JPS61235532A - フランジ成形性に優れた高強度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 この発明は強度が要求される成形加工品に使用されるア
ルミニウム合金圧延板およびその製造方法に関し、特に
焼付塗装が施されるとともに、焼付塗装後にフランジ加
工が施される用途、例えば食缶や２ピ一スＤＩ缶胴材料
等に適したアルミニウム合金圧延板およびその製造方法
に関するものである。

従来の技術 従来一般にＤＲＤ加工（絞り一再絞り加工）により成形
される食缶用のアルミニウム合金材料としてはＡｌ−Ｍ
Ｑ−Ｃｒ系の５０５２合金のＨｏｅ材あるいはＨａ材を
使用することが多かった。一方ＤＩ加工（絞す−アイア
ニング加工）により成形される２ピ一スＤＩ缶の胴材利
用のアルミニウム合金材料としては、ＤＲＤ加工の場合
よりも一層成形加工性が優れていることが要求されるた
め、Ａ１−Ｍｎ−Ｍｇ系の３００４合金のＨｒｑ材を使
用することが多かった。

発明が解決すべき問題点 前述のように食缶用のアルミニウム合金材として従来か
ら使用されている５０５２合金Ｈｏｅ材またはＨＩＩ材
では、食缶用に広く使用されている鉄系材料のブリキ材
等と比較して強度が低く、そのため鉄系材料の場合より
も厚肉とせざるを得ず、コスト高となる問題があった。

そこで食缶用のアルミニウム合金材としては、従来の５
０５２合金Ｈ＋ａ材もしくはＨｓ材より高強度で薄肉化
可能な材料の開発が強く望まれている。

一層２ピースＤｌｆｆｉｌｌ材用のアルミニウム合金材
として従来から使用されている３００４合金Ｈ合金ｌ材
は、成形性は充分であるが、焼付塗装後の強度が耐力で
２６　ｋＭ−前後に過ぎず、そのためこの材料で薄肉化
を図る場合には缶強度を補うために缶形状の変更が必要
となり、そのため成形加工用のダイスの変更等に多大な
コストを要する問題がある。そこで２ピ一スＤＩ缶胴材
用アルミニウム合金としても、強度、特に焼付塗装後の
強度を向上させた素材を提供できれば、多大なコストを
要さずに薄肉化を達成でき、素材のコスト高を吸収する
効果が大となると考えられる。

上述のように食缶や２ピ一スＤＩ缶膜材としては従来よ
りも強度を改善したアルミニウム合金の開発が望まれ、
特にこれらの用途では通常焼付塗装を施して使用される
ことから、焼付塗装のための加熱時における強度低下が
少なく、焼付塗装後の強度が高いアルミニウム合金が望
まれている。

もちろんこれらの用途にはＤＲＤ加工やＤＩ加工等の苛
酷な成形加工が施されることから、単に強度のみならず
これらの成形性が優れていることも極めて重要である。

ざらには、これらの用途では焼付塗装後にフランジ加工
を施すのが通常であるから、焼付塗装後のフランジ成形
性も優れていることが要求される。

この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、成
形性、特にＤＲＤ成形性やＤＩ成形性に優れ、かつ成形
加工後の焼付塗装工程で強度低下がなく、成形品の強度
が優れ、しかも焼付塗装後におけるフランジ成形性にも
優れ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。

問題点を解決するための手段 本願の第１発明のアルミニウム合金圧延板は、その成分
組成として、重量％でＳ　ｉ　０．２５〜０．６０％、
Ｃｕ　ＯＪ　〜１．０％、Ｍｇ０．６〜２．０％、Ｍｌ
ｌｏ、６〜１．３％、Ｆｅ　０．２５〜０．８０％を含
有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなり、かつ
次式 ％式％］ ］ で規定される値Ｐが１．９未満であることを特徴とする
ものであり、このような成分組成とすることによって、
強度と成形加工性に優れ、塗装焼付後に強度低下が少な
く、しかもフランジ成形性も良好な＾強度成形加工用圧
延板を得ることが可能となった。

