(57)【要約】【目的】プレス加工後の曲げ加工における割れの発生を抑制し、自動車外板として適用可能なプレス加工後の曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材が提供される。【構成】Ｓｉ：０．４〜１．５％、Ｍｇ：０．２〜１．２％を含有し、不純物として含有するＦｅが１．０％以下であり、残部Ａｌおよび不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金溶湯圧延板材のＴ４調質材であって、板材中に存在するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物のうち、Ｍｇ２Ｓｉ化合物と共存するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の量的割合が５０％以下であることを特徴とする。【選択図】        なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｓｉ：０．４〜１．５％（質量％、以下同じ）、Ｍｇ：０．２〜１．２％を含有し、不純物として含有するＦｅが１．０％以下であり、残部Ａｌおよび不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金溶湯圧延板材のＴ４調質材であって、該板材中に存在するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物のうち、Ｍｇ２Ｓｉ化合物と共存するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の量的割合が５０％以下であることを特徴とする曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材。
【請求項２】
前記アルミニウム合金溶湯圧延板材が、さらにＭｎ：０．３％以下（０％を含まず、以下同じ）、Ｃｒ：０．３％以下、Ｚｒ：０．１５％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材。
【請求項３】
前記アルミニウム合金溶湯圧延板材が、さらにＺｎ：０．５％以下を含有することを特徴とする、請求項1または２に記載の曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材。
【請求項４】
前記アルミニウム合金溶湯圧延板材が、さらにＣｕ：１．０％以下を含有することを特徴とする、請求項１〜３のいずれかに記載の曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材。
【請求項５】
前記アルミニウム合金溶湯圧延板材が、さらにＴｉ：０．１％以下、Ｂ：５０ｐｐｍ以下のうちの少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれかに記載の組成を有するアルミニウム合金を溶湯圧延後、５００℃以上の温度に１時間以上保持する均質化処理を行い、均質化処理温度から３５０℃までを５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後室温まで冷却して、さらに冷間圧延、溶体化処理、焼入れ処理することを特徴とする曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材の製造方法。
【請求項７】
請求項１〜５のいずれかに記載の組成を有するアルミニウム合金を溶湯圧延後、冷間圧延し、ついで５００℃以上の温度に１時間以上保持する均質化処理を行い、均質化処理温度から３５０℃までを５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後室温まで冷却して、さらに冷間圧延、溶体化処理、焼入れ処理することを特徴とする曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材の製造方法。
【請求項８】
請求項１〜５のいずれかに記載の曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材を成形することにより得られる自動車外板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶湯圧延法（連続鋳造圧延法ともいう）により作製したアルミニウム合金板材のＴ４調質材であり、特に曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板材とその製造方法および該板材より得られる自動車外板に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、自動車外板用アルミニウム合金板材として、５０００系合金（Ａｌ−Ｍｇ系合金）が使用されてきた。５０００系合金は強度および延性に優れ、良好な成形性を示すが、Ｍｇ含有量が多くなると熱間加工性が劣化するとともに、成形時にＳ−Ｓマーク（ストレッチャ・ストレインマーク）が発生しやすくなり、外観不良となることがあるため、近年では６０００系合金（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金）の使用が拡大している。
【０００３】
