JP2005082827A - 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 自動車用ボディシート等として、ヘム曲げ性が優れると同時に性能の安定性の高いＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系成形加工用Ａｌ合金板を提供する。
【解決手段】板表面から板厚の１／４までの領域の平均キューブ方位密度がランダムの８〜２５０倍、０°、９０°耳率が板全体にわたり５％以上でかつその最大値、最小値の差が８％以下、また板全体にわたり導電率が５４％以下でかつその最大値、最小値の差が２％以下であるＡｌ合金板。さらに、上記の板の製造方法として、熱間圧延−冷間圧延−溶体化処理−焼入れのプロセス中、特に熱間圧延条件を細かく規定した。
【選択図】 なし

Description

この発明は、自動車ボディシートやそのほか各種自動車部品、各種機械器具、家電製品やその部品等の素材として、成形加工および塗装焼付を施して使用されるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系のアルミニウム合金板およびその製造方法に関するものであり、成形性、特にヘム曲げ性が良好であるとともに、塗装焼付後の強度が高く、かつ室温での経時変化が少なく、さらには性能安定性に優れた成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法に関するものである。

従来自動車のボディシートとしては、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等の観点から、アルミニウム合金圧延板を使用することが多くなっている。ところで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、また成形加工時におけるリューダースマークが発生しないことが要求され、また高強度を有することも必須であって、塗装焼付を施して使用するのが通常であるため、塗装焼付後に高強度が得られることが要求される。そしてまた成形性が良好であることが要求されるのはもちろんであるが、自動車用ボディシートとしては、接合のためにヘム曲げ加工を施して使用することが多いところから、成形性のうちでも特にヘム曲げ性が優れていることが強く要求される。

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、Ａｌ−Ｍｇ系合金のほか、時効性を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金が主として使用されている。この時効性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は、塗装焼付前の成形加工時においては比較的強度が低くて成形性が優れている一方、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する。

なお上述のような塗装焼付時における時効硬化を期待した時効性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法としては、鋳塊を均質化熱処理した後、熱間圧延および冷間圧延を行なって所定の板厚とし、かつ必要に応じて熱間圧延と冷間圧延との間あるいは冷間圧延の中途において中間焼鈍を行ない、冷間圧延後に溶体化処理を行なって焼入れるのが通常である。

なおまた、ヘム曲げ性向上に関する従来技術としては、加工硬化を制御する特許文献１の技術、晶出物の粒径および間隔を規制することによりヘム曲げ性の向上を図る特許文献２の技術、極限変形能を規制する特許文献３、鋳塊均質化処理後の冷却速度を制御することにより化合物分散状態を制御する特許文献４の技術等がある。また本発明者等も既に特願２００２−１８１７３２、特願２００２−０６６４０５の提案を行なっている。

特開２０００−１６０２７４ 特開２０００−１４４２９４ 特開２０００−１０５５７３ 特開２００３−１０５４７１

前述のような自動車用ボディシート向けの時効性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板についての従来の製造方法により得られた板では、最近の自動車用ボディシートに要求される特性を充分に満足させることは困難であった。

すなわち、最近ではコストの一層の低減や自動車車体の軽量化等のために、自動車用ボディシートについてさらに薄肉化することが強く要求されており、そのため薄肉でも充分な強度が得られるように、一層の高強度化が求められると同時に、成形性、特にヘム曲げ性の改善が強く要求されているが、これらの性能をバランスよく満足させる点について従来の一般的な製造方法によって得られたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板では不充分であった。特にヘム曲げ加工は、曲げ内径が１ｍｍ以下の１８０°曲げという過酷な曲げ加工であるため、良好なヘム曲げ性と強度とを両立させることが困難であるという問題があった。

また塗装焼付については、省エネルギおよび生産性の向上、さらには高温に曝されることが好ましくない樹脂等の材料との併用などの点から、従来よりも焼付温度を低温化し、また焼付時間も短時間化する傾向が強まっている。しかしながら従来の一般的な製法により得られた時効性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の場合、低温・短時間の塗装焼付処理では、塗装焼付時の硬化（焼付硬化）が不足し、塗装焼付後に充分な高強度が得難くなる問題があった。

ここで、従来の一般的な製法により得られた時効性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板では、塗装焼付後に高強度を得るために焼付硬化性を高めようとすれば、素材の延性と曲げ加工性（特にヘム曲げ性）が低下し、また板製造後に室温に放置した場合に自然時効により硬化が生じやすくなり、そのため成形性、特にヘム曲げ性が阻害されがちとなるという問題が生じている。

