(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Si 0.2〜3.0%(mass%、以下同じ)、Mg 0.2〜3.0%、Ti 0.001〜0.5%を必須元素として含み、さらにCu 0〜2.5%（ただし、0％は含まない場合を意味する。以下同じ。）、Sn 0〜0.2%、Zn 0〜2.0%の１種若しくは２種以上を含み、Feを1.0%以下に規制し、残部がAlと不可避的不純物からなるAl合金溶湯を、双ロールによる直接鋳造圧延装置を用いて、圧下荷重P(ton)を下記の１式を満足する条件で、板厚4mm以下の板に直接鋳造圧延し、その後前記板を、15%以上70% 未満の圧延率で冷間圧延し、続いて400 ℃〜材料の溶融温度の範囲で溶体化処理を行い、溶体化後の冷却として2 ℃/s以上の冷却速度で175 ℃以下に急冷し、その後180 〜320 ℃に再加熱するか又は当該再加熱に続いて当該温度で25分以下保持し、その板の金属組織の最大結晶粒径を100 μm 以下、且つ表層部の連続したMg2Si 化合物の最大長さを50μm 以下とすることを特徴とするAl-Mg-Si系合金板の製造方法。
１：P ≧5.8 ×10-6・ t ・ w ・ D1/2・ v ・ exp ｛1600/(T+273)｝・(R/100)-0.5
ただし、
t:出側板厚(mm)、w:出側板幅(mm)、D:ロール直径(mm)、
v:ロール周速(mpm) 、T:出側板の表面温度( ℃) 、R:冷延率(%)
【請求項２】
Si 0.2〜3.0%、Mg 0.2〜3.0%、Ti 0.001〜0.5%を必須元素として含み、さらにCu 0〜2.5%（ただし、0％は含まない場合を意味する。以下同じ。）、Sn 0〜0.2%、Zn 0〜2.0%の１種若しくは２種以上を含み、Feを1.0%以下に規制し、残部がAlと不可避的不純物からなるAl合金溶湯を、双ロールによる直接鋳造圧延装置を用いて、圧下荷重P(ton)を下記の１式を満足する条件で、板厚4mm以下の板に直接鋳造圧延し、その後前記板を、15%以上70% 未満の圧延率で冷間圧延し、続いて400 ℃〜材料の溶融温度の範囲で溶体化処理を行い、溶体化後の冷却として2 ℃/s以上の冷却速度で40〜175 ℃の範囲まで急冷し、前記温度でコイル状に巻き取り、その板の金属組織の最大結晶粒径を100 μm 以下、且つ表層部の連続したMg2Si 化合物の最大長さを50μm 以下とすることを特徴とするAl-Mg-Si系合金板の製造方法。
１：P ≧5.8 ×10-6・ t ・ w ・ D1/2・ v ・ exp ｛1600/(T+273)｝・(R/100)-0.5
ただし、
t:出側板厚(mm)、w:出側板幅(mm)、D:ロール直径(mm)、
v:ロール周速(mpm) 、T:出側板の表面温度( ℃) 、R:冷延率(%)
【請求項３】
Si 0.2〜3.0%、Mg 0.2〜3.0%、Ti 0.001〜0.5%を必須元素として含み、さらにCu 0〜2.5%（ただし、0％は含まない場合を意味する。以下同じ。）、Sn 0〜0.2%、Zn 0〜2.0%の１種若しくは２種以上を含み、Feを1.0%以下に規制し、残部がAlと不可避的不純物からなるAl合金溶湯を、双ロールによる直接鋳造圧延装置を用いて、圧下荷重P(ton)を下記の２式を満足する条件で、板厚4mm以下の板に直接鋳造圧延し、その後前記板を、70%以上の圧延率で冷間圧延し、続いて400 ℃〜材料の溶融温度の範囲で溶体化処理を行い、溶体化後の冷却として2 ℃/s以上の冷却速度で175 ℃以下に急冷し、その後180 〜320 ℃に再加熱するか又は当該再加熱に続いて当該温度で25分以下保持し、その板の金属組織の最大結晶粒径を100 μm 以下、且つ表層部の連続したMg2Si 化合物の最大長さを50μm以下とすることを特徴とするAl-Mg-Si系合金板の製造方法。
２：P ≧2.9 ×10-6・ t ・ w ・ D1/2・ v ・ exp ｛1600/(T+273)｝・(R/100)-0.5
ただし、
t:出側板厚(mm)、w:出側板幅(mm)、D:ロール直径(mm)、
v:ロール周速(mpm) 、T:出側板の表面温度( ℃) 、R:冷延率(%)