また第２発明の方法は、第１発明で規定される前記成分
組成を有するアルミニウム合金鋳塊に対し、５５０〜６
２０℃の温度で１〜２４時間均質化処理を施し、次いで
所要の板厚まで圧延した後、０．５℃／ｓｅｅ以上の昇
温速度で５００〜６２０℃の温度域まで加熱し、直ちに
もしくは１２０秒以下の時開保持してから急速冷却し、
さらに圧延率２０％以上の冷開圧延を施すものであり、
このようなプロセスを経ることによって強度および成形
加工性に優れ、ｗ１装焼付後に強度低下が少なくかつフ
ランジ成形性も良好な高強度成形加工用圧延板を実際に
製造することができる。

さらに第３発明の製造方法は、第２発明の場合と同様な
プロセスを経た後、９０〜１２０℃の温度で１〜１０Ｆ
Ｒ１１１１１１１１％を施すものであり、このような最
終焼鈍を施すことによって素材に安定した伸びを与えて
、成形加工性を一層向上させるとともにカゴメマークと
称される外観不良の発生を防止することができる。

発明の詳細な説明 先ずこの発明における成分限定理由について説明する。

Ｓｉ　： Ｓｉは強度を付与するに有効な元素であり、またＴ４処
理あるいはＴ６処理等の如く溶体化後に加工が加わらな
い場合には伸びの向上に有効であるが、この発明では溶
体化後に冷間加工する工程を主として考慮しており、こ
のような工程ではＳ：を０．６０％を越えて添加した場
合、塗装焼付後の伸びが低下してフランジ成形性を劣化
させる。

一方Ｓ１が０．２５％未満では所要の強度を得ることが
困難となり、したがって３ｉは０．２５〜０．６０％の
範囲内とした。

Ｃｕ： Ｃｕは強度を向上させるとともに、塗装焼付後の伸びを
向上させて７ランジ成形性を良好にする。

但し１．０％を越えてＣｕを添加した場合には強度は向
上するものの、成形性が低下する。一方Ｃｕが０．３％
未満では大幅な強度向上が望めないから、Ｑｕは０．３
〜１．０％の範囲内とした。

Ｍｇ： ＭＯは３ｉとの共存によりＭＯ！ＬＳｉを形成して強度
を付与するに有効な元素である。また塗装焼付後にフラ
ンジ成形加工を行なう場合には焼付後の時点での伸びが
重要となるが、ＭＱ添加は焼付後の伸び向上にも有効で
ある。但しＭｇが０．６％未満では従来材を越える強度
向上が望めず、一方２．０％を越えれば成形性特にＤＩ
成形性および再絞り性が低下するから、０．６〜２．０
％の範囲内に限定した。

Ｍｎ： Ｍｎは強度向上に寄与するとともに、成形性向上に有効
である。すなわち、鋳造時に生成されるＡｌ１−Ｍｎ系
晶出化合物は成形時、特にＤＩ成形時に固体ｍ滑剤とし
て機能し、成形性を高める役割を果たす。但し１．３％
を越えてＭｎを添加すれば、Ｓｌ、Ｃｕ、〜ＩＱ等の有
効元素の添加を制限しなければ巨大金属間化合物の初晶
が生成されてフランジ成形性を低下させてしまう。一方
０．６％未満では前述の同体ｆｌｌＷＩ！！ｌ能が少な
くなって充分な成形性が得られなくなる。したがってＭ
ｎは０．６〜１．３％の範囲内とした。

Ｆｅ： Ｆｅは方向性の改善すなわち面内異方性の改善と、再結
晶粒微細化に有効である。すなわち、ＦｅはＭｎの晶出
および析出を促進させる作用を有し、均熱処理と組合せ
ることによって再結晶粒を微細化し、方向性を安定化さ
せるに有効である。

但し、この発明の場合Ｍｎを必須添加元素としている関
係上、Ｆｅが０．８０％を越えれば、巨大金属間化合物
初晶生成域を外して強度向上を図ることが困難となり、
一方Ｊ”ｅが０，２５％未満では方向性改善および再結
晶粒微細化効果が充分ではなく、したがってＦｅは０．
２５〜０．８０％の範囲内に限定した。

以上の各成分の残部はＡ１および不可避的不純物とすれ
ば良い。なお通常のアルミニウム合金においては鋳塊結
晶粒微細化のためにＴｉ１あるいはＴｉおよびＢを微量
添加することが多く、この発明のアルミニウム合金板圧
延板においても微量のＴｉ、あるいはＴｉｌ３よびＢを
含有する場合を除外するものではない。但しＴｉを添加
する場合０．０１％未満ではその効果が得られず、０．
１５％以りでは初晶Ｔｉ　Ａｆ３が晶出して成形性を害
するから、Ｔｉは０．０１〜０．１５％の範囲内とする
ことが好ましい。またＴ１とともに８を添加する場合、
Ｂが１　ｐｐｉ未満ではその効果がなく、５００ｐｐ■
を越えればＴｉ　８２の粗大粒子が混入して成形性を害
するから、Ｂは１〜５００１）Ｅｌｍの範囲内とするこ
とが好ましい。

