JPH0747807B2

JPH0747807B2 - 成形加工用アルミニウム合金圧延板の製造方法

Info

Publication number: JPH0747807B2
Application number: JP9170792A
Authority: JP
Inventors: 俊雄小松原; 守松尾
Original assignee: スカイアルミニウム株式会社
Priority date: 1992-03-17
Filing date: 1992-03-17
Publication date: 1995-05-24
Anticipated expiration: 2010-05-24
Also published as: JPH05263203A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は成形加工用のアルミニ
ウム合金圧延板の製造方法に関し、より詳しくは、強
度、特に塗装焼付処理後の強度および成形加工性が優れ
ていることが要求される用途、例えば自動車のボディシ
ートやパネル等の陸運車両あるいは電気機器等の部品に
用いられる成形加工用アルミニウム合金圧延板の製造方
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。またボディシート以外の自動車部品や
電気機器部品等の成形加工品においても、最近ではアル
ミニウム合金板を使用することが極めて多くなってい
る。このような用途に使用される材料としては、プレス
加工を施して使用されるところから、成形加工性が優れ
ていることが要求されるが、この成形加工性としては、
単に伸びや張出し性、絞り性が優れているのみならず、
面内異方性が小さいことも望まれる。またこのほか、自
動車等のパネル類には外観品質が優れていることも望ま
れるから、成形加工時のリューダースマークの発生もな
いことが望まれる。さらに、一般に焼付塗装を施して使
用するところから、焼付塗装後の強度が高いことが要求
される。

【０００３】ところで従来成形加工用のアルミニウム合
金としては、Ａｌ−Ｍｇ系のＪＩＳ５１８２合金Ｏ材や
ＪＩＳ５０５２合金Ｏ材、あるいはＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ
系のＡＡ６００９合金Ｔ４処理材やＡＡ６０１０合
金Ｔ４処理材などが最も広く使用されている。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】前述のＪＩＳ５１８
２合金Ｏ材やＪＩＳ５０５２合金Ｏ材などのＡｌ−Ｍ
ｇ系合金は、リューダースマークが生じやすいところか
ら、外観品質の優れていることが要求される自動車のパ
ネル類等には不適当とされ、またＡＡ６００９合金Ｔ
４処理材やＡＡ６０１０合金Ｔ４処理材などのＡｌ−
Ｍｇ−Ｓｉ系合金は、鋼板と同程度の強度、成形加工性
が得られてはいるが、焼付塗装後の強度が鋼板と比べて
低いのみならず、絞り成形時の異方性が大きいことが問
題となっている。

【０００５】この発明は以上の事情を背景としてなされ
たもので、強度、成形加工性に優れ、特に成形性に対す
る異方性の小さい成形加工用アルミウニム合金圧延板を
得る方法を提供することを目的とするものである。

【０００６】

【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、本発明者等は鋭意実験・検討を重ねた結果、
アルミニウム合金の成分組成を適切に定めるとともに、
特に冷間圧延工程における最終の冷間圧延の前の中間焼
鈍を適切な条件で行なって組織を適切に制御し、２０％
以上の最終冷間圧延の後に溶体化処理を行なうことによ
り、ランクフォード値の異方度Δｒを適切に調整した圧
延板を得れば良いことを見出し、この発明をなすに至っ
た。

【０００７】具体的には、請求項１の発明の成形加工用
アルミニウム合金板の製造方法は、Ｍｇ０．１〜１．５
％、Ｓｉ０．３〜２．５％を含有し、さらに必要に応じ
てＭｎ０．０５〜０．６％、Ｃｒ０．０５〜０．３％、
Ｚｒ０．０５〜０．３％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、４５０〜５７０℃の範囲内の温度で均質化処
理した後、熱間圧延を行ない、さらに中途に１回もしく
は２回以上の中間焼鈍を挟んで冷間圧延を行ない、かつ
冷間圧延の中途の中間焼鈍のうち、最終の中間焼鈍を、
１００℃／分以上の加熱速度で３５０〜５８０℃の範囲
内の温度に加熱して保持なしもしくは５分以下の保持を
行なう条件で施し、しかもその最終の中間焼鈍の後の最
終板厚までの冷間圧延を２０％以上の圧延率で行ない、
さらにその最終冷間圧延の後、３５０〜５８０℃の範囲
内の温度で１２０分以内加熱する溶体化処理を行ない、
引続き１００℃／分以上の冷却速度で急速冷却して、ラ
ンクフォード値の異方度Δｒが０．２未満の圧延板を得
ることを特徴とするものである。