【請求項４】
Si 0.2〜3.0%、Mg 0.2〜3.0%、Ti 0.001〜0.5%を必須元素として含み、さらにCu 0〜2.5%（ただし、0％は含まない場合を意味する。以下同じ。）、Sn 0〜0.2%、Zn 0〜2.0%の１種若しくは２種以上を含み、Feを1.0%以下に規制し、残部がAlと不可避的不純物からなるAl合金溶湯を、双ロールによる直接鋳造圧延装置を用いて、圧下荷重P(ton)を下記の２式を満足する条件で、板厚4mm以下の板に直接鋳造圧延し、その後前記板を、70%以上の圧延率で冷間圧延し、続いて400 ℃〜材料の溶融温度の範囲で溶体化処理を行い、溶体化後の冷却として2 ℃/s以上の冷却速度で40〜175 ℃の範囲まで急冷し、前記温度でコイル状に巻き取り、その板の金属組織の最大結晶粒径を100 μm 以下、且つ表層部の連続したMg2Si 化合物の最大長さを50μm 以下とすることを特徴とするAl-Mg-Si系合金板の製造方法。
２：P ≧2.9 ×10-6・ t ・ w ・ D1/2・ v ・ exp ｛1600/(T+273)｝・(R/100)-0.5
ただし、
t:出側板厚(mm)、w:出側板幅(mm)、D:ロール直径(mm)、
v:ロール周速(mpm) 、T:出側板の表面温度( ℃) 、R:冷延率(%)
【請求項５】
請求項１又は請求項３に記載の製造方法により製造されたAl-Mg-Si系合金板をコイル状に巻き取った合金板，請求項２に記載の製造方法により製造されたAl-Mg-Si系合金板，及び請求項４に記載の製造方法により製造されたAl-Mg-Si系合金板のいずれかについて、580 ℃以下の温度で2 〜24時間保持の均質化処理を行った後冷間圧延するAl-Mg-Si系合金板の製造方法。
【請求項６】
前記Al合金溶湯は、Mn 0.01〜0.5%、Cr 0.01〜0.5%、Zr 0.01〜0.5%の少なくとも一種以上をさらに含む、請求項１〜５のいずれかに記載のAl-Mg-Si系合金板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、経時変化の少ない焼付硬化性に優れたAl-Mg-Si系合金板の製造方法に関するものであり、さらに具体的には自動車部品、家電製品等の曲げ成形、プレス成形等に用いる成形用に好適なAl-Mg-Si系合金の圧延板を、直接鋳造圧延と冷間圧延により従来技術と比べて廉価な製造コストで製造することができる製造方法に関するものである。
なお本明細書において、Ａｌ合金の添加元素の含有量は、全てｍａｓｓ％を意味するものであるが、これを単に％と記している。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の外板、家電用のシャーシ等は、耐食性及び延性に優れ、かつ加熱により時効硬化するAl-Mg-Si系合金板を、所定の形状に成形し、しかる後塗装・焼付け加熱して時効硬化させ、製品にする場合が多い。
しかしながら、従来の製造方法で製造されたAl-Mg-Si系合金板は、溶体化処理後室温に放置（自然時効）により、G.P.ゾーンが析出し、その焼付け加熱時に強度向上に寄与するβ' と称されるMg2Si の中間相またはそれに準ずる強化相の析出を阻害してしまうため、溶体化処理後長時間経過してしまった材料では、塗装・焼付け加熱後の強度が十分に得られなかった。更に、G.P.ゾーンの析出に伴って強度が上昇し、延性が著しく低下するという問題も同時に生じていた。
【０００３】
この問題を解決する方法として、特公平05-7460 に示されているような溶体化処理後の予備時効処理、また特開平04-259358 に示されているような復元処理、またそれらを組み合わせた処理などが考案されている。しかし、これらの処理により、延性を損なうことなく塗装・焼付け時の強度上昇を増加させることが可能になるものの、工程が増えることにより製造コストが高くなる問題がある。
従来の成形用Al-Mg-Si系合金圧延板及びその成形品は、前記の改良の製造方法も含めて以下のごとく製造されている。