なおアルミニウム合金における巨大金属間化合物初晶の
生成は、７ランジ成形時における亀裂伝播源となること
が知られており、この発明の合金の場合も例外ではない
。この巨大金属間化合物初晶の生成には、Ｍｎ　、Ｆｅ
　、Ｍｇ等の成分元素の含有量が関係し、これについて
はＭｏｎｄｏＨｏの初晶生成式が知られている。そこで
この発明の合金においても巨大金属間化合物初晶の生成
を抑制して７ランジ成形性を良好にするため、Ｍ　ｏｎ
ｄｏ　Ｉ　ｆ。

の式に従った次式で規定されるＰの値が１．９未満とな
るように各成分元素含有量を規制することとした。

Ｐ−［％Ｍｎｌ＋５［％Ｔｉ］＋［％Ｆｅ　］＋０．２
［％ｕ１１１＋０．３［％Ｃｕ〕−＋−０．７［％Ｓｉ
　］以上のような成分組成のアルミニウム合金圧延板は
、後述する実施例でも示すように、成形加工性、特にＤ
ＲＤ加工性やＤＩ加工性等の成形加工性が優れかつ強度
的にも充分である。特に成形加工後の焼付工程において
強度の低下がないばかりでなく、むしろ塗装焼付工程で
強度が上昇し、その結果強度が高い焼付ｔＪ＠成形品を
得ることが可能となり、また焼付後の７ランジ成形性も
充分である。

次に本願の第２発明および第３発明、すなわちアルミニ
ウム合金圧延板の製造方法について、各プロセス条件の
限定理由とともに説明する。

先ず前述のような成分組成を有するアルミニウム合金鋳
塊を常法にしたがって、連）ｉＭ造法あるいは半連続鋳
造法またはＤＣ鋳造法により作成する。

次いでその鋳塊に対し、５５０〜６２０℃の温度域にお
いて１〜２４時間加熱する均熱処理（均質化処理）を施
す。この均熱処理は成形加工性を向上させるとともに、
後述する中間熱処理との組合せによって方向性を安定さ
せるためのものである。この均熱処理の加熱温度が５５
０℃未満では方向性を安定させる効果が充分に得られず
、一方６２０℃を越えれば共晶溶融のおそれがある。ま
た均熱処理の加熱時間が１時間未満でもその効果が不充
分であり、一方２４時間を越える長時間加熱でも５５０
℃と相対的に低い均熱温度では効果の増大が見込めるが
、コスト上昇を招く。したがって均熱処理は５５０〜６
２０℃の温度域で１〜２４時間行なうこととした。

均熱処理後の鋳塊は常法にしたがって圧延し、所要の中
間板厚とする。この圧延は、熱間圧延のみによって行な
っても良く、また熱間圧延と冷間圧延とを組合せても良
い。

圧延後の中間板厚の板に対しては、５００〜６２０℃の
範囲内の温度に急速加熱してその温度から急冷する中間
熱処理を施す。この中間熱処理は、Ｃｕ　、ＭＯ、Ｓｔ
等、強度向上に寄与する元素の溶体化および再結晶によ
る圧延性、成形性の１４Ｍのために行なうものである。

この中間熱処理濃度が５００℃未満では溶体化が不充分
となって所要の強度が得られず、一方６２０℃を越えれ
ば共晶溶融のおそれがあるから、５００〜６２０℃の範
囲内とした。またこの湿度域に到達した状態での保持は
行なわなくても強度向上が図れるが、１２０秒以内であ
れば保持しても支障ない。１２０秒を越える時間保持し
た場合、冷開圧延後の強度が高過ぎてかえって成形性を
損うから、保持する場合の保持時間の上限を１２０秒と
した。一方、５００〜６２０℃の温度域に到達するまで
の昇温速度は、方向性安定のために０．５℃／５ｔＩＣ
未満とする必要がある。昇温速度が０．５℃／ＳａＣ未
満の場合には、最終冷間圧延後の圧延板における成形時
の耳率が高くなって成形加工用材料として不適当となる
。また５００〜６２０’Ｃの温度域からの冷却（煙入れ
）は、強制空冷以上の冷却速度であれば充分であり、具
体的には１５℃／ｓｅｃ程度以上の冷却速度であれば良
い。

