(57)【要約】【課題】ベークハード性に優れるとともに、連続焼鈍処理時に板表面に生じる小波状模様の発生を抑止した外観特性に優れたアルミニウム合金板の製造方法を提供する。【解決手段】Ｍｇ０．２〜１．５％、Ｓｉ０．３〜１．６％を含有し、かつＣｕ０．０３〜１．２％、Ｚｎ０．０３〜２．５％、Ｍｎ０．０３〜０．４％、Ｃｒ０．０３〜０．４％、Ｚｒ０．０３〜０．４％、Ｆｅ０．０３〜０．５％、Ｔｉ０．００５〜０．２％の１種以上を含有するＡｌ合金圧延板に対し、連続焼鈍ラインで張力を１．８〜７．０ＭＰａで、材料温度を５００℃以上５４０℃以下の温度で溶体化処理を行ってから５℃／ｓ以上の冷却速度で室温〜１２０℃に冷却し、３０分以内に６０〜１２０℃の温度範囲で３０分〜４８時間熱処理する。【選択図】　　無し【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｇ０．２〜１．５％（ｍａｓｓ％、以下同じ）、Ｓｉ０．３〜１．６％を含有し、かつＣｕ０．０３〜１．２％、Ｚｎ０．０３〜２．５％、Ｍｎ０．０３〜０．４％、Ｃｒ０．０３〜０．４％、Ｚｒ０．０３〜０．４％、Ｆｅ０．０３〜０．５％、Ｔｉ０．００５〜０．２％のうちから選ばれた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鋳塊に均質化処理、熱間圧延および冷間圧延を行って所要の板厚の圧延板とし、その圧延板に対し、連続焼鈍ラインで張力を１．８〜７．０ＭＰａで、材料温度を５００℃以上５４０℃以下の温度で溶体化処理を行ってから５℃／ｓ以上の冷却速度で室温〜１２０℃に冷却し、３０分以内に６０〜１２０℃の温度範囲で３０分〜４８時間熱処理することを特徴とする表面性状に優れ、かつベークハード性に優れた成形加工用アルミニウム合金板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、自動車ボディシートや部品、鉄道車両および航空機等の輸送機器、各種機械器具、家電部品、光学機器、器物、建材等の素材として、成形加工および塗装焼付を施して使用されるアルミニウム合金板の製造方法に関するものであり、特に成形部品の表面性状に優れ、かつベークハード性に優れる成形加工用アルミニウム合金板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
成形加工用アルミニウム合金板は自動車ボディシートや部品、各種機械器具、家電部品等の素材として用いられている。これら用途の代表例として自動車用ボディシート材を取り上げて本発明の有効性について述べる。
自動車のボディシートには、従来は主として冷延鋼板を使用することが多かったが、最近では車体軽量化の観点から、アルミニウム合金圧延板を使用することが多くなってきている。自動車のボディシートはプレス加工を施して使用するところから、成形加工性が優れていることや、高強度を有することが要求され、特に塗装焼付を施すことから塗装焼付後に高強度が得られること（ベークハード性）が要求される。
一方、成形品の外観品質として成形加工時におけるリューダースマークやその他塗装表面に種々の模様が発生しない表面外観性状が要求される。
【０００３】
従来このような自動車用ボディシート向けのアルミニウム合金としては、時効性を有するＪＩＳ６０００番系合金や各メーカーで開発された６０００系（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ）合金が主として使用されてきた。
この時効性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金では、塗装焼付前の成形加工時においては比較的強度が低く、成形性が優れており、一方塗装焼付時の加熱によって時効されて塗装焼付後の強度が高くなる利点を有するほか、リューダースマークが発生しない等の利点を有している。
【０００４】
またこのＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の一般的製造方法としては、鋳塊を均質化処理した後、熱間圧延および冷間圧延を行って所定の板厚とし、かつ必要に応じて熱間圧延上がりあるいは冷間圧延の中途において中間焼鈍を行い、冷間圧延後に溶体化処理を行って焼き入れるのが通常である。
この溶体化処理は一般的に連続焼鈍炉を用いて行われる。溶体化処理温度としては通常４８０℃以上で行われるが、塗装焼付硬化性を少しでも増加させるために溶体化処理温度を高くする傾向にあり、一般には最高５８０℃までの温度で処理されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
この６０００系合金圧延板に発生する板表面性状欠陥としては一般にリジングマークや肌荒れが知られている。
リジングマークとは、成形した場合に圧延方向に沿って筋状に発生する表面荒れであり、成形量が多いほど激しくなる。これは熱間圧延での再結晶粒径を微細にすることによって防止できることが知られている。また熱間圧延上がり、または冷間圧延の途中で中間焼鈍を行い微細な再結晶粒を形成することによっても防止できることが知られている。
肌荒れも成形量が多いほど激しく発生する表面荒れであり、これは材料の結晶粒が粗大であると発生するものである。これに対しては結晶粒径を４５μｍ程度以下に微細化することによって防止できることが知られている。
しかし，これら以外にも板表面性状欠陥は存在し、たとえば連続焼鈍炉を用いて溶体化処理した材料には圧延方向に直角方向（板幅方向）にある程度の周期性を持った小波状の筋模様の発生する場合がある。この表面筋模様は表面を油砥石で軽く研削すると明瞭に現れてくる。そしてこの模様は成形量が多くなると消失し、成形量が少ない場合に残存し、場合によっては塗装を行うことによってさらに明瞭に見えるようになることもある。
このような筋模様が現れると商品価値は低下するため、ユーザーから改善を求められることになる。しかし、なぜこのような模様が現れるかその原因がわからず対策が困難であった。
【０００６】
この発明は以上の事情を背景としてなされたものであり、リジングマークや肌荒れのほかに連続焼鈍炉で焼鈍した時の小波状の模様が無いといった表面性状に優れ、またベークハード性を有する成形加工用アルミニウム合金板の製造方法を提供することを目的とするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
前述の課題を解決するべく本発明者等が実験・検討を重ねた結果、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の成分組成を適切に選択すると同時に、板製造プロセスのうちの連続焼鈍ラインにおける操炉条件を適切に制御する事により、前述の課題を解決し得ることを見出し、この発明をなすに至った。
【０００８】
具体的には、この発明のアルミニウム合金板の製造方法は、請求項１記載のように、Ｍｇ０．２〜１．５％、Ｓｉ０．３〜１．６％を含有し、かつＣｕ０．０３〜１．２％、Ｚｎ０．０３〜２．５％、Ｍｎ０．０３〜０．４％、Ｃｒ０．０３〜０．４％、Ｚｒ０．０３〜０．４％、Ｆｅ０．０３〜０．５％、Ｔｉ０．００５〜０．２％のうちから選ばれた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鋳塊に均質化処理、熱間圧延および冷間圧延を行って所要の板厚の圧延板とし、その圧延板に対し、連続焼鈍ラインで張力を１．８〜７．０ＭＰａで、材料温度を５００℃以上５４０℃以下の温度で溶体化処理を行ってから５℃／ｓ以上の冷却速度で室温〜１２０℃に冷却し、３０分以内に６０〜１２０℃の温度範囲で３０分〜４８時間熱処理することを特徴とする表面性状に優れ、かつベークハード性に優れた成形加工用アルミニウム合金板の製造方法である。
【０００９】
【発明の実施の形態】
先ずこの発明の合金の成分組成の限定理由について説明する。
Ｍｇ：
Ｍｇ量はこの発明で対象としている系の合金で基本となる合金元素であって、Ｓｉと共同して強度向上に寄与する。Ｍｇ量が０．２％未満では塗装焼付時に析出硬化によって強度向上に寄与するＭｇ２Ｓｉの生成量が少なくなるため充分な強度が得られず、一方１．５％を超えれば成形性が低下する。従ってＭｇ量は０．２〜１．５％の範囲とした。