即ち、これらは、まず所定の合金組成の鋳塊を製造し、これを面削及び均質化処理し、続いて熱間圧延、冷間圧延（必要に応じて焼鈍）、溶体化処理、前記の予備時効処理又は復元処理、成形、時効硬化処理（塗装・焼付け加熱）して製造されている。
このように従来の製造方法は、工程が非常に長く、また大型設備も必要とする等により、製造コストは高くなり、必ずしも工業的な生産に向いているとはいえない状況にある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の課題は、室温放置による自然時効時に析出するG.P ゾーンを抑制し、塗装・焼付け加熱時に速やかに強化相が析出して高い焼付け硬化が得られるような、経時変化が小さい成形用Al-Mg-Si系合金板を、工程が極めて短いこと等により低コストで製造できる直接鋳造圧延法と従来の冷間圧延法を組み合わせた製造方法を提供することである。
本発明の他の課題は、前記製造方法における好ましい製造条件を見出すことである。
なお、ここでいう直接鋳造圧延法とは、図１、図２に示すごとく、双ロール１、２間にノズル３より溶湯４を連続的に供給し、溶湯の鋳造凝固の直後に、前記双ロール１、２で圧延して、溶湯から直接に長尺の圧延板、そのコイルとするものである。この方法は、連続鋳造板のみを得る方法とは異なり一般にはハンター法、直接圧延法等と呼ばれているものであるが、本明細書においては直接鋳造圧延法ということとする。
この製造方法は、従来別工程で行われている鋳塊又は鋳板とする工程、均質化処理工程、熱間及び冷間圧延工程等を一工程で行うもので、多くの工程が省略できる利点がある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明に係るAl-Mg-Si系合金板の製造方法は、前記課題を解決するため以下のように構成している。
すなわち、請求項１に記載の製造方法は、Si 0.2〜3.0%(mass%、以下同じ)、Mg 0.2〜3.0%、Ti 0.001〜0.5%を必須元素として含み、さらにCu 0〜2.5%（ただし、0％は含まない場合を意味する。以下同じ。）、Sn 0〜0.2%、Zn 0〜2.0%の１種若しくは２種以上を含み、Feを1.0%以下に規制し、残部がAlと不可避的不純物からなるAl合金溶湯を、双ロールによる直接鋳造圧延装置を用いて、圧下荷重P(ton)を下記の１式を満足する条件で、板厚4mm以下の板に直接鋳造圧延し、その後前記板を、15%以上70% 未満の圧延率で冷間圧延し、続いて400 ℃〜材料の溶融温度の範囲で溶体化処理を行い、溶体化後の冷却として2 ℃/s以上の冷却速度で175 ℃以下に急冷し、その後180 〜320 ℃に再加熱するか又は当該再加熱に続いて当該温度で25分以下保持し、その板の金属組織の最大結晶粒径を100 μm 以下、且つ表層部の連続したMg2Si 化合物の最大長さを50μm 以下とすることを特徴とする。
１：P ≧5.8 ×10-6・ t ・ w ・ D1/2・ v ・ exp ｛1600/(T+273)｝・(R/100)-0.5
ただし、
t:出側板厚(mm)、w:出側板幅(mm)、D:ロール直径(mm)、
v:ロール周速(mpm) 、T:出側板の表面温度( ℃) 、R:冷延率(%)
【０００６】
請求項２に記載の製造方法は、請求項１の製造方法におけるAl合金溶湯と同一の組成の合金溶湯を、請求項１の製造方法におけるものと同一の方法及び条件で板厚4 mm以下の板に直接鋳造圧延し、その後前記板を、15%以上70% 未満の圧延率で冷間圧延し、続いて400 ℃〜材料の溶融温度の範囲で溶体化処理を行い、溶体化後の冷却として2 ℃/s以上の冷却速度で40〜175 ℃の範囲まで急冷し、前記温度でコイル状に巻き取り、その板の金属組織の最大結晶粒径を100 μm 以下、且つ表層部の連続したMg2Si 化合物の最大長さを50μm 以下とすることを特徴とする。
【０００７】
請求項３に記載の製造方法は、請求項１の製造方法におけるAl合金溶湯と同一の組成の合金溶湯を、双ロールによる直接鋳造圧延装置を用いて、圧下荷重P(ton)を下記の２式を満足する条件で、板厚4mm以下の板に直接鋳造圧延し、その後前記板を、70%以上の圧延率で冷間圧延し、続いて400 ℃〜材料の溶融温度の範囲で溶体化処理を行い、溶体化後の冷却として2 ℃/s以上の冷却速度で175 ℃以下に急冷し、その後180 〜320 ℃に再加熱するか又は当該再加熱に続いて当該温度で25分以下保持し、その板の金属組織の最大結晶粒径を100 μm 以下、且つ表層部の連続したMg2Si 化合物の最大長さを50μm以下とすることを特徴とする。