このようにして中間熱処理を行なった後には、成形性と
強度を調整するために最終冷間圧延を行なう。この最終
冷間圧延では、Ｓｉ、Ｍｇ、ＣＵを上限近く含有する場
合には圧延率がある程度低くても強度を確保できるが、
圧延率が２０％未満となれば塗装焼付後に高強度を有す
る材料が得られなくなるから、２０％以上の圧延率で冷
間圧延することとした。

上述のように最終冷間圧延を行なった後は、第２発明の
方法の場合にはそのまま製品板として成形加工の用途に
供すれば良いが、第３発明の方法の場合には、上記最終
冷間圧延後に９０〜１２０℃の温度範囲内で１〜１０時
間加熱する最終焼鈍を施す。この最終焼鈍は、材料に安
定した伸びを与えるためのものである。

すなわち、成形素材が薄肉化された場合、深絞り成形時
にカップ側面に“カゴメマーク″と通称される烏カゴの
網の目状模様の不良が発生し、この不良は焼付塗装後に
も外観不良として残ることがある。また０１加工時にこ
の不良のあるカップはティアオフ（缶が裂ける不良）が
発生し、成形加工に不適当となる。このようなカゴメマ
ーク不良の発生を防止するためには、素材にある程度の
伸びが必要であり、安定した伸びを与えるためには最終
冷間圧延後の最終焼鈍が有効である。最終焼鈍温度が９
０℃未満では安定した伸びを与えてカゴメマーク防止を
図る効果が充分ではなく、一方１２０℃を越えれば伸び
は向上するが、時効硬化によって強度も上昇して成形性
が低下し、不適当となる。また最終焼鈍時間が１時間未
満では伸びの向上が認められず、一方１０時間を越えて
焼鈍してもそれ以上効果は増大せず、経済的に不利とな
るだけである。したがって最終焼鈍は９０〜１２０℃の
ｌｌｌ１［で１〜１０時ＩＩＩ施すものとした。

なお最終冷間圧延の圧延速度が６００１／−以上であれ
ば冷延板巻取り後のコイル温度が９０℃以上となるため
にそのままの状態で最終焼鈍を行なった場合と同じ効果
が得られ、したがってその場合には積極的な最終焼鈍は
必然的に省略可能となる。

このようにして得られたンルミニウム合金圧延板を実際
に食缶や２と−スＤ、Ｉ缶胴材として使用するにあたっ
ては、ＤＲＤ加工やＤＩ加工を施すが、既に述べたよう
にこれらの加工に対する成形加工性が優れていてしかも
力ゴメマークの発生もなく、したがって成形加工時に不
良品が発生するおそれが極めて少なく、したがって歩留
りが高くなるとともに生産性も良好となり、かつまた高
強度を有するため従来よりも薄肉化が可能となる。

またこの種の用途では成形加工後に焼付塗装を行なうの
が通常であり、この場合塗料によっても異なるが１５０
〜２５０　’Ｃ程度に加熱して塗料を焼付けるのが通常
であるが、この塗装焼付工程でも強度の低下がなく、高
強度の焼付塗装成形品を得ることができる。またこの種
の用途では焼付塗装後にさらにフランジ成形を行なうの
が通常であるが、このフランジ成形における成形性も充
分に良好であって、容易にフランジ成形を行なうことが
できる。

実施例 ［実施例１］ 第１表に示すような成分組成を有する合金番号Ａ−Ｌの
合金を常法に従ってＤＣ鋳造し、得られた鋳塊に対し均
熱処理を施した後、３．０〜４．０１１１１厚まで熱間
圧延し、さらに一部のものを除いて０．５７〜１．８１
厚まで第１次冷間圧延を施した。

その機種々の条件で中間熱処理を行なプてから最終冷間
圧延を施して０．２０〜０．３６　ａｍの圧延板とし、
その圧延板のうち一部のものを除いて種々の条件で最終
焼鈍を施した。各工程における具体的な条件を第２表中
に示す。また各板の用途すなわちＤＲＤ成形用もしくは
ＤＩ成形用の別についても第２表中に併せて示す。

