ては、自
動車車体のボディシートに要求される前述の特性を全て
充分に満足させることは困難であった。

すなわち（イ）の合金では、強度が不充分であり、しか
も成形加工時にリューダースマークが発生し易い問題が
あり、さらには塗装焼付工程において強度が低下する問
題があった。また（口）の合金では、成形性が劣り、か
つまた塗装焼は工程によって強度が低下する問題もあっ
た。さらに（ハ）の合金では、成形加工性、特に曲げ性
が充分と言えず、また塗装焼付工程で強度が低下する問
題もあった。

（ニ）の合金は、リューダースマークが発生し難く、焼
１寸硬化性により冷延鋼板と同等の強度を有するなどの
特長を有するが、成形加工性の〜尺度となる伸びが冷延
鋼板より著しく低いことが知られている。

以上のようにＩＫ来よりアルミニウム合金では、自動車
車体のボディシートに要求される特性、すなわち浸れた
成形加工性を有すること、特に伸び、張出し成形加工性
が優れかつリューダースマークの発生がないこと、また
強度、特に塗装填ｆ：ｆ後の強度が高いことさらに耐食
性及び溶接性が優れていることの諸要求のすべてを満足
させるべく研究開発が行なわれてきた９ （発明が解決しようとする課題） 本発明が属する合金系のＳｉ−９１−Ｍｇ系では上記諸
要求をかなりの程度満足する合金が公知になっているも
のの、自動車車体用ボディシートに普通使用されている
鋼板よりは価格の面で不利なアルミニウム合金圧延板の
性能に対する要求は厳しくならざるを得す、これに十分
に応えるアルミニウム合金圧延板は未だ提供されておら
ない。

具体的に述べると、先ず、成形加工性の一指標である伸
びが低く、このため成形加工性が未だ不十分である。

また、自動車車体のボディシートに用いるアルミニウム
合金の耐食性については、従来、塗装−Ｆの欠陥がなけ
れば、アルミニウム合金そのものの耐食性がＳｒ１板よ
り優れているため、問題とならないとの見解（前掲日経
ニューマテリアル）や、クロムめっき皮膜のふくれ欠陥
に対する耐食性をＣＡＳＳ試験で調査した実＠（前掲特
公昭５９３９１１９９号）などがある。ところで最近で
は、成形加工用アルミニウム合金圧延板の耐食性の要求
はより明確になりかつ従来は検討されていなかった特定
の性質の具備が要求されている。すなわちＡ２合金自体
の性質に関する未塗装板耐食性、耐ピツト性の池に、焼
１寸塗装後に塗膜はがれ（ブリスター）、糸状腐食等が
発生しないことが要求される。

しかし、かかる耐食性がすぐれており、しかも、強度と
成形加工性を兼ねそなえた成形加工用アルミニウム合金
圧延板は知られていない。

自動車車体のボディシートの溶接はスポット溶接により
行われることが殆どであるが、部位によっては、Ｍ　Ｉ
　ＧもしくはＴＩＧ溶接によるいわゆるアーク溶接が行
われる部位がある。板厚が２．０ｍｍ以下の比較的薄い
板がアーク溶接されることが−殻内であるため、一般に
溶接に困牝が伴うので、溶接性の良好な圧延板が求めら
れている。

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、特に伸び、張出し性が優れかつ成形加工時に
おける外観不良であるリューダースマーク、フローライ
ンの発生がなく、しかも高強度を有し、特に成形加工後
の塗装焼付工程での強度低下がなく、むしろ成形加工後
の塗装焼付工程によって強度が上昇することにより高い
強度を有する成形品が得られるようにするとともに、耐
食性および溶接性を改良したアルミニウム合金圧延板、
およびその製造方法を提供することを目的とするもので
ある。

（課題を解決するための手段） 本発明の第一は、合金元素として：ＳｉＯ，６〜１．２
％、　Ｍｇ−０，６〜１．１％、不純物として：Ｆｅ−
０．１５％未満、Ｃｕ−００５％未満、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚ
ｒおよび■のそれぞれが０．０５％未満、その他の不純
物元素合計で０．０５％未満、Ａｌ２．Ｓｉ、Ｍｇ、Ｆ
ｅ以外の元素の合計が０．１０％未満から成る合金溶湯
を半３！！続ｉ造により鋳造し、得られた鋳塊を４５０
〜５９０℃の１〜４８時間加熱して、圧延加熱を兼ねる
均質化処理を行ない、その後熱間圧延および冷間圧延を
行ない、熱間圧延直後又は冷間圧延の中間において保持
温度範囲２６０〜４５０℃で保持時間４８時間以下の中
間焼鈍を行い、その後冷間圧延して形成した圧延板を４
５０〜５９０℃の温度範囲内で溶体化処理し、５℃／　
ｓ　ｅ　ｃ以上の冷却速度で焼入し、その後歪矯正を施
し、そのＩ＆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
とを特徴とする成形加工性、耐食性及び溶接性のすぐれ
たＡｇ−５１Ｍｇ系成形加工用アルミニウム合金圧延板
の製造方法であり、り、 本発明の第二は、合金元素として＋Ｓｉ−０，６〜１．
２％、Ｍｇ０．６〜１．１％、不純物として：Ｆｅ−０
．１５％未満、Ｃｕ−０゜０５％未満、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚ
ｒおよび■のそれぞれが０．０５％未満、その他の不純
物元素合計で０．０５％未満、Ａｇ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｆｅ
以外の元素の合計が０．１０％未満から成る合金溶湯を
連続鋳造により鋳造し、得られたコイル状鋳塊を冷間圧
延し゛ζ形成した圧延板を４５０〜５９０℃の温度範囲
内で溶体化処理し、５℃／　ｓ　ｅ　ｃ以上の冷却速度
で焼入し、その後歪矯正を施し、その後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成形加工性、
耐食性及び溶接性のすぐれたＡｌ２−５１−Ｍｇ系成形
加工用アルミニウム合金圧延板の製造方法である。

