JPH0733554B2 - 耐応力腐食割れ性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延板およびその製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は耐応力腐食割れ性に優
れた成形加工用のアルミニウム合金圧延板およびその製
造方法に関し、特に高成形性と高強度が要求される用
途、例えば自動車ボディシートを始めとし、各種成形加
工部品、電気機器のシャーシ、その他電気部品、器物等
に適した成形加工用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。

【０００２】

【従来の技術】自動車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
する検討が進められている。自動車のボディシートは、
プレス成形を施して使用されることから成形加工性が優
れていること、特に伸び、張出し性が優れていることが
要求され、しかも高強度を有することも必須であり、さ
らには耐食性、特に耐応力腐食割れ性に優れていること
も重要である。

【０００３】ところで強度が要求される成形加工品の用
途に使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。

【０００４】（イ） 非熱処理型Ａｌ−Ｍｇ系合金であ
る５０５２合金（Ｍｇ２．２〜２．８％、Ｃｒ０．１５
〜０．３５％、残部Ａｌおよび不可避的不純物）のＯ材
あるいは同じく５１８２合金（Ｍｎ０．２０〜０．５０
％、Ｍｇ１．０〜５．０％、残部Ａｌおよび不可避的不
純物）のＯ材。

【０００５】（ロ） 熱処理型Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ−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
５３−１０３９１４号の合金、あるいは特開昭５７−９
８６４８号の合金などがある。さらには、日経ニューマ
テリアル１９８６年４月７日号（No．８）の６３〜７２
頁、特に６４頁で紹介されているＡｌ−４．５％Ｍｇ−
０．３８％Ｃｕ−１．４６％Ｚｎ−０．１８％Ｆｅ−
０．０９％Ｓｉ合金もある。

【０００６】（ハ） 熱処理型Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金
である６００９合金（Ｍｇ０．４〜０．８％、Ｓｉ０．
６〜１．０％、Ｃｕ０．１５〜０．６％、Ｍｎ０．２〜
０．８％、残部Ａｌおよび不可避的不純物）のＴ４処理
材や同じく６０１０合金（Ｍｇ０．６〜１．０％、Ｓｉ
０．８〜１．２％、Ｃｕ０．１５〜０．６％、Ｍｎ０．
２〜０．８％、残部Ａｌおよび不可避的不純物）のＴ４
処理材。これらについては、特公昭５９−３９４９９号
に詳細に示されており、またこのほか特公昭６１−１５
１４８号で提案されているＡＣ１２０合金Ｔ４処理材が
ある。

【０００７】（ニ） Ａｌ−Ｍｇ合金にＣｕを添加し、
急速冷却によるＴ４処理を施したＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系合
金（特開昭６２−２７５４４号あるいは特開昭６３−６
９９５２号）。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】前述のように高強度が
要求される成形加工用のアルミニウム合金としては従来
から種々のものが用いられているが、この種の用途のう
ちでも、自動車用ボディシートとしては、特に成形性の
点から、（イ）のＡｌ−Ｍｇ系合金、（ニ）のＡｌ−Ｍ
ｇ−Ｃｕ系合金、あるいは（ロ）のＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ−
Ｃｕ系合金が用いられることが多い。しかしながら、こ
れらの合金では、強度および成形性向上のためにＭｇ量
を３〜４％程度以上とすれば、耐応力腐食割れ性が低下
してしまう問題がある。

【０００９】なおＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金は、これらの
うちでも比較的耐応力腐食割れ性が良好であるが、Ｍｇ
が４％を越えればやはり耐応力腐食割れ性が低下してし
まう。またＡｌ−Ｍｇ系合金にＺｎを添加した場合に
は、最終の焼鈍を連続焼鈍などによって急速冷却で行な
えば、強度、成形性は得られるが、耐応力腐食割れ性が
著しく低下してしまう。またＡｌ−Ｍｇ系合金にＺｎを
添加して、最終焼鈍を急冷で行ない、さらに析出処理を
行なえば、母材の耐応力腐食割れ性は向上するが、溶接
を施して使用する場合は溶接部は熱影響部が急冷となる
ため、その溶接部の耐応力腐食割れ性が低下してしまう
という問題が生じる。

【００１０】このように、従来の成形加工用アルミニウ
ム合金では、優れた成形性および強度を有すると同時
に、母材部分のみならず溶接部を含めて優れた耐応力腐
食割れ性を有する材料を提供することが困難であった。

【００１１】この発明は以上の事情を背景としてなされ
たもので、自動車ボディシートなどに使用される高強度
成形加工用アルミニウム合金圧延板として、強度および
成形性を損なうことなく、母材部分および溶接部の耐応
力腐食割れ性を著しく向上させたアルミニウム合金圧延
板を提供することを目的とするものである。