上述のようにして得られた各板に対し、塗装焼付（ベー
キング）として２００℃Ｘ２０分の加熱処理を行なった
後の機械的特性、および各板のうちＤＩ用途のものにつ
いてＤｒ加工を施しＤＩ缶とした後、さらにその缶壁に
塗装焼付（ベーキング）として２００℃×２０分の加熱
処理を行なった後の機械的特性を第３表に示す。また各
板の再絞り加工性、７ランジ成形性、深絞りにおけるカ
ゴメマーク発生状況、方向性（イヤリング率）を調べ、
また各板のうち特に０１缶の用途のものについてしごき
加工性、０１缶としての耐圧強度、座屈強度を調べた。

これらの結果を第３表に併せて示す。

なお第３表中において、しごき性の評価は合金Ｋ（従来
合金：３００４合金）を基準とし、それを良（０印）と
して、やや良をΔ印、不良をＸ印と評価した。また再絞
り性は、ＤＲＤ用途の合金Ｅおよび合金■（従来合金：
５０４２合金）は合金Ｊ（従来合金：　５０５２合金）
との比較で良否を判定し、その他のＤＩ用途の合金は合
金Ｋ（従来合金：　３００４合金）との比較で良否を判
定して、再絞り性良好な場合にＱ印を付した。フランジ
成形性も、ＤＲＤ用途の合金Ｅおよび合金■（従来合金
：５０４２合金）は合金Ｊ（従来合金：５０５２合金）
との比較で良否を判定し、その他のＤＩ用途の合金は合
金Ｋ（従来合金：３００４合金）との比較で良否を判定
して、著しく優れている場合はＯ印、良好の場合にはＯ
印、やや不良をΔ印、不良をＸ印で示した。さらにカゴ
メマークについては、発生がない場合を０印、若干発生
した場合をΔ印とした。なお方向性は深絞り後の耳率（
イヤリング率）で示した。

第２表：製造条件 第３表に示すように、本発明合金においてはＤＲＤ用途
のもの（合金Ｅ）においても従来合金Ｉ、Ｊ　（５０４
２合金、５０５２合金）とほぼ同等の成形性を有してい
ながらしかもベーキング後（塗装焼付後）の強度は格段
に高く、したがって缶素材の薄肉化を図れることが明ら
かである。

またＤＩ用途においては、従来合金（３００４合金）Ｋ
ＳＬのうちでも特に中間熱処理として急熱・急冷を行な
った場合には相当に強度の高いものが得られる（合金し
）が、面内異方性が強いために深絞り成形時に発生する
耳が高く、耳切れやアイアニング工程での缶切れが生じ
たり歩留りが低くなることが判明した。これに対しＤＩ
用途の本発明合金Ａ−Ｄにおいては、再絞り性、しごき
性等の成形性は従来合金（３００４合金）Ｋと変わらず
、一方フランジ成形性および塗装焼付後の強度の面では
格段に向上しており、缶胴薄肉化に最適の材料であるこ
とが判る。

なお合金Ｆは成分組成はこの発明の範囲内であるが、最
終焼鈍としてこの発明の温度範囲（９０〜１２０℃）を
越える１６０℃の５時間焼鈍を行なったため、しごき性
やフランジ成形性が劣化したものである。

また合金Ｇ１．ｔＳｉｊｌはこの発明で着定する量より
も若干高いがＣｕ　ＳＭｎ　、ＭＯがいずれもこの発明
で規定する量よりも少なく、そのため充分な強度が得ら
れず、またしごき性、７ランジ成形性に劣る。さらに合
金ＨはＳ１量が高いためにしごき性、７ランジ成形性が
劣る。

［実施例２］ 第１表に示す合金Ａの鋳塊について、実施例１の場合と
同様の条件（第２表参照）で均熱処理−熱間圧延−１次
冷閤圧延−中間熱処理を行ない、引続いて８００ｍ／−
の圧延速度で最終冷開圧延を行ない、そのまま巻取って
放置した。巻取時の温度は約１００℃であり、そこで最
終焼鈍は行なわずに製品圧延板とした。得られた板に対
し実施例１の場合と同様に成形性等を調べたところ、実
施例１の合金Ａの試験結果とほぼ同等の性能を有するこ
とが確認された。