先ず、この発明の組成限定理由について説明する。

Ｓｉ：Ｓｉは、添加量の一部が金属Ｓｉ粒子としてＡ２
合金中に存在し、成形加工性特に伸び特性を向上させる
。又、他の一部のＳｉはＭｇと共年してＭｇ２Ｓｉを生
成し、析出硬化により強度向−Ｌに寄与する。特に、Ｍ
ｇ、Ｓｉ−を生成する、Ｍ　ｇ２　Ｓ　ｉ化学量論組成
よりＳｉが充分に過剰であり、さらに金属Ｓｉ粒子を生
成することが強度向上に重要である。この過剰のＳｉ粒
子は、再結晶粒の微細化にも有効である。

又Ｓｉは、メカニズムは不明であるが、ＭＩＧ及びＴＩ
Ｇ等のアーク溶接の溶接性も改善する。Ｓｉ含有量が０
．６％未満では、これらの強度、成形加工性および溶接
性の改善の効果が不十分であり、その含有量が１．２％
を越えると、糸サビ性が低下する。

Ｍｇ＋Ｍｇは既に述べたようにＳｉとの共存によりＭｇ
２Ｓｉを生成して強度を付与する。

Ｍｇが０，６％未満では強度が不充分であり、方１．１
％を越えると伸びが低下するから、Ｍｇ含有量の範囲は
０．６〜１．１％とした９Ｃｕは耐食性特に糸サビｆｆ
ｒＪｉ性を低下させる。Ｃｕの含有量が０．０５％を越
えるとその弊害が顕著になるため、Ｃｕの含有量は０．
０５％未満とした。

Ｆｅは糸サビ性および成形加工性を低下させる。Ｆｅの
含有量が０．２０％を越えると晶出物が多くなり、これ
らを起点として糸サビが発生し易くなりまた成形時に割
れが発生し易くなる９よって、特性的にはＦｅは低いほ
ど望ましいが、経済上の観点および糸サビ発生の許容レ
ベルを考慮するとＦｅの上限は０．１５％未満である。

好ましいＦｅの上限は０．０５％未満である。

Ｍｎ　　Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖは一最には結晶粒ａＳ化の目的
で添加されることが多いが、これらの元素は糸サビ性を
低下させることが判明した。これらの元素は成形加工性
も低下させるので、できるだけ少ない含有量が望ましい
。その含有量の上限は０．０５％未満であることが必要
である。

その他の不純物は何れも糸サビ性に悪影響を与える。経
済的な面も考慮に入れると、Ｍ　ｇ　。

Ｓｉ−、Ｆｅ、Ｓｉを除いた元素の合計が０．１０％を
越えないことが重要である。

なお通常のアルミニウム合金においては鋳塊の結晶粒微
細化のためにＴｉ、あるいはＴｉおよびＢを微量添加す
ることがあり、この発明のアルミニウム合金板圧延板に
おいてもＳｉ、合金成分、及び不純物の残部として微量
のＴｉ、あるいはＴｉおよびＢを含有していても良い、
但し、Ｔｉを添加する場合０．００５％未満ではその効
果が得られず、０．１５以上では初晶ＴｉＳｉ３が晶出
して成形加工性を害するから、Ｔｉは０゜００５〜０．
１５％の範囲内とすることが好ましい。またＴｉととも
にＢを添加する場合、ｉｐｐｍ未満ではその効果がなく
、５００ｐｐｍを越えれば、ＴｉＢ２の粗大粒子が混入
して成形加工性を害するから、Ｂは１〜５００ｐｐｍの
範囲内とすることが好ましい。

本願発明の第一の出発工程では上記合金組成からなる溶
湯を矩形の断面を有する鋳塊に半連続鋳造する。鋳造速
度は、矩形の鋳塊が鋳造できれば特に定めないが、通常
２５ｍｍ／ｍｉｎから２５０ｍｍ／ｍｉｎの範囲で鋳造
されることが好ましい。

この鋳塊は熱間圧延に先立ち４５０〜５９０℃で１時間
〜４８時間加熱される。鋳塊の不均一性を解消し、成形
加工性を向上させることを目的とする鋳塊の加熱では、
加熱温度が４５０℃未満又は加熱時間が１時間未満であ
ると均質化が不充分であり、加熱温度が５９０℃を越え
ると局部融解が起こり、加熱時間が４８時間を越えると
経済性が低下しかつ均質化の効果が飽和する。