【０００８】また請求項２の発明の成形加工用アルミニ
ウム合金圧延板の製造方法は、請求項１において規定す
る各成分元素のほか、さらにＣｕ０．１〜１．５％、Ｚ
ｎ０．１〜２．０％のうちの１種または２種を含有する
アルミニウム合金を用い、請求項１と同様な製造プロセ
スを適用するものである。

【０００９】ここでランクフォード値の異方度Δｒと
は、圧延方向に対して０°の方向のランクフォード値ｒ
₀、４５°方向のランクフォード値ｒ₄₅、９０°方向の
ランクフォード値ｒ₉₀から、次式Δｒ＝｜（ｒ₀＋
ｒ₉₀）／２−ｒ₄₅｜によって求められる値である。なお
ｒ₀、ｒ₄₅、ｒ₉₀は、それぞれ圧延方向に対し０°、４
５°、９０°の方向のＪＩＳ５号引張試験片を採取し、
１５％引張時点で求めたランクフォード値を意味する。

【００１０】

【作用】先ずこの発明において使用するアルミニウム合
金の成分組成の限定理由を説明する。

【００１１】Ｍｇ：Ｍｇはこの発明で基本となる合金成
分であり、Ｓｉと共存してＭｇ_２Ｓｉを生成し、析出硬
化により強度の向上に寄与する。Ｍｇが０．１％未満で
は充分な強度が得られず、一方１．５％を越えれば伸
び、成形性が低下するから、Ｍｇ量は０．１〜１．５％
の範囲内とした。

【００１２】Ｓｉ：Ｓｉもこの発明で基本となる成分元
素であり、Ｍｇと共存してＭｇ_２Ｓｉを生成し、析出硬
化により強度の向上に寄与する。また添加したＳｉの一
部は金属Ｓｉ粒子としてＡｌ合金中に存在し、成形加工
性、特に伸び、曲げ性を向上させる。Ｓｉ量が０．３％
未満では上記効果が充分に得られず、Ｓｉ量が２．５％
を越えれば伸び、成形性が劣化するから、Ｓｉ量は０．
３〜２．５％とした。なお強度向上のためには、Ｓｉ量
は、Ｍｇ量に対してＭｇ_２Ｓｉを生成するような化学量
論組成よりも過剰であって、金属Ｓｉ粒子を生成させる
ようなＳｉ量であることが重要である。そこで特に強度
向上のためには、Ｓｉ量は、Ｓｉ（％）＞６×Ｍｇ（％）＋０．４を満たすような量とすることが望ましい。

【００１３】Ｃｕ，Ｚｎ：これらは強度向上に寄与する
から、請求項２の発明の場合にいずれか一方もしくは双
方が添加される。これらのうちＣｕは、特に塗装焼付後
の強度の向上に寄与する。またＺｎは、強度向上のほか
耐食性向上に寄与し、特にマトリックスの腐食電位を下
げることによって孔食を防止する効果がある。Ｃｕが
０．１％未満、またＺｎが０．１％未満ではそれぞれの
効果が充分に得られず、一方Ｃｕが１．５％を越えれば
成形性および耐食性を低下させ、またＺｎが２．０％を
越えれば耐食性を低下させるとともに、室温での経時変
化により成形性を低下させるから、Ｃｕは０．１〜１．
５％、Ｚｎは０．１〜２．０％の範囲内とした。

【００１４】Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ：これらはいずれも結晶
粒を微細化し、成形加工時のフローラインを低減するに
効果があり、必要に応じてこれらのうち１種または２種
以上が添加される。それぞれ０．０５％未満では充分な
効果が得られず、Ｍｎが０．６％を、Ｃｒが０．３％
を、Ｚｒが０．３％を越えれば粗大な金属間化合物が生
成されて成形性が劣化するから、Ｍｎは０．０５〜０．
６％、Ｃｒは０．０５〜０．３％、Ｚｒは０．０５〜
０．３％の範囲内とした。

【００１５】以上の各成分元素のほかは、基本的にはＡ
ｌおよび不可避的不純物とすれば良いが、通常のアルミ
ニウム合金においては微量のＢｅや少量のＴｉを添加す
ることがあり、この発明の場合もこれらの添加は次のよ
うな理由により許容される。