発明の効果 以上の実施例からも明らかなように、この発明による成
形加工用アルミニウム合金圧延板は高強度を有していて
特に焼付塗ｆｌ後の強度が充分に高く、しかも成形性特
にＤＲＤ成形性やＤＩ成形性にすぐでおり、かつまた焼
付塗装後の７ランジ成形性にも優れており、したがって
ＤＲＤ成形缶やＤＩ缶胴材料等として従来のアルミニウ
ム合金の場合よりも格段に薄肉化を図るに最適である。

またこの発明によるアルミニウム合金圧延板は、主要元
素として通常の圧延板、押出材、鋳物等に最も広く用い
られている８１．Ｍ（＋およびＭｎ１Ｃｕ　、Ｆｅを含
んでいるだけであるから、他の合金のスクラップの使用
が容易であり、また逆にこの発明の圧延板のスクラップ
を他の合金、他の用途に使用することも容昌であって、
スクラップ処理性が良好であり、経済的にも有利である
。

なおこの発明のアルミニウム合金圧延板は、前述のよう
に食缶（ＤＲＤ成形缶）やＤＩ缶に最適なものであるが
、この他の強度および成形性が要求される成形加工品の
用途、例えば各種キャップや家庭用器物、計器カバー等
に用いても優れた性能を発揮し得ることは勿論である。

出願人　　スカイアルミニウム株式会社代理人　　弁理
士　豊　１）武　久 （ほか１名）

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％でＳｉ０．２５〜０．６０％、Ｃｕ０．３
   〜１．０％、Ｍｇ０．６〜２．０％、Ｍｎ０．６〜１．
   ３％、Ｆｅ０．２５〜０．８０％を含有し、残部がＡｌ
   および不可避的不純物よりなり、かつ次式 Ｐ＝［％Ｍｎ］＋５［％Ｔｉ］＋［％Ｆｅ］＋０．２［
   ％Ｍｇ］＋０．３［％Ｃｕ］＋０．７［％Ｓｉ］で規定
   される値Ｐが１．９未満であることを特徴とする高強度
   成形加工用アルミニウム合金圧延板。
2. （２）重量％でＳｉ０．２５〜０．６０％、Ｃｕ０．３
   〜１．０％、Ｍｇ０．６〜２．０％、Ｍｎ０．６〜１．
   ３％、Ｆｅ０．２５〜０．８０％を含有し、残部がＡｌ
   および不可避的不純物よりなり、かつ次式 Ｐ＝［％Ｍｎ］＋５［％Ｔｉ］＋［％Ｆｅ］＋０．２［
   ％Ｍｇ］＋０．３［％Ｃｕ］＋０．７［％Ｓｉ］で規定
   される値Ｐが１．９未満であるアルミニウム合金鋳塊に
   対し、５５０〜６２０℃の温度で１〜２４時間均質化処
   理を施し、次いで所要の板厚まで圧延した後、０．５℃
   ／ｓｅｃ以上の昇温速度で５００〜６２０℃の温度域ま
   で加熱し、直ちにもしくは１２０秒以下の時間保持して
   から急速冷却し、さらに圧延率２０％以上の冷間圧延を
   施すことを特徴とする高強度成形加工用アルミニウム合
   金圧延板の製造方法。
3. （３）重量％でＳｉ０．２５〜０．６０％、Ｃｕ０．３
   〜１．０％、Ｍｇ０．６〜２．０％、Ｍｎ０．６〜１．
   ３％、Ｆｅ０．２５〜０．８０％を含有し、残部がＡｌ
   および不可避的不純物よりなり、かつ次式 Ｐ＝［％Ｍｎ］＋５［％Ｔｉ］＋［％Ｆｅ］＋０．２［
   ％Ｍｇ］＋０．３［％Ｃｕ］＋０．７［％Ｓｉ］で規定
   される値Ｐが１．９未満であるアルミニウム合金鋳塊に
   対し、５５０〜６２０℃の温度で１〜２４時間均質化処
   理を施し、次いで所要の板厚まで圧延した後、０．５℃
   ／ｓｅｃ以上の昇温速度で５００〜６２０℃の温度域ま
   で加熱し、直ちにもしくは１２０秒以下の時間保持して
   から急速冷却し、さらに圧延率２０％以上の冷間圧延を
   施し、９０〜１２０℃の温度で１〜１０時間最終焼鈍す
   ることを特徴とする高強度成形加工用アルミニウム合金
   圧延板の製造方法。