その後、熱間圧延したアルミニウム合金板は引き続いて
冷間圧延され板厚３．０〜０．５ｍｍに圧下される。

そして冷間圧延の途中もしくは熱間圧延と冷間圧延の間
に中間焼鈍を入れ、再結晶の効果によりアルミニウム合
金板の特性、特に強度と成形加工性を向上させる。すな
わち、熱間圧延時に、粗大な結晶粒が発生した場合、熱
延板を中間焼鈍なしに冷間圧延し溶体化処理をすると、
この粗大結晶粒が圧延方向に沖びたバンド組織が生じ、
成形加工時にリジング又はフローラインと称するうねり
が発生し、成形品外観を劣化させる。そこで、中間焼鈍
により一度再結晶を生じさせると、熱間圧延時に生じた
粗大粒の影響を解消させることが可能となる。ここで、
中間焼鈍の温度が２８０℃未満であると再結晶が起こら
ず、又温度が４５０℃を越えると、結晶粒粗大ｒヒが起
こり易くなる。

また保持時間が４８時間を越える中間焼鈍は経済的でな
い。

本発明の上記合金組成の特性を十分に発揮させるために
は、アルミニウム合金圧延板を４５０〜５９０℃で溶体
化処理し、５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却すること
が必要である。この溶体化処理により所定の強度及び成
形加工性を得るに必要な量の固溶ＭｇとＳｉが得られる
。温度がＬ１５０℃未満では、溶体化が不充分であり、
冷却後及びベーキング後の強度が充分に得られない。

方温度が５９０℃８越えると共晶溶融の恐れがある。

また、焼入れ速度（冷却速度）が５℃／　ｓ　ｅＣより
遅いと、強度が不充分であるばかりでなく、粒界腐食等
に対する耐食性も劣化する。よって、５℃／ｓｅｃ以上
の焼入れ速度が必要である。

上記溶体化処理は、量産性等を考慮すると、コイルを連
続的に溶体化焼入処理をする技法が好ましい。保持時間
はＯ（所定の温度に到達すると同時に冷却）てもよいが
通常は１０秒以上が好ましい。

コイルを連続的に溶体化焼入れする場合、経済的観点か
ら、溶体化温度での保持時間は５分が上限である。この
連続溶体化焼入を用いる場合、通常５℃／ｓｅｃ以上の
加熱速度が得られるため、結晶粒が微細化され、成形加
工性が向上する。

溶体化処理は、元来は、Ｍｇ、Ｓｉ等の強化に寄与する
合金元素を充分に再固溶させることを目的としたもので
ある。そこで必要な強度を得るためには、その強度を得
るに必要な量の強化寄与合金元素を再固溶させればよく
、その為には、添加したＭｇ、Ｓｉを充分に固溶させる
、いわゆる完全溶体化処理が行なわれる９しがし特に自
動車用の成形用途では車体の部位によっては、強度より
成形加工性を重視せざるを得ない場合もある。

この場合は、Ｍｇ含有量及びＳｉ含有量を多くし、溶体
化処理時に強化に必要景なだけのＭｇＳｉを再固溶させ
るいわば不完全溶体化処理によってもよい。

具体的には、溶体化処理時の時間を短くもしくは温度を
低目にすればよい。特に、連続溶体ｆヒ焼入装置を用い
る場合、保持時間を雉くとることが可能となり、これに
より連続溶体化処理時のラインスピードを上げることが
でき、経済的な利点が得られる。不完全溶体化処理を行
なう堝会、溶体化Ｉ／８理前のＭｇ及びＳｉの存在状態
が変動すると、それに伴い再固溶されるＭｇ及びＳｉの
量が異なり、ｍ緘的性質が変動する。したがって、溶体
（ヒ処理前のＭｇ及びＳｉの存在状態を一定にしておく
ことが要点となる。

この、溶体化処理前のＭｇ、Ｓｉの存在状態をコントロ
ールするためには、熱間圧延前の加熱条Ｆト、熱間圧延
条件を厳密に管理するゼ・要があるが、中間焼鈍を製造
工程に入れると一層好ましい。

前記の通りの温度の中間焼鈍を受けたアルミニウム合金
圧延板では、中間焼鈍以前の熱履歴により決定されたＭ
ｇ及びＳｉ−の存在状態が安定化かつ一定化され、その
結果、不完全溶体化処理によるＭｇ、Ｓｉの再固溶量は
安定し、機械的性能の安定化が一層容易となる。

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
って圧延板が変形し歪となるので、この歪を除去するた
め溶体死処ｆ１ｍ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、スキンバス、
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溶体化処理焼入
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１ｋｇ、／ｍｍ２以−１−上
昇し、成形加工性はエリクセン値で０．２ｍｍ以」−低
下する。

このように歪矯正工程により成形加工性能の低下した圧
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（ｆｉ終焼鈍
ということらある）を施す。この熱処理は、加熱保持温
度に対応して第１１７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領域
内の加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を結ぶ直線ら
しくは曲線によって囲まれる範囲内の時間保持し、さら
にその加熱保持温度に対応して第１図の不斜線領域内の
冷却速度で冷却する。ここで第１図中の各点Ａ〜Ｅにお
ける温度および加熱冷却速度は次の通りである。