一方、冷間圧延途中で中間焼鈍を行なわないプロセスでヘム曲げ性を従来よりも格段に向上させようとした場合、材料の長手方向、幅方向にその性能、例えば曲げ加工性、焼付硬化性、室温での経時変化性などが変動しやすくなる問題が生じ、そのためこれらの性能の安定性の点で懸念が生じざるを得ない。

この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、良好な成形加工性、特に良好な曲げ加工性を有すると同時に、焼付硬化性が優れていて、塗装焼付時における強度上昇が大きく、しかも板製造後の室温での経時的な変化が少なくて、長期間放置した場合でも自然時効による硬化に起因する成形性の低下も少なく、さらには材料の長手方向、幅方向における性能の安定性が優れていて、板内における性能のばらつきの少ない成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法を提供することを目的とするものである。

前述のような課題を解決するべく本発明者等が種々実験・検討を重ねた結果、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の成分組成を適切に調整するばかりでなく、板の結晶方位、特に板の表面近くの部位における結晶方位を適切に制御すると同時に、耳率および導電率の値およびその変動幅を板の長さ方向、幅方向にわたって適切に規制することによって、良好なヘム曲げ性、焼付硬化性、室温での経時変化性を得るばかりでなく、これらの性能のばらつきを小さくして性能安定化を図り得ることを見出した。さらに、板製造プロセスにおける熱間圧延、冷間圧延、熱処理における合金の組織変化を解析して、前述のような良好な特性を示す成形加工用アルミニウム合金板を得るために必要な製造プロセス条件を見出し、この発明をなすに至ったのである。

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は、Ｍｇ０．３〜１．０％、Ｓｉ０．３〜１．５％を含有し、かつＭｎ０．０３〜０．４％、Ｃｒ０．０３〜０．４％、Ｆｅ０．０３〜０．５％、Ｔｉ０．００５〜０．２％、Ｚｎ０．０３〜２．５％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、さらにＣｕが１％以下に規制され、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなる合金を素材とし、板表面から板厚方向に全板厚の１／４の深さの位置までの領域における平均キューブ方位密度がランダム結晶方位を有する試料の８〜２５０倍の範囲内にあり、かつ板全体にわたって０°、９０°耳率が５％以上でしかも板の長さ方向および幅方向における０°、９０°耳率の最大値と最小値との差が８％以下であり、さらに板全体にわたって導電率が５４％ＩＡＣＳ以下でしかも板の長さ方向および幅方向における導電率の最大値と最小値との差が２％ＩＡＣＳ以下であることを特徴とするものである。

また請求項２の発明の成形加工用アルミニウム合金板の製造方法は、Ｍｇ０．３〜１．０％、Ｓｉ０．３〜１．５％を含有し、かつＭｎ０．０３〜０．４％、Ｃｒ０．０３〜０．４％、Ｆｅ０．０３〜０．５％、Ｔｉ０．００５〜０．２％、Ｚｎ０．０３〜２．５％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、さらにＣｕが１％以下に規制され、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなるアルミニウム合金鋳塊を熱間圧延するにあたり、
（１）熱間圧延途中の板厚６０ｍｍの段階から上りパス直前までの板温度を４５０〜２５０℃の範囲内の温度とし、
（２）熱間圧延の上がり板厚を１．５〜８ｍｍとし、
（３）熱間圧延上がり温度を２００〜３００℃の範囲内とし、
（４）熱間圧延上がりの２００〜３００℃の範囲内の温度から１００℃までの平均冷却速度を１００℃／時間以下とし、
（５）熱間圧延中における板厚５０ｍｍ以降の各パスにおいて圧延方向およびそれに直角な方向の板の材料温度の変動幅１００℃以下に保持し、
（６）熱間圧延中における板厚５０ｍｍ以降の各パスにおいて、圧延ロールと板との接触部分における圧延ロール表面温度について、圧延方向に対し直角な方向の変動幅を１００℃以下に保持し、
以上（１）〜（６）が満たされるように制御して熱間圧延を終了させ、さらに中間焼鈍を施すことなく圧延率３０％以上で冷間圧延を施して製品板厚とした後、その圧延板に対し、４８０℃以上の温度での５分以内の溶体化処理を行なってから１００℃／ｍｉｎ以上の平均冷却速度で５０℃以上１５０℃未満の温度域まで冷却し、続いてその温度域内において２時間以上で保持もしくは徐冷する安定化処理を行なうことを特徴とするものである。