【００１２】

【課題を解決するための手段】前述のような課題を解決
するため、この発明の成形加工用アルミニウム合金圧延
板では、基本的には合金の成分組成を適切に規定すると
同時に、圧延板の粒界の析出物、特にＭｇ，Ｚｎに起因
する析出物のサイズを適切に調整し、これによって成形
性および強度と同時に、優れた耐応力腐食割れ性を得て
いる。またこの発明の製造方法では、前述のように粒界
析出物のサイズが適切に調整されるように、プロセス条
件を定めている。

【００１３】具体的には、請求項１の発明の成形加工用
アルミニウム合金圧延板は、Ｍｇ３．０〜７．０％、Ｚ
ｎ０．１〜１．０％を含有し、かつＣｕ０．１％以下、
Ｆｅ０．４％以下、Ｓｉ０．２％以下にそれぞれ規制さ
れ、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなり、Ｍｇも
しくはＺｎに起因する粒界上の析出物の平均サイズが
０．２〜４．０μｍの範囲内にあることを特徴とするも
のである。

【００１４】また請求項２の発明の成形加工用アルミニ
ウム合金圧延板は、請求項１の発明のアルミニウム合金
圧延板において、前記各成分のほか、さらにＭｎ０．０
３％以上０．８％以下、Ｃｒ０．０３％以上０．３％以
下、Ｚｒ０．０３％以上０．２％以下、Ｖ０．０３％以
上０．２％以下のうちの１種または２種以上を含有する
ものである。

【００１５】さらに請求項３の発明の成形加工用アルミ
ニウム合金圧延板は、請求項１もしくは請求項２のアル
ミニウム合金板において、Ｃｕ量を０．０１％以下に規
制したことを特徴とするものである。

【００１６】さらに請求項４の発明の成形加工用アルミ
ニウム合金圧延板は、請求項１〜請求項４のいずれかの
アルミニウム合金板において、Ｚｎ量を０．１〜０．５
％の範囲内としたものである。

【００１７】一方、請求項５の発明の成形加工用アルミ
ニウム合金圧延板の製造方法は、Ｍｇ３．０〜７．０
％、Ｚｎ０．１〜１．０％を含有し、かつＣｕ０．１％
以下、Ｆｅ０．４％以下、Ｓｉ０．２％以下にそれぞれ
規制され、さらに必要に応じてＭｎ０．０３％以上０．
８％以下、Ｃｒ０．０３％以上０．３％以下、Ｚｒ０．
０３％以上０．２％以下、Ｖ０．０３％以上０．２％以
下のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＡｌお
よび不可避的不純物よりなる合金を鋳造した後、所定の
板厚まで圧延し、その後溶体化焼鈍として、２８０〜５
８０℃の範囲内の温度に２４時間以内加熱して冷却し、
その溶体化焼鈍の冷却速度が１℃／分以下の場合はその
溶体化焼鈍のままで、また１℃／分を越える場合はその
後１８０〜２８０℃の範囲内の温度に３０分〜２４時間
加熱する最終焼鈍を行ない、ＭｇもしくはＺｎに起因す
る粒界上の析出物の平均サイズが０．２〜４．０μｍの
範囲内の圧延板を得ることを特徴とするものである。

【００１８】また請求項６の発明の成形加工用アルミニ
ウム合金圧延板の製造方法は、請求項５の製造方法にお
いて、前記溶体化焼鈍として、連続焼鈍炉を用いて、４
００〜５８０℃の範囲内の温度に加熱して保持なしもし
くは５分以内の保持後、１℃／秒以上の冷却速度で冷却
し、その後前記最終焼鈍として、１８０〜２８０℃の範
囲内の温度に３０分〜２４時間加熱することを特徴とす
るものである。

【００１９】さらに請求項７の発明の成形加工用アルミ
ニウム合金圧延板の製造方法は、請求項５の発明の製造
方法において、前記溶体化焼鈍として、バッチ式の溶体
化焼入れ炉を用いて、３００〜５００℃の範囲内の温度
に加熱して３０分以上２４時間以内の保持後、１℃／分
以下の冷却速度で冷却することを特徴とするものであ
る。

【００２０】そしてまた請求項８の発明の成形加工用ア
ルミニウム合金圧延板の製造方法は、請求項５〜請求項
７のいずれかに記載の製造方法において、前記合金のＣ
ｕ量を０．０１％以下に規制することを特徴とするもの
である。

【００２１】さらに請求項９の発明の成形加工用アルミ
ニウム合金圧延板の製造方法は、請求項５〜請求項８の
いずれかの製造方法において、Ｚｎ量を０．１〜０．５
％の範囲内としたことを特徴とするものである。

【００２２】

【作用】先ずこの発明における成分組成の限定理由を説
明する。

【００２３】Ｍｇ：Ｍｇはこの発明で基本となる合金成
分であって、強度の向上と、成形性、特に伸びおよび張
出性の向上に寄与する。Ｍｇ量が３．０％未満では、強
度が低く、自動車用ボディシートの如き構造用には不適
当となり、一方７．０％を越えれば圧延性が悪化して製
造が困難となる。したがってＭｇ量は３．０〜７．０％
の範囲内とした。なおここで、Ｍｇ量が３．０％以上で
は、従来一般のアルミニウム合金の場合は、β相（Ｍｇ
_２Ａｌ_３）を主体とする析出物が粒界に析出して応力腐
食割れの原因となるが、この発明では後に改めて説明す
るように、粒界析出物のサイズの適切な調整によって、
Ｍｇ量が３．０〜７．０％でも優れた耐応力腐食割れ性
が得られる。