Ａ：　６０℃１４Ｘ１０−３℃／　ｓ　ｅ　ｃＢ：１４
０℃１４Ｘ１０−’℃／５ｅｃＣ：　３６０℃１３×１
０℃／　ｓ　ｅ　ｃＤ　：　２３０℃５４Ｘ１０’℃／
５ｅｃＥ；　　６０℃１４Ｘ１０’℃／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　：　２００℃、　０ｓｅｃ ｂ　：　３６０℃、　０ｓｅｃ ｃ：１３０℃、１０５ｓｅｃ ｄ：　　６０″Ｃ１１０’ｓ　ｅ　ｃ 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Ｓｉ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は熱
処理型の合金であるため、加熱、保持、冷却中に加工歪
の除去のみならず、時効硬化が生じる可能性かあり、そ
の場合強度が上昇して成形加工性が低下したり、過時効
により成形加工後の塗装焼付強度もしくはＴ６処理後強
度が低下したりするおそれがある。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ＡＩ３よつ下側の領域では、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ＡＢより上の加熱速度とした。

第１図の曲線［３Ｃより下側の加熱速度の遅い領域では
、加熱昇温中に時効硬化が生じて、強度は上昇する反面
、成形加工性が低下する。そこで曲ｍＢＣより上側の領
域とした。

次に直線ＤＣ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ＤＣより下側の領域とした
。

直線ＤＥ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加熱速度であり、これ以上の加熱
速度でも効果はあるが実用的ではなく、無意味であるか
ら、直線ＤＥより下側の領域とした。

直線ＥＡの左側、すなわち加熱温度が６０℃未満の低温
では、加熱速度のｌＩｕ何にかかわらず、歪矯正による
加工歪を除去しきれないから、直線ＥＡの左側領域は除
外した。

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，Ｄ、Ｅ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ａｂ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秒としてム加工歪を除去
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ａｂとした。

また曲線ｂｃより右上の領域では、加工歪は除去できる
が、高温時効硬化により強度が上昇し、成形加工性が低
下してしまう、また特に高温領域では過時効となり、成
形加工性が低下するとともに、成形後の焼１寸塗装もし
くはＴ６処理により所定の強度が得られなくなる。した
がって曲線ｂｃの左下の領域とする必要がある。

直線（ｄより上側では、加工歪を除去できて成形加工性
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ｃｄより下側とし
た。

曲線ｄａ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、成形加工性の回復が認められない。

したがって曲１ｉｄａ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ａｂｃｄで囲まれる斜線領域内
とする必要がある。

（冷却速度） 冷却速度は、加熱速度と同様に第１図中のＡＢＣＤで囲
まれる斜線領域内とする必要がある。

直線ＡＢ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ＡＢより上
側の領域とした。

曲線ＢＣより下側の冷却速度の遅い領域では、冷却中に
時効析出が生じ、成形加工性が低下するとともに、過時
効によって成形後の焼付塗装もしくはＴ６処理で所定の
強度を得ることができなくなる。したがって曲線ＢＣよ
り上側の領域とした。直線ＤＣ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ＤＣより下側の領域とした。

直線ＤＥ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ＤＥより
下側の冷却速度とした。

直線ＥＡ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ＥＡより右側の
領域とした。

したがって冷却速度ら、加熱速度途同様に、加熱保持温
度によって異なるが、第１図中のＡＢＣＤＨによって囲
まれる斜線領域とした。

以上のような条件ての最終熱処理を歪矯正加工後に施せ
ば、歪矯正工程て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加工性、とくに張出し性が回
復され、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加工性、とくに張出し性を有す
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、時効硬化や過時効が生じないような適切
な条件に定めているため、それらによる成形加工性の低
下を招くことがなく、また成形後の焼１寸塗装やＴ６処
理によって所要の強度を得ることができる。さらに最終
熱処理の条ＣＩ−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。

その後、表面清浄化、化成処理、成形加工、溶接、塗装
、焼付硬化等を行なう。

（以下余白） 大型の半連続鋳造鋳塊の代わりに１本発明の第二におい
ては、２つのロール間に連続的に溶湯を供給して連続鋳
造板又はコイルを作る。この場合は鋳造速度の制限が特
にない。

また通常熱間圧延をせず冷間圧延を行うが、圧延に先立
ち均質化を促進し、冷間圧延性を向上させるため、３０
０〜ｂ 備加熱をしてらよい。引き続いて冷間圧延を行ない、板
厚を３，０〜０．５ｍｍにする。

冷間圧延の最初もしくは冷間圧延の途中に中間焼鈍を入
れる場合があるが、これは半連続鋳造を経て圧延を行な
う本発明の第一の場合と異なり、冷間圧延を耳割れや板
切れなしに行なうためのものであり、これらの圧延トラ
ブルのおそれがない時は省略される。ここで、中間焼鈍
の温度が２８０℃未満であると圧延加工性が改善され、
又温度が４５０℃を越えると、結晶粒粗大化が起こり易
くなる。また保持時間が４８時間を越える中間焼鈍は経
済的でない。

また溶体化処理は５量産性等を考慮すると、コイルを連
続的に溶体ｆヒ焼入処理をする技法が好ましい。保持時
間は０（所定の温度に到達すると同時に冷却）でもよい
が通常は１０秒以上が好ましい。

コイルを連続的に溶体化焼入れする場合、経済的観点か
ら、溶体化温度での保持時間は５分が上限である。この
連続溶体化焼入を用いる場合、通常５℃／　ｓ　ｅ　ｃ
以上の加熱速度が得られるため、結晶粒力媚を細化され
、成形加工性が向上する。

