JP2000119782A - Aluminum alloy sheet and its manufacture - Google Patents
Aluminum alloy sheet and its manufactureInfo
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Abstract
Description
【０００１】[0001]
【発明の属する技術分野】本発明は、建築用内外装パネ
ル、熱交換フィン、平版印刷版支持体、飲料缶、自動車
パネル、航空機、鉄道車両など輸送機器、電気部品、光
学機器、日用品、厨房用品等の素材として用いられる表
面処理用アルミニウム合金板に関するものであり、より
詳細には陽極酸化処理等の表面処理が施されて使用され
る表面性状の改善されたアルミニウム（以下「Ａｌ」と
記すことがある）合金板に関するものである。The present invention relates to interior and exterior panels for construction, heat exchange fins, lithographic printing plate supports, beverage cans, automobile panels, aircraft, railway vehicles, and other transport equipment, electrical components, optical equipment, daily necessities, kitchens. The present invention relates to an aluminum alloy sheet for surface treatment used as a material of articles and the like, and more specifically, aluminum having an improved surface property (hereinafter referred to as "Al") used after being subjected to a surface treatment such as anodizing treatment. It may be related to an alloy plate.
【０００２】[0002]
【従来の技術】表面処理用として使用される工業純度の
純アルミニウム系合金板（Ａｌ純度が９９．０％以上）
は、その特性として、表面にグレインストリーク等の欠
陥が生じない程度に表面品質が優れていること及び加工
後の表面においてリビングマークや肌荒れが発生しない
こと等が要求される。ここでグレインストリークとは、
製品にアルマイト処理を施したときに表面に生じる筋状
欠陥をいい、リビングマークとは製品に絞り加工を施し
たときに圧延方向に沿って生じるしま状の凹凸をいう。2. Description of the Related Art Pure aluminum alloy plates of industrial purity used for surface treatment (Al purity of 99.0% or more)
Are required to have excellent surface quality to the extent that defects such as grain streaks do not occur on the surface, and to prevent the occurrence of living marks and rough surfaces on the processed surface. Here, the grain streak is
A streak defect generated on the surface when anodized is applied to a product, and a living mark is a striped irregularity generated along a rolling direction when a drawn product is applied.
【０００３】そこで、例えば特開昭６４−３１９５４号
公報では、熱間圧延時に不均一に生じた粗大な再結晶粒
がリビングマーク発生原因であるとして、アルミニウム
合金鋳塊を均熱処理後、熱間粗圧延を行うに当たり、圧
延途中に全圧下量が５０％を超えた後での圧延パスと次
のパスとの間で、被圧延板の温度を３００〜４５０℃で
１分間以上保持する技術が提案されている。また特開平
３−２０４１０４号公報や特開平５−９６７５号公報、
特開平５−９６７４号公報、特開平４−２３７４５号公
報には、焼鈍を行うだけでは熱間圧延で生じる繊維状組
織が集合組織として残存し、これがグレインストリーク
及びリビングマークの発生の原因となるから、熱間圧延
のパスとパスとの間で再結晶を起こさせ、繊維状組織を
消滅させることが有効としている。具体的には、熱間圧
延の各パスの圧下量を上げ、圧延温度を上げることによ
って、グレインストリーク及びリビングマークの発生を
防止する技術が開示されている。Therefore, for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. Sho 64-31954 considers that coarse recrystallized grains which are generated non-uniformly during hot rolling are a cause of living marks, and after soaking an aluminum alloy ingot, In performing rough rolling, there is a technique of maintaining the temperature of a plate to be rolled at 300 to 450 ° C. for 1 minute or more between a rolling pass after the total rolling amount exceeds 50% during rolling and the next pass. Proposed. Also, JP-A-3-204104 and JP-A-5-9675,
In Japanese Patent Application Laid-Open Nos. Hei 5-9667 and Hei 4-23745, a fibrous structure generated by hot rolling remains as a texture only by annealing, and this causes the generation of grain streaks and living marks. Therefore, it is effective to cause recrystallization between hot rolling passes and to eliminate the fibrous structure. Specifically, there is disclosed a technique for preventing the generation of grain streaks and living marks by increasing the rolling reduction in each pass of hot rolling and increasing the rolling temperature.
【０００４】[0004]
【発明が解決しようとする課題】アルミニウム合金板の
表面性状については、要求される特性が益々厳しくなる
傾向にあるが、これまで提案されている技術では、こう
した要求に十分に対応できるアルミニウム合金板を得る
ことができず、表面性状を更に改善する技術の確立が望
まれているのが実情である。With respect to the surface properties of aluminum alloy sheets, the required properties tend to be increasingly severe. However, the techniques proposed so far can sufficiently cope with such requirements. In fact, it has not been possible to obtain, and the fact is that establishment of a technique for further improving the surface properties is desired.
【０００５】本発明は上記の様な事情に着目してなされ
たものであって、その目的は、グレインストリーク、リ
ビングマークが発生しない、表面性状に優れたアルミニ
ウム合金板及びその製造方法を提供することにある。The present invention has been made in view of the above circumstances, and an object of the present invention is to provide an aluminum alloy plate having excellent surface properties and free from grain streaks and living marks, and a method of manufacturing the same. It is in.
【０００６】[0006]
【課題を解決するための手段】本発明によれば、アルミ
ニウム合金表面の結晶の偏光顕微鏡観察像において、明
暗コントラストを３段階に等分したとき、各段階のコン
トラストを有する結晶の面積分率が、それぞれ２０〜５
０％の範囲にあることを特徴とするアルミニウム合金板
が提供される。ここで該結晶の粒径は、１００ミクロン
以下であることが望ましい。According to the present invention, in a polarization microscope observation image of a crystal on the surface of an aluminum alloy, when the contrast of light and dark is equally divided into three steps, the area fraction of the crystal having the contrast of each step is reduced. , 20 to 5 respectively
An aluminum alloy plate is provided which is in the range of 0%. Here, the grain size of the crystals is desirably 100 microns or less.
【０００７】また本発明によれば、アルミニウム合金鋳
塊を均質化処理した後、少なくとも熱間粗圧延及び熱間
仕上圧延するアルミニウム合金板材の製造方法におい
て、熱間粗圧延は、開始温度が４００〜６１０℃の範
囲、終了温度が３００〜４７０℃の範囲、圧延速度が圧
延開始当初から５０ｍ／ｍｉｎ以上、圧延ロール温度が
１５０℃以下、及び圧下量が３０ｍｍ以上又は１パス圧
下率が３０％以上の条件で行われ、且つ熱間仕上圧延
は、最終圧延速度が５０ｍ／ｍｉｎ以上、圧延ロール温
度が１５０℃以下及び総圧下率が６５％以上で行われる
ことを特徴とするアルミニウム合金板の製造方法が提供
される。According to the present invention, in a method for producing an aluminum alloy sheet material in which at least hot rough rolling and hot finish rolling are performed after homogenizing an aluminum alloy ingot, the hot rough rolling has a starting temperature of 400. 610 ° C., end temperature 300-470 ° C., rolling speed 50 m / min or more from the start of rolling, rolling roll temperature 150 ° C. or less, reduction amount 30 mm or more, or 1-pass reduction ratio 30%. The hot finish rolling is performed under the above conditions, and the final rolling speed is 50 m / min or more, the rolling roll temperature is 150 ° C. or less, and the total draft is 65% or more. A manufacturing method is provided.
【０００８】[0008]
【発明の実施の形態】本発明者等は、アルミニウム合金
の表面性状をさらに向上させるため、鋭意研究を重ね、
種々の合金において、集合組織の観点で、エッチングむ
らの有無を調査し、その発生メカニズムを調査研究し
た。その結果、アルミニウム合金の表面性状の悪化及び
特性ばらつきを生じさせているのは、アルミニウム合金
表面の集合組織及び結晶方位のバランス（存在割合）に
あることを見出し、本発明を為すに至った。BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION The present inventors have conducted intensive studies in order to further improve the surface properties of an aluminum alloy.
In various alloys, the presence or absence of etching unevenness was investigated from the viewpoint of texture, and the generation mechanism was investigated. As a result, it has been found that the cause of the deterioration of the surface properties and the variation in properties of the aluminum alloy is due to the balance (existence ratio) of the texture and the crystal orientation on the surface of the aluminum alloy, and the present invention has been accomplished.