【００１６】Ｂｅ：Ｂｅは緻密な酸化被膜を生成してア
ルミニウム表面を保護する作用を有する。従来の一般的
なＡｌ−Ｍｇ系合金では、溶湯の酸化防止のために微量
のＢｅを添加することが多かったが、この発明の場合、
Ｂｅの添加は溶湯の酸化防止のみならず、中間焼鈍時や
最終焼鈍時の板表面の酸化層を少なくするにも効果があ
り、それによって耐食性、特に耐糸錆性が飛躍的に向上
する。Ｂｅ量が０．０００１％未満では上記の効果が充
分に得られず、一方０．０１％を越えても上記の効果は
飽和し、経済性を損なうだけであるから、Ｂｅを添加す
る場合のＢｅ量は０．０００１〜０．０１％の範囲内と
することが好ましい。

【００１７】Ｔｉ：Ｔｉは従来から鋳塊組織の微細化の
ために添加されることが多く、またその場合ＴｉはＢと
ともに添加することが多い。しかしながらＴｉは鋳塊組
織の微細化のみならず、耐食性の向上にも有効であり、
この発明の場合にもむしろ耐食性向上のためにＴｉを添
加することが許容される。Ｔｉ量が０．０５％未満では
耐食性向上の効果が充分に得られず、一方Ｔｉが１．０
％を越えれば粗大な金属間化合物を生成して圧延性、成
形性を劣化させるから、Ｔｉを添加する場合のＴｉ量は
０．０５〜１．０％の範囲内とすることが適当である。
なお耐食性向上を目的としてＴｉを添加する場合、Ｔｉ
と同時にＢを添加することは不要であるばかりでなく、
むしろＢの添加によってＴｉがＴｉＢ_２として固定され
て、耐食性向上の効果が得られなくなってしまう。した
がってＢは全く添加しないか、または結晶粒微細化のた
めにＢを添加するとしてもＢを５０ppm 以下とすること
が好ましい。

【００１８】次にこの発明の製造方法における各プロセ
スについて説明する。

【００１９】先ず前述のような成分組成のアルミニウム
合金の溶湯を常法にしたがって溶製し、半連続鋳造法
（ＤＣ鋳造法）によって鋳造する。得られた鋳塊に対し
ては均質化処理を行なう。この均質化処理は、鋳塊の不
均質を解消して成形性を向上させるばかりでなく、後の
溶体化処理による再結晶粒を安定化させるに有効であ
る。均質化処理の温度が４５０℃未満では上述の効果が
充分に得られず、一方５７０℃を越えれば共晶融解のお
それがあるから、均質化処理温度は４５０〜５７０℃の
範囲内とする。均質化処理の時間は特に限定しないが、
通常は０．５〜４８時間の範囲内とすることが好まし
い。

【００２０】均質化処理後は、常法に従って熱間圧延を
行なって所要の板厚の熱延板とし、さらにその熱延板に
対して冷間圧延を施す。この冷間圧延の中途において
は、１回または２回以上の中間焼鈍を施すが、この発明
の場合には、次に説明するように、特に最終の冷間圧延
の前の中間焼鈍（最終の中間焼鈍）の条件が特に重要で
ある。

【００２１】すなわち最終の中間焼鈍は、ランクフォー
ド値（ｒ値）の異方度Δｒに大きな影響を及ぼす。成形
性を向上させるためには、単にｒ値そのものを大きくす
るだけでは不充分であって、面内異方性を少なくするこ
と、すなわち前述の式で表わされるΔｒの値をできるだ
け小さくすることが重要であり、そのために組織制御を
行なう必要がある。従来一般のアルミニウム合金圧延板
の製造においては、中間焼鈍は単に冷間圧延性を向上さ
せることのみを目的としてなされており、そのためこの
発明で対象としている系の如く冷間圧延性が比較的良好
な合金では中間焼鈍を行なわないことが多い。しかるに
本発明者等が鋭意実験・検討を重ねた結果、積極的に中
間焼鈍を施すとともに、特にその中間焼鈍を１００℃／
分以上の急速加熱の条件で行なって特殊な再結晶集合組
織を得、さらにその後２０％以上の圧延率で最終冷間圧
延を行ない、溶体化処理を施すことによって、ｒ値の異
方度Δｒの小さい圧延板が得られることを見出したので
ある。