溶体化処理は、元来は、Ｍｇ、！９ｉ等の強化に寄与す
る合金元素を、充分に再固溶させることを目的としたも
のである。そこで、強化元素を強化に必要量固溶させる
ためには４５０〜５９０℃の温度で溶体化処理する必要
がある９ 溶体化処理温度での保持時間は経済的理由からは短時間
である方が好ましい。一方、従来から知られているよう
に連続鋳造では溶湯が１１〜１０ｍｍの板厚の板に直接
鋳造されるため、鋳造時の冷却速度が半連続鋳造に比べ
て大きい。このため連続鋳造によればＭｇおよびＳｉの
鋳造段階およびそれ以降の段階での固溶量が半連続鋳造
よりも大きくなる。また、連続鋳造によればＭｇとＳｉ
からなり、鋳造時生成される金属間化合物は半連続鋳造
よりも著しく小さくなる。これらの連続鋳造時の特長に
より、連続鋳造により得られた板では溶体化処理時に、
金属間化合物の溶解が進み易く、まな固溶量が多くなり
、結果として溶体化処理が進み易くなる。したがって、
連続鋳造材がら得られた板に連続炉による短時間の溶体
化処理を適用しても、半連続鋳造材の場合に比較して強
度の低下が少ない。逆に、溶体化処理時（’Ｆ−が同じ
であるとすると、連続鋳造材では半連続鋳造材の場合に
比較して強度が向上する。

均熱処理および中間焼鈍は冷間圧延性を向上させる必要
がある場合に行なわれる。均熱および中間焼鈍の温度が
４００″Ｃを越えると、粗大なＭｇ、Ｓｉが析出してし
まい、結果としてＭｇ２Ｓｉを強制固溶した連続鋳造の
利点は失われる。しかし４００℃を越える温度でこれら
の処理を行なっても半連続鋳造材と同等の特性は得られ
るので、第一の場合と同様に１１００℃を越える温度ら
許容される。

第二の場合における歪矯正後の最終熱処理の条件やその
限定理由は第一の場合と同様である。

（作用） 溶体死処■！ｌＴ後の人工時効（Ｔ４）状態における本
発明のアルミニウム合金圧延板の特性は次の通りである
。

機械的性質：耐力（σ。４□）−１１ｋｇ／ｍｍ２以上
、引張強さ−（σ、）約２５ｋｇ／ｍｍ２以上、及び伸
び約２９％以上。

成形加工性；エリクセン値−６０１０合金と同等以上、
最小曲げ（１８０°）−６０１０合金と同等具Ｌ、リュ
ーダースマーク、フローラインなどの等の外観不良なし
。

焼付硬化性：成形加工を想定した１０％以下の冷間加工
を付加した陸、塗装焼１寸を想定した１７５℃×１時間
の熱処理を施すと耐力の増加１ｋｇ／ｍｍ２以上。

耐食性：電着下塗り、中塗り、上塗りよりなる通常の自
動車車体用３コート塗装後の塗装板の耐食性が、６０１
０合金より優れ、５１８２合金と同等以上。

溶接性：溶接性が従来ＴＩＧ、ＭＩＧ溶接されていた例
えば６００９合金の薄板と比較して良好となる。

上記の如き特性を有する本発明の製造方法により得られ
た成形加工用アルミニウム合金圧延板は従来の圧延板よ
り自動車車体用ボディシート材として各種性質のバラン
スが良好であり、ａ性が著しく増大している。

以下、実施例によりさらに詳しく本発明を説明する。

（実施例） 実施例　１ 表１の組成を有するアルミニウム合金溶湯を断面５００
Ｘ１０００ｍｍのスラブに鋳造速度６０ｍｍ／ｍｉｎで
半連続鋳造した。続いて、５３０℃Ｘ１０ｈｒで均質化
処理を行なった後、［Ｊ！１４　ｍ　ｍに熟間圧延し、
引続いて板Ｊ″：Ｊ−３ｍｍに冷間圧延した。ここで表
２に示す様に冷間圧延板の一部については３５０℃Ｘ２
ｈｒの中間焼鈍を施した。引続き板厚１ｍｍまで冷間圧
延を行なった。次に表２に示す条件で連続溶体化処理に
より冷間圧延板コイルを溶体化処理焼入れをした。ここ
で、一部の比較合金は非熱処理合金系である為、連続溶
体化焼入れ処理は行なわず、通常のバッチ焼鈍（３５０
℃Ｘ２ｈｒ、）により溶体化処理を行なった。連続溶体
化処理を施されたコイルは引続いてテンションレベリン
グにより変形の矯正処理を施された。次に矯正を施され
た板の一部はそのまま、一部は表２に示す如き最終焼鈍
に１寸した後、最終の圧延板とした。この様にして得ら
れ−た種々の最終圧延板は、機械的性質、成形加工性、
焼１寸硬化性、リューダースマーク、フローライン、溶
接割れ性、系鋼性等について試験が実施された。