【００１０】
Ｓｉ：
Ｓｉもこの発明の系の合金で基本となる合金元素であって、Ｍｇと共同して強度向上に寄与する。またＳｉは、鋳造時に金属Ｓｉの晶出物として生成され、その金属Ｓｉ粒子の周囲が加工によって変形されて、溶体化処理の際に再結晶核の生成サイトとなるため、再結晶組織の微細化にも寄与する。Ｓｉが０．３％未満では上記の効果が充分に得られず、一方１．６％を超えれば粗大Ｓｉ粒が生じて合金の靭性低下を招く。従ってＳｉ量は０．３〜１．６％の範囲とした。
【００１１】
Ｃｕ，Ｚｎ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｆｅ：
これらは強度向上のために必要に応じ１種または２種以上添加する。
Ｃｕは強度向上と成形性向上の効果があるが、Ｃｕ量が０．０３％未満ではその効果が不十分である。一方Ｃｕが１．２％を越えると曲げ加工性や耐食性が低下する。このためＣｕを添加する場合は０．０３〜１．２％とした。
Ｚｎは合金の時効性の向上を通じて強度向上に寄与する元素であり、その含有量が０．０３％未満では上記の効果が不充分であり、一方２．５％を越えれば成形性が低下する。従ってＺｎを添加する場合Ｚｎ量は０．０３〜２．５％の範囲内とした。
さらにＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒはいずれも強度向上と結晶粒の微細化および組織の安定化に効果がある元素であり、いずれも０．０３％未満では上記の効果が充分に得られず、一方０．４％を越えれば上記の効果が飽和するばかりでなく、巨大金属間化合物が生成されて成形性に悪影響を及ぼすおそれがある。従ってＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒはいずれも０．０３〜０．４％の範囲内とした。
またＴｉも強度向上と鋳塊組織の微細化に有効な元素であり、その含有量が０．００５％未満では充分な効果が得られず、一方０．２％を越えればＴｉ添加の効果が飽和するばかりでなく、巨大晶出物が生じるおそれがある。従ってＴｉ量は０．００５〜０．２％の範囲内とした。
そしてまたＦｅも強度向上と結晶粒微細化に有効な元素であるが、その含有量が０．０３％未満では充分な効果が得られず、一方０．５％を越えれば成形性が低下するおそれがあり、したがってＦｅ量は０．０３〜０．５％の範囲内とした。
なおこれらのＣｕ，Ｚｎ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｆｅの範囲は、積極的な添加元素としてこれらの元素を含む場合について示したものであり、いずれもその下限値よりも少ない量を不純物として含有していることは特に支障ない。特に、０．０３％未満のＦｅは、通常のアルミ地金を用いれば不可避的に含有されるのが通常である。
【００１２】
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。なお一般に結晶粒微細化のために前述のＴｉと同時にＢを添加することもあり、この発明の場合もＴｉとともに５００ｐｐｍ以下のＢを添加することは許容される。
またＢｅはＭｇ含有合金に一般的に使用される元素であり溶湯の酸化を防止する効果がある。必要であれば０．１ｐｐｍ以上５０ｐｐｍ以下含有できる。
【００１３】
次にこの発明における製造プロセスについて説明する。
【００１４】
連続焼鈍ラインによる溶体化処理直前までの工程、すなわち所要の製品板厚の圧延板とするまでの工程は、従来の一般的な６０００系Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金と同様であれば良く、これら条件による筋状の表面模様への影響は無い。
すなわち、鋳造はＤＣ鋳造法等によっても良いし、連続鋳造で２〜１０ｍｍの板厚へストリップ鋳造しても良いし、１０〜１００ｍｍ厚さにブロック式連続鋳造を行っても良い。