【０００９】まず、アルミニウム合金が有する結晶面お
よび集合組織について説明すると、通常のアルミニウム
合金の場合、Ｃｕｂｅ方位、Ｇｏｓｓ方位、Ｂｒａｓｓ
方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位、Ｓ方位と呼ばれる集合組織が
主に形成され、それらに応じた結晶面が発生する。ただ
し、これらの方位は主として挙げたもので、合金元素の
添加により変化する。これら結晶の方位バランス（存在
割合）によって、研削加工性が異なり、また化学、電気
化学的エッチング速度が異なり、表面の凹凸が変化す
る。このため、結晶方位のバランスによっては、表面性
状を悪化させるのみならず、特性ばらつきの原因ともな
るという新たな知見を得、アルミニウム合金表面の結晶
方位の存在割合についてさらに種々検討した結果、各方
位を有する結晶を均一分散させることにより、優れた表
面性状が得られ、しかも特性ばらつきを少なくすること
ができたのである。本発明では、かかる結晶方位の存在
割合を示す指標として、アルミニウム合金表面の結晶を
偏光顕微鏡によって観察し、その観察像における明暗コ
ントラストを用いることとした。本発明の大きな特徴
は、当該コントラストを３段階に等分したときの各段階
のコントラストを有する結晶の面積分率を、それぞれ２
０〜５０％の範囲、好ましくは２５〜４５％の範囲とす
る点にある。一段階のコントラストを有する結晶の面積
分率が２０％未満または５０％を超えると、表面のエッ
チング均一性が劣るだけでなく、成形による面内異方性
も阻害されるので好ましくない。最も好ましい面積分率
は、各段階のコントラストを有する結晶の面積分率が均
等であること、すなわちそれぞれ３３％近傍の場合であ
る。First, the crystal plane and texture of an aluminum alloy will be described. In the case of a normal aluminum alloy, the Cube orientation, Goss orientation, Brass orientation,
A texture called an orientation, a Copper orientation, or an S orientation is mainly formed, and a crystal plane corresponding to the texture is generated. However, these orientations are mainly listed, and change with the addition of alloying elements. Depending on the orientation balance (existence ratio) of these crystals, the grindability differs, the chemical and electrochemical etching rates differ, and the surface irregularities change. For this reason, a new finding that not only deteriorates the surface properties but also causes a variation in characteristics depending on the balance of crystal orientations was obtained, and as a result of further various studies on the existence ratio of the crystal orientations on the aluminum alloy surface, each orientation was found. By uniformly dispersing the crystals having the above, excellent surface properties can be obtained, and furthermore, characteristic variations can be reduced. In the present invention, a crystal on the surface of the aluminum alloy is observed with a polarizing microscope and the contrast of the observed image is used as an index indicating the existence ratio of the crystal orientation. A major feature of the present invention is that when the contrast is equally divided into three stages, the area fraction of crystals having each stage of contrast is 2%.
It is in the range of 0 to 50%, preferably 25 to 45%. If the area fraction of the crystal having one level of contrast is less than 20% or more than 50%, not only is the etching uniformity of the surface inferior, but also the in-plane anisotropy due to molding is unfavorably inhibited. The most preferable area fraction is when the area fractions of the crystals having the respective levels of contrast are equal, that is, each is around 33%.
【００１０】ここで、明暗コントラストの面積分率とは
下記測定法で測定した値をいう。すなわち、アルミニウ
ム板をエメリー紙で約０．０５〜０．１ｍｍまで研磨し
た後、３ミクロンと１ミクロン粗さのダイヤモンドペー
ストを用いて研磨する。更に、仕上げ研磨として０．０
５ミクロン粗さのバフ研磨を行う。ここでバフの研磨液
はＯＰＵ（ストルアス社製）を用いる。次に電解研磨液
として、水４００ｍｌに対しテトラフルオロほう酸１４
ｍｌを混合した液を用い、電圧２０〜３０Ｖで１〜２分
間（Ａｌ１０００系の場合は６０〜９０秒、５０００系
及び６０００系の場合は９０〜１２０秒）電解エッチン
グを行い測定用Ａｌ板とする。この測定用Ａｌ板を、観
察倍率を１００倍として最も明暗がはっきりするように
偏光レンズを調整しで偏光顕微鏡で観察を行う。かかる
偏光顕微鏡観察において、最も明るい部分と最も暗い部
分の輝度を特定し、この輝度の差を３等分して、３段階
の明暗コントラストを設定し、画像解析装置により各段
階の明暗コントラストの面積分率を求める。観察視野は
１００枚とし、その平均値を各段階の明暗コントラスト
面積分率とする。Here, the area fraction of the light-dark contrast means a value measured by the following measuring method. That is, the aluminum plate is polished to about 0.05 to 0.1 mm with emery paper, and then polished using diamond paste having a roughness of 3 μm and 1 μm. Further, as a final polishing 0.0%
A 5 micron roughness buff is polished. Here, the polishing liquid for the buff uses OPU (manufactured by Struers). Next, as an electropolishing liquid, tetrafluoroboric acid 14
Using a mixed solution of 1 ml and 1 ml for 2 minutes at a voltage of 20 to 30 V (60 to 90 seconds for Al1000 system, 90 to 120 seconds for 5000 and 6000 systems), and an Al plate for measurement. I do. The Al plate for measurement is observed with a polarizing microscope by adjusting the polarizing lens so that the brightest and darkest are clear, with the observation magnification being 100 times. In such a polarizing microscope observation, the luminance of the brightest part and the luminance of the darkest part are specified, the luminance difference is divided into three equal parts, and three levels of light-dark contrast are set. Find the fraction. The observation visual field is set to 100 sheets, and the average value is defined as the light-dark contrast area fraction of each stage.
【００１１】アルミニウム合金の結晶粒径は、圧延直角
方向で１００ミクロン以下であるのが好ましい。より好
ましくは、９０ミクロン以下である。結晶粒径が１００
ミクロンより大きいと、成形加工時の肌荒れの原因とな
るおそれがある。なお当該結晶粒径は、ラインインター
セプト法により測定した値である。The crystal grain size of the aluminum alloy is preferably 100 microns or less in the direction perpendicular to the rolling direction. More preferably, it is 90 microns or less. 100 grain size
If it is larger than micron, there is a possibility that the surface becomes rough at the time of molding. The crystal grain size is a value measured by a line intercept method.
【００１２】本発明で対象とするアルミニウム合金は、
まずＪＩＳ−１１００，１２００等のＡｌ純度が９９．
０％以上の純アルミニウム系合金を基本的成分とし、少
量のＦｅ及びＳｉを含有するものであるが、その他必要
により他の元素を添加してもよい。例えば、工業用純ア
ルミニウムＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系合金では、主成分の添加
量は、Ｆｅ：０．８重量％以下、Ｓｉ：０．５重量％以
下である。Ｆｅは製品の焼鈍時に生じる再結晶粒を微細
化するのに有効に作用し、成形性の向上と肌荒れの防止
に効果的である。しかしながら、添加量が０．８重量％
を超えるとその効果が発揮されなくなる。なおＦｅ添加
量の好ましい下限は０．００３％であり、好ましい上限
は０．７重量％である。他方Ｓｉは、製品強度を向上さ
せる他、ＬＤＲ（限界絞り値）等の成形性を向上させる
のに有効である。しかしながら、添加量が０．５重量％
を超えると、成形性の向上が望めないばかりか、Ａｌ−
Ｆｅ−Ｓｉ系合金の金属間化合物を生じ、加えてアルマ
イト色調むらが生じやすくなる。なおＳｉ添加量の好ま
しい下限は０．００３重量％であり、好ましい上限は
０．４重量％である。また鋳造組織の微細化及び圧延板
の再結晶粒微細化のためには、Ｔｉ：０．１重量％以下
及びＢ：０．１重量％以下の１種又は２種を含有させる
のがよい。さらに、必要により上記元素以外に、Ｃｕ：
０．５重量％以下、Ｍｎ：０．５重量％以下、Ｍｇ：
０．５重量％以下、Ｃｒ：０．３重量％以下、Ｚｒ：
０．３重量％以下、Ｚｎ：０．５重量％以下の１種又は
２種以上を含有してもよい。また上記以外の添加元素と
して、あるいは不可避的不純物として、他の元素が０．
０５重量％以下で、かつ合計量０．１５重量％以下含有
されていてもよい。The aluminum alloy targeted in the present invention is:
First, the Al purity according to JIS-1100, 1200 or the like is 99.
It contains 0% or more of pure aluminum-based alloy as a basic component and contains small amounts of Fe and Si. However, other elements may be added if necessary. For example, in an industrial pure aluminum Al-Fe-Si alloy, the amount of the main component added is 0.8 wt% or less for Fe and 0.5 wt% or less for Si. Fe effectively acts to refine the recrystallized grains generated during annealing of the product, and is effective for improving the formability and preventing the surface roughness. However, the addition amount is 0.8% by weight
When it exceeds, the effect is not exhibited. Note that a preferable lower limit of the amount of Fe added is 0.003%, and a preferable upper limit is 0.7% by weight. On the other hand, Si is effective not only for improving the product strength but also for improving the formability such as LDR (limit drawing value). However, the amount added was 0.5% by weight.
If it exceeds 100, not only improvement in moldability cannot be expected, but also Al-
An intermetallic compound of an Fe—Si alloy is generated, and in addition, an alumite color tone unevenness is easily generated. The preferred lower limit of the amount of Si added is 0.003% by weight, and the preferred upper limit is 0.4% by weight. In order to refine the cast structure and refine the recrystallized grains of the rolled sheet, it is preferable to contain one or two kinds of Ti: 0.1% by weight or less and B: 0.1% by weight or less. Further, if necessary, in addition to the above elements, Cu:
0.5% by weight or less, Mn: 0.5% by weight or less, Mg:
0.5% by weight or less, Cr: 0.3% by weight or less, Zr:
One or two or more of 0.3% by weight or less and Zn: 0.5% by weight or less may be contained. In addition, as an additional element other than the above, or as an unavoidable impurity, other elements are added in an amount of 0.1%.
It may be contained in an amount of not more than 05% by weight and a total amount of not more than 0.15% by weight.