２：P ≧2.9 ×10-6・ t ・ w ・ D1/2・ v ・ exp ｛1600/(T+273)｝・(R/100)-0.5
ただし、
t:出側板厚(mm)、w:出側板幅(mm)、D:ロール直径(mm)、
v:ロール周速(mpm) 、T:出側板の表面温度( ℃) 、R:冷延率(%)
【０００８】
請求項４に記載の製造方法は、請求項３の製造方法におけるAl合金溶湯と同一の組成の合金溶湯を、請求項３の製造方法におけるものと同一の方法及び条件で板厚4 mm以下の板に直接鋳造圧延し、その後前記板を、70%以上の圧延率で冷間圧延し、続いて400 ℃〜材料の溶融温度の範囲で溶体化処理を行い、溶体化後の冷却として2 ℃/s以上の冷却速度で40〜175 ℃の範囲まで急冷し、前記温度でコイル状に巻き取り、その板の金属組織の最大結晶粒径を100 μm 以下、且つ表層部の連続したMg2Si 化合物の最大長さを50μm 以下とすることを特徴とする。
【０００９】
請求項５に記載の製造方法は、請求項１又は請求項３に記載の製造方法により製造されたAl-Mg-Si系合金板をコイル状に巻き取った合金板，請求項２に記載の製造方法により製造されたAl-Mg-Si系合金板，及び請求項４に記載の製造方法により製造されたAl-Mg-Si系合金板のいずれかについて、580 ℃以下の温度で2 〜24時間保持の均質化処理を行った後冷間圧延することを特徴とする。
【００１０】
請求項６に記載の製造方法は、請求項１〜５のいずれかに記載の製造方法において、前記Al合金溶湯は、Mn 0.01〜0.5%、Cr 0.01〜0.5%、Zr 0.01〜0.5%の少なくとも一種以上をさらに含むことを特徴とする。
【００１１】
【発明の実施の形態】
以下前記本発明方法を詳しく説明する。
まず、本発明においてAl合金溶湯の組成を前記のように限定した理由を説明する。
Siは、塗装・焼付け加熱時にMgと共にβ' と称されるMg2Si の中間相またはそれに準ずる強化相として析出し強度を向上させる。その添加量を0.2 〜3.0%と限定したのは、0.2%未満ではその効果が小さく、3.0%を越えると溶体化処理後の延性が低下するためである。
Mgは，溶体化処理後にはマトリックス中に固溶しており、延性の向上に寄与する。また、上述のように塗装・焼付け加熱時にSiと共に強化相として析出し強度を向上させる。その添加量を0.2 〜3.0%と限定したのは、0.2%未満ではその効果が小さく、3.0%を越えると溶体化処理後の延性が低下するためである。
以上のようにSi、Mgは塗装・焼付け加熱時に強化相として析出し、強度を向上させる。この両元素の存在比が異なるとその焼付け硬化性も異なり、Si、Mgの重量比がSi>0.6Mg% の場合、Mg2Si 量に対し過剰Siとなり、より優れた焼付け硬化性が得られる。
なお、塗装・焼付け加熱時の時効挙動をコントロールするために、Ag、Cdなどを少量添加しても、本発明の効果を損なうことはない。
【００１２】
Tiは、結晶粒の微細化あるいはマトリックス強度を向上させるために添加される。その添加量は0.001〜0.5%であり、下限未満では効果が少なく、上限を越えると溶体化処理後の延性が低下する。
また、Cu、Sn、Znは、塗装・焼付け加熱時に析出し強度を向上させる。またSnの添加は表面品質を改善する効果もある。その添加は、必要に応じて、Cu 0〜2.5%、Sn 0〜0.2%、Zn 0〜2.0%の１種若しくは２種以上である。
ここで、各元素が０％とは、添加しない場合もあることを意味する。また添加する場合で、各元素をそれぞれ、2.5%以下、0.2%以下、2.0%以下と限定したのは、これらを越えると耐食性が低下する、および焼き入れ感受性が高くなる等の弊害を生じるためである。
Feは、通常Alの不純物として含まれるものである。しかし、FeはSiと化合物を作りやすく、1.0%を越えて含まれると塗装・焼付けの際の加熱時の強度向上を阻害する。