６０００系合金は成形性に優れ、塗装焼付け処理を行うことにより強度が上昇し、耐デント性に優れているが、冷延鋼板に比べてコスト高となるという問題があり、使用される範囲が制限されている。このため、６０００系合金においては、製造コストの低減が課題となっており、従来のＤＣ鋳造／熱間圧延法に代わる低コストの製造工程の検討が行われてきた。
【０００４】
従来のＤＣ鋳造／熱間圧延法に代わる工程として、双ロール溶湯圧延法による板材の製造が提案されており、例えば、特に表層部の金属組織における連続した晶出物の最大長さを５０μｍ以下にすることで、成形性と表面性状に優れた６０００系板材を得る手法（特許文献１）や、Ｍｇ，Ｓｉ，Ｍｎなどの含有量が規定されるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金溶湯を、１５０℃／ｓｅｃ以上の凝固速度で連続鋳造し、冷間圧延により所定の板厚とした後、５２０〜５６０℃で溶体化処理を行い、３０秒以内に急冷することで強度、成形性等に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板を得る方法（特許文献２）が提案されている。また、特定量のＭｇ，Ｓｉ，Ｆｅなどを含有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金を連続鋳造し、熱間圧延後に冷間圧延を行って、不溶性化合物の最大長さを２μｍ以下、かつその体積分率を２．０％以下に制御することにより、プレス成形性における割れ限界が高く、かつ焼付塗装硬化性にも優れ、さらに連鋳・直送圧延法に適用することのできる自動車パネル用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ 系合金板を得る技術手法も提案されている（特許文献３）。
【特許文献１】特開平１０−１３０７６６号公報
【特許文献２】特開平１０−２５９４６４号公報
【特許文献３】特開平０７−２５２５７０号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、本発明者等が、上記提案の技術手法に従って、６０００系アルミニウム合金板材を作製し、その特性について検討を行ったところ、一般的には成形性に優れたアルミニウム合金板材が得られるものの、自動車外板用として供するための特殊成形、すなわち、プレス後にインナー材を外周部で包み込むように曲げ加工（ヘム加工ともいう）を行うと、曲げ加工部表面に割れが発生し、自動車車体の外板に用いるには品質上問題があることが認められた。
【０００６】
発明者等は、上記の問題点を解明するために、６０００系アルミニウム合金溶湯圧延材の曲げ加工時の割れ発生メカニズムについて検討を重ねた結果、板材中に存在するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物のうち、特にＭｇ２Ｓｉ化合物と共存するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物が曲げ加工時の割れの伝播経路として作用することを見出した。
【０００７】
本発明は、上記の知見に基いてさらに試験、検討を行った結果としてなされたものであり、その目的は、プレス加工後の曲げ加工における割れの発生を抑制し、自動車外板として適用可能なプレス加工後の曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材とその製造方法および自動車外板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
上記の目的を達成するための本発明の請求項１によるプレス成形後の曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材は、Ｓｉ：０．４〜１．５％、Ｍｇ：０．２〜１．２％を含有し、不純物として含有するＦｅが１．０％以下であり、残部Ａｌおよび不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金溶湯圧延板材のＴ４調質材であって、板材中に存在するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物のうち、Ｍｇ２Ｓｉ化合物と共存するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の量的割合が５０％以下であることを特徴とする。
【０００９】
請求項２による曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材は、請求項１において、アルミニウム合金板材が、さらにＭｎ：０．３％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｚｒ：０．１５％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とする。
【００１０】
請求項３による曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材は、請求項１または２において、アルミニウム合金板材が、さらにＺｎ：０．５％以下を含有することを特徴とする。
【００１１】
請求項４による曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材は、請求項１〜３のいずれかにおいて、アルミニウム合金板材が、さらにＣｕ：１．０％以下を含有することを特徴とする。
【００１２】