その後、必要に応じて常法により均質化処理を施し、熱間圧延、冷間圧延を行なって所要の板厚とすれば良い。
均質化処理は４８０〜５６０℃で行うのが好ましい。４８０℃未満では均質化処理の効果が少なく、５６０℃を超えると一部融解する恐れがあるので好ましくない。均質化処理と熱延のための加熱を分けて行っても良いし、均質化処理後、直ちにもしくはやや温度を低下させた後に熱間圧延を開始しても良い。
熱間圧延の終了温度は２００〜３５０℃が好ましい。終了温度が２００℃未満では潤滑油の油焼き付けが発生したり腐食が発生する恐れがある。一方３５０℃を超えると熱間上がりで粗大な再結晶が生成し、リジングが発生しやすくなる。なお、熱間圧延終了後あるいは冷間圧延の途中において、必要に応じて中間焼鈍を行っても良い。中間焼鈍はバッチ焼鈍よりも加熱速度、冷却速度の速い連続焼鈍の方が最終Ｔ４材の結晶粒径は細かくなり、より好ましい。
【００１５】
上述のようにして所要の製品板厚とした後、連続焼鈍ラインを用いて最終焼鈍を行う。
一般に連続焼鈍ラインは図１に示すような装置であり、加熱帯と冷却帯に分離され、約数℃／ｓｅｃ〜数百℃／ｓｅｃの加熱速度で加熱でき、約数℃／ｓｅｃ〜数百℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却できる。また入り側、出側にはアキュムレーターが付属されているのが一般的である。
【００１６】
本発明においては合金成分を上述の範囲とするとともに、この連続焼鈍ラインの溶体化処理条件を適切なものとすることにより表面筋状模様の発生を抑制することが可能となる。
溶体化処理温度は５００〜５４０℃とする。この溶体化処理はＭｇ、Ｓｉなどをマトリックスに固溶させ、これによりベークハード性（焼付硬化性）を付与して塗装焼付後の強度向上を図るために必要な工程であり、また再結晶させて良好な成形性を得るための工程でもある。溶体化温度が５００℃未満ではＭｇ，Ｓｉの固溶量が少なく、充分なベークハード性が得られない。一方、５４０℃を超えて溶体化処理すると幅方向に沿う表面筋模様が発生しやすくなる。
【００１７】
溶体化処理温度に到達した後の保持時間は３分以内とすることが好ましい。溶体化処理の保持時間を長くするとＭｇ，Ｓｉの固溶量が増加し焼付塗装後の強度に対しては好ましいが、再結晶粒径が粗大化してくるので成形性が低下してくる。生産性向上のためには溶体化処理温度に到達したら保持無しですぐに冷却させてもよい。
【００１８】
連続焼鈍ライン中の炉内張力は１．８〜７．０ＭＰａとする。
連続焼鈍ラインでは、加熱により板が局部的に軟化して張力及びラインスピード等の影響で周期的に局部的な伸びが発生し、その結果、板幅方向に沿う小波状の筋模様が発生する。しかし、本発明の材料温度条件のもとで張力を上記の範囲とすることで、この周期的な局部伸びの発生を抑制し、小波状の筋模様の無い板とすることができる。
炉内張力が１．８ＭＰａ未満ではライン走行中に板が垂れ下がり、擦り傷が発生したり蛇行が発生しやすくなる。一方７．０ＭＰａを超えて張力を掛けると板が伸びて破断したり、破断まで至らなくても板厚が薄くなったり、幅が狭くなるといった現象が現れやすくなる。
【００１９】
連続焼鈍ラインの通板速度は、炉内温度と板の加熱温度、保持時間により異なってくるが、通常は１０〜２００ｍ／ｍｉｎであれば特に筋模様への影響はない。
【００２０】
溶体化処理時の加熱速度は、再結晶粒径の微細化を図り成形性を向上させるためには数℃／ｓｅｃ以上であることが好ましい。また冷却速度は５℃／ｓｅｃ以上とする。冷却速度がこれよりゆっくりであると冷却中に第２相が析出し、ヘム曲げ性が低下するとともにＭｇ，Ｓｉ，Ｃｕ等の溶質元素の過飽和固溶量が減少して塗装焼付後の強度や成形性が低下する。
【００２１】
溶体化処理後の冷却速度は５℃／ｓｅｃ以上で、室温〜１２０℃に冷却し、３０分以内に６０〜１２０℃の温度範囲で３０分〜４８時間の熱処理（安定化処理）を行う。
冷却温度が１２０℃を超える場合はその後の熱処理での耐力（Ｔ４の耐力）が１５０ＭＰａを超えるようになり、成形時のスプリングバックが大きくなる、成形性が低下するなどの問題がある。