【００２４】Ｚｎ：Ｚｎは、耐応力腐食割れ性に大きな
影響を与える。すなわち、一般にＺｎはＺｎ系析出物お
よびβ相の析出を促進し、成形加工後の成形品の使用温
度下でＺｎ系析出物やβ相が結晶粒界に連続的に析出さ
れたり、Ｚｎが粒界に濃縮されたりすれば、応力腐食割
れの危険が加速される。一方、予め圧延板の段階での析
出状態を適切に制御しておくことによって、成形加工後
の成形品の使用温度下においてＺｎ系析出物やβ相が結
晶粒界に連続的に析出することを抑制すれば、耐応力腐
食割れ性は逆に向上する。しかしながら溶接部において
は、溶接時の熱影響があるため、前述のように圧延板の
段階で析出状態を適切に制御しただけでは、Ｚｎ量によ
っては耐応力腐食割れ性を向上させることが困難となる
場合がある。すなわちＺｎを添加した合金においては、
前述のように圧延板の段階で析出状態を適切に調整して
おいても、溶接時にその熱影響部でＺｎが再固溶されて
しまって溶接後の急冷により溶体化され、その結果、Ｚ
ｎ量によってはその後の使用温度下での析出が促進さ
れ、耐応力腐食割れ性が低下してしまうおそれがある。
Ｚｎ量が０．１％未満では、析出物の制御によって耐応
力腐食割れ性を向上させる効果が不充分であり、Ｚｎ量
が１．０％を越えれば、前述のように圧延板の段階で析
出状態を適切に制御しておいても、溶接時の熱影響によ
って溶接部の耐応力腐食割れ性が低下してしまう。した
がってＺｎは０．１〜１．０％の範囲内とした。なお溶
接部の耐応力腐食割れ性をより一層良好にするために
は、Ｚｎを０．５％以下（０．１％以上）とすることが
望ましい。

【００２５】Ｃｕ：Ｃｕは強度向上には有効な元素であ
るが、この発明においては有害元素としてその上限を規
制している。すなわち、この発明の製造方法において
は、溶体化焼鈍後の冷却を１℃／分以下の徐冷とする
か、またはさらに１８０〜２８０℃の温度で最終焼鈍
（析出処理）を行ない、これによって析出状態を適切に
制御しているが、Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系の合金にＣｕが混
入していれば、溶体化焼鈍後の徐冷時もしくは最終焼鈍
時にＣｕＭｇＡｌ_２（Ｓ相）もしくはＡｌＣｕＭｇＺｎ
相が析出して、時効硬化が生じ、そのため強度が高くな
って成形性が低下してしまう。したがってこの発明にお
いて、適切な組織制御によって優れた耐応力腐食割れ性
を得ると同時に、良好な成形性を確保するためには、Ｃ
ｕ量を可及的に少なくする必要がある。Ｃｕ量が０．１
％以下であれば上記の目的を達成できるから、Ｃｕ量は
０．１％以下に規制することとした。なおＣｕ量を０．
０１％以下に規制すれば、より良好な成形性を得ること
ができる。

【００２６】Ｆｅ：Ｆｅは結晶粒の微細化に寄与し、強
度の向上に寄与するが、０．４％を越えれば成形性を低
下させるから、Ｆｅ量は０．４％以下とした。

【００２７】Ｓｉ：Ｓｉは成形性に悪影響を与える元素
であるが、０．２％以下ではその影響がほとんどないか
ら、Ｓｉは０．２％以下とした。

【００２８】Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ：これらの元素は結
晶粒の微細化を通じて強度向上に効果があり、必要に応
じて１種または２種以上が添加される。Ｍｎが０．０３
％以下、Ｃｒが０．０３％以下、Ｚｒが０．０３％以
下、Ｖが０．０３％以下では上記の効果が得られず、一
方Ｍｎが０．８％を、Ｃｒが０．３％を、Ｚｒが０．２
％を、Ｖが０．２％を越えれば、粗大な金属間化合物が
生成されて成形性を害するから、これらの元素を添加す
る場合の添加量は、Ｍｎは０．０３〜０．８％、Ｃｒは
０．０３〜０．３％、Ｚｒは０．０３〜０．２％、Ｖは
０．０３〜０．２％の範囲内とする。