【００１３】またＡｌ−Ｃｕ系合金では、時効析出によ
る硬化作用のあるので、Ｃｕの添加量は、１．５〜７．
０重量％の範囲がよい。Ｃｕは時効析出することにより
硬化や強度の上昇に寄与する。すなわちＡｌ−Ｃｕ系合
金においては、Ａｌ2 Ｃｕ（β相）やその中間相である
ＧＰゾーン、θ' 相の形成といった一連の析出過程によ
って硬化や強度上昇作用を発揮するのである。添加量が
１．５重量％未満では強度不足となることがあり、他方
７．０重量％を超えると粗大析出物が生じアルミニウム
合金板が脆くなることがある。また、その他成分元素と
しては、Ｍｇ：１．８重量％以下、Ｍｎ：１．２重量％
以下、Ｃｒ：０．４重量％以下、Ｚｒ：０．３重量％以
下、Ｚｎ：０．５重量％以下、Ｔｉ：０．３重量％以下
の１種又は２種以上を含有してもよい。上記元素はいず
れも機械的特性（強度、延性、靱性、硬化等）の向上に
寄与する。このうちＭｇは、Ａｌ2 ＣｕＭｇやＡｌ6 Ｃ
ｕＭｇ4 等の化合物として時効析出することにより強度
や硬化の向上に寄与する。特に、Ｃｕ量が少ない範囲で
は、Ｍｇによる硬化作用が支配的になってくるのでより
重要となる。しかしながら、Ｍｇの添加量が１．８重量
％を超えると粗大化合物が形成されアルミニウム合金板
が脆くなることがある。より好ましい上限値は１．７重
量％である。またＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ及びＴｉは、結晶粒
を微細化し、強度、延性、靱性等の向上に寄与する。こ
れらの添加量が上記範囲を超えると粗大化合物が形成さ
れてアルミニウム合金板が脆くなるおそれがある。より
好ましい上限値はＭｎ：１．１重量％，Ｃｒ：０．３重
量％、Ｚｒ：０．２重量％、Ｔｉ：０．２重量％であ
る。更にＺｎは強度の向上に寄与するが、添加量が０．
５重量％を超えると粗大なＡｌ−Ｚｎ系化合物が形成さ
れアルミニウム合金板が脆くなることがある。より好ま
しい上限値は０．４重量％である。In addition, since the Al-Cu alloy has a hardening effect due to aging precipitation, the amount of Cu added is 1.5-7.
A range of 0% by weight is good. Cu contributes to hardening and an increase in strength by aging precipitation. That is, in the Al-Cu-based alloy, the hardening and strength increasing effects are exerted by a series of precipitation processes such as the formation of Al 2 Cu (β phase) and its intermediate phase, the GP zone, and the θ ′ phase. If the amount is less than 1.5% by weight, the strength may be insufficient. On the other hand, if the amount exceeds 7.0% by weight, coarse precipitates may be formed and the aluminum alloy sheet may become brittle. Further, as other component elements, Mg: 1.8% by weight or less, Mn: 1.2% by weight
Hereinafter, one or more of Cr: 0.4% by weight or less, Zr: 0.3% by weight or less, Zn: 0.5% by weight or less, and Ti: 0.3% by weight or less may be contained. . All of the above elements contribute to the improvement of mechanical properties (strength, ductility, toughness, hardening, etc.). Of these, Mg is Al 2 CuMg or Al 6 C
Aging precipitation as a compound such as uMg 4 contributes to improvement in strength and hardening. In particular, in the range where the amount of Cu is small, the hardening action by Mg becomes dominant, which is more important. However, when the added amount of Mg exceeds 1.8% by weight, a coarse compound is formed, and the aluminum alloy plate may become brittle. A more preferred upper limit is 1.7% by weight. Further, Mn, Cr, Zr and Ti refine crystal grains and contribute to improvement in strength, ductility, toughness and the like. If the addition amount exceeds the above range, a coarse compound may be formed and the aluminum alloy sheet may become brittle. More preferred upper limits are Mn: 1.1% by weight, Cr: 0.3% by weight, Zr: 0.2% by weight, and Ti: 0.2% by weight. Further, Zn contributes to the improvement of the strength, but the amount of addition is 0.
If the content exceeds 5% by weight, a coarse Al-Zn-based compound is formed, and the aluminum alloy plate may become brittle. A more preferred upper limit is 0.4% by weight.
【００１４】Ａｌ−Ｍｎ系合金では、固溶強化作用およ
び加工硬化作用の点から、Ｍｎの添加量は０．３〜２．
０重量％の範囲が好ましい。Ｍｎの添加量が０．３重量
％より少ないと、強度不足を招くことがある。好ましい
下限値は０．４重量％であり、より好ましくは０．５重
量％である。一方、２．０重量％を超えて添加すると、
粗大な析出物を形成してアルミニウム合金板が脆くなる
おそれがある。好ましい上限値は１．９重量％であり、
より好ましくは１．８重量％である。その他元素とし
て、Ｍｇ：１．８重量％以下、Ｃｕ：０．６重量％以
下、Ｃｒ：０．４重量％以下、Ｚｒ：０．３重量％以
下、Ｚｎ：０．５重量％以下、Ｔｉ：０．３重量％以下
の１種又は２種以上を含有してもよい。これら元素はい
ずれも機械的特性（強度、延性、靱性、硬化等）の向上
に寄与する。このうちＭｇは、固溶強化して硬化に寄与
する。Ｍｇの添加量が１．８重量％を超えると粗大な化
合物を形成してアルミニウム合金板が脆くなる。より好
ましい上限値は１．７重量％である。またＣｕは、Ａｌ
2 ＣｕやＡｌ2 ＣｕＭｇ等を形成して硬化に寄与する。
しかしながらその添加量が０．６重量％を超えると、粗
大なＡｌ2 ＣｕＭｇを形成してアルミニウム合金板が脆
くなるおそれがある。より好ましくは０．５重量％以下
である。また、Ｃｒ，ＺｒおよびＴｉは、上述した様に
結晶粒を微細化し、強度、延性、靱性等を向上させる。
これらの添加量が上記範囲を超えると粗大な化合物が形
成されてアルミニウム合金板が脆くなる。より好ましい
上限値はＣｒ：０．３重量％、Ｚｒ：０．２重量％、Ｔ
ｉ：０．２重量％である。Ｚｎは強度の向上に寄与する
が、添加量が０．５重量％を超えると粗大なＡｌ−Ｚｎ
系化合物が形成されアルミニウム合金板が脆くなる。よ
り好ましい上限値は０．４重量％である。In the Al-Mn alloy, the amount of Mn added is 0.3 to 2.0 in view of the solid solution strengthening action and the work hardening action.
A range of 0% by weight is preferred. If the amount of Mn is less than 0.3% by weight, the strength may be insufficient. A preferred lower limit is 0.4% by weight, more preferably 0.5% by weight. On the other hand, if more than 2.0% by weight is added,
There is a possibility that the aluminum alloy plate becomes brittle by forming coarse precipitates. A preferred upper limit is 1.9% by weight,
More preferably, it is 1.8% by weight. As other elements, Mg: 1.8 wt% or less, Cu: 0.6 wt% or less, Cr: 0.4 wt% or less, Zr: 0.3 wt% or less, Zn: 0.5 wt% or less, Ti : One or more of 0.3% by weight or less may be contained. All of these elements contribute to the improvement of mechanical properties (strength, ductility, toughness, hardening, etc.). Of these, Mg contributes to hardening by solid solution strengthening. If the amount of Mg exceeds 1.8% by weight, a coarse compound is formed and the aluminum alloy plate becomes brittle. A more preferred upper limit is 1.7% by weight. Cu is Al
Contribute to hardening to form a 2 Cu and Al 2 CuMg and the like.
However, if the addition amount exceeds 0.6% by weight, coarse Al 2 CuMg may be formed, and the aluminum alloy plate may become brittle. It is more preferably at most 0.5% by weight. Further, Cr, Zr and Ti refine crystal grains as described above, and improve strength, ductility, toughness and the like.
If the addition amount exceeds the above range, a coarse compound is formed and the aluminum alloy plate becomes brittle. More preferred upper limits are Cr: 0.3% by weight, Zr: 0.2% by weight, T:
i: 0.2% by weight. Zn contributes to the improvement of the strength, but when the addition amount exceeds 0.5% by weight, coarse Al—Zn
A system compound is formed and the aluminum alloy plate becomes brittle. A more preferred upper limit is 0.4% by weight.
【００１５】Ａｌ−Ｍｇ系合金では、Ｍｇの添加量は２
〜８重量％の範囲が好ましい。Ｍｇは、固溶体硬化作用
および加工硬化作用を有し強度を高める。この様な作用
を有効に発揮させるには２重量％以上の添加が必要であ
り、２重量％未満では強度が不足することがある。好ま
しい下限値は３重量％であり、より好ましい下限値は４
重量％である。一方、８重量％を超えて添加すると延性
が低下し、耳割れや表面割れ等を生じて圧延等の加工処
理が困難となる。好ましい上限値は７重量％であり、よ
り好ましいのは６重量％である。その他の元素として
は、Ｃｕ：０．６重量％以下、Ｍｎ：１．０重量％以
下、Ｃｒ：０．４重量％以下、Ｚｒ：０．３重量％以
下、Ｔｉ：０．３重量％以下、Ｚｎ：０．５重量％以下
の１種又は２種以上を添加してもよい。In an Al-Mg alloy, the amount of Mg added is 2
The preferred range is ８8% by weight. Mg has a solid solution hardening action and a work hardening action and increases the strength. In order to effectively exert such an effect, addition of 2% by weight or more is necessary, and if it is less than 2% by weight, strength may be insufficient. A preferred lower limit is 3% by weight, and a more preferred lower limit is 4% by weight.