この発明によれば、成形性、特にヘム曲げ性が優れていると同時に、塗装焼付硬化性が良好で塗装焼付後の強度が高く、また室温での経時変化も少なく、さらにはこれらの性能の安定性に優れていて、板の長さ方向や幅方向における性能のばらつきの少ない成形加工用アルミニウム合金板を得ることができる。

先ずこの発明の成形加工用アルミニウム合金板における成分組成の限定理由について説明する。

Ｍｇ：
Ｍｇ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０．３％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Ｇ．Ｐ．ゾーンの生成量が少なくなるため、充分な強度向上が得られず、一方１．０％を越えれば、粗大なＭｇ−Ｓｉ系の金属間化合物が生成され、成形性、特に曲げ加工性が低下するから、Ｍｇ量は０．３〜１．０％の範囲内とした。

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量が０．３％未満では上記の効果が充分に得られず、一方１．５％を越えれば粗大なＳｉ粒子や粗大なＭｇ−Ｓｉ系の金属間化合物が生じて、曲げ加工性の低下を招く。したがってＳｉ量は０．３〜１．５％の範囲内とした。

Ｍｎ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｎ：
これらの元素は、強度向上や結晶粒微細化、あるいは時効性の向上や表面処理性の向上に有効であり、いずれか１種または２種以上を添加する。これらのうちＭｎ、Ｃｒは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るが、いずれも含有量が０．０３％未満では上記の効果が充分に得られず、一方Ｍｎ、Ｃｒの含有量がそれぞれ０．４％を越えれば、上記の効果が飽和するばかりでなく、多数の金属間化合物が生成されて成形性、特にヘム曲げ性に悪影響を及ぼすおそれがあり、したがってＭｎ、Ｃｒはいずれも０．０３〜０．４％の範囲内とした。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。さらにＴｉも強度向上と鋳塊組織の微細化に有効な元素であるが、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、粗大な晶出物が生じるおそれがあるから、Ｔｉ量は０．００５〜０．２％の範囲内とした。またＺｎは時効性向上を通じて強度向上に寄与するとともに表面処理性の向上に有効な元素であるが、Ｚｎの添加量が０．０３％未満では上記の効果が充分に得られず、一方２．５％を越えれば成形性が低下するから、Ｚｎ量は０．０３〜２．５％の範囲内とした。

Ｃｕ：
Ｃｕは強度向上および成形性向上のために添加されることがある元素であるが、その量が１．０％を越えれば耐食性（耐粒界腐食性、耐糸錆性）が劣化するから、Ｃｕの含有量は１．０％以下に規制することとした。なお特に耐食性を重視する場合は、Ｃｕ量は０．０５％以下に規制することが望ましい。

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。

なお上記のＭｎ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｎの含有量範囲は、それぞれ積極的に添加する場合の範囲として示したものであり、いずれも下限値より少ない量を不純物として含有する場合を排除するものではない。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。

また時効性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金においては、高温時効促進元素あるいは室温時効抑制元素であるＡｇ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｂｅ、あるいはＳｎを微量添加することがあるが、この発明の場合も微量添加であればこれらの元素の添加も許容され、それぞれ０．３％以下であれば特に所期の目的を損なうことはない。

なおまた、一般のＡｌ合金においては、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。

さらにこの発明の成形加工用アルミニウム合金板において、良好な曲げ加工性、特に良好なヘム曲げ性を得るためには、合金の成分組成を前述のように調整するばかりではなく、板の金属組織、特に板の表面近くの部分における結晶方位を適切に制御することが極めて重要である。具体的には、板表面から板厚方向に全板厚の１／４の厚さに相当する深さの位置までの平均キューブ（Ｃｕｂｅ）結晶方位の密度が、ランダム結晶方位を有する試料のものの８倍〜２５０倍の範囲内であることが、良好なヘム曲げ性を得るために必要である。すなわち、上記の部位のキューブ方位密度（ランダム試料に対する倍数）が８倍未満では、ヘム曲げ加工時において曲げ部位にせん断帯などの加工帯が発達し、加工硬化しやしすく、その硬化した箇所に割れが発生するおそれがある。一方、上記の部位のキューブ方位密度（倍数）が２５０倍を越えれば、結晶方位による曲げ性向上効果が飽和するばかりでなく、加工時に肌荒れ欠陥が発生するおそれがある。そこでこの発明では、上記の部位のキューブ方位密度をランダム試料のものに対し８〜２５０倍の範囲内と規定した。