なお、鋳造組織の微細化材として通常添加されるB などは、0.1%以下の添加であれば、特に本発明の効果を損なうことはない。
【００１３】
Mn, Cr, Zrは、それぞれ結晶粒の微細化あるいはマトリックス強度を向上させるために任意的に添加される（請求項６）。その添は、必要に応じてMn 0.01 〜0.5%、Cr 0.01〜0.5%、Zr 0.01 〜0.5%の１種若しくは２種以上である。
それぞれ下限未満では効果が少なく、上限を越えると溶体化処理後の延性が低下する。
【００１４】
本発明方法における直接鋳造圧延法を、具体的に図で説明すると、図１及び図２に示すような双ロールによる直接鋳造圧延装置を用いて、前記請求項１に記載のＡｌ合金溶湯４をノズル３を通して、双ロール１、２間に連続的に供給し、ノズル３の先端Ｂから双ロール１、２の最接近点Ａ間で、鋳造・凝固させ、Ａ点近傍で圧延を行うものである。なお図２において、Ｃ点は溶湯の最終凝固点である。
本発明は、このように製造した直接鋳造圧延板に、更に冷間圧延および溶体化処理を施した後に急冷し、引き続き再加熱処理（請求項１，３）または高温コイル巻き取り（請求項２，４）を行うものである。
【００１５】
前記の製造方法は、従来法のDC鋳造での凝固、熱間圧延での塑性加工という金属組織を制御するために必要な処理を、一回の双ロールによる直接鋳造圧延で実現させることを特徴としており、この双ロールでの直接鋳造圧延条件を適切に定めることが非常に重要となる。
本発明方法によれば、そのような条件を見いだすために、双ロール直接鋳造圧延の条件と金属組織および機械的特性との関係について精力的に基礎的観点からの検討を行い、その結果以下のように製造条件を規定することにより、従来法と同等の性能を有するAl-Mg-Si系合金板を製造することが可能であることを見いだしたものである。
【００１６】
請求項１，２の製造方法における製造条件
双ロールにかかる圧下荷重P(ton)を次の１式、
１：P ≧5.8 ×10-6・ t ・ w ・ D1/2・ v ・ exp ｛1600/(T+273)｝・(R/100)-0.5
ただし、
t:出側板厚(mm)、w:出側板幅(mm)、D:ロール直径(mm)、
v:ロール周速(mpm) 、T:出側板の表面温度( ℃) 、R:冷延率(%)
を満足する条件で、板厚4mm 以下の板に直接鋳造圧延した後、15% 以上70% 未満の冷間圧延、続いて400 ℃〜材料の溶融温度の範囲で溶体化処理を行い、溶体化後の冷却として2 ℃/s以上の冷却速度で175 ℃以下に急冷する（請求項１）。
ここで圧下荷重P(ton)を前記１式としたのは、これより小さい圧下荷重では、凝固終了からの塑性変形量が不足し、晶出相の分断が十分に行われず、従来法で製造した場合に比べ伸びが低下してしまうためであり、最終冷延率が小さい場合ほど大きな圧下が必要となる。
なおこの条件式は、後工程の冷延時の圧下率が、15% 以上70% 未満の場合である。
なお、直接鋳造圧延後の冷却速度については、特に制限は設けないが、その後の溶体化処理の効果を十分に発揮させるためにはなるべく速い速度で冷却するのが望ましい。
【００１７】
冷延率を15% 以上としたのは、これ以下の場合には凝固時に生じた組織の粉砕が十分に行われず、延性の低下を招くからであり、上限を70% 未満としたのは、70% を越える冷延率の場合には、直接鋳造圧延時の圧下荷重の条件式が上述のものとは異なるためである。
また、溶体化処理温度を400 ℃以上としたのはMgやSiを固溶させるためであり、2 ℃/s以上の冷却速度で175 ℃以下の温度まで急冷するのは、冷却前に固溶しているSi、Mg等の添加元素の析出を極力生じさせずに過飽和に固溶させ、この後の塗装・焼付け加熱時に微細な強化相を析出させて強度を向上させることが第１の目的であるが、2 ℃/s未満の冷却速度または175 ℃以上の温度への冷却では冷却中に粗大な化合物が析出してくるため、伸びの低下も招いてしまうからである。
【００１８】