% By weight. On the other hand, if it is added in excess of 8% by weight, the ductility is reduced, and ear cracks and surface cracks are generated, making processing such as rolling difficult. A preferred upper limit is 7% by weight, more preferably 6% by weight. As other elements, Cu: 0.6% by weight or less, Mn: 1.0% by weight or less, Cr: 0.4% by weight or less, Zr: 0.3% by weight or less, Ti: 0.3% by weight or less , Zn: 0.5 wt% or less may be added alone or in combination.
【００１６】Ａｌ−Ｍｇ系合金の中でも、Ａｌ−Ｍｇ−
Ｓｉ系合金の場合は、Ｍｇ2 Ｓｉ析出により硬化作用が
奏されるので、Ｍｇ添加量は０．３〜１．５重量％の範
囲、Ｓｉ添加量は０．３〜１．５重量％の範囲が望まし
い。どちらの元素も添加量が０．３重量％未満では強度
不足を招くおそれがある。好ましい下限値はＭｇが０．
４重量％、Ｓｉが０．４重量％であり、より好ましいの
はＭｇが０．５重量％、Ｓｉが０．５重量％である。一
方、どちらの元素も１．５重量％を超えて添加すると粗
大な化合物が形成されてアルミニウム合金板が脆くなる
ので、添加量は１．５重量％以下にすることが必要であ
る。好ましい上限値は１．４重量％であり、より好まし
いのは１．３重量％である。その他の元素として、Ｃ
ｕ：０．６重量％以下、Ｍｎ：１．０重量％以下、Ｃ
ｒ：０．４重量％以下、Ｚｒ：０．３重量％以下、Ｔ
ｉ：０．３重量％以下、Ｚｎ：０．５重量％以下の１種
又は２種以上を添加してもよい。Among the Al-Mg alloys, Al-Mg-
In the case of a Si-based alloy, the hardening action is exhibited by the precipitation of Mg 2 Si, so that the amount of Mg added is in the range of 0.3 to 1.5 wt%, and Range is desirable. If the addition amount of either element is less than 0.3% by weight, the strength may be insufficient. The preferred lower limit is 0.
4% by weight and 0.4% by weight of Si, more preferably 0.5% by weight of Mg and 0.5% by weight of Si. On the other hand, if both elements are added in excess of 1.5% by weight, a coarse compound is formed and the aluminum alloy plate becomes brittle, so the addition amount must be 1.5% by weight or less. A preferred upper limit is 1.4% by weight, and a more preferred value is 1.3% by weight. Other elements include C
u: 0.6% by weight or less, Mn: 1.0% by weight or less, C
r: 0.4% by weight or less, Zr: 0.3% by weight or less, T
One or more of i: 0.3% by weight or less and Zn: 0.5% by weight or less may be added.
【００１７】Ａｌ−Ｍｇ系合金およびＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ
系合金は、更に、Ｃｕ：０．６重量％以下，Ｍｎ：１．
０重量％以下，Ｃｒ：０．４重量％以下，Ｚｒ：０．３
重量％以下，Ｔｉ：０．３重量％以下，Ｚｎ：０．５重
量％以下の元素のうちいずれか１種または２種以上を添
加してもよい。これらは元素は、いずれも機械的特性
（強度、延性、靱性、硬化等）の向上に寄与する。この
うちＣｕはＡｌ2 ＣｕＭｇを形成して硬化に寄与する。
Ｃｕの添加量が０．６重量％を超えると、粗大なＡｌ2
ＣｕＭｇが形成されアルミニウム合金板が脆くなること
がある。より好ましくは０．５重量％以下である。また
Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ及びＴｉは結晶粒を微細化し、強度、
延性、靱性等を向上させる効果を奏する。これら元素の
添加量が上記範囲を超えると粗大な化合物が形成されて
アルミニウム合金板が脆くなる。より好ましい上限値
は、Ｍｎが０．９重量％、Ｃｒが０．３重量％、Ｚｒが
０．２重量％、Ｔｉが０．２重量％である。またＺｎ
は、強度の向上に寄与するが、その添加量が上記範囲を
超えると、粗大なＡｌ−Ｚｎ系化合物が形成されアルミ
ニウム合金板が脆くなる。より好ましい上限値は、Ａｌ
−Ｍｇ系合金の場合０．４重量％であり、Ａｌ−Ｍｇ−
Ｓｉ系合金の場合は０．３重量％である。Al-Mg based alloy and Al-Mg-Si
The system alloy further contains Cu: 0.6% by weight or less, Mn: 1.
0% by weight or less, Cr: 0.4% by weight or less, Zr: 0.3
Any one or more of the following elements may be added: weight% or less, Ti: 0.3 weight% or less, Zn: 0.5 weight% or less. These elements all contribute to the improvement of mechanical properties (strength, ductility, toughness, hardening, etc.). Among them, Cu forms Al 2 CuMg and contributes to hardening.
If the addition amount of Cu exceeds 0.6% by weight, coarse Al 2
CuMg may be formed and the aluminum alloy plate may become brittle. It is more preferably at most 0.5% by weight. Also, Mn, Cr, Zr and Ti refine the crystal grains,
It has the effect of improving ductility, toughness and the like. When the addition amount of these elements exceeds the above range, a coarse compound is formed and the aluminum alloy plate becomes brittle. More preferred upper limits are 0.9% by weight of Mn, 0.3% by weight of Cr, 0.2% by weight of Zr, and 0.2% by weight of Ti. Also, Zn
Contributes to the improvement of the strength, but when the addition amount exceeds the above range, a coarse Al—Zn-based compound is formed and the aluminum alloy plate becomes brittle. A more preferred upper limit is Al
-0.4% by weight in the case of a Mg-based alloy;
In the case of a Si-based alloy, the content is 0.3% by weight.
【００１８】Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金では、Ｚｎの添加
量は０．８〜８．０重量％の範囲、Ｍｇの添加量は１．
０〜４．０重量％の範囲が好ましい。ＺｎとＭｇは、Ｍ
ｇ3Ｚｎ3 Ａｌ2 、ＭｇＺｎ2 およびその準安定相であ
るη' 相等の化合物を形成することにより硬化に寄与す
ると共に、強度向上作用を奏する。即ち、これらの化合
物は、所定の熱処理（後記する）を施すと時効析出し、
その結果、４５０ＭＰａ以上もの引張強度を得ることが
できるのである。この様な作用を有効に発揮させるには
Ｚｎ：０．８重量％以上、Ｍｇ：１．０重量％以上の添
加が必要であり、各下限値未満では強度不足を招くこと
がある。好ましい下限値はＺｎが０．９重量％、Ｍｇが
１．１重量％であり、より好ましくはＺｎが１．０重量
％、Ｍｇが１．２重量％である。一方、Ｚｎ添加量が
８．０重量％、Ｍｇ添加量が４．０重量％を超えると、
粗大なＡｌ−Ｚｎ系化合物が形成されて脆くなり、耐応
力腐食割れ性も低下する。好ましい上限値はＺｎが７．
９重量％、Ｍｇが３．９重量％であり、より好ましいの
はＺｎが７．８重量％、Ｍｇが３．８重量％である。そ
の他の元素として、Ｃｕ：３．０重量％以下、Ｍｎ：
１．０重量％以下、Ｃｒ：０．４重量％以下、Ｚｒ：
０．３重量％以下、Ｔｉ：０．３重量％以下の１種又は
２種以上を添加してもよい。これらの元素はいずれも、
機械的特性（強度、延性、靱性、硬化等）の向上に寄与
する。このうちＣｕはＡｌ2 ＣｕＭｇやＡｌ 2 Ｃｕ等の
化合物を形成して硬化に寄与する。Ｃｕが３．０重量％
以下であればこれらの化合物は固溶しているが、３．０
重量％を超えると、時効硬化熱処理時において高温域で
の過飽和度が高くなり、粗大な化合物が形成されアルミ
ニウム合金板が脆くなる。より好ましいのは２．９重量
％以下である。またＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ及びＴｉは、結晶
粒を微細化し、強度、延性、靱性等を向上させる。より
好ましい上限値はＭｎが０．９重量％，Ｃｒが０．３重
量％、Ｚｒが０．２重量％、Ｔｉが０．２重量％であ
る。In an Al-Zn-Mg alloy, Zn is added.
The amount is in the range of 0.8 to 8.0% by weight, and the amount of Mg added is 1.
A range of 0 to 4.0% by weight is preferred. Zn and Mg are M
gThreeZnThree AlTwo , MgZnTwo And its metastable phase
Contributes to curing by forming compounds such as η 'phase
And an effect of improving strength. That is, these compounds
The product precipitates by aging when given heat treatment (described later) is applied,
As a result, a tensile strength of 450 MPa or more can be obtained.
You can. In order to exert such effects effectively
Zn: 0.8% by weight or more, Mg: 1.0% by weight or more
If the value is less than each lower limit, the strength will be insufficient.
There is. Preferred lower limits are 0.9% by weight of Zn and Mg
1.1% by weight, more preferably 1.0% by weight of Zn
%, And Mg is 1.2% by weight. On the other hand,
8.0 wt%, when the amount of added Mg exceeds 4.0 wt%,
Coarse Al-Zn-based compounds are formed and become brittle,
Corrosion cracking resistance also decreases. A preferable upper limit is that Zn is 7.