さらにこの発明の成形加工用アルミニウム合金板では、板全体にわたって０°耳、９０°耳の耳率が５％以上で、しかも板の長さ方向、幅方向にわたって０°耳、９０°耳の最大値と最小値との差が８％以下であることも重要である。すなわち、前述のようにこの発明では良好な曲げ加工性を確保するために板表面付近の部位のキューブ方位密度を規制しているが、それ以外の結晶方位の方位密度もある程度は曲げ加工性に影響を与える。しかしながら実際上は、キューブ方位以外のすべての結晶方位の方位密度を厳密に規定することは困難である。一方、板のカッピング試験で絞ったカップの耳率によれば、材料の結晶方位をマクロ的に評価することができる。そこでこの発明では、キューブ方位以外の結晶方位の方位密度の影響を、０°耳、９０°耳で評価、規制することとした。具体的には、圧延方向を基準にカップの０°、９０°耳率が５％未満では、たとえ前述のキューブ方位密度の条件が満足されていても、良好な曲げ性が得られないおそれがある。そしてまた、板の長さ方向、幅方向にわたってこれらの０°耳、９０°耳の耳率の最大値と最小値の差が８％を越えれば、材料の性能安定性に問題が生じ、均一な曲げ加工性、成形性などが得られないおそれがある。そこでこの発明では耳率に関して前述のように規制することとした。

また以上のほか、この発明の成形加工用アルミニウム合金板では、板全体にわたって導電率が５４％ＩＡＣＳ以下であること、および板の長さ方向および幅方向にわたって導電率の最大値と最小値との差、すなわち導電率の変動幅が２％ＩＡＣＳ以下であることも必要である。すなわち、導電率は固溶元素の固溶量の指標となり、したがって導電率は焼付硬化性に影響を与える。ここで導電率が５４％ＩＡＣＳを越えれば、固溶しているＭｇとＳｉの量が少なくないため、時効析出硬化量が充分に得られず、塗装焼付後に充分な高強度が得難くなるから、板全体にわたって導電率が５４％ＩＡＣＳ以下であることを規定した。なお導電率の下限は特に規制しないが、通常この系の合金では、導電率を４０％ＩＡＣＳ以下としても、塗装焼付硬化性の効果が飽和し、また工業的にこれを実現するには困難となる。さらに板の長さ方向、幅方向にわたって、導電率の最大値と最小値との差、すなわち導電率の変動幅が２％ＩＡＣＳを越えれば、均一な塗装焼付硬化性が得られないおそれが生じるばかりでなく、材料の強度設計にも問題が生じるから、上記の導電率変動幅を２％ＩＡＣＳ以下に抑えることとした。

次にこの発明の成形加工用アルミニウム合金板の製造方法について説明する。

先ず前述のような成分組成の合金を常法に従って溶製し、ＤＣ鋳造法などの通常の鋳造法によって鋳造する。得られた鋳塊について、通常は均質化処理を施してから熱間圧延を行なう。この熱間圧延は、最終製品板の結晶方位に大きな影響を与える重要な工程であり、前述のような結晶方位条件を満たした最終製品板を得るためには、熱間圧延の条件を次の（１）〜（６）によって規制する必要がある。
（１）熱間圧延途中の板厚６０ｍｍの段階から上りパス直前までの板温度を４５０〜２５０℃の範囲内の温度に制御すること。
（２）熱間圧延の上がり板厚を１．５〜８ｍｍとすること。
（３）熱間圧延上がり温度を２００〜３００℃の範囲内とすること。
（４）熱間圧延上がりの２００〜３００℃の範囲内の温度から１００℃までの平均冷却速度を１００℃／時間以下とすること。
（５）熱間圧延中における板厚５０ｍｍ以降の各パスにおいて圧延方向およびそれに直角な方向の板の材料温度の変動幅１００℃以下に保持すること。
（６）熱間圧延中における板厚５０ｍｍ以降の各パスにおいて、圧延ロールと板との接触部分における圧延ロール表面温度について、圧延方向に対し直角な方向の変動幅を１００℃以下に保持すること。