（以下余白） こｈらの材料の機械的性質及び成形加工性を表３に示す
。

なお、耐力、引張強さはｋｇ／ｍｍ２、伸びは５°≦、
エリクセン値および最小面げはｍｍで表示されている。

ツユ−ダースマークについて切欠エリクセン試験を、フ
ローラインについては１００φの球頭張出し試験を行な
い、外観を観察し、つぎの判定基準により判定した。

○：全くない Δ：認められる（外観のきびしい用途 には使えない） ×：強い （以下余白） 表３から明らかなように、本発明によるＡＢ、Ｃはいず
れも張り出し性、曲げ性が優れ、かつリューダースマー
ク、フローラインの発生もないことが判る。

記号Ｄ〜Ｊは本発明合金を本発明方法の要件を満たさな
い方法で処理したものである。

記号りは中間焼鈍がないために、フローラインが不良で
ある。

記号Ｅは最終焼鈍を行なっていないために、溶体化処理
された板のレベリングによる成形加工性低下が生じてい
る。

記号Ｆ〜Ｊは最終焼鈍の条件が本発明外のものである。

。 記号Ｇは温度のわりに保持時間が短いために低下した成
形加工性の回復が少ない。

記号Ｆ、Ｈ，Ｉでは時効が進みすぎて成形加工性が低下
している。Ｆでは温度のわりに加熱速度が遅すぎるため
に、Ｉ（では温度のわりに保持時間が長すぎるために、
■では温度のわりに冷却速度が遅すぎるために、過度に
時効が進行する。

記号Ｊでは成形加工性の回復は達成されているものの、
冷却速度が高すぎるためにせっかくレベリングにより矯
正された変形が再び発生している。よって、本発明法に
よらなければ成形加工性、変形等の性能が低下すること
は明らかである。

また記号Ａ〜Ｑの材料について常温時効後の板に対し、
成形加工後の塗装焼付工程による強度の変化を調べるた
め、製品成形加工に対応する５％冷間加工らしくは１０
°６冷間加工を施し、さらに塗装焼付に相当する１７５
℃×１時間の加熱処理を、冷間加工を行なわなかったも
の（０％冷間加工材）、および５％冷間加工材、１０？
≦冷間加工材について行ない、各段階での強度を調べた
。

その結果を表４に示す。

（以下余白） に７１から、本発明合金では成形加工酸のｖｉ装炉焼１
を工程−ζ強度が向ＦＪ−ることか明らかである。

次に、フィッシュボーン割れ試験片をＴ　Ｉ　Ｇ溶接し
、割れ率をか！べた。結果を表５に示す。

なお、ＴＩＧ溶接条件は：ＴＩＧ自動溶接（肉盛なし）
；電流６０Ａ；走行２５ｃｍ／ｍｉｎ；？ｂ、ｆｆｆｉ
タングステン’２．４ｍｍφ；Ａｒ気流；アーク長３　
ｍ　ｍであった。

フィンシーｔ、ボーン試験片の寸法を第３図に示す。

（以下余白） 次フ 溶接性 ここで割れ率は次式でＬｂしたらのである。

表５より、発明合金は溶接性にすぐれていること゛がわ
かる。

以１−の結果をまとめると次の事が分かる。

低Ｓｉ、高Ｍｇ、高Ｃｕの組成を有する比較例Ｌ（合＃
Ｌ５）は強度、成形加工性が劣り、溶接性ら悪い、高Ｃ
ｕの比較例Ｋ（合金７１　）は溶接性が悪い　７ｆ、Ｓ
ｉ、高Ｍｇの組成を有する比較例Ｍ（合金６）は成形加
工性が悪い。

Ｎ−Ｑは従来の代表的成形加工用材料である。

本発明の材料は総合特性においてこれらよりすぐれてい
る。すなわち０本発明の材料は２０３６（記号０）に対
しては、成形加工性、伸び、焼（＝ｆ硬化性、溶接性の
点で、Ａ１２−Ｍｇ−ＺｎＣｕ（記号Ｑ〉に対しては、
焼１寸硬化性、溶接性の点て、６０１０（記号Ｐ）に対
しては伸び、成形加工性および溶接性の点ですぐｔして
いる。

次に、圧延板Ａ、　［１，Ｃ，に、　Ｌ、　Ｌ　Ｎ、　
Ｏ，Ｐ、　Ｑを切断して７０１６Ｉｌｌｘ１５０ＩＩ＋
１の試験片を準備し、耐食性の実験を行なった。

実験１；未塗装板耐食性試験 圧延板の表面を１０％Ｎ　ａ　ＯＨ水溶液（５０℃）で
１分間脱脂後、蒸留水で洗浄し、さらに１５％ＨＮ　Ｏ
］水溶液を用いてスマットを除去し、そして洗滌しな。

このように処理した圧延板についてＪＩＳ　　　Ｚ　　
２３７１による塩水噴霧試験を行なった。噴霧時間は１
０００時間である。耐食性の評価は次の基準による目視
ａ察によった。

◎　：全くビットなし Ｏ：ピット数個 △　；かなりのビット Ｘ　：全面にビット 結果を表６に示す。

（以下余白） 表６ 判定結果 実験２：塗装後のブリスター、糸サビ腐食性上記切断圧
延板をアルカリ脱脂し、水洗後リン酸亜鉛処理した。水
洗後乾燥し、エポキシ塗料のカチオン電着を厚さ２０μ
ｍに行ない、その陵１６０℃で３０分間焼１寸を行なっ
た。