請求項５による曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材は、請求項１〜４のいずれかにおいて、アルミニウム合金板材が、さらにＴｉ：０．１％以下、Ｂ：５０ｐｐｍ以下のうちの少なくとも１種を含有することを特徴とする。
【００１３】
また、請求項６によるプレス加工後の曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材の製造方法は、請求項１〜５のいずれかに記載のアルミニウム合金を、溶湯圧延後、５００℃以上の温度に１時間以上保持する均質化処理を行い、均質化処理温度から３５０℃までを５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後室温まで冷却して、さらに冷間圧延、溶体化処理、焼入れの処理することを特徴とする。
【００１４】
請求項７による曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材の製造方法は、請求項１〜５のいずれかに記載のアルミニウム合金を、溶湯圧延後、冷間圧延を行い、ついで５００℃以上の温度に１時間以上保持する均質化処理を行い、均質化処理温度から３５０℃までを５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後室温まで冷却して、さらに冷間圧延、溶体化処理、焼入れ処理することを特徴とする。
【００１５】
請求項８による自動車外板は、請求項１〜５のいずれかに記載のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材を成形加工することにより得られることを特徴とする。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、プレス加工後の曲げ加工における割れの発生を抑制し、自動車外板として適用可能なプレス加工後の曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材とその製造方法および自動車外板が提供される。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
本発明は、溶湯圧延法（連続鋳造圧延法ともいう）により作製したＴ４調質（溶体化処理、焼入れ処理、常温時効処理）で使用する６０００系アルミニウム合金板材に関するものであり、その合金組成は自動車外板として好適に使用することが可能な範囲である。
【００１８】
まず、本発明における合金成分の意義および限定理由について説明すると、Ｓｉは、Ｍｇと共存してＭｇ−Ｓｉ系化合物を形成して強度を向上させるとともに、高い塗装焼付け硬化性を与えるよう機能する。Ｓｉの好ましい含有範囲は０．４〜１．５％であり、０．４％未満では塗装焼付け時の加熱で十分な強度が得られず、１．５％を超えて含有すると、曲げ加工性の低下を招くため、実用上問題になることがある。Ｓｉのさらに好ましい含有範囲は０．６〜１．３％であり、最も好ましい含有範囲は０．８〜１．２％である。
【００１９】
Ｍｇは、Ｓｉと共存してＭｇ２Ｓｉ化合物を形成して強度を向上させる。Ｍｇの好ましい含有量は、０．２〜１．２％であり、０．２％未満では十分な強度が得られず、１．２％を超えると、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物と共存するＭｇ２Ｓｉ化合物の量的割合が増加し、曲げ加工性が低下する。Ｍｇのさらに好ましい範囲は０．３〜０．８％であり、最も好ましい範囲は０．４〜０．７％である。
【００２０】
Ｆｅは基本的には不純物として含有され、鋳造時にＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の晶出物を形成する。Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物が過剰に形成されると、耐食性が低下するとともに、曲げ加工性の低下を招くことから、その含有量は１．０％以下であることが好ましい。さらに好ましいＦｅの含有量は０．５％以下である。
【００２１】
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒはいずれも選択的に含有される元素であり、結晶粒微細化による成形加工時の肌荒れ防止に機能する。好ましい含有範囲は、Ｍｎ：０．３％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｚｒ：０．１５％以下の範囲であり、それぞれ上記の範囲を超えると、粗大な金属間化合物が生成して曲げ加工性が低下する。さらに好ましい含有範囲は、Ｍｎ：０．０５〜０．１５％、Ｃｒ：０．０５〜０．１５％、Ｚｒ：０．０５〜０．１２％である。
【００２２】
Ｚｎは選択的に含有される元素であるが、０．５％以下の範囲で含有されると、表面処理性を改善するよう機能する。含有量が０．５％を超えると、塗装後の耐食性の低下を招く。さらに好ましい含有範囲は０．３％以下である。
【００２３】
Ｃｕは選択的に含有される元素であるが、１．０％以下の範囲で含有されると成形性を改善するよう機能する。含有量が１．０％を超えると塗装後の耐食性の低下を招くとともに、曲げ加工性も低下する。成形性の観点からは０．３〜０．８％、耐食性が重視される場合には０．１％以下が好ましい。
【００２４】