すなわち、熱間圧延中および熱間圧延終了直後の材料冷却過程においては、材料は回復・再結晶が繰返されるため、特に熱間圧延末期から熱間圧延を終了して冷却する段階において、温度制御を厳密に行なうことが、所要の結晶方位密度を得るために極めて重要である。そして上記の（１）〜（６）の条件を１つでも外せば、最終製品板として既に述べたような結晶方位密度条件を満たしたものが得られないおそれがある。ここで、前記（１）のように熱間圧延途中の６０ｍｍの段階から上りパス直前までの板温度を２５０℃以上（４５０℃以下）に維持することは、熱間圧延中におけるエッジ割れの防止、ひいては材料歩留りの向上にも効果がある。

さらにはこの発明の製造方法では、最終板の性能の安定化を図るためには、前記の（５）、（６）の条件が重要である。そこで先ず（５）の条件、すなわち熱間圧延中における板厚５０ｍｍから以降（すなわち上がり板厚まで）の各パスにおいて、圧延方向（コイル長さ方向）および圧延方向に対し直交する方向（コイル幅方向）の温度変動幅を１００℃以下に制御する条件について説明する。

熱間圧延が進行して板厚５０ｍｍ以下になるに従って各パスでの材料通過時間が長くなり、また各パスでの材料温度低下が徐々に大きくなるから、生産性を高めるとともに所定の熱延上りの温度を確保するには、高速圧延を行なうことが一般的である。特にリバーシング・ミルを用いて多パス高速圧延を行なう場合、圧延板の長手方向の中央部、幅方向の中央部の温度低下は材料の加工発熱によって緩和されるが、長手方向の両端と幅の両端からは熱が相対的に逃げやすく、これらの部位の温度低下が中央部より大きくなるため、熱間圧延途中においてコイル内で材料温度の変動が生じてしまう。この温度変動幅が１００℃を越えれば、全コイル内の再結晶挙動が大きく変動し、材料の機械的性質、特に結晶方位、耳率を均一に保つのが困難となるから、その温度変動幅を１００℃以下に制御することとした。なおこの範囲内でも、特に２０℃以内に制御することが好ましい。このように制御するための手法の一つとしては、板表面にクーラントを直接噴射し、かつその直接噴射クーラントの量を一定ではなく、温度分布に応じて変える方法が代表的である。すなわち、高温部にクーラントを多く噴射して、低温部にクーラントを少なめに噴射することにより、材料温度変動幅を適切に規制することができる。このようにクーラントは、圧延時の潤滑のために用いるだけでなく、材料温度の制御にも活用することができる。

次に（６）の条件、すなわち熱間圧延中における板厚５０ｍｍ以降の各パスにおいて、圧延ロールの表面温度、特に圧延板との接触部分における圧延ロール表面温度について、圧延方向に対し直角な方向の温度変動幅（板幅方向中央と端部との間の温度変動幅）を１００℃以下に保持する条件について説明する。

最終板におけるコイル幅方向の機械的性質や耳率を均一に保つためには、圧延ロールの表面温度分布を均一に保つ必要がある。一般にロールの幅方向中央部は温度が高くなる一方、ロール幅方向端部は温度が低くなる傾向を示す。このようなロール表面の温度分布傾向は、板に転写されて板の幅方向の材料温度分布に影響を及ぼし、ひいては機械的性質や耳率の変動を招くから、適切に制御することが不可欠である。このような圧延ロール幅方向の温度変動幅が１００℃を越えれば、板幅方向の材料温度を均一に制御することが極めて困難となるため、圧延ロール幅方向温度変動幅は１００℃以下に保つ必要があり、好ましくは変動幅を２０℃以内に抑える。なおこのように圧延ロール温度変動幅を１００℃以下、好ましくは２０℃以下に制御するための具体的手法の一つとしては、既に（５）の条件に関して詳細に説明したと同様に、圧延ロールの表面の温度分布に応じて圧延ロール表面にクーラントを直接噴射し、かつその噴射量、温度を適切に調整する方法がある。またこのように圧延ロールの表面温度をクーラントの直接噴射で低下させることによって、板の表面品質を向上させることができる。

上述のように熱間圧延条件を厳密に規制して熱間圧延を終了させた後には、中間焼鈍を行なわずに直接圧延率３０％以上で冷間圧延を施して所要の板厚（製品板厚）とする。この条件が満たされなければ、既に述べたような結晶方位密度条件を有する製品板が得られない。またここで、冷間圧延率を３０％以上にすることによって、材料に高い歪みエネルギーが蓄積され、熱間圧延後の溶体化処理−焼入れ時に形成された結晶粒が細かくなって、成形加工後に良好な表面外観品質を得ることが可能となる。冷間圧延率が３０％未満では、成形時に肌荒れ等の表面欠陥が発生するおそれがある。