【００２２】さらに具体的に最終の中間焼鈍について説
明すれば、一般にアルミニウムにおける圧延集合組織は
Ｓ方位と称される（１２３）（６３４）に近い方位とな
っている。このような組織の圧延板を焼鈍によって再結
晶させれば、Ｒ方位と称されるＳ方位に近い方位と、成
形性、特に深絞り性を大きく低下させるキューブ方位
（Cube Texture）と称される（１００）（００１）方位
が形成される。ところが、連続焼鈍の如き急速加熱によ
って再結晶させ、さらにその後２０％以上の冷間圧延を
行なってから溶体化処理を施すことによって、成形性を
阻害するキューブ方位の形成を阻止し得ることを見出し
た。一般にキューブ方位の結晶粒の量を定量的に測定す
る方法としてはＸ線回折法が広く用いられており、その
Ｘ線回折法のうちでも簡便な手段として逆極点積分強度
測定法がある。この方法によって標準サンプル（純アル
ミ粉末）と比較した（２００）積分強度比が５を越えれ
ば、成形性とりわけ深絞り性が著しく低下することが経
験的に知られている。そしてｒ値は集合組織と大きな相
関関係があり、例えば前述の（１００）（００１）方位
が強く形成されれば、圧延方向に平行な試験片でのｒ値
（すなわちｒ₀）は大きくなるが、圧延方向に対し４５
°の方向の試験片でのｒ値（すなわちｒ₄₅）は極めて小
さくなり、その結果Δｒが大きくなり、成形性を著しく
阻害することが判明した。そしてΔｒの値が０．２より
小さければ従来の一般的な成形加工用アルミニウム合金
圧延板と比較して面内異方性が少なく、成形性が優れて
いるということができ、したがってこの発明ではΔｒを
０．２未満と規定した。

【００２３】ここで、最終の中間焼鈍における加熱速度
（昇温速度）が１００℃／分未満では、ｒ値の異方度Δ
ｒを小さくする効果が得られずに、Δｒが０．２以上と
なってしまい、また再結晶粒が粗大化し、成形加工によ
ってオレンジピールが生じて外観品質を損なうおそれも
ある。また最終の中間焼鈍の加熱温度が３５０℃未満で
は、ｒ値の異方度Δｒを小さくする効果が得られず、一
方５８０℃を越えれば、共晶融解のおそれがあるばかり
でなく、再結晶粒が粗大化するとともに、表面酸化層の
厚みが増大して耐糸錆性が劣化してしまうおそれがあ
る。さらに、最終の中間焼鈍における加熱時間が５分を
越えても、再結晶粒が粗大化したり、また表面酸化層の
厚みが増大したりする。したがって最終の中間焼鈍は、
１００℃／分以上で加熱して３５０〜５８０℃の範囲内
の温度で５分以内の加熱とすることが必要である。なお
加熱温度は、より確実かつ充分にΔｒの値を小さくする
ためには、４５０°を越え５８０°以下とすることが望
ましい。

【００２４】上述のようにして最終の中間焼鈍を行なっ
た後、最終板厚（製品板厚）とするために最終の冷間圧
延を施す。この最終の冷間圧延は、その後の溶体化処理
による再結晶粒を安定化し、成形性を向上させるために
必要であり、少なくとも２０％以上の圧延率で行なう必
要がある。圧延率２０％未満の冷間圧延では、再結晶粒
が不安定となり、結晶粒が粗大化して成形性が低下す
る。

【００２５】最終の冷間圧延の後、溶体化処理を行な
う。この溶体化処理は、再結晶させて結晶粒を微細化、
安定化させ、良好な成形性を得るために必須の処理であ
るが、この溶体化処理によって均一微細な結晶粒を安定
して得るためには、前述のような最終の中間焼鈍と最終
の冷間圧延の条件が極めて重要である。この溶体化処理
は、３５０〜５８０℃の温度で１２０分以内加熱する条
件で行なう必要がある。溶体化処理温度が３５０℃未満
では再結晶せず、成形性が低下し、また５８０℃を越え
れば共晶融解のおそれがあるばかりでなく、再結晶粒が
粗大化して成形後に肌荒れが発生し、外観品質の不良を
招くとともに、成形性も劣化し、さらには表面酸化層の
厚みが増大し、耐糸錆性が低下する。また溶体化処理の
時間が１２０分を越えても表面酸化層の厚みが増大し、
耐糸錆性が低下する。このような溶体化処理後の冷却
は、１００℃／分以上の冷却速度で行なえば良く、その
ためには強制空冷、水焼入れ等を適用することができ
る。

【００２６】なおここで、溶体化処理後の冷却を強制空
冷や水焼入れで行なった場合、板に反り等の変形が発生
しやすい。このような変形を解消するため、溶体化処理
−冷却後にスキンパス、レベリングあるいはストレッチ
等の軽度の冷間加工による矯正を行なっても良い。但
し、このような矯正によって成形性が低下してしまうお
それがあるから、その場合には成形性を回復させるた
め、図１、図２に示すような範囲内の温度、加熱速度、
保持時間、冷却速度で歪除去焼鈍を行なうことが望まし
い。