ＴｉおよびＢは、鋳造組織を微細化して、成形性を向上させるよう機能する。好ましい含有量は、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：５０ｐｐｍ以下の範囲であり、それぞれ上記の範囲を超えて含有されると、粗大な金属間化合物が増加して曲げ加工性が低下する。
【００２５】
本発明においては、板材中に存在するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物のうち、Ｍｇ２Ｓｉ化合物と共存するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の量的割合を５０％以下に抑制することが重要であり、これににより曲げ加工性の改善が達成される。板材中に存在するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物のうち、Ｍｇ２Ｓｉ化合物と共存するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の量的割合が５０％を超えると、曲げ加工性が低下し、自動車外板として用いる場合に問題になることがある。
【００２６】
次に、製造工程について説明すると、まず、上記の組成を有するアルミニウム合金を溶解し、板連続鋳造を行う。板連続鋳造法としては、双ロール法（ＴＲＣ法）と双ベルト法（ＴＢＣ法）があるが、本発明においては、どちらのプロセスを用いてもよい。
【００２７】
溶湯圧延により作製された板材は、冷間圧延、溶体化処理、焼入れ処理、常温時効処理を行ってＴ４調質材とされるが、冷間圧延前、または冷間圧延の途中で均質化処理を行う。均質化処理は、５００℃以上の温度に１時間以上の保持する条件で行うことが好ましい。
【００２８】
均質化処理前の状態で、板材中に存在するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物のうち、Ｍｇ２Ｓｉ化合物と共存するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の量的割合が５０％を超えていても、均質化処理を行うことにより、５０％以下に低減できる。均質化処理温度が５００℃未満の場合、あるいは均質化処理時間が１時間未満の場合には、Ｍｇ２Ｓｉ化合物と共存するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の量的割合を５０％以下にできないことがある。均質化処理のさらに好ましい温度は５４０℃以上、最も好ましい温度は５６０℃以上であり、均質化処理のさらに好ましい時間は５時間以上、最も好ましい時間は１０時間以上である。
【００２９】
均質化処理後、均質化処理温度から３５０℃までを５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後室温まで冷却する。均質化処理温度から３５０℃までの冷却において、徐冷を行うとＭｇ２Ｓｉ化合物が粗大に析出しやすく、粗大に析出したＭｇ２Ｓｉ化合物は曲げ加工性を低下させることから、この温度範囲での冷却速度を速くする必要がある。このため、均質化処理温度から３５０℃までを５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。３５０℃以下（３５０℃から常温まで）では５℃／ｓ未満の冷却速度で徐冷を行っても、Ｍｇ２Ｓｉ化合物が粗大に析出せず、溶体化処理で分解されることから、特に冷却速度は規定しない。
【００３０】
均質化処理後、所定の板厚まで冷間圧延を行う。冷間圧延の加工度は特に規定しないが、加工度が大きいほど最終板材の結晶粒径が小さくなり、成形時の肌荒れが発生しにくくなる。一般的には、冷間圧延の加工度は５０％以上が好ましい。また、冷間圧延の途中で、必要に応じて中間焼鈍を行っても良い。中間焼鈍を行うことで、冷間圧延での板端縁部の割れを抑制することができ、生産性を向上できる。
【００３１】
冷間圧延後、溶体化処理および焼入れ処理を行う。溶体化処理および焼入れについては、詳細な条件は規定しないが、たとえば溶体化処理を行う場合には、材料が溶解しない範囲でなるべく高温域で行うことが好ましく、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の場合には、５００℃以上、５８０℃以下で行うことが好ましい。また、溶体化処理の保持時間は、溶湯圧延材の場合には比較的短時間で十分な固溶量が得られることから、３００秒以下で十分である。溶体化処理時の昇温速度は５℃/s以上が好ましく、焼入れ処理速度は５℃／ｓ以上で行うのが好ましい。
【００３２】
なお、焼入れ処理後、ベークハード性の付与を目的として、予備時効処理を行ってもよい。予備時効処理条件としては焼入れ後６０分以内に、４０℃〜１２０℃の温度で５０時間以内の処理を行うことが好ましい。さらに、予備時効処理を行った後、３日以内に１７０℃〜２３０℃の温度で６０秒以内の復元処理を行うことができ、この復元処理によって塗装焼付け硬化性をさらに向上させることができる。
【００３３】