上述のようにして所要の製品板厚とした後には、４８０℃以上の温度で５分以内の溶体化処理を行なう。この溶体化処理は、Ｍｇ_２Ｓｉ、単体Ｓｉ等をマトリックスに固溶させ、これにより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重要な工程である。この工程は、Ｍｇ_２Ｓｉ、単体Ｓｉ粒子等の固溶により第二相粒子の分布密度を低下させて、延性と曲げ性を向上させるためにも寄与し、さらには再結晶により全般的に良好な成形性を得るためにも必要な工程である。

溶体化処理温度が４８０℃未満の場合、室温での経時変化の抑制に対しては有利と思われるが、Ｍｇ_２Ｓｉ、Ｓｉなどの固溶量が少なくなって、充分な焼付硬化性が得られないばかりではなく、延性と曲げ性も著しく悪化するから、溶体化処理温度の下限は４８０℃とした。一方溶体化処理温度の上限は特に規定しないが、共晶融解の発生のおそれや再結晶粒粗大化等を考慮して、通常は５８０℃以下とすることが望ましい。また溶体化処理の時間が５分を越えれば溶体化効果が飽和し、経済性を損なうばかりではなく、結晶粒の粗大化のおそれもあるから、溶体化処理の時間は５分以内とした。

溶体化処理後には、１００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で、５０〜１５０℃の温度域まで冷却（焼入れ）する。ここで、溶体化処理後の冷却速度が１００℃／ｍｉｎ未満では、冷却中にＭｇ_２Ｓｉあるいは単体Ｓｉが粒界に多量に析出してしまい、成形性、特にヘム曲げ性が低下すると同時に、焼付硬化性が低下して塗装焼付時の充分な強度向上が望めなくなる。

上述のように４８０℃以上の温度での溶体化処理を行なって１００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で５０〜１５０℃未満の温度域内で冷却（焼入れ）した後には、５０℃未満の温度域まで温度降下しないうちに、この温度範囲内（５０〜１５０℃未満）で、２時間以上保持あるいはこの温度範囲で２時間以上冷却（徐冷）する安定化処理を行なう。

このように溶体化処理して５０〜１５０℃未満に焼入れ後、５０℃未満の温度域まで冷却することなくそのまま５０〜１５０℃未満の温度で安定化処理を行なう理由は次の通りである。すなわち、溶体化処理後、特に１００℃／ｍｉｎ以上の平均冷却速度で５０℃未満の室温に冷却した場合には、室温クラスターが生成される。この室温クラスターは強度に寄与するＧ．Ｐ．ゾーンに移行しにくいため、塗装焼付硬化性に不利となる。一方、溶体化処理後に１５０℃以上の温度範囲に冷却してそのまま保持した場合には、Ｇ．Ｐ．ゾーンあるいは安定相が生成され、成形前の素材強度が高くなり過ぎて、ヘム曲げ性とその他の成形性が劣化する。したがってヘム曲げ性、成形性と塗装焼付硬化性とのバランスの観点から、溶体化処理−焼入れ−安定化処理の条件を上述のように定めた。

以上のように、熱間圧延の条件を厳密に規制し、さらに冷間圧延から溶体化処理−冷却−安定化処理の条件を規制することによって、既に述べたような結晶方位密度条件や耳率条件、導電率条件を満たし、成形性、特にヘム曲げ性が優れると同時に、塗装焼付硬化性が良好でしかも室温時効による経時変化が生じにくく、しかもこれらの性能の安定性に優れた時効性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を得ることができる。

表１に示すこの発明成分組成範囲内の合金記号Ａ１〜Ａ５の合金について、それぞれ常法に従ってＤＣ鋳造法により鋳造し、得られた鋳塊に５３０℃×２時間の均質化処理を施した後、冷却して面削し、再び５３０℃の温度に加熱して熱間圧延を開始した。熱間圧延では、その条件を種々変化させて実施した。これらの詳細な熱間圧延条件を表２に示す。得られた熱間圧延板に対して冷間圧延を施して、最終的に厚さ１ｍｍの圧延板とした。得られた各冷間圧延板に対し、種々の溶体化処理を行なってから、１００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で１００℃以下の温度域まで冷却（焼入れ）して、引続き種々の安定化処理を行なった。熱間圧延後の具体的なプロセス条件を表３に示す。