9% by weight and 3.9% by weight of Mg, more preferably
Is 7.8% by weight of Zn and 3.8% by weight of Mg. So
As other elements, Cu: 3.0% by weight or less, Mn:
1.0% by weight or less, Cr: 0.4% by weight or less, Zr:
0.3% by weight or less, Ti: 0.3% by weight or less
Two or more kinds may be added. Each of these elements
Contributes to improvement of mechanical properties (strength, ductility, toughness, hardening, etc.)
I do. Cu is AlTwo CuMg or Al Two Such as Cu
Form compounds and contribute to curing. Cu is 3.0% by weight
Below, these compounds are in solid solution, but 3.0.
If it exceeds 10% by weight, it will be
The supersaturation of aluminum increases and coarse compounds are formed.
The alloy plate becomes brittle. More preferred is 2.9 weight
% Or less. Mn, Cr, Zr and Ti are crystalline
Refines grains and improves strength, ductility, toughness, etc. Than
Preferred upper limits are 0.9% by weight of Mn and 0.3% by weight of Cr.
%, Zr 0.2% by weight, Ti 0.2% by weight
You.
【００１９】本願請求項１に係るアルミニウム合金板
は、上記各段階のコントラストを有する結晶分率が規定
範囲にあれば、その製造方法に特に限定はなく、いずれ
の製造方法であってもよいが、後述する本願請求項３に
係る製造方法によるのが生産工程の簡略化等の点で好ま
しい。The aluminum alloy sheet according to the first aspect of the present invention is not particularly limited in its production method as long as the crystal fraction having the above-mentioned contrasts in the respective steps is within the specified range, and any production method may be used. The manufacturing method according to claim 3 of the present invention, which will be described later, is preferable in terms of simplification of the production process and the like.
【００２０】次に本願請求項３に係る製造方法について
説明する。従来は、後工程である冷間圧延・焼鈍工程で
焼鈍を２回行うことにより、グレインストリーク及びリ
ビングマークの発生を抑制する方法が取られていたが、
かかる方法では、表面品質は良くなるものの、処理工程
が増加して製造費の上昇につながり実用上好ましくな
い。そこで本発明者等は、熱間圧延条件について種々検
討を重ねた結果、特定の熱間圧延条件とすることによっ
て従来に比べ簡略された工程で、グレインストリーク及
びリビングマークの発生を効率的に抑制し得るという新
たな知見を得、本願請求項３に係る発明を為したのであ
る。Next, a manufacturing method according to a third aspect of the present invention will be described. Conventionally, a method has been taken in which annealing is performed twice in a subsequent cold rolling / annealing step to suppress the generation of grain streaks and living marks.
In such a method, although the surface quality is improved, the number of processing steps is increased and the production cost is increased, which is not practically preferable. Therefore, the present inventors have conducted various studies on hot rolling conditions, and as a result, the generation of grain streaks and living marks has been efficiently suppressed in a simplified process as compared with the related art by using specific hot rolling conditions. They have obtained a new finding that they can do this and made the invention according to claim 3 of the present application.
【００２１】本願請求項３の製造方法における大きな特
徴の一つは、開始温度が４００〜６１０℃の範囲、終了
温度が３００〜４７０℃の範囲、圧延速度が圧延開始当
初から５０ｍ／ｍｉｎ以上、圧延ロール温度が１５０℃
以下、及び圧下量が３０ｍｍ以上又は１パス圧下率が３
０％以上の条件で熱間粗圧延を行なう点にある。One of the major features of the manufacturing method according to claim 3 of the present invention is that the starting temperature is in the range of 400 to 610 ° C., the ending temperature is in the range of 300 to 470 ° C., the rolling speed is 50 m / min or more from the beginning of rolling, Rolling roll temperature is 150 ° C
Below, and the reduction amount is 30 mm or more, or the one-pass reduction ratio is 3
The point is that hot rough rolling is performed under the condition of 0% or more.
【００２２】まず熱間粗圧延の開始温度は、４００℃〜
６１０℃の範囲である。当該開始温度とすることによ
り、熱間粗圧延の間にＡｌ再結晶を２回以上行うことが
できるのである。最適開始温度はＡｌ合金系によって異
なる。例えばＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の場合は、上限開始温
度は４５０℃である。当該開始温度が４５０℃を超える
と熱間粗圧延前半で同一結晶面の集合体が生成し好まし
くない場合がある。より好ましい上限開始温度は４３０
℃である。開始温度が４００℃未満であると、熱間粗圧
延時に微細な再結晶が生じなくなり、グレインストリー
クの抑制及びピックアップレベルの向上をはかることが
できない。First, the starting temperature of the hot rough rolling is from 400 ° C.
610 ° C. range. By setting the starting temperature, Al recrystallization can be performed twice or more during hot rough rolling. The optimum starting temperature differs depending on the Al alloy system. For example, in the case of an Al-Fe-Si system, the upper limit start temperature is 450 ° C. If the starting temperature exceeds 450 ° C., aggregates having the same crystal plane may be formed in the first half of hot rough rolling, which is not preferable. A more preferred upper limit starting temperature is 430.
° C. When the starting temperature is lower than 400 ° C., fine recrystallization does not occur during hot rough rolling, and it is impossible to suppress grain streaks and improve the pickup level.
【００２３】次に、熱間粗圧延の終了温度は、３００〜
４７０℃の範囲である。但し、合金種によって最適な当
該終了温度は異なる。熱間粗圧延終了後の再結晶粒径を
１００ミクロン以下にするためには、例えば、Ａｌ−Ｆ
ｅ−Ｓｉ系合金では、３００〜３７０℃の範囲とするの
が望ましい。当該終了温度が３００℃未満では、表面部
で微細な再結晶粒が生じない、あるいは部分再結晶組織
となって同一結晶面の集合体が生成してしまうことがあ
る。他方当該終了温度が３７０℃を超えると、結晶粒成
長および粒界移動により同一結晶面が成長することがあ
る。またＡｌ−Ｍｎ系合金では、最適な終了温度は４０
０℃〜４７０℃の範囲である。熱間粗圧延の終了温度
は、最終パスの速度、パス後の水冷調整及びクーラント
量調整により制御すればよい。Next, the end temperature of the hot rough rolling is 300 to
470 ° C. range. However, the optimum termination temperature varies depending on the type of alloy. In order to reduce the recrystallized grain size after completion of hot rough rolling to 100 microns or less, for example, Al-F
In the case of an e-Si alloy, the temperature is desirably in the range of 300 to 370 ° C. If the end temperature is lower than 300 ° C., fine recrystallized grains may not be formed on the surface portion, or a partial recrystallized structure may be formed to form an aggregate having the same crystal plane. On the other hand, if the end temperature exceeds 370 ° C., the same crystal plane may grow due to crystal grain growth and grain boundary movement. In the case of an Al-Mn alloy, the optimal end temperature is 40.
The range is from 0 ° C to 470 ° C. The end temperature of the hot rough rolling may be controlled by the speed of the final pass, the water cooling after the pass, and the coolant amount.
【００２４】また熱間圧延の圧延速度は、圧延開始当初
から５０ｍ／ｍｉｎ以上である。当該圧延速度が５０ｍ
／ｍｉｎ未満の場合、熱間粗圧延時にＡｌ合金表面部に
導入されるひずみ及びひずみ速度が小さくなるため、パ
ス間に生じる再結晶粒が粗大化して、同一結晶方位の集
合体の核を形成してしまうおそれがある。より好ましい
圧延速度は６０ｍ／ｍｉｎ以上である。The rolling speed of hot rolling is 50 m / min or more from the beginning of rolling. The rolling speed is 50m
If it is less than / min, the strain and strain rate introduced into the surface of the Al alloy during hot rough rolling are reduced, so that recrystallized grains generated between passes are coarsened and nuclei of aggregates having the same crystal orientation are formed. There is a risk of doing it. A more preferred rolling speed is 60 m / min or more.
【００２５】さらに熱間粗圧延における圧延ロール温度
は１５０℃以下である。当該圧延ロール温度は、ロール
バイトにおけるＡｌ合金表面部の加工温度に大きく影響
し、当該圧延ロール温度が１５０℃より高いと、熱間粗
圧延時に形成される再結晶組織の結晶方位の分散が達成
されない。より好ましい圧延ロール温度は１４０℃以下
である。Further, the rolling roll temperature in the hot rough rolling is 150 ° C. or less. The rolling roll temperature has a great influence on the processing temperature of the Al alloy surface in the roll bite. When the rolling roll temperature is higher than 150 ° C., the dispersion of the crystal orientation of the recrystallized structure formed at the time of hot rough rolling is achieved. Not done. A more preferable rolling roll temperature is 140 ° C. or lower.
【００２６】また熱間粗圧延における圧下量が３０ｍｍ
以上又は１パス圧下率が３０％以上の熱間粗圧延条件を
満足する必要がある。熱間粗圧延における圧下量が３０
ｍｍ以上及び１パス圧下率が３０％以上のいずれの条件
をも満足しない場合は、アルミニウム合金板の表面部に
大きなひずみが形成されず、又は大きなひずみ速度で加
工することができず、結晶方位を充分に分散させること
ができないことがある。より好ましくい圧下量は４０ｍ
ｍ以上であり、またより好ましい１パス圧下率は３５％
以上である。なお、上記条件は、熱間粗圧延の開始から
終了まで、どちらかの条件を継続して満足していること
が必要である。ここで、１パス圧下率とは、１回の圧延
パス前後の板厚をそれぞれｔn 、ｔn+1 とした場合に、
下記式により算出した値をいう。 １パス圧下率（％）＝（ｔn −ｔn+1 ）／ｔn ×１００The rolling reduction in the hot rough rolling is 30 mm.