本発明の請求項１、２に記載の製造方法においては、上述の溶体化処理後に、2 ℃/s以上の冷却速度で175 ℃以下に急冷し、その後180 〜320 ℃に再加熱して0 〜25分の保持を行う（請求項１：復元処理）か、あるいは上述の溶体化処理後に、2 ℃/s以上の冷却速度で40〜175 ℃の範囲まで急冷し、前記温度でコイル状に巻き取り（請求項２：高温コイル巻き取り）を必要とする。
これは、上述の工程によっても、従来の工程で得られる板材とほぼ同等の性能の板材を製造することは可能であるものの、従来法と同様に自然時効によりG.P.ゾーンが析出し、塗装・焼付け加熱後の強度が十分に得られなかったり、強度が上昇して成形性が著しく低下するという問題が生じるからである。
双ロールによる直接鋳造圧延による場合も、従来法と同様に上述の復元処理あるいは高温コイル巻き取りにより、自然時効によるG.P.ゾーン生成を抑制する必要がある。
【００１９】
請求項１の製造方法では、前記の如く溶体化処理後、175 ℃以下の温度に急冷し、引き続き再加熱処理（復元処理）を行うが、この処理は、180 〜320 ℃に再加熱して0 〜25分の保持を行い、その後室温まで放冷するものである。
ここで0 分の保持とは、保持しないこと即ち180 〜320 ℃の温度に到達したら、保持することなく冷却することも含む意味である。
この再加熱処理は、通常連続焼鈍炉（ＣＡＬ）で実施するのが好ましい。
また、請求項２の製造方法では、前記の如く溶体化処理後、40〜175 ℃の温度に急冷し、この温度範囲でコイルに巻き取り（高温コイル巻き取り）を行い、その後室温に放置等の処理を行うものであるが、この高温コイル巻き取り後の処理は、巻き取りコイルをそのまま室温に放置して放冷してもよいし、巻き取り温度（40〜175 ℃）で炉中に３６時間以内保持し、その後放冷してもよい。また、更に高温コイル巻き取り後、しばらく室温に放置し、続いて40〜175 ℃の炉中に３６時間以内保持し、その後放冷してもよい。
これらの高温巻き取り後の処理は、Al-Mg-Si系合金材について従来から知られている方法が、必要に応じて適用される。
なお、この復元処理及び高温コイル巻き取り処理の熱処理条件に範囲があるのは、下限未満でも又上限を越えても所定の性能が得られないからである。
また、溶体化処理続いて急冷から復元処理実施までの室温放置時間については特に制限する必要はなく、数カ月以上放置した後に復元処理を行ってもその効果が損なわれることはない。
【００２０】
請求項３、４の製造方法における製造条件
前記請求項２、３に記載の製造方法は、直接鋳造圧延後の冷間圧延率が70% を越える場合であり、この場合には双ロールにかかる圧下荷重P(ton)を２式、
２：P ≧2.9 ×10-6・ t ・ w ・ D1/2・ v ・ exp ｛1600/(T+273)｝・(R/100)-0.5
ただし、
t:出側板厚(mm)、w:出側板幅(mm)、D:ロール直径(mm)、
v:ロール周速(mpm) 、T:出側板の表面温度( ℃) 、R:冷延率(%)
とし、請求項１、２に記載の場合に比べて、圧下荷重に関する条件を変化させている。
これは冷間圧延率が70% を越えると、冷延中に晶出相の分断が行われるようになるため、直接鋳造圧延時の圧下荷重を請求項１、２の場合ほど大きくする必要がないからである。また、最終冷延率が小さい場合ほど大きな圧下が必要となるのは、請求項１、２の場合と同様である。
冷間圧延後の溶体化処理、急冷、復元処理（請求項３）若しくは高温コイル巻き取り（請求項４）の条件、意義、効果等は、前記の請求項１、２で説明したことと同様である。
【００２１】
請求項５の製造方法について
請求項５の発明は、請求項１〜４に記載の製造方法において、直接鋳造圧延してコイルに巻き取り、これを均質化処理し、続いて冷間圧延を実施する製造方法である。
このような均質化処理は、直接鋳造圧延板の凝固偏析の解消および遷移元素を含む分散相粒子の析出を目的として行うものであり、これにより延性の改善や強度の向上をはかることができる。
この均質化処理条件を、580 ℃以下の温度で2 〜24時間保持としたのは、上記目的の特性を得るためである。
【００２２】