なお熱間圧延中のロール表面温度および熱間圧延中の板（長手方向、幅方向）の温度追跡は、非接触の放射温度計を用いて計測した。また熱間圧延中に温度調整のために噴射するクーラントの量は１０００リットル／分から１００００リットル／分の範囲で行ない、クーラント温度を５５〜６５℃の範囲内に制御した。

前述のようにして得られた各板について、その表面から板厚方向に１／４の深さの位置までの領域における平均キューブ方位密度を調べるとともに、耳率および導電率を測定した。これらの測定結果を表４に示す。なおこれらの測定条件は次の通りである。

平均キューブ方位密度の測定：
厚さ１ｍｍの板について、１０％ＮａＯＨ水溶液で表面から板厚中央まで５０μｍずつエッチングしたものを測定サンプルとした。そして板表面から板厚１／４の深さの位置までの領域の平均キューブ方位密度は、表面から板厚方向にそれぞれ５０μｍ、１００μｍ、１５０μｍ、２００μｍ、２５０μｍの各位置でそれぞれ測定したキューブ方位密度の平均値で求めた。測定装置としては、リガク（株）のＸ線回折装置を用い、Ｘ線回折のシェルツ反射法により、｛２００｝、｛２２０｝、｛１１１｝の不完全極点図を測定し、これらを元に三次元結晶方位解析（ＯＤＦ）を行なって調べた。またこれらの解析においては、アルミニウム粉末から作られたランダム結晶方位を有する試料を測定して得たデータを｛２００｝、｛２２０｝、｛１１１｝極点図の解析の際に使う規格化ファイルとし、これによりランダム方位を有する試料に対する倍数としてキューブ方位密度を求めた。なおこの発明においては、結晶方位密度は全て三次元結晶方位解析（ＯＤＦ）に基づくものである。なおまた、一般にキューブ方位は、｛１００｝＜００１＞が理想方位であるが、工業用材料のキューブ方位としては、上記の理想方位を中心に１５°までずれる結晶方位も含ませるの通常であり、そこでこの発明でも理想方位を中心に１５°の範囲内の結晶方位も含ませている。さらに、結晶方位密度の変動については、コイルの長さ方向に等間隔に７点、幅方向に等間隔に５点、総計３５点を測定して、その最大値と最小値を求めた。

耳率：
板に潤滑油を塗布した後、ポンチ径φ３２ｍｍ、ブランク径φ６２ｍｍ、しわ押さえ２０ｋｇの条件でカップに絞り、そのカップの耳率を調べた。なおここで耳率の方向は、圧延方向を基準にした０°方向、９０°方向を示す。またこの耳率の変動に関しては、コイルの長さ方向に等間隔に７点、幅方向に等間隔に５点、総計３５点でサンプル採取して耳率を測定し、その最大値と最小値を求めた。

導電率（％ＩＡＣＳ）：
渦電流式導電率測定装置を用いて銅、黄銅を基準試料として測定を行なった。またこの導電率の変動についても、耳率測定と同様に３５点の測定を行なって最大値と最小値を求めた。

さらに前述のように得られた各板について、板製造後室温に６ケ月間放置し、各板について、それぞれ２％ストレッチ後、１７０℃×２０分の塗装焼付処理を施した。塗装焼付前の各板について引張試験を行なって機械的特性（耐力、伸び）を調べるとともにヘム曲げ性を調べ、さらに塗装焼付後の各板についても引張試験を行なってその機械的特性（耐力）を調べた。その結果を表５に示す。これらの試験条件、評価方法は次の通りである。

引張試験：
材料の圧延方向と垂直にＪＩＳ Ｚ２２０１のＪＩＳ５号引張試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して引張試験を行なった。また、耐力、伸びのいずれも、その変動を調べるため、前述の耳率、導電率の場合と同様に３５点について測定して、その最大値と最小値を求めた。

ヘム曲げ試験：
材料の圧延方向に対して０°、４５°、９０°の三方向に曲げ試験片を採取し、１５％ストレッチして、突き曲げを行ない、突き曲げ後、中板なしで１８０°に密着曲げを行なった。このヘム曲げ試験も、耳率等と同様に３５点でサンプル採取して行なった。評価としては、いずれのサンプル箇所でも目視で割れが認められなかった場合を合格（○印）とし、一箇所でも目視で割れが認められた場合を不合格（×印）とした。