【００２９】以上の各元素のほかは、基本的にはＡｌお
よび不可避的不純物とすれば良い。但し、通常のアルミ
ニウム合金では、鋳塊組織の微細化のためにＴｉ、ある
いはＴｉおよびＢを微量添加することもあり、この発明
のアルミニウム合金圧延板においても微量のＴｉ、また
はＴｉおよびＢが含有されていても良い。その場合、Ｔ
ｉが０．１５％を越えれば初晶ＴｉＡｌ_３が晶出して成
形性を害するから、Ｔｉは０．１５％以下とすることが
好ましい。またＴｉとともにＢを添加する場合、Ｂが５
００ppm を越えればＴｉＢ_２の粗大粒子が混入して成形
性を害するから、Ｂ量は５００ppm 以下とすることが好
ましい。さらに、一般にＭｇを含有するアルミニウム合
金では微量のＢｅを添加することがあるが、この発明の
アルミニウム合金でも微量のＢｅが添加含有されても良
い。Ｂｅは、特にＭｇを含有する合金を溶解する場合に
溶湯の酸化を抑制して、材料中に不純物として酸化物粒
子が含有されることを防止するに寄与する。但し５００
ppm を越えるＢｅを添加してもその効果は飽和し、経済
性を損なうだけであるから、Ｂｅは５００ppm 以下とす
ることが好ましい。

【００３０】この発明のアルミニウム合金圧延板では、
成分組成を前述のように定めるだけではなく、圧延板の
組織状態、すなわちプレス加工等の成形加工の前の段階
での組織、特に析出物の析出状態が重要である。すなわ
ち、成形加工後の成形品の使用温度下で耐応力腐食割れ
性に悪影響を及ぼすような新たな析出物の析出ができる
だけ生じないように、予め予備的に析出させた状態とし
ておき、しかも使用温度下で新たな析出が生じたとして
も、それが耐応力腐食割れ性に悪影響を及ぼすような形
態、すなわち結晶粒界上で連続するような形態とならな
いように、予め析出物の析出状態を制御しておく必要が
ある。具体的には、ＭｇもしくはＺｎに起因する結晶粒
界上の析出物サイズが平均で０．２μｍ以上４．０μｍ
以下となっている必要がある。なおこの発明で対象とす
る成分組成の合金におけるＭｇもしくはＺｎに起因する
粒界上の析出物としては、Ｔ相（Ｍｇ_３Ｚｎ_３Ａ
ｌ_２）、β相（Ｍｇ_２Ａｌ_３）が代表的であり、このほ
かにも種々考えられるが、Ｔ相、β相以外の析出物の析
出量はわずかである。またＭｇもしくはＺｎに起因する
析出物のほか、他の析出物も若干析出することが考えら
れるが、それらは応力腐食割れに大きな影響を与えな
い。

【００３１】ここで、ＭｇもしくはＺｎに起因する粒界
上の析出物のサイズが平均で０．２μｍ未満では、Ｍ
ｇ，Ｚｎの析出が不充分であるため、成形加工後の成形
品の使用温度下で新たな析出が生じやすく、また圧延板
の段階から存在している析出物のサイズが小さいため析
出物の周囲の無析出領域も少なく、結局使用温度下での
新たな析出は、もとの析出物を基点とはせず、新たな微
細な析出物が連続的に生じる。このような連続的な析出
物は、耐応力腐食割れ性に著しい悪影響を与える。一方
ＭｇもしくはＺｎに起因する粒界上の析出物のサイズが
平均で０．２μｍ以上になれば、Ｍｇ，Ｚｎが既にかな
りの量だけ析出されているため、成形加工後の成形品の
使用温度下での新たな析出が少なく、しかもその使用温
度下での新たな析出は、主に既存の析出物の成長という
形態をとるため、周辺に無析出領域が生じ、この無析出
領域が析出物の成長とともに大きくなるから、新たに析
出した微細析出部分もこの無析出領域に阻まれて、孤立
化、非連続化することになる。このように非連続で析出
していれば、応力腐食割れが発生してもその割れが非連
続部分（無析出部分）で途切れることになり、割れの進
展が阻止され、耐応力腐食割れ性が著しく良好となる。
なお粒界上の析出物のサイズが４．０μｍを越えれば成
形性が低下してしまう。したがって良好な成形性を確保
しつつ、耐応力腐食割れ性を向上させるためには、圧延
板の段階において、Ｍｇ，Ｚｎに起因する粒界上の析出
物の平均サイズを０．２〜４．０μｍの範囲内に設定し
ておく必要がある。

【００３２】次にこの発明の成形加工用アルミニウム合
金圧延板の製造方法について説明する。

【００３３】この発明の製造方法において重要な点は、
所定の板厚まで圧延した後の溶体化焼鈍、あるいはさら
にその後の最終焼鈍（析出処理）であり、鋳造および圧
延の工程は従来の一般的な方法と同様であれば良いが、
その望ましいプロセスについて先ず説明する。