本発明においては、板材中に存在するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物のうち、Ｍｇ２Ｓｉ化合物と共存するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の量的割合を５０％以下とするが重要であり、板材中に存在するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物にＭｇ２Ｓｉ化合物が共存している場合には、曲げ加工を行うと、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物とＭｇ２Ｓｉ化合物の界面で亀裂が発生し、曲げ加工時の割れの伝播経路として作用する。Ｍｇ２Ｓｉ化合物と共存するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の量的割合を５０％以下にすることで、曲げ加工性が改善される。Ｍｇ２Ｓｉ化合物と共存するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物のさらに好ましい量的割合は３０％以下であり、最も好ましい割合は１０％以下である。
【００３４】
上記の工程により得られた本発明によるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材は、プレス成形後に優れた曲げ加工性を有することから、自動車外板に好適に使用できる。
【実施例】
【００３５】
以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明するとともに、それに基づいてその効果を実証する。なお、これらの実施例は、本発明の好ましい一実施形態を説明するためのものであって、本発明はこれに限定されるものではない。
【００３６】
実施例１
表１に示す化学成分を有するアルミニウム合金を溶解し、双ロール式溶湯圧延法により、鋳造速度を１ｍ／ｍｉｎとして、溶湯圧延を行った。このとき、溶湯圧延の上がり板厚を５．０ｍｍとした。
【００３７】
得られた溶湯圧延板材について、５６０℃の温度に１０時間保持する均質化処理を行った後、常温の水道水で焼入れ処理（均質化処理温度から３５０℃までの平均冷却速度：＞５００℃／ｓ）を行い、さらに板厚１．０ｍｍまで冷間圧延を行った後、２５℃／ｓの昇温速度で５５０℃まで加熱し、５５０℃で２０秒間保持する溶体化処理を行い、常温の水道水で水焼入れし、Ｔ４調質材とした。
【００３８】
得られたＴ４調質材を試験材として、以下の方法によって、焼入れから７日後のＭｇ２Ｓｉ化合物と共存するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の量的割合を測定するとともに、引張性質、曲げ加工性および耐食性を評価した。結果を表２に示す。
【００３９】
Ｍｇ２Ｓｉ化合物と共存するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の量的割合の測定：試験材から長さ１０ｍｍ、幅１０ｍｍのミクロ組織観察用試料を切り出し、Ｌ−ＳＴ断面を観察（板幅方向からの観察）するよう樹脂埋めを行い、ペーパー研磨およびバフ研磨後、ＥＭＰＡ面分析により、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｇ元素のマッピング像を測定し、Ｍｇ２Ｓｉ化合物と共存するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の量的割合を測定した。
【００４０】
引張性質の評価：引張試験方向が板幅方向に一致するよう、ＪＩＳ  ５号試験片を成形し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に従って、引張強さ（σＢ）、耐力（σ０．２）、伸び（δ）を測定する。
【００４１】
曲げ加工性の評価：圧延方向に２５ｍｍ、板幅方向に２００ｍｍの大きさの試験片を切り出し、ＪＩＳ  Ｈ  ７７０１に従って、板幅方向に引張予ひずみを８％導入後、試験片を５０ｍｍ長さに切断し、１８０°の密着曲げ（インナー材の挟み込み無し）を行い、曲げ試験後、試験片湾曲部の外側の割れの発生有無を肉眼で観察することにより評価した。
【００４２】
耐食性の評価：試験材について、市販の化成処理液でリン酸亜鉛処理および電着塗装を行い、アルミニウムの素地まで達するクロスカットを施して、ＪＩＳ  Ｚ  ２３７１に従って塩水噴霧試験を２４時間行い、その後５０℃−９５％の湿潤雰囲気に１ヶ月放置した後、クロスカット部から発生する最大糸錆長さを測定し、最大糸錆長さ４ｍｍ以下のものを合格とする。
【００４３】
【表１】
2006241548.tif 000002
【００４４】
【表２】
2006241548.tif 000003
【００４５】
表２にみられるように、本発明に従う試験材１〜９はいずれも、Ｍｇ２Ｓｉ化合物と共存するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の量的割合が５０％以下であり、高い強度特性を示すとともに、曲げ加工による割れの発生がみられず、良好な耐食性を示した。
【００４６】
実施例２
表１に示す化学成分を有するアルミニウム合金を溶解し、双ロール式溶湯圧延法により、鋳造速度を１ｍ／ｍｉｎとして、溶湯圧延を行った。このとき、溶湯圧延の上がり板厚を５．０ｍｍとした。
【００４７】
得られた溶湯圧延板材について、板厚２．５ｍｍまで冷間圧延を行い、５６０℃の温度に１０時間保持する均質化処理を行った後、常温の水道水で焼入れ（均質化処理温度から３５０℃までの平均冷却速度：＞５００℃／ｓ）を行い、さらに板厚１．０ｍｍまで冷間圧延した後、２５℃／ｓの昇温速度で５５０℃まで加熱し、５５０℃で２０秒間保持する溶体化処理を行い、常温の水道水で水焼入れし、Ｔ４調質材とした。
【００４８】