表１〜表５において、製造番号１〜３は、合金の成分組成がこの発明で規定する範囲内でかつ製造条件もこの発明で規定する条件を満たしたものであるが、これらの場合は、ヘム曲げ性が優れ、また焼付硬化性が高く、塗装焼付時に充分な焼付硬化性を示し、さらには強度のばらつきも少なかった。

一方製造番号４、５は、いずれも合金の成分組成はこの発明で規定する範囲内であるが、製造条件がこの発明で規定する条件を満たさなかった比較例である。

これらの比較例のうち、製造番号４は、平均キューブ密度は、耳率、導電率の変動が大きく、ヘム曲げ性が劣るばかりでなく、強度のばらつきも大きかった。また製造番号５は、平均キューブ方位密度が小さかった例であり、この場合もヘム曲げ性が劣り、また塗装焼付後の強度のばらつきも大きかった。

なお結晶粒サイズについては、この発明においては詳細には言及していないが、実施例のサンプルを調べたところ、すべてのサンプルの結晶粒はＡＳＴＭナンバー３以上となっていることが確認された。

なお以上の実施例は、この発明の効果を説明するためのものであり、実施例記載のプロセスおよび条件がこの発明の技術的範囲を制限するものではない。

この発明によるアルミニウム合金板は、成形性、特にヘム曲げ性が優れているとともに、塗装焼付硬化性が良好で塗装焼付後の強度が高く、さらに室温での経時変化も少ないばかりでなく、これらの性能のばらつきの少ないため、自動車用ボディシートなど、成形加工特にヘム曲げ加工と塗装焼付を施して使用される用途に使用して最適である。

Claims (2)

1. Ｍｇ０．３〜１．０％（ｍａｓｓ％、以下同じ）、Ｓｉ０．３〜１．５％を含有し、かつＭｎ０．０３〜０．４％、Ｃｒ０．０３〜０．４％、Ｆｅ０．０３〜０．５％、Ｔｉ０．００５〜０．２％、Ｚｎ０．０３〜２．５％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、さらにＣｕが１％以下に規制され、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなる合金を素材とし、板表面から板厚方向に全板厚の１／４の深さの位置までの領域における平均キューブ方位密度がランダム結晶方位を有する試料の８〜２５０倍の範囲内にあり、かつ板全体にわたって０°、９０°耳率が５％以上でしかも板の長さ方向および幅方向における０°、９０°耳率の最大値と最小値との差が８％以下であり、さらに板全体にわたって導電率が５４％ＩＡＣＳ以下でしかも板の長さ方向および幅方向における導電率の最大値と最小値との差が２％ＩＡＣＳ以下であることを特徴とする、成形加工用アルミニウム合金板。
2. Ｍｇ０．３〜１．０％、Ｓｉ０．３〜１．５％を含有し、かつＭｎ０．０３〜０．４％、Ｃｒ０．０３〜０．４％、Ｆｅ０．０３〜０．５％、Ｔｉ０．００５〜０．２％、Ｚｎ０．０３〜２．５％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、さらにＣｕが１％以下に規制され、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなるアルミニウム合金鋳塊を熱間圧延するにあたり、
   （１）熱間圧延途中の板厚６０ｍｍの段階から上りパス直前までの板温度を４５０〜２５０℃の範囲内の温度とし、
   （２）熱間圧延の上がり板厚を１．５〜８ｍｍとし、
   （３）熱間圧延上がり温度を２００〜３００℃の範囲内とし、
   （４）熱間圧延上がりの２００〜３００℃の範囲内の温度から１００℃までの平均冷却速度を１００℃／時間以下とし、
   （５）熱間圧延中における板厚５０ｍｍ以降の各パスにおいて圧延方向およびそれに直角な方向の板の材料温度の変動幅１００℃以下に保持し、
   （６）熱間圧延中における板厚５０ｍｍ以降の各パスにおいて、圧延ロールと板との接触部分における圧延ロール表面温度について、圧延方向に対し直角な方向の変動幅を１００℃以下に保持し、
   以上（１）〜（６）が満たされるように制御して熱間圧延を終了させ、
   さらに中間焼鈍を施すことなく圧延率３０％以上で冷間圧延を施して製品板厚とした後、その圧延板に対し、４８０℃以上の温度での５分以内の溶体化処理を行なってから１００℃／ｍｉｎ以上の平均冷却速度で５０℃以上１５０℃未満の温度域まで冷却し、続いてその温度域内において２時間以上で保持もしくは徐冷する安定化処理を行なうことを特徴とする、成形加工用アルミニウム合金板の製造方法。