冷却後の熱処理は３０分以内に行う。室温に冷却した場合は、加熱装置を用いて、例えば連続焼鈍炉の冷却後のコイラー前に電磁誘導加熱装置等を用いて、室温後できるだけ短時間で６０〜１２０℃の温度に加熱する。６０℃未満の温度に３０分を超えて保たれるとベークハード後の強度が低下する。このため３０分以内に加熱する必要がある。
連続焼鈍炉のコイラー前に急速加熱装置をつけても良いが、連続焼鈍炉での冷却後に６０〜１２０℃で巻きとれるように冷却帯出側以降のコイルからの抜熱が少なくなるような対策を行っても良い。この場合、６０〜１２０℃で巻き取れば６０℃未満になるチャンスはなく、続いてこの温度帯で加熱すればベークハード製は向上してくる。
またこの時１２０℃で上がって、３０分〜４８時間かけて徐々に冷却れさる方法でも良い。
すなわち加熱手段を用いて加熱する方法でも良く、あるいは積極的に加熱するのではなく冷却を極力遅くする方法でも良く、いずれにしても６０〜１２０℃に３０分〜４８時間保持されれば良い。
この保持時間が３０分以内ではＴ４強度か低すぎる場合があり、またベークハード性の低下が懸念される。一方４８時間以上ではＴ４強度が高くなりすぎて、曲げ性や成形性が低下する。
また６０℃未満の保持ではＴ４強度が低く、またベークハード性が低下する。一方１２０℃を超えた場合は逆にＴ４強度が高くなりすぎて曲げ性や成形性が低下する。
溶体化処理後の熱処理は特に制限は無いが、たとえば室温まで冷却した後に４０〜１２０℃で数時間の安定化焼鈍を施したり、２００℃前後の温度に急速加熱して復元処理を行ったり、冷却後の材料温度を５０〜１３０℃にしてその後安定化焼鈍を行うなどしても良い。
溶体化処理以降のこれらの工程は、筋模様などの表面性状に影響を与えることなく、ベークハード性のさらなる向上や成形性の向上を可能とする。
【００２２】
【実施例】
表１に示す成分組成の合金（Ａ１〜Ａ５）について、常法に従ってＤＣ鋳造法により鋳造し、得られた鋳塊に５３０℃×５ｈの均質化処理を施してから、熱間圧延を行って板厚５ｍｍに圧延した。続いて冷間圧延を行って板厚２．５ｍｍの圧延板とし、連続焼鈍ラインを用いて５４０℃で中間焼鈍した後、再び冷間圧延により板厚１．０ｍｍまで圧延した。
【００２３】
【表１】
2004043938.tif 000002
【００２４】
この圧延板に対して、表２に示す各種条件で連続焼鈍ラインで溶体化処理を行った。この時の加熱速度は１０〜２０℃／ｓｅｃである。
溶体化処理後は表に示す冷却速度で８５℃まで冷却して、その温度で４時間加熱保持して安定化処理を行った。
【００２５】
【表２】
2004043938.tif 000003
【００２６】
以上のような安定化処理を行った熱処理板を、さらに室温で７日放置した板（Ｔ４材）について引張試験を行い、強度（引張強さ、耐力）を測定した。また２％加工を施した後、１７０℃×２０分の塗装焼付処理相当の熱処理を行って、焼付硬化（ベークハード）させた後の耐力を調べ、ベークハード性を評価した。
また成形性はエリクセン試験を行って張り出し性により評価した。
さらに筋模様の観察としては、このＴ４材を平らな台に置いて砥石で軽く表面研削し、幅方向に沿う小波状の周期的な筋模様があるか、またキズなどのその他の表面欠陥の有無について目視観察した。筋模様の無いものを○、あるものを×とし、また表面キズがあった場合も×とした。
その結果を表３に示す。
【００２７】
【表３】
2004043938.tif 000004
【００２８】
表３に示すように、Ｎｏ１〜５はいずれも合金の成分組成が本発明の規程する範囲内で、かつ製造条件も本発明で規程する条件を満たしているものであり、ベークハード（焼付硬化）後の強度が高く、筋模様やキズが無く表面性状も良好である。
これに対してＮｏ６は連続焼鈍ラインでの溶体化処理温度が低いため、表面性状は良好であるものの、ベークハード後の強度が低くなっている。
またＮｏ７は逆に溶体化温度が高いため、連続焼鈍ラインの張力が本発明の範囲内であっても、圧延方向に直角な筋模様が発生している。