【００３４】先ず前述のような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（ＤＣ鋳造）
する。この場合の鋳造速度は特に定めないが、通常は２
５mm／min 〜２５０mm／min の範囲内の速度で鋳造され
ることが多い。得られた鋳塊は、熱間圧延に先立って４
００〜５６０℃の範囲内の温度に１〜４８時間加熱す
る。この鋳塊加熱は、鋳塊の不均一を解消して成形性を
向上させることを目的としており、加熱温度が４００℃
未満、または加熱時間が１時間以内では均質化の程度が
不充分であり、一方加熱温度が５６０℃を越えれば共晶
融解が生じ、加熱時間が４８時間を越えれば経済性が低
下する。なお半連続鋳造の代りに、一対の冷却ロール間
に連続的に溶湯を供給して薄板を連続的に鋳造する薄板
連続鋳造法（連続鋳造圧延法）を適用しても良い。この
場合には、鋳造速度の制限がなく、また通常は熱間圧延
せずに冷間圧延のみで製造されるが、冷間圧延に先立
ち、均質化を促進して成形加工性を向上させる目的で、
３００〜５６０℃×１〜４８時間予備加熱することが望
ましい。

【００３５】前述のようにして熱間圧延されたアルミニ
ウム合金板に対しては、必要に応じ、熱間圧延に引続い
て冷間圧延を行ない、板厚６〜０．５mm程度とする。こ
の場合、冷間圧延の中途もしくは熱間圧延と冷間圧延と
の間において中間焼鈍を行なえば、成形性の向上に一層
効果がある。すなわち、熱間圧延時に粗大な結晶粒が発
生した場合、これをそのまま冷間圧延に供すれば、成形
加工時にリジングもしくはフローラインと称するうねり
が発生し、成形品の外観を損ねるおそれがある。これを
解消するためには、中間焼鈍を行なって一度再結晶を生
ぜしめれば良い。この中間焼鈍をバッチ式の焼鈍炉で行
なう場合は、中間焼鈍温度が２５０℃未満では再結晶が
起こらず、一方中間焼鈍温度が４５０℃を越えれば結晶
粒の粗大化が生じやすくなる。中間焼鈍の時間は１〜４
８時間が適当であり、それより短時間では中間焼鈍の効
果が不充分となり、それより長時間では効果が飽和し、
経済性を損なう。また中間焼鈍には、コイルを連続的に
巻戻しながら行なう連続焼鈍炉を用いても良い。このよ
うに連続焼鈍炉を用いる場合、焼鈍温度は４００〜５８
０℃が適当であり、また焼鈍時間は上記の温度に到達
後、保持なしから、長くても５分で充分である。

【００３６】以上のようにして所定の板厚まで圧延した
後、溶体化焼鈍を行なう。すなわち、熱間圧延の後の段
階、または熱間圧延してからさらに冷間圧延を行なった
後の段階、あるいは中間焼鈍を施す場合には中間焼鈍の
後の最終の冷間圧延の後の段階で、溶体化焼鈍を施す。
この溶体化焼鈍は、再結晶を生ぜしめると同時に、可溶
元素の溶体化を目的としたものであり、２８０℃以上５
８０℃以下の範囲内の温度に最大２４時間保持して冷却
すれば良い。ここで、溶体化焼鈍の温度が２８０℃未満
では再結晶が生じず、一方５８０℃を越える高温では結
晶粒が粗大化して成形性が低下してしまう。また保持時
間が２４時間を越えても溶体化焼鈍の効果は飽和し、経
済的に無駄となるだけである。またこの溶体化焼鈍の冷
却速度は、析出状態に大きな影響を与えるから、その冷
却速度によってその後の最終焼鈍（析出処理）の要否が
決定される。

【００３７】すなわち、溶体化焼鈍後の冷却速度が１℃
／分以下の場合は、冷却中にＺｎ系析出物やβ相が前述
のような０．２〜４．０μｍの適切なサイズで結晶粒界
に析出されるため、そのままで良好な耐応力腐食割れ性
が得られる。このような１℃／分以下の冷却速度の溶体
化焼鈍は、空気炉もしくはソルトバス等のバッチ式の焼
鈍炉を用いた焼鈍に相当する。バッチ式の溶体化焼鈍の
場合、保持温度は３００〜５００℃が適当であり、また
保持時間は３０分〜２４時間とすれば良い。

【００３８】一方溶体化焼鈍後の冷却速度が１℃／分を
越える場合には、加熱によって固溶されたＺｎは、その
冷却過程でほとんど析出せず、溶体化された状態の圧延
板が得られる。そのため、そのままではプレス加工等の
成形加工後の使用温度下で析出物が連続的に析出され
て、耐応力腐食割れ性が低下してしまう。そこで溶体化
焼鈍後の冷却速度を１℃／分を越える速度とした場合に
は、その後に改めて析出処理としての最終焼鈍を施す。
前述のような１℃／分を越える冷却速度の溶体化焼鈍
は、連続焼鈍炉を用いた焼鈍で達成できる。連続焼鈍炉
を用いた溶体化焼鈍は、４００〜５８０℃で保持なしも
しくは５分以下の保持をすることが適当であり、この場
合強制空冷、ミスト冷却、水冷等によって通常は１℃／
秒以上の冷却速度を容易に得ることができる。