【００２７】なおまた、前述の冷間圧延工程において
は、その中途で２回以上の中間焼鈍を行なっても良い。
すなわち前述のような条件の最終の中間焼鈍の前の冷間
圧延中にも、必要に応じて冷間圧延性改善のために中間
焼鈍を行なっても良い。このような、最終の中間焼鈍よ
り前の段階の中間焼鈍の条件は特に限定しないが、バッ
チ焼鈍の場合は２５０〜４５０℃の範囲内の温度に０．
５〜２４時間保持の条件とするのが一般的であり、また
連続焼鈍の場合は３５０〜５８０℃の温度に加熱して保
持なしもしくは５分以内の保持とするのが一般的であ
る。ここでバッチ焼鈍の場合、加熱保持温度が２５０℃
未満では冷間圧延性が改善されず、４５０℃を越えれば
再結晶粒が粗大化するとともに表面酸化層の厚みが増大
し、また保持時間が０．５時間未満では冷間圧延性が改
善されず、２４時間を越えれば経済性を損なうだけでな
く、表面酸化層の厚みが増大してしまう。一方連続焼鈍
の場合、加熱到達温度が３５０℃未満では冷間圧延性が
改善されず、５８０℃を越えれば共晶融解のおそれがあ
るばかりでなく、再結晶粒が粗大化するとともに表面酸
化層の厚みが増大し、また保持時間が５分を越えれば再
結晶粒が粗大化するとともに表面酸化層の厚みが増大し
てしまう。

【００２８】また、前述の説明では鋳造方法として半連
続鋳造法（ＤＣ鋳造法）を用いた場合について説明した
が、場合によっては一対の冷却ロール間に溶湯を供給し
て薄板を直接鋳造する連続鋳造圧延法（薄板連続鋳造
法）を適用しても良い。またこのように連続鋳造圧延法
を適用した場合には、鋳造時の冷却速度が速いため、均
質化処理を行なわなくても再結晶粒の安定化は達成する
ことができるから、均質化処理は省くことが可能であ
り、また直接薄板が鋳造されるところから、熱間圧延も
省くことが可能である。

【００２９】以上のようにして、最終の中間焼鈍を急速
加熱による適切な条件で行ない、その後の最終冷間圧延
を２０％以上の圧延率で行なってからさらに適切な溶体
化処理を行なうことによってランクフォード値の異方度
Δｒが０．２以下で面内異方性が少なく、成形性が著し
く優れた圧延板を得ることができるのである。

【００３０】

【実施例】表１の合金番号No．１〜No．５に示す各合金
を常法に従ってＤＣ鋳造し、得られた鋳塊に対して５０
０℃×１０時間の均質化処理を施した後、常法に従って
板厚５mmとなるまで熱間圧延した。次いで冷間圧延（一
次冷間圧延）を行ない、表２中に示す板厚（中間焼鈍時
の板厚）まで圧延した段階で、同じく表２中に示す種々
の条件で中間焼鈍を行ない、さらに表２中に示す冷延率
（最終冷延率）で最終冷間圧延（２次冷間圧延）を行な
ってから溶体化処理を行なった。なお溶体化処理は塩浴
中で行ない、その後水焼入れ（冷却速度約８００℃／
秒）した。

【００３１】得られた各圧延板について、機械的性質と
して降伏強さ（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、および伸び
（ＥＬ）を調べるとともに、ｒ値の異方度Δｒを求め、
さらに成形性として張り出し試験値、限界絞り比（ＬＤ
Ｒ）、曲げ試験値、耳率を調べ、またＸ線回折により
（２００）方位の逆極点積分強度比を調べた。その結果
を表３に示す。なおここで機械的性質および成形性は、
いずれも溶体化処理後、２週間室温時効させた後に測定
した。また機械的性質はいずれも圧延方向に０°の試験
片、４５°の試験片、９０°の試験片について測定し
て、その平均値を表３中に示した。さらに成形性のう
ち、張り出し試験は、１００mm径の球頭ポンチを用い、
塩ビフィルムを貼った状態で実施した。耳率は、６２mm
径のブランク材を３２mm径のポンチで絞った場合の耳率
を測定した。さらにＬＤＲは、５０mm径のポンチを使用
し、ジョンソンワックスで潤滑して絞り加工を行なって
測定した。さらに曲げ試験値は、１８０°曲げ最小半径
を調べた。逆極点積分強度比は、集合組織を持たない純
アルミ粉末（ランダムサンプル）を標準サンプルとして
用い、試料との（２００）積分強度比を調べた。