It is necessary to satisfy the above conditions or the hot rough rolling conditions in which the one-pass rolling reduction is 30% or more. The rolling reduction in hot rough rolling is 30
mm or more and the one-pass rolling reduction is not more than 30%, a large strain is not formed on the surface of the aluminum alloy sheet, or it cannot be processed at a high strain rate, and the crystal orientation May not be sufficiently dispersed. More preferable rolling amount is 40m
m or more, and a more preferable one-pass rolling reduction is 35%.
That is all. It is necessary that either of the above conditions be continuously satisfied from the start to the end of hot rough rolling. Here, the one-pass reduction rate, one rolling pass the thickness before and after t n, respectively, when the t n + 1,
It means the value calculated by the following equation. 1 pass rolling reduction (%) = (t n -t n + 1) / t n × 100
【００２７】本願請求項３の製造方法におけるもう一つ
の大きな特徴は、最終圧延速度が５０ｍ／ｍｉｎ以上、
圧延ロール温度が１５０℃以下及び総圧下率が６５％以
上の条件で熱間仕上圧延を行なう点にある。このような
条件で熱間仕上圧延を行うことにより、グレインストリ
ークとリビングマークの発生を一層抑制することがで
き、またピックアップレベルの向上及び製品特性のコイ
ル内ばらつきの抑制といった副次的効果も得ることがで
きる。Another major feature of the production method of claim 3 of the present application is that the final rolling speed is 50 m / min or more,
The point is that hot finish rolling is performed under the condition that the rolling roll temperature is 150 ° C. or less and the total draft is 65% or more. By performing hot finish rolling under such conditions, it is possible to further suppress the generation of grain streaks and living marks, and to obtain secondary effects such as improvement in pickup level and suppression of variation in product characteristics in a coil. be able to.
【００２８】まず、熱間仕上圧延における最終圧延速度
は、５０ｍ／ｍｉｎ以上である。当該速度が５０ｍ／ｍ
ｉｎ未満の場合、ひずみ蓄積量が充分ではなく、また板
厚方向でひずみ導入が不均一となりＡｌ合金板の特性に
ばらつきが生じるという問題がある。より好ましい最終
圧延速度は６０ｍ／ｍｉｎ以上である。First, the final rolling speed in hot finish rolling is 50 m / min or more. The speed is 50m / m
If it is less than "in", there is a problem that the amount of accumulated strain is not sufficient, and the introduction of strain is non-uniform in the plate thickness direction, causing variations in the characteristics of the Al alloy plate. A more preferred final rolling speed is 60 m / min or more.
【００２９】次に、熱間仕上圧延における圧延ロール温
度は１５０℃以下である。当該温度が１５０℃より高い
と、熱間仕上圧延時のロールバイト内でのＡｌ合金表面
部の温度が高くなって、ひずみ蓄積量が十分ではなくな
り、Ａｌ合金に同一結晶方位群が形成される。より好ま
しい圧延ロール温度は１４０℃以下である。なお、熱間
仕上圧延は、通常は複数のタンデム圧延機（１タンデム
〜４タンデム以上）で行われるが、ここで言う圧延ロー
ル温度とは、全ての圧延ロールにおける温度いう。Next, the rolling roll temperature in the hot finish rolling is 150 ° C. or less. When the temperature is higher than 150 ° C., the temperature of the surface of the Al alloy in the roll bite during hot finish rolling increases, the amount of strain accumulation becomes insufficient, and the same crystal orientation group is formed in the Al alloy. . A more preferable rolling roll temperature is 140 ° C. or lower. The hot finish rolling is usually performed by a plurality of tandem rolling mills (1 tandem to 4 tandems or more), but the rolling roll temperature referred to here is the temperature of all the rolling rolls.
【００３０】また熱間仕上圧延における総圧下率は６５
％以上である。当該総圧下率が６５％未満の場合、ひず
み蓄積量が充分ではなく、また板厚方向でひずみ導入が
不均一となりＡｌ合金板の特性にばらつきが生じる。好
ましい総圧下率は７０％以上である。The total reduction in hot finish rolling is 65.
% Or more. If the total draft is less than 65%, the amount of accumulated strain is not sufficient, and the introduction of strain is not uniform in the thickness direction, resulting in variations in the properties of the Al alloy sheet. The preferred total reduction is 70% or more.
【００３１】上記熱間粗圧延条件および熱間仕上圧延条
件は、すべてを満足されて初めて本発明の効果を奏する
ものであり、いずれか一つの条件でも満足しない場合は
本発明の効果は得ることができない。The above-described hot rough rolling conditions and hot finish rolling conditions are sufficient to achieve the effects of the present invention only when all of them are satisfied. If any one of the conditions is not satisfied, the effects of the present invention are obtained. Can not.
【００３２】熱間粗圧延開始から終了までの間、及び熱
間仕上圧延に移行する間に行われるＡｌ合金の再結晶を
精度よく制御するには、熱間粗圧延と熱間仕上圧延はそ
れぞれ異なった圧延機で行うのがよい。In order to accurately control the recrystallization of the Al alloy performed from the start to the end of the hot rough rolling and during the transition to the hot finish rolling, the hot rough rolling and the hot finish rolling are respectively carried out. It is better to use different rolling mills.
【００３３】熱間仕上圧延の終了板厚は、製品板厚によ
り定まり、例えば製品板厚が０．１〜６ｍｍであれば、
当該終了板厚は１．５〜１２ｍｍ程度である。The end thickness of the hot finish rolling is determined by the product thickness. For example, if the product thickness is 0.1 to 6 mm,
The end plate thickness is about 1.5 to 12 mm.
【００３４】本発明の製造方法に用いるＡｌ合金鋳塊は
いずれの鋳造法によってもよいが、ＤＣ鋳造法によるも
のが好ましい。Ａｌ合金鋳塊に均質化処理を施す場合、
均質化処理は、面削後で熱間圧延前に加熱を兼ねて行っ
てもよいし、均質化処理として熱間圧延の加熱前に別途
行ってもよい。なお予め均質化処理を行い、その後面削
して再加熱して熱間圧延を行うと、圧延前の鋳塊表面の
酸化皮膜が少なくなり表面品質の向上に効果的である。The Al alloy ingot used in the production method of the present invention may be formed by any casting method, but is preferably formed by a DC casting method. When performing homogenization treatment on Al alloy ingot,
The homogenization treatment may be performed also after heating and before the hot rolling, or may be separately performed as the homogenization treatment before the heating in the hot rolling. Note that if a homogenization treatment is performed in advance, and then the surface is ground and reheated to perform hot rolling, the oxide film on the surface of the ingot before rolling is reduced, which is effective in improving the surface quality.
【００３５】本発明の製造方法では、Ａｌ合金の結晶方
位の存在割合を熱間粗圧延条件によって主に制御してい
るため、熱間圧延後の後工程に特に制限はなく、熱間仕
上圧延までの処理で製品としてもよいし、Ａｌ合金の各
用途に要求される板厚や強度の観点から、焼純と冷間圧
延、あるいは冷間圧延のみをさらに行い製品としてもよ
い。In the production method of the present invention, since the existence ratio of the crystal orientation of the Al alloy is mainly controlled by the hot rough rolling conditions, the post-process after the hot rolling is not particularly limited. A product may be obtained by the above process, or from the viewpoint of the thickness and strength required for each use of the Al alloy, the product may be obtained by further performing only ingoting and cold rolling or only cold rolling.
【００３６】焼鈍を行う場合、その条件については、完
全に再結晶を生じる条件であれば特に限定はない。但
し、過度の焼純は結晶粒成長及び粒界移動による同一結
晶面の成長が起こり、結晶方位の存在割合に偏りが生じ
るので望ましくない。通常、徐加熱焼鈍となるバッチ式
焼鈍の場合、３００〜４５０℃で０．５〜６時間の範囲
が好ましく、連続式焼鈍の場合は４３０〜５８０℃で
０．５〜６０秒の範囲が好ましい。なお、生産費の観点
等からはバッチ焼鈍が好ましい。When annealing is performed, there is no particular limitation on the conditions as long as the conditions cause complete recrystallization. However, excessive refining is not preferable because the same crystal plane grows due to crystal grain growth and grain boundary movement, and the existence ratio of the crystal orientation is biased. Usually, in the case of batch annealing which becomes slow heating annealing, the range of 0.5 to 6 hours is preferable at 300 to 450 ° C, and in the case of continuous annealing, the range of 0.5 to 60 seconds at 430 to 580 ° C is preferable. . Note that batch annealing is preferable from the viewpoint of production cost and the like.
【００３７】尚、本発明の製造方法によって製造された
アルミニウム合金板は、焼鈍後の再結晶組織において
も、圧延後の加工組織と同様に結晶方位の存在割合に偏
りはなく、結晶方位の均一な存在割合を有する。In the aluminum alloy sheet manufactured by the manufacturing method of the present invention, even in the recrystallized structure after annealing, as in the processed structure after rolling, there is no difference in the existence ratio of the crystal orientation, and the uniformity of the crystal orientation is obtained. Abundant ratio.