前記本発明方法により製造されたAl-Mg-Si系合金板は、圧延板の金属組織における最大結晶粒径を100 μm 以下とすることができる。100 μm を越える場合は、成形用材料として十分な延性が得られない、成形後に肌荒れが生じる等、成形材料として好ましくない。
また、前記圧延板の表層部の金属組織において、連続したMg2Si 化合物の最大長さが50μm 以下となる。前記の最大長さが50μm を越えるようなMgやSiを含む粗大な主溶質系化合物が、塗装・焼付け前にすでに析出しているような場合には、固溶量が不足しており、塗装・焼付け加熱時の強度向上が十分でなくなる。
なお、本発明に係わる圧延板の板厚は、０．７〜３ｍｍ程度である。
本発明に係る製造方法により製造されたAl-Mg-Si系合金板の内容は以上のとおりであであるが、かかる圧延板は、後に記す実施例でも明らかなごとく、塗装・焼付け加熱前の伸びが２７％以上で成形性に優れ、また成形後の塗装・焼付け時の加熱において、強度（ＹＳ）の向上が加熱前に比し、１００ＭＰａ以上高くなり、前述のような各種用途の成形材料に適している。
以上説明したように、本発明方法により、経時変化の小さい焼付け硬化性に優れるAl-Mg-Si系合金板を低コストで製造することが可能となる。従来法と同様に自然時効を抑制するための復元処理あるいは高温巻き取りが必要となるものの、その前段階までの造塊、面削、均質化処理、熱間圧延、冷間圧延等の工程が大幅に簡略化されるため、トータルの製造コストは大幅に低減される。
【００２３】
【実施例】
次に、本発明を実施例（本発明例）を、比較例とともに、さらに詳細に説明する。
表１に示す組成のAl-Mg-Si系合金溶湯を、図１、図２に示す横型の双ロールによる直接鋳造圧延装置で板とし、これを更に冷間圧延して、厚さ0.7 〜3mm の板材を製造した。この製造条件の詳細を表２に示す。
【００２４】
【表１】
0003734317.tif 000002
【００２５】
【表２】
0003734317.tif 000003
【００２６】
このように製造された板材について、板の金属組織における最大結晶粒径を光学顕微鏡で測定した。また、表層部の連続したMg2Si 化合物の最大長さを、走査型電子顕微鏡を用いて反射電子像の観察を行って、測定した。
また、製造後1、5、20、60 日間、室温に放置した後、引張試験を実施した。さらに塗装・焼付け加熱をシミュレートした 175℃で60分の加熱を施した後にも引張試験をおこなった。引張試験はJIS5号引張試験片により、引張強さ、耐力、伸びを測定した。これらの結果を表３に示す。
【００２７】
【表３】
0003734317.tif 000004
【００２８】
表３より明らかなように、本発明の圧延板及びその製造方法(A-G) では、
塗装・焼付けの際の加熱による耐力上昇が大きく（100MPa以上）、加熱前の延性（伸び）も優れ（27% 以上）、さらにこれらの特性の室温放置による安定性に優れていることがわかる。
これに対して、本発明で規定した組成をはずれるか又は本発明の製造条件を外れる比較例(H-N) は、加熱前後の耐力上昇が小さく、または加熱前の延性（伸び）の点でも劣っていることがわかる。
【００２９】
【発明の効果】
このように本発明に係わるAl-Mg-Si系合金板の製造方法によれば、自然時効時のG.P.ゾーンの析出を抑制し、塗装・焼付けの際の加熱で速やかに強化相が析出し、経時変化が小さく高い時効硬化性を有するAl-Mg-Si系合金板を低コストで得ることができるもので、工業上顕著な効果を奏するものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】  横型双ロールによる直接鋳造圧延装置（断面）の概略説明図である。
【図２】  図１のＤ部を拡大した詳細図である。
【符号の説明】
１  上ロール
２  下ロール
３  ノズル
４  金属溶湯
５  直接鋳造圧延板
Ａ  双ロールのセンターライン（ロールの最接近点）
Ｂ  ノズルの先端
Ｃ  溶湯の最終凝固点
【図１】
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【図２】
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