【００３９】前述のようにして溶体化焼鈍を１℃／分を
越える冷却速度で行なった後には、その後に、Ｚｎを結
晶粒界に適切に析出させるための析出処理として最終焼
鈍を行なう。この最終焼鈍は、１８０〜２８０℃の範囲
内の温度に３０分〜２４時間加熱する。この温度が１８
０℃未満では、結晶粒界上のＭｇもしくはＺｎに起因す
る析出物、すなちわ代表的にはβ相あるいはＴ相からな
る析出物のサイズが平均で０．２μｍ未満となってしま
い、耐応力腐食割れ性の改善が不充分となる。一方２８
０℃を越えれば、結晶粒界上のこれらの析出物が再固溶
してしまい、最終焼鈍を行なう意味がなくなって、耐応
力腐食割れ性が低下してしまう。また加熱時間が３０分
未満では充分に析出されず、また２４時間以上では効果
が飽和し、経済性を損なうだけである。

【００４０】以上のように、合金の成分組成、特にＺｎ
量を適切に調整するとともに、最終板（成形加工に供す
る前の段階の圧延板）の状態でＭｇもしくはＺｎに起因
する結晶粒界上の析出物のサイズを平均０．２〜４．０
μｍとなるように調整することによって、成形性および
強度を損なうことなく、母材部および溶接部の耐応力腐
食割れ性に著しく優れた板を得ることができる。

【００４１】

【実施例】

実施例１：表１に示すNo．１〜No．７の合金を半連続鋳
造法によって鋳造した。鋳塊サイズは５００mm×１２０
０mm×３００mmであり、また鋳造速度は６５mm／min で
あった。なおここでNo．７の合金は、Ｍｇ量が３．０％
未満の耐応力腐食割れ性が良好な参考合金であり、ここ
ではこのNo．７の参考合金を耐応力腐食割れ性評価の基
準として用いることとしている。前述のようにして得ら
れた各鋳塊を面削した後、均質化処理として５００℃で
２時間加熱し、そのまま熱間圧延を開始した。この熱間
圧延で板厚５mmとし、続いて冷間圧延を施して板厚１mm
とした。その後、表２の製造プロセス番号No．１〜No．
９に示す各条件にて、溶体化焼鈍を行ないさらに場合に
よっては最終焼鈍（析出処理）を施した。なお各焼鈍は
ソルトバスを用いて実施した。

【００４２】最終焼鈍後の各板について、引張試験を行
なって機械的諸特性を調べるとともに、成形性を調べ、
さらに耐応力腐食割れ試験を母材部分および溶接部につ
いて行なった。成形性としてはエリクセン値および球頭
張出試験値を調べた。なおエリクセン試験は、ＪＩＳ−
Ｂ法によって行ない、また球頭張出試験としては、１０
０mmφの球頭ポンチを用い、試験片に塩化ビニルフィル
ムを貼着した状態で行なった。一方母材部に対する耐応
力腐食割れ試験の前には予め増感処理として、３０％の
冷間加工を施した後、１２０℃×１週間焼鈍する処理を
行なった。この増感処理は、室温で１０〜２０年の経時
変化に相当すると言われている。また溶接部分の耐応力
腐食試験のために、３０％冷間加工後にビードオン溶接
を行ない、さらに１２０℃×１時間焼鈍する増感処理を
行なった。このような増感処理後、電流付加による腐食
促進法による耐応力腐食割れ試験行なった。具体的に
は、付加応力として１３kg／mm² を付加するとともに、
５mA／cm² の付加電流を加え、２５℃の３．５％ＮａＣ
ｌ水溶液で耐応力腐食割れ試験を行なった。このような
電流付加による促進腐食試験は、実際の自然環境下での
応力腐食割れ傾向を良く反映するとされている。なお付
加応力１３kg／mm² の値は、母材部の耐力の約５０％、
溶接部の耐力の約９０％に相当する。これらの試験結果
を表３に示す。

【００４３】さらに、前述のような最終焼鈍後の各板に
ついて、粒界上の析出物の平均サイズを透過電子顕微鏡
を用いて調べたので、その結果を表４に示す。またこの
表４には、表３に示す各試験結果から判明した強度、成
形性および耐応力腐食割れ性の総合評価を併せて示す。
なお耐応力腐食割れ性評価は、Ｍｇ量が３．０wt％未満
の参考合金No．７を基準として、それと同等かもしくは
それより優れている場合に○印を、若干劣る場合に△印
を、格段に劣る場合に×印を付した。