【００３８】[0038]
【実施例】以下に実施例にもとづき本発明を詳細に説明
する。DESCRIPTION OF THE PREFERRED EMBODIMENTS The present invention will be described below in detail based on embodiments.
【００３９】実施例１〜５，比較例１〜１１ 表１に示す合金組成Ａのアルミニウム合金をＤＣ鋳造法
により、厚さ５００ｍｍ、幅１，５００ｍｍの鋳塊とし
た。Examples 1 to 5 and Comparative Examples 1 to 11 An aluminum alloy having an alloy composition A shown in Table 1 was formed into an ingot having a thickness of 500 mm and a width of 1,500 mm by a DC casting method.
【００４０】次に上記合金に対して、均質化処理（６１
０℃×４ｈ）をした後、面削を施し、その後熱間圧延に
供するため加熱又は炉冷した後、表２に示す熱間圧延条
件で熱間圧延を行いアルミニウム合金板を製造し、下記
項目について評価を行った。結果を表３、表４に示す。Next, the above alloy was homogenized (61).
0 ° C. × 4 h), and then subjected to facing, then heated or furnace-cooled to be subjected to hot rolling, and then subjected to hot rolling under hot rolling conditions shown in Table 2 to produce an aluminum alloy plate. The items were evaluated. The results are shown in Tables 3 and 4.
【００４１】（グレインストリーク）王水によるエッチ
ング後、目視により評価した。 ◎：良好、○：可、△：悪い、×：非常に悪(Grain Streak) After etching with aqua regia, evaluation was made visually. ◎: good, ○: acceptable, △: bad, ×: very bad
【００４２】（リビングマーク及び肌荒れ）ブランク径
６１ｍｍ、ポンチ径３３ｍｍでカップを絞った後、リビ
ングマーク、肌荒れについて目視により評価した。 ◎：発生なし、○：軽度に発生、△：発生、×：強く発
生(Living mark and rough skin) After squeezing the cup with a blank diameter of 61 mm and a punch diameter of 33 mm, the living mark and rough skin were visually evaluated. ◎: no occurrence, ○: slight occurrence, Δ: occurrence, ×: strong occurrence
【００４３】（エッチングむら）１０％ＮａＯＨ水溶液
により６０℃で３分間アルカリエッチングを行い、水洗
後硝酸でデスマット後、目視と粗さ計により評価した。 ◎：良好、○：可、△：悪い、×：非常に悪い(Etching Unevenness) Alkaline etching was performed for 3 minutes at 60 ° C. with a 10% aqueous NaOH solution, washed with water, desmutted with nitric acid, and evaluated visually and with a roughness meter. ◎: good, ○: acceptable, △: bad, ×: very bad
【００４４】ここで、結晶方位毎に生じた差のことを指
すため、数百ミクロン領域でエッチングピット分布の均
一・不均一性を評価した。Here, in order to indicate a difference generated for each crystal orientation, uniformity / non-uniformity of the distribution of etching pits was evaluated in a region of several hundred microns.
【００４５】（特性ばらつき評価（強度、ＬＤＨ、耳
率）） １．強度：引張試験片としてＪＩＳ５号に準拠したもの
を使用し、引張速度は０．２％耐力まで５ｍｍ／ｍｉ
ｎ、その後は２０ｍｍ／ｍｉｎとして引張試験を行い、
０．２％耐力のときの引張力を強度特性として測定し
た。(Evaluation of Characteristic Variation (Strength, LDH, Ear Ratio)) Strength: A tensile test piece conforming to JIS No. 5 is used, and the tensile speed is 5 mm / mi up to 0.2% proof stress.
n, and then perform a tensile test at 20 mm / min,
Tensile force at 0.2% proof stress was measured as strength characteristics.
【００４６】２．ＬＤＨ（限界絞り値）：しわ押さえ圧
２００ｋＮで固定された長さ１８０ｍｍ、幅１１０ｍｍ
の試験片に、直径１０１．６ｍｍの球頭張出パンチをパ
ンチ速度４ｍｍ／ｓｅｃで垂直に押しあて成形し、試験
片がひび割れたときの成形深さを測定した。なお潤滑は
鋼板用潤滑油（「Ｒ−３０３Ｐ」スギムラ化学工業社
製、粘度４ｃｓｔ ４０℃）を使用した。2. LDH (Limited Aperture Value): 180 mm length and 110 mm width fixed at a wrinkle holding pressure of 200 kN
Was pressed vertically at a punch speed of 4 mm / sec onto a test piece having a diameter of 101.6 mm, and the forming depth when the test piece was cracked was measured. For lubrication, lubricating oil for steel plates ("R-303P" manufactured by Sugimura Chemical Co., Ltd., viscosity 4 cst, 40 ° C) was used.
【００４７】上記試験の特性ばらつき評価は、Ａｌ合金
板の長手方向の先端、中央、後端で幅方向の中央、端部
の計６箇所につき、各箇所において各３回試験を行い、
その特性値のばらつき割合を下記式から算出し評価し
た。 特性ばらつき割合（％）＝（最大値−最小値）／平均値
×１００In the evaluation of the characteristic variation in the above test, the test was performed three times at each of a total of six locations including the front end, the center, and the rear end in the longitudinal direction of the Al alloy plate and the center and the end in the width direction.
The variation ratio of the characteristic value was calculated from the following equation and evaluated. Characteristic variation ratio (%) = (maximum value−minimum value) / average value × 100
【００４８】３．耳率：ブランク径８０ｍｍ、ポンチ径
４０ｍｍ、絞り率５０％カップ絞りの条件で試験を行
い、下記式から耳率を算出した。3. Ear ratio: A test was performed under the conditions of a blank diameter of 80 mm, a punch diameter of 40 mm, and a drawing ratio of 50% cup, and the ear ratio was calculated from the following formula.
【００４９】[0049]
【数１】 (Equation 1)
【００５０】（ここで、例えば４５゜とは、圧延方向か
ら左回りに４５゜方向の耳のことをいう。）(Here, for example, 45 ° means an ear in a 45 ° counterclockwise direction from the rolling direction.)
【００５１】耳率のばらつき評価は、Ａｌ合金板の長手
方向の先端、中央、後端で幅方向の中央、端部の計６箇
所につき、各箇所において各３回試験を行い、耳率のば
らつきの幅（最大値−最小値）で評価した。The variation of the ear ratio was evaluated three times at each of a total of six locations including the front end, the center, and the rear end in the width direction of the Al alloy plate, and the center in the width direction and the end. Evaluation was made based on the range of variation (maximum value-minimum value).
【００５２】（面積率）製造したアルミニウム合金板を
エメリー紙で約０．０５〜０．１ｍｍまで研磨した後、
３ミクロン及び１ミクロン粗さのダイヤモンドペースト
を用いて研磨する。更に、仕上げ研磨として０．０５ミ
クロン粗さのバフ研磨を行う。ここでバフの研磨液はＯ
ＰＵを用いる。次に電解研磨液として、水４００ｍｌに
対しテトラフルオロほう酸１４ｍｌを混合した液を用
い、電圧２０〜３０Ｖで１〜２分間（Ａｌ１０００系の
場合は６０〜９０秒、５０００系及び６０００系の場合
は９０〜１２０秒）電解エッチングを行い測定用Ａｌ板
とする。この測定用Ａｌ板を、観察倍率が５０倍で、最
も明暗がはっきりするように偏光レンズを調整しで偏光
顕微鏡で観察を行う。かかる偏光顕微鏡観察において、
最も明るい部分と最も暗い部分の輝度を特定し、その像
又は写真の輝度の差を３等分して、３段階の明暗コント
ラストを設定し、画像解析装置により各段階の明暗コン
トラストの面積分率を求める。観察視野は１００枚と
し、その平均値を各段階の明暗コントラスト面積分率と
する。(Area ratio) After polishing the manufactured aluminum alloy plate to about 0.05 to 0.1 mm with emery paper,
Polish with 3 micron and 1 micron roughness diamond paste. Further, buff polishing with a roughness of 0.05 micron is performed as finish polishing. Here, the buffing polishing liquid is O
PU is used. Next, as an electropolishing liquid, a mixture of 400 ml of water and 14 ml of tetrafluoroboric acid is used, and a voltage of 20 to 30 V is used for 1 to 2 minutes (60 to 90 seconds in the case of Al1000 system, in the case of 5000 and 6000 systems, (90 to 120 seconds) Electrolytic etching is performed to obtain an Al plate for measurement. The Al plate for measurement is observed with a polarizing microscope by adjusting the polarizing lens so that the observation magnification is 50 times and the contrast is clearest. In such a polarizing microscope observation,
The brightness of the brightest portion and the darkest portion are specified, the difference between the brightness of the image or the photograph is divided into three, and three levels of light-dark contrast are set. Ask for. The observation visual field is set to 100 sheets, and the average value is defined as the light-dark contrast area fraction of each stage.
【００５３】（結晶粒径）粒径は、圧延直角方向でライ
ンインターセプト法にて測定した。(Crystal Grain Size) The grain size was measured by a line intercept method in a direction perpendicular to the rolling direction.