【００３２】

【表１】

【００３３】

【表２】

【００３４】

【表３】

【００３５】表３から明らかなように、この発明の方法
により得られた圧延板（製造番号No．１，No．７，No．
９，No．１１）は、いずれも強度および成形性が優れ、
特に異方度Δｒが０．２よりも格段に小さい値となっ
て、面内異方性が極めて少ない。一方比較法による製造
番号No．２，No．４は、中間焼鈍の加熱速度が遅かった
もの、同じく比較法による製造番号No．３，No．８，N
o．１０は中間焼鈍の加熱温度が低かったもの、同じく
比較法による製造番号No．５，No．１２は中間焼鈍を行
なわなかったもの、同じく比較法によるNo．６は最終の
冷間圧延率が２０％に満たなかったものであるが、これ
らの比較法の場合はいずれもΔｒが０．２以上となり、
面内異方性が大きいことが判る。

【００３６】

【発明の効果】この発明の方法によれば、強度および成
形性に優れ、特に面内異方性が極めて少ない成形加工用
アルミニウム合金圧延板を得ることができ、そのため大
きな成形加工度が要求される成形部品や複雑形状を有す
る成形部品などに使用される素材の製造に最適であり、
自動車ボディシートなどの陸運車両の部品や電気機器用
部品等の素材の製造に利用することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】この発明の製造方法で得られた圧延板に対して
さらに矯正加工を行なった後に歪回復処理を施す場合の
加熱温度と加熱速度、冷却速度の最適範囲を示す説明図
である。

【図２】同じく歪回復処理を施す場合の加熱温度と保持
時間との関係を示す説明図である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｍｇ０．１〜１．５％（wt％、以下同
じ）、Ｓｉ０．３〜２．５％を含有し、さらに必要に応
じてＭｎ０．０５〜０．６％、Ｃｒ０．０５〜０．３
％、Ｚｒ０．０５〜０．３％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、４５０〜５７０℃の範囲内の温度で均質
化処理した後、熱間圧延を行ない、さらに中途に１回も
しくは２回以上の中間焼鈍を挟んで冷間圧延を行ない、
かつ冷間圧延の中途の中間焼鈍のうち、最終の中間焼鈍
を、１００℃／分以上の加熱速度で３５０〜５８０℃の
範囲内の温度に加熱して保持なしもしくは５分以下の保
持を行なう条件で施し、しかもその最終の中間焼鈍の後
の最終板厚までの冷間圧延を２０％以上の圧延率で行な
い、さらにその最終冷間圧延の後、３５０〜５８０℃の
範囲内の温度で１２０分以内加熱する溶体化処理を行な
い、引続き１００℃／分以上の冷却速度で急速冷却し
て、ランクフォード値の異方度Δｒが０．２未満の圧延
板を得ることを特徴とする、成形加工用アルミニウム合
金圧延板の製造方法。
【請求項２】Ｍｇ０．１〜１．５％、Ｓｉ０．３〜
２．５％を含有し、かつＣｕ０．１〜１．５％、Ｚｎ
０．１〜２．０％のうちの１種または２種を含有し、さ
らに必要に応じてＭｎ０．０５〜０．６％、Ｃｒ０．０
５〜０．３％、Ｚｒ０．０５〜０．３％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、４５０〜５７０℃の範囲内の
温度で均質化処理した後、熱間圧延を行ない、さらに中
途に１回もしくは２回以上の中間焼鈍を挟んで冷間圧延
を行ない、かつ冷間圧延の中途の中間焼鈍のうち、最終
の中間焼鈍を、１００℃／分以上の加熱速度で３５０〜
５８０℃の範囲内の温度に加熱して保持なしもしくは５
分以下の保持を行なう条件で施し、しかもその最終の中
間焼鈍の後の最終板厚までの冷間圧延を２０％以上の圧
延率で行ない、さらにその最終冷間圧延の後、３５０〜
５８０℃の範囲内の温度で１２０分以内加熱する溶体化
処理を行ない、引続き１００℃／分以上の冷却速度で急
速冷却して、ランクフォード値の異方度Δｒが０．２未
満の圧延板を得ることを特徴とする、成形加工用アルミ
ニウム合金圧延板の製造方法。