【００４４】

【表１】

【００４５】

【表２】

【００４６】

【表３】

【００４７】

【表４】

【００４８】表４から明らかなように、この発明の成分
組成範囲内の合金について、この発明の方法プロセスを
適用することによって粒界上析出物平均サイズを０．２
〜２μｍの範囲内とした圧延板（製造プロセスNo．１，
No．４，No．５）は、母材部分、溶接部のいずれにおい
ても耐応力腐食割れ性が優れると同時に、強度、成形性
も優れている。一方、成分組成はこの発明で規定する範
囲内であるが、粒界上析出物の平均サイズが０．２μｍ
未満もしくは析出しなかった圧延板（製造プロセスNo．
２，No．３）では耐応力腐食割れ性が著しく劣ってい
た。さらに、Ｃｕ量が０．１wt％を越えた比較合金（合
金No．４）を用いた場合（製造プロセスNo．６）は、成
形性が劣っており、またＺｎ量が０．１％未満の微量の
比較合金（合金No．５）を用いた場合（製造プロセスN
o．７）には、この発明の製造プロセスを適用しても粒
界上の析出物の平均サイズが０．２μｍ未満となってし
まい、充分な耐応力腐食割れ性が得られなかった。そし
てまたＺｎ量が１．０wt％を越える比較合金（合金No．
６）を用いた場合（製造プロセスNo．８）は、成形性お
よび母材の耐応力腐食割れ性は優れていたが、溶接部の
耐応力腐食割れ性は劣っていた。なおＭｇ量が３．０wt
％に満たない参考合金は、耐応力腐食割れ性、成形性は
良好であるが、強度が不充分であった。

【００４９】実施例２：表５の合金符号Ａ，Ｂで示す合
金を半連続鋳造によって鋳造した。鋳塊サイズは５００
mm×１２００mm×３００mmであり、鋳造速度は６５mm／
min であった。この鋳塊を面削後、５００℃で２時間加
熱し、そのまま熱間圧延を開始した。この熱間圧延で板
厚５mmとし、さらに冷間圧延を施して板厚１mmとした。
得られた冷延板を２分割して、表６に示すようにそれぞ
れ異なる方法で溶体化焼鈍を施し、さらに分割して異な
る条件で最終焼鈍（析出処理）を施した。すなわち、２
分割した冷延板の一方は連続焼鈍炉を用いて５００℃、
保持なしで焼鈍し、他方は３４０℃、６時間のバッチ焼
鈍を施した。連続焼鈍の冷却速度は、３０℃／sec（１
８００℃／min ）、バッチ焼鈍は２０℃／hr（０．３３
℃／min ）であった。連続焼鈍板はさらに２分割して、
その一方は最終焼鈍（析出処理）を施さず、他方につい
ては２４０℃×２時間の最終焼鈍（析出処理）を施し
た。バッチ焼鈍板については最終焼鈍（析出処理）を施
さなかった。

【００５０】次いで、各板について、引張試験を施すと
ともに、成形性と、母材部分および溶接部の耐応力腐食
割れ性を調べた。成形性は実施例１と同様にしてエリク
セン値および球頭張出値を調べた。また母材部分の耐応
力腐食割れ性は、予め実施例１と同様に増感処理とし
て、３０％冷間加工後、１２０℃×１週間の焼鈍を施し
てから、ループ曲げ試験片を作成して、３．５％ＮａＣ
ｌ水溶液中にｎ＝５で３ケ月交互浸漬する応力腐食試験
を行ない、割れの発生の有無を調べた。また溶接部の耐
応力腐食割れ性も、実施例１と同様に３０％冷間加工
後、ビードオン溶接し、その後増感処理として１２０℃
×１週間焼鈍し、溶接部を中心としてループ曲げ試験片
を作成して、３．５％ＮａＣｌ水溶液中のｎ＝５で３ケ
月交互浸漬し、割れ発生の有無を調べた。また各圧延板
について粒界上の析出物の平均サイズを透過電子顕微鏡
を用いて調べた。その結果を表７に示す。

【００５１】

【表５】

【００５２】

【表６】

【００５３】

【表７】

【００５４】表７から明らかなように、発明合金Ａにつ
いて、溶体化焼鈍の冷却速度を３０℃／sec の急速冷却
としながらも最終焼鈍を行なわない比較法イを適用した
場合は、成形性は良好であったが、母材の耐応力腐食割
れ性が劣っていた。またＺｎ量が１．０％を越える比較
合金Ｂについて、比較法イを適用した場合も、成形性は
良好であったが、母材の耐応力腐食割れ性が劣ってい
た。さらに比較合金Ｂについて、発明法ロを適用した場
合は、成形性および母材の耐応力腐食割れ性は良好であ
ったが、溶接部の耐応力腐食割れ性が劣り、また同じく
比較合金Ｂについて発明法ハを適用した場合は母材の耐
応力腐食割れ性は良好であったが、成形性と溶接部の耐
応力腐食割れ性が劣っていた。

【００５５】そして発明合金Ａについて発明法ロもしく
は発明法ハを適用した場合にのみ、成形性、母材の耐応
力腐食割れ性、溶接部の耐応力腐食割れ性の全てが優れ
ていた。