【００５４】[0054]
【表１】 [Table 1]
【００５５】[0055]
【表２】 [Table 2]
【００５６】[0056]
【表３】 [Table 3]
【００５７】[0057]
【表４】 [Table 4]
【００５８】実施例１〜５の本発明の製造方法によれ
ば、例えば図１（ａ）、図２（ａ）のように、製造され
たＡｌ合金表面の結晶粒径はいずれも４１ミクロン以下
と小さく、偏光顕微鏡観察像における明暗コントラスト
の面積率は２０〜５０％の範囲であった。また、これら
Ａｌ合金板は、グレインストリーク、エッチングむら、
リビングマーク及び肌荒れの各評価項目において良好な
結果を示し、強度、ＬＤＨ、耳率の各ばらつきも５％以
下と均質なＡｌ合金板であった。一方、本願請求項３の
要件を満足しない比較例１〜１１の製造方法では、製造
されたＡｌ合金表面の明暗コントラストの面積率は、少
なくとも１つの区分の面積率が規定範囲外の値を示し
（図１（ｂ）、（ｃ）及び図２（ｂ）、（ｃ））、また
Ａｌ合金板は、上記評価項目においてよくない結果ある
いは特性ばらつきが見られた。According to the manufacturing method of the present invention in Examples 1 to 5, for example, as shown in FIGS. 1A and 2A, the grain size of the surface of the manufactured Al alloy is 41 μm or less. And the area ratio of the light-dark contrast in the image observed by the polarizing microscope was in the range of 20 to 50%. In addition, these Al alloy plates have grain streaks, uneven etching,
A good result was shown in each evaluation item of the living mark and the rough skin, and the variation in strength, LDH, and ear ratio was 5% or less, and the aluminum alloy plate was homogeneous. On the other hand, in the manufacturing methods of Comparative Examples 1 to 11 which do not satisfy the requirements of Claim 3 of the present application, the area ratio of the light-dark contrast on the surface of the manufactured Al alloy shows a value in which at least one area ratio is out of the specified range. (FIGS. 1 (b) and 1 (c) and FIGS. 2 (b) and 2 (c)) and the Al alloy plate showed poor results or characteristic variations in the above evaluation items.
【００５９】実施例６〜１０、比較例１２〜１６ 表１に示す組成のアルミニウム合金をＤＣ鋳造法によ
り、厚さ５００ｍｍ、幅１，５００ｍｍの鋳塊とした。
次に上記合金に対して、均質化処理（６１０℃×４h ）
をした後、面削を施し、その後熱間圧延に供するため加
熱又は炉冷した後、表５に示す熱間圧延条件で熱間圧延
を行い、厚さ３．５ｍｍのアルミニウム合金板とし、次
に４０％冷間圧延を行い厚さ２ｍｍのアルミニウム合金
板を製造し、実施例１と同様にして評価を行った。評価
結果を表６、表７に示す。Examples 6 to 10 and Comparative Examples 12 to 16 An aluminum alloy having a composition shown in Table 1 was formed into an ingot having a thickness of 500 mm and a width of 1,500 mm by DC casting.
Next, the above alloy is homogenized (610 ° C x 4h).
After heating and furnace cooling to provide hot rolling, hot rolling is performed under the hot rolling conditions shown in Table 5 to obtain an aluminum alloy plate having a thickness of 3.5 mm. Was subjected to 40% cold rolling to produce an aluminum alloy plate having a thickness of 2 mm, and was evaluated in the same manner as in Example 1. Tables 6 and 7 show the evaluation results.
【００６０】[0060]
【表５】 [Table 5]
【００６１】[0061]
【表６】 [Table 6]
【００６２】[0062]
【表７】 [Table 7]
【００６３】合金組成を変えて、本発明の製造方法で製
造された実施例６〜１０のＡｌ合金表面の結晶粒径は、
いずれも６０ミクロン以下と小さく、偏光顕微鏡観察像
における明暗コントラストの面積率は２０〜５０％の範
囲であった。また、これらＡｌ合金板は、グレインスト
リーク、エッチングむら、リビングマーク及び肌荒れの
各評価項目において良好な結果を示し、強度、ＬＤＨ、
耳率の各ばらつきも４％以下と均質なＡｌ合金板であっ
た。これに対し、熱間粗圧延における圧延ロール温度及
び圧延速度が本発明の規定範囲外である比較例１２〜１
６の製造方法によるＡｌ合金では、偏光顕微鏡観察像に
おける当該面積率が本発明の規定範囲外となり、特に強
度、ＬＤＨ、耳率の各ばらつきが大きくなった。The grain size of the surface of the Al alloy of Examples 6 to 10 manufactured by the manufacturing method of the present invention by changing the alloy composition was as follows:
All were as small as 60 microns or less, and the area ratio of the light-dark contrast in the images observed by the polarizing microscope was in the range of 20 to 50%. In addition, these Al alloy plates showed good results in each evaluation item of grain streak, uneven etching, living mark and rough skin, and showed strength, LDH,
The variation of the ear ratio was a homogeneous Al alloy plate of 4% or less. On the other hand, Comparative Examples 12 to 1 in which the rolling roll temperature and the rolling speed in the hot rough rolling were out of the specified range of the present invention.
In the Al alloy manufactured by the manufacturing method No. 6, the area ratio in a polarizing microscope observation image was out of the specified range of the present invention, and particularly, each variation in strength, LDH, and ear ratio was large.
【００６４】[0064]
【発明の効果】このように本発明の製造方法によれば、
グレインストリーク等の表面品質に優れ、絞り加工にお
いてリビングマークおよび肌荒れが生じず、それら特性
のコイル内でのばらつきが少ない表面処理用アルミニウ
ム合金板材の製造が可能となる等工業上顕著な効果を奏
するものである。As described above, according to the production method of the present invention,
It has excellent surface quality such as grain streaks, does not cause living marks and rough surfaces in drawing, and has a remarkable industrial effect, such as the ability to manufacture aluminum alloy sheet materials for surface treatment with little variation in these characteristics within the coil. Things.
【図１】（ａ）は実施例１，（ｂ）は比較例１，（ｃ）
は比較例５のそれぞれ偏光顕微鏡観察像（倍率×１０
０）である。FIG. 1 (a) is Example 1, (b) is Comparative Example 1, (c)
Are images observed with a polarizing microscope of Comparative Example 5 (magnification × 10
0).
【図２】図１の偏光顕微鏡観察像を画像解析装置によっ
て３段階の明暗コントラストに色分けした図である。FIG. 2 is a diagram in which the image observed by the polarizing microscope of FIG. 1 is classified into three levels of light-dark contrast by an image analyzer.
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９４ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９４Ａ (72)発明者 杉崎 康昭 神戸市西区高塚台１丁目５番５号 株式会 社神戸製鋼所神戸総合技術研究所内 (72)発明者 大山 正直 栃木県真岡市鬼怒ケ丘15番地 株式会社神 戸製鋼所真岡製造所内──────────────────────────────────────────────────続 き Continued on the front page (51) Int.Cl. 7 Identification symbol FI Theme coat ゛ (Reference) C22F 1/00 694 C22F 1/00 694A (72) Inventor Yasuaki Sugizaki 1-5-5 Takatsukadai, Nishi-ku, Kobe-shi No. Kobe Steel, Ltd.Kobe Research Institute (72) Inventor Masanao Oyama 15 Kinuigaoka, Moka-shi, Tochigi Prefecture Kobe Steel, Ltd.Moka Works
Claims (3)
鏡観察像において、明暗コントラストを３段階に等分し
たとき、各段階のコントラストを有する結晶の面積分率
が、それぞれ２０〜５０％の範囲にあることを特徴とす
るアルミニウム合金板。1. In a polarization microscope observation image of a crystal on an aluminum alloy surface, when light-dark contrast is equally divided into three stages, the area fraction of the crystal having each stage of contrast is in the range of 20 to 50%. An aluminum alloy plate, characterized in that:
ることを特徴とする請求項１記載のアルミニウム合金
板。2. The aluminum alloy sheet according to claim 1, wherein said crystal grains have a grain size of 100 microns or less.
後、少なくとも熱間粗圧延及び熱間仕上圧延するアルミ
ニウム合金板材の製造方法において、 熱間粗圧延は、開始温度が４００〜６１０℃の範囲、終
了温度が３００〜４７０℃の範囲、圧延速度が圧延開始
当初から５０ｍ／ｍｉｎ以上、圧延ロール温度が１５０
℃以下、及び圧下量が３０ｍｍ以上又は１パス圧下率が
３０％以上の条件で行われ、 且つ熱間仕上圧延は、最終圧延速度が５０ｍ／ｍｉｎ以
上、圧延ロール温度が１５０℃以下、総圧下率が６５％
以上の条件で行われることを特徴とするアルミニウム合
金板の製造方法。3. A method for producing an aluminum alloy sheet material in which at least hot rough rolling and hot finish rolling are performed after homogenizing an aluminum alloy ingot, wherein the hot rough rolling has a starting temperature in a range of 400 to 610 ° C. The end temperature is in the range of 300 to 470 ° C., the rolling speed is 50 m / min or more from the beginning of rolling, and the rolling roll temperature is 150.
℃ or less, and the reduction amount is 30 mm or more or the one-pass reduction ratio is 30% or more, and the hot finish rolling is performed at a final rolling speed of 50 m / min or more, a rolling roll temperature of 150 ° C. or less, and a total reduction. 65% rate
A method for producing an aluminum alloy plate, which is performed under the above conditions.
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