Ｎｏ８は張力が少ないため、板が連続焼鈍炉内で垂れ下がって炉体に触れてしまい、擦り傷が発生している。
Ｎｏ９は逆に張力が高すぎるため、溶体化処理温度は本発明の規程内に入っているものの圧延方向に直角な筋模様が発生した。
Ｎｏ１０は冷却速度が遅すぎるため、ベークハード後の強度が低くなっている。
以上のように、本発明の条件を満たすものではベークハード後の強度が高く、また表面の筋模様もなく良好な表面性状となっているのに対して、条件から外れるものは強度不足あるいは筋模様の発生などの課題が解決できていない。
【００２９】
実施例２
表４に示す成分組成のＡ６合金を常法に従ってＤＣ鋳造法により鋳造し、得られた鋳塊に５３０℃×２ｈの均質化処理を施してから、熱間圧延を開始し板厚５ｍｍに圧延した。続いて冷間圧延を行って厚さ１．０ｍｍの圧延板とした。
【００３０】
【表４】
2004043938.tif 000005
【００３１】
次いでこの圧延板に対し、表５に示す条件で連続焼鈍ラインで溶体化処理を行った。溶体化処理の加熱速度は２０℃／ｓｅｃであった。
溶体化処理を行ってから、約２０℃／ｓｅｃの冷却速度でそれぞれの温度まで冷却して、その後表５に示す各温度で保持もしくはそれら温度範囲に存在する処理を行った。
【００３２】
【表５】
2004043938.tif 000006
【００３３】
以上のような処理を行った熱処理板を、さらに室温に７日放置した各板（Ｔ４材）について引張試験を行い、強度（引張強さ、耐力）を測定した。また２％加工を施した後、１７０℃×２０分の塗装焼付処理相当の熱処理を行って、焼付硬化（ベークハード）させた後の耐力を調べ、ベークハード性を評価した。
また成形性はエリクセン試験を行って張り出し性により評価した。
さらに筋模様の観察としては、このＴ４材を油砥石で研削し模様があるか調査した。いずれの模様も無いものを○、あるものを×とし、また表面キズがあった場合も×とした。×の場合は製品に適しない。
その結果を表６に示す。
【００３４】
【表６】
2004043938.tif 000007
【００３５】
サンプルＮｏ１１〜１６は、いずれも合金の成分が本発明で規程する範囲でかつ製造条件も本発明で規程する条件を満たすものであるため、ベークハード後の強度が高く、表面性状も模様やキズが無く良好である。なお、Ｎｏ１４，１５は一定の温度で保持するのではなく、安定化処理の冷却速度が速くならないようにゆっくり冷却が行えるようにして６０℃までの時間をそれぞれ４０分、２４００分となるように調整したものである。
一方、Ｎｏ１７は溶体化処理後の冷却温度が高いため、Ｔ４材での強度が高くなりすぎてしまったもので、成形時のスプリングバック量が大きくなり好ましくない。
またＮｏ１８は溶体化処理を行い、冷却後の６０〜１２０℃への昇温に時間がかかり、ベークハード後の強度が低下してしまった。
Ｎｏ１９は溶体化処理、冷却後の昇温が６０℃未満のため、ベークハード後の強度が低下してしまった。
Ｎｏ２０は溶体化処理、冷却後の保持時間が短いために、ベークハード後の強度が低下してしまった。
【００３６】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明例によれば自動車ボディシートや、各種機械器具、家電部品等の素材として好適な、成形加工性が優れ、高強度を有し、塗装焼付後に高強度が得られベークハード性が優れるとともに、リジングマークや肌荒れのほかに連続焼鈍炉で焼鈍した時の小波状の模様が無く表面性状に優れた６０００系（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系）成形加工用アルミニウム合金板が提供できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】連続焼鈍ラインの一例を示した模式図である。
【符号の説明】
１　炉体
２　焼入れおよび乾燥処理帯
３　巻戻し装置
４　接合機
５　ルーピングピット
６　シャー
７　緩衝装置
８　矯正，仕上げ検査処理帯
９　巻取り装置
【図１】
2004043938.tif 000008