この電着塗装に中塗として、メラミンアルキド塗料を膜
厚３０μｍ被覆し、１１１０℃で２５分間焼１・［し、
次に上塗りとしてメラミンアルキド塗料を膜厚３５　μ
ｍ被覆し、そして１　ｔ１５℃で２５分間焼付した。次
いで、各試験片の表面にクロスカットを入れ、塩水噴霧
試験をＪ　Ｉ　５２３７１に準拠して４８時間行なった
。また温度４５℃２湿度９５％での湿潤試験を３０日間
行ない、表面のブリスター、糸状腐食〈又は糸サビ）を
下記基準（表７）で評価した結果を表８に示す。

（以下余白） 表７ 評価基準 （以下余白） 表８ 判定結果 本発明の製法による合金は、未塗装板の耐食性及び塗装
後の耐食性いずれも、比較例の製法および従来例に比し
優れており、従来合金の中でも耐食性の良好とされる５
１８２−０材（記号Ｎ）に比してら同等以北の耐食性を
冶すことが明らかである。

実施例における以−Ｆの結果を総合すれば、本発明製法
による材料は１合金成分と製造工程の絶妙なる組合わせ
により、自動車用アルミニウム合金圧延板として必要な
強度、成形加工性、外観、溶接性、耐食性を兼すそなえ
、これらの性質のバランスよい材料であることが明らか
である。

実施例２ 表９に示す化学組成を有する合金溶湯を２つの冷却ロー
ル間に注湯して連続鋳造し、得られた厚さ６　＋ｎ　ｍ
　、幅１２００ｍｍの板を巻き取り、鋳造コイルとした
。これらの鋳造コイルの中で合金１．２については均質
死処ＴＴなしに、合金３については５３０℃Ｘ１０ｈｒ
め均質化処理を経て、板厚３ｍｍまでに冷間圧延した９
冷間圧延板を３５０℃で２時間中間焼鈍した陸に、引き
続き板厚１ｍｍまで最終冷間圧延した。最終冷間圧延板
を３０℃／ｓｅｃの昇温速度で５５０℃まで昇温し、５
５０℃に到達後直ちに（保持時間０ｓｅｃ）冷却した。

冷却速度は３０℃／　ｓ　ｅ　ｃであった。かくして溶
体化処理されたコイルは、急速冷却により著しく熱変形
していた。

よって、これらのコイルをテンションレベリングライン
を通して平坦な板に成るよう矯正した。なお、矯正前に
各コイルから試料を採取した。矯正後再び各コイルから
試料を採取し、次のように処理した。合金１および３は
、３０℃／Ｓｅｃの昇温速度で２３０℃まで昇温し、昇
温後直ちに（保持時間Ｑｓｅｃ）３０℃／　ｓ　ｅ　ｃ
の冷却速度で冷却する連続焼鈍を実施した。これらの熱
処理条１′Ｆは第１図および第２図に示された本発明の
範囲内であった。また合金２は矯正後切板に切断し、引
き続いて平均昇温速度８Ｘ１０−３℃／Ｓｅｃで１１０
℃まで昇温し、１１０℃で２時間保持し、その後平均冷
却速度１．５Ｘ１０−２℃／Ｓｅｃで冷却するバッチ焼
鈍を行なった。これらの熱処理条件も第１１′：Ａおよ
び第２図に示す本発明の範囲内であった。上述のように
処理された合金１お、上び２の特性：（ま表１０のとお
りであった９（以下余白） 表 （合金組成） 表１０ 機械的性質 成形加工性 表１０より、合金１．２ともレベリングによって損なわ
ｆｔた良好な伸び、エリクセン直等で表わされる成形加
工性が最終焼鈍によりレベリング前のレベルまで、回復
・したことが分かる。これらの最終焼鈍された板の変形
程度、フローライン、リューダースマーク等も、実施例
１と同様に評価したところ、いずれも良好であった。

合金１，２は均質化処理による析出がないために、溶体
化処理が短時間の連続処理て行なわれたにもかかわらず
、溶体化が高度に進行している。これらの合金１．２と
実施例１の記号Ｂ、Ｃの材料はそれぞれ組成がほぼ同一
であり、製造方法も鋳造方法以外は同一であるが、これ
らを比較すると、連続鋳造材は半連続ｙＩ造材と比較し
て成形加工性は同等であり、強度が向上していることが
分かる。

次に本実施例の各材料につき実施例１と同じ方法で成形
加工後の塗装焼は工程による強度変［ヒを調べた結果を
表１１に示す。Ｆｌｃｌｌより成形加工後の塗装工程で
強度が向上することが明らかである。

次に本実施例の各材料につき、実施例１と同様に溶接試
験および耐食性試験を行なった。表１２に示すようにい
ずれの材料ら実施例１に示した従来合金に比べると良好
な特性が得られた。

表１２ 実施例２の以上の結果より、本発明法で処理された連続
鋳造材料はすぐれた自動車用板であることが明らかであ
る。特に、均質化処理を経ない連続鋳造材は半連続鋳造
剤より強度特性が優れしかもその他の特性は同等である
ため通用範囲が広くなったり、薄肉（ヒが可能になった
り、アルミニラ１５板材の特長を一層活用することがて
きる。