【００５６】

【発明の効果】前述の実施例からも明らかなように、こ
の発明の成形加工用アルミニウム合金圧延板は、高強度
を得るべくＭｇ量を３．０wt％以上と高Ｍｇとしたにも
かかわらず、他の合金成分特にＺｎ量とＣｕ量とを適切
に調整するとともに、ＭｇもしくはＺｎに起因する粒界
析出物の平均サイズを０．２〜４．０μｍに調整するこ
とによって、成形性を損なうことなく、母材部分のみな
らず溶接部の耐応力腐食割れ性を著しく向上させること
ができ、したがって強度、成形性と、母材部分および溶
接部の耐応力腐食割れ性のいずれもが優れた成形加工用
アルミニウム合金圧延板として、自動車用ボディシート
その他に最適である。またこの発明の製造方法によれ
ば、前述のような粒界上の析出物の適切な析出状態を確
実かつ容易に得て、前述のように強度、成形性と母材部
分および溶接部の耐応力腐食割れ性がともに優れた成形
加工用圧延板を量産的規模で実際に製造することができ
る。

Claims (9)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｍｇ３．０〜７．０％（wt％、以下同
   じ）、Ｚｎ０．１〜１．０％を含有し、かつＣｕ０．１
   ％以下、Ｆｅ０．４％以下、Ｓｉ０．２％以下にそれぞ
   れ規制され、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりな
   り、ＭｇもしくはＺｎに起因する粒界上の析出物の平均
   サイズが０．２〜４．０μｍの範囲内にあることを特徴
   とする、耐応力腐食割れ性に優れた成形加工用アルミニ
   ウム合金圧延板。
2. 【請求項２】 前記各成分のほか、さらにＭｎ０．０３
   ％以上０．８％以下、Ｃｒ０．０３％以上０．３％以
   下、Ｚｒ０．０３％以上０．２％以下、Ｖ０．０３％以
   上０．２％以下のうちの１種または２種以上を含有す
   る、請求項１に記載の耐応力腐食割れ性に優れた成形加
   工用アルミニウム合金圧延板。
3. 【請求項３】 前記各成分のうち、Ｃｕ量を０．０１％
   以下に規制した、請求項１もしくは請求項２に記載の耐
   応力腐食割れ性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧
   延板。
4. 【請求項４】 前記各成分のうち、Ｚｎ量を０．１〜
   ０．５％の範囲内とした請求項１〜請求項３のいずれか
   に記載の耐応力腐食割れ性に優れた成形加工用アルミニ
   ウム合金圧延板。
5. 【請求項５】 Ｍｇ３．０〜７．０％、Ｚｎ０．１〜
   １．０％を含有し、かつＣｕ０．１％以下、Ｆｅ０．４
   ％以下、Ｓｉ０．２％以下にそれぞれ規制され、さらに
   必要に応じてＭｎ０．０３％以上０．８％以下、Ｃｒ
   ０．０３％以上０．３％以下、Ｚｒ０．０３％以上０．
   ２％以下、Ｖ０．０３％以上０．２％以下のうちの１種
   または２種以上を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不
   純物よりなる合金を鋳造した後、所定の板厚まで圧延
   し、その後溶体化焼鈍として、２８０〜５８０℃の範囲
   内の温度に２４時間以内加熱して冷却し、その溶体化焼
   鈍の冷却速度が１℃／分以下の場合はその溶体化焼鈍の
   ままで、また１℃／分を越える場合はその後１８０〜２
   ８０℃の範囲内の温度に３０分〜２４時間加熱する最終
   焼鈍を行ない、ＭｇもしくはＺｎに起因する粒界上の析
   出物の平均サイズが０．２〜４．０μｍの範囲内の圧延
   板を得ることを特徴とする、耐応力腐食割れ性に優れた
   成形加工用アルミニウム合金圧延板の製造方法。
6. 【請求項６】 前記溶体化焼鈍として、連続焼鈍炉を用
   いて、４００〜５８０℃の範囲内の温度に加熱して保持
   なしもしくは５分以内の保持後、１℃／秒以上の冷却速
   度で冷却し、その後前記最終焼鈍として、１８０〜２８
   ０℃の範囲内の温度に３０分〜２４時間加熱することを
   特徴とする、請求項５に記載の耐応力腐食割れ性に優れ
   た成形加工用アルミニウム合金圧延板の製造方法。
7. 【請求項７】 前記溶体化焼鈍として、バッチ式の炉を
   用いて、３００〜５００℃の範囲内の温度に加熱して３
   ０分以上２４時間以内保持後、１℃／分以下の冷却速度
   で冷却することを特徴とする、請求項５に記載の耐応力
   腐食割れ性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延板
   の製造方法。
8. 【請求項８】 前記合金のＣｕ量を０．０１％以下に規
   制した、請求項５〜請求項７のいずれかに記載の耐応力
   腐食割れ性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延板
   の製造方法。
9. 【請求項９】 前記合金のＺｎ量を０．１〜０．５％の
   範囲内とした、請求項５〜請求項８のいずれかに記載の
   耐応力腐食割れ性に優れた成形加工用アルミニウム合金
   圧延板の製造方法。