得られたＴ４調質材を試験材として、実施例１と同じ方法で、焼入れから７日後のＭｇ２Ｓｉ化合物と共存するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の量的割合を測定するとともに、引張性質、曲げ加工性および耐食性を評価した。結果を表３に示す。
【００４９】
【表３】
2006241548.tif 000004
【００５０】
表３にみられるように、試験材１０〜１８はいずれも、Ｍｇ２Ｓｉ化合物と共存するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の量的割合が５０％以下であり、高い強度特性を示すとともに、曲げ加工による割れの発生がみられず、良好な耐食性を示した。
【００５１】
実施例３
表１に示す合金Ａの化学成分を有するアルミニウム合金を溶解し、双ロール式溶湯圧延法により、鋳造速度を１ｍ／ｍｉｎとして、溶湯圧延を行った。このとき、溶湯圧延の上がり板厚を５．０ｍｍとした。
【００５２】
得られた溶湯圧延板材について、表４に示す条件で、均質化処理、冷間圧延、溶体化処理、焼入れを行い、板厚１．０ｍｍのＴ４調質材を得た。
【００５３】
得られたＴ４調質材を試験材として、実施例１と同じ方法で、焼入れから７日後のＭｇ２Ｓｉ化合物と共存するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の量的割合を測定するとともに、引張性質、曲げ加工性および耐食性を評価した。結果を表５に示す。
【００５４】
【表４】
2006241548.tif 000005
【００５５】
【表５】
2006241548.tif 000006
【００５６】
表５にみられるように、試験材１９〜２３はいずれも、Ｍｇ２Ｓｉ化合物と共存するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の量的割合が５０％以下であり、高い強度特性を示すとともに、曲げ加工による割れの発生がみられず、良好な耐食性を示した。
【００５７】
比較例１
表６に示す合金Ｉ〜Ｓの化学成分を有するアルミニウム合金を溶解し、双ロール式溶湯圧延法により、鋳造速度を１ｍ／ｍｉｎとして、溶湯圧延を行った。このとき、溶湯圧延の上がり板厚を５．０ｍｍとした。
【００５８】
得られた溶湯圧延板材について、５６０℃の温度に１０時間保持する均質化処理を行った後、常温の水道水で焼入れ（均質化処理温度から３５０℃までの平均冷却速度：＞５００℃／ｓ）を行い、さらに板厚１．０ｍｍまで冷間圧延した後、２５℃／ｓの昇温速度で５５０℃まで加熱し、５５０℃で２０秒間保持する溶体化処理を行い、常温の水道水で水焼入れし、Ｔ４調質材とした。
【００５９】
得られたＴ４調質材を試験材として、実施例１と同じ方法で、焼入れから７日後のＭｇ２Ｓｉ化合物と共存するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の量的割合を測定するとともに、引張性質、曲げ加工性および耐食性を評価した。結果を表７に示す。
【００６０】
【表６】
2006241548.tif 000007
【００６１】
【表７】
2006241548.tif 000008
【００６２】
表７に示すように、試験材２４はＳｉ量が上限を超えたため曲げ加工で割れが発生した。試験材２５はＳｉ量が下限を下回ったため強度が低い。試験材２６はＭｇ量が上限を超えたため、Ｍｇ２Ｓｉ化合物と共存するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の量的割合が５０％を超えてしまい、曲げ加工時に割れが発生した。試験材２７はＭｇ量が下限を下回ったため、強度が低い。試験材２８はＦｅ量が上限を超えたため、曲げ加工時に割れが発生した。
【００６３】
試験材２９、３０、３１はそれぞれ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ量が上限を超えたため、曲げ加工時に割れが発生した。試験材３２はＺｎ量が上限を超えたため、耐食性が低下した。試験材３３はＣｕ量が上限を超えたため、曲げ加工で割れが発生し、さらに耐食性が低下した。試験材３４はＴｉおよびＢが上限を超えたため、曲げ加工時に割れが発生した。
【００６４】
比較例２
表１に示す合金Ａの化学成分を有するアルミニウム合金を溶解し、双ロール式溶湯圧延法により、鋳造速度を１ｍ／ｍｉｎとして、溶湯圧延を行った。このとき、溶湯圧延の上がり板厚を５．０ｍｍとした。
【００６５】
得られた溶湯圧延板材について、表８に示す条件で、均質化処理、冷間圧延、溶体化処理、焼入れを行い、板厚１．０ｍｍのＴ４調質材を得た。
【００６６】
得られたＴ４調質材を試験材として、実施例１と同じ方法で、焼入れから７日後のＭｇ２Ｓｉ化合物と共存するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の量的割合を測定するとともに、引張性質、曲げ加工性および耐食性を評価した。結果を表９に示す。
【００６７】
【表８】
2006241548.tif 000009
【００６８】
【表９】
2006241548.tif 000010
【００６９】
表９に示すように、試験材３５、３６、３７はそれぞれ、均質化処理温度が下限未満、均質化処理時間が下限未満、均質化処理後の冷却速度が下限未満のため、Ｍｇ２Ｓｉ化合物と共存するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の量的割合が５０％を超えてしまい、曲げ加工時に割れが発生した。