また、連続鋳造材は熱間圧延を経ないで製造が可能であ
るため、経済的に一層有利である９（発明の効果） 以上の実施例からら明らかなようにこの発明成形加工用
アルミニウム合金圧延板は、張出し性や曲げ性が優れか
つリューダースマークや、フローライン等の外観不良が
ない等、成形加工性が優れており、しかも強度も充分で
あって、特に成形加工岐に焼付塗装を行なう場合に塗装
焼１・［工程で強度が上昇して最終的に著しく高強度の
焼付塗装成形品を得ることができ、したがって特に自動
車車体ボディシートの如く、溶接及び焼付塗装が施され
て１吏用される高強度成形品の用途に最適なものである
。

さらに、塗装後の耐食性及びＴＩＧ、ＭＩＧ溶接性が優
れている。この発明のアルミニウム合金圧延板は、主要
元素としては通常の圧延板、押出村、鋳物等に最も広く
用いられている５１Ｍｇを含んているだけであるため、
他の合金のスクラップの１吏用が容易であり、また逆に
この発明の圧延板のスクランプを他の合金、他の用途に
１吏用することも容易であって、スクラップ処理性が良
好であり、経済的にも有利である。

なおこの発明の方法で製造されたアルミニウム合金圧延
板は、前述のように自動車車体のボディシートに最適な
ものであるが、強度が要求される成形加工品のその他の
用途、例えばホイールやオイルタンク、エアクリーナー
等の自動車部品、あるいは各種キャップやブラインド、
アルミλＬ家庭用２１物、計器カバー、電気機器のシャ
ーシー等に用いてもｔｌｈた性能を発揮し得ることは勿
論である。

【図面の簡単な説明】

第１図は歪矯正後の最Ｐ−熱処理における加熱温度　速
度不冷却温度　速度の範囲を示す図、第２図は保持温度
　時間の範囲を示す図、第３図はフィシュボーン試験片
の図面（数字の単位はｍｍ） である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、合金元素として：Ｓｉ−０．６〜１．２％、Ｍｇ−
   ０．６〜１．１％、不純物として：Ｆｅ−０．１５％未
   満、Ｃｕ−０．０５％未満、Ｍｎ、Ｃｒ、ＺｒおよびＶ
   のそれぞれが０．０５％未満、その他の不純物元素合計
   で０．０５％未満、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｆｅ以外の元素
   の合計が０．１０％未満から成る合金溶湯を半連続鋳造
   により鋳造し、得られた鋳塊を４５０〜５９０℃の１〜
   ４８時間加熱して、圧延加熱を兼ねる均質化処理を行な
   い、その後熱間圧延および冷間圧延をを行ない、熱間圧
   延直後又は冷間圧延の中間において保持温度範囲２６０
   〜４５０℃で保持時間４８時間以下の中間焼鈍を行い、
   その後冷間圧延して形成した圧延板を４５０〜５９０℃
   の温度範囲内で溶体化処理し、５℃／ｓｅｃ以上の冷却
   速度で焼入し、その後歪矯正を施し、その後６０〜３６
   ０℃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成形加工
   性、耐食性及び溶接性のすぐれたＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系成
   形加工用アルミニウム合金圧延板の製造方法。 ２、前記溶体化処理を、コイルによる連続溶体化焼入装
   置を用いて溶体化処理時間が０秒以上５分以下で行うこ
   とを特徴とする請求項１に記載の成形加工性、耐食性及
   び溶接性のすぐれたＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系成形加工用アル
   ミニウム合金圧延板の製造方法。 ３、合金元素として：Ｓｉ−０．６〜１．２％、Ｍｇ−
   ０．６〜１．１％、不純物として：Ｆｅ−０．１５％未
   満、Ｃｕ−０．０５％未満、Ｍｎ、Ｃｒ、ＺｒおよびＶ
   のそれぞれが０．０５％未満、その他の不純物元素合計
   で０．０５％未満、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｆｅ以外の元素
   の合計が０．１０％未満から成る合金溶湯を連続鋳造に
   より鋳造し、得られたコイル状鋳塊を次に冷間圧延して
   形成した圧延板を４５０〜５９０℃の温度範囲で溶体化
   処理し、５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で焼入し、その後
   歪矯正を施し、その後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成形加工性、耐食性及び溶接性
   のすぐれたＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系成形加工用アルミニウム
   合金圧延板の製造方法。 ４、冷間圧延の中間において保持温度範囲２６０〜４５
   ０℃で保持時間４８時間以下の中間焼鈍を行い、その後
   の冷間圧延後に前記溶体化処理を行うことを特徴とする
   請求項３に記載の成形加工性、耐食性及び溶接性のすぐ
   れたＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系成形加工用アルミニウム合金圧
   延板の製造方法。 ５、前記溶体化処理を、コイルによる連続溶体化焼入装
   置を用いて溶体化処理時間が０秒以上５分以下で行うこ
   とを特徴とする請求項３又は４に記載の成形加工性、耐
   食性及び溶接性のすぐれたＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系成形加工
   用アルミニウム合金圧延板の製造方法。 ６、連続鋳造と冷間圧延の間にコイル状鋳塊を、３００
   〜５９０℃の温度範囲で１〜４８時間加熱して均質化す
   ることを特徴とする請求項３、４、又は５記載の成形加
   工性、耐食性及び溶接性のすぐれたＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系
   成形加工用アルミニウム合金圧延板の製造方法。