JP2019056163A - Aluminum alloy plate and method of producing the same - Google Patents

Abstract

To provide an aluminum alloy plate which combines high strength characteristics with excellent elongation, and is lower in production cost than conventional ones, and a method of producing the same.SOLUTION: An aluminum alloy plate 1 has a chemical component that contains Mg of 0.20-1.5 mass%, Si of 0.20-1.5 mass%, Cu of 0.010-1.0 mass%, Mn of 0.010-0.50 mass%, Cr of 0.010-0.50 mass%, Ti of 0.0050-0.50 mass%, and Fe regulated to 0.50 mass% or less, and Zn regulated to 0.50 mass% or less, and the balance Al with inevitable impurities. The aluminum alloy plate has a rolled texture in which a crystal grain length in a direction parallel to a rolling direction is 5.0 times or more a crystal grain length in a direction parallel to a plate thickness direction. Tensile strength is 280 MPa or more. Proof stress is 240 MPa or more. Elongation is 7% or more. Electric conductivity is 43-60%IACS.SELECTED DRAWING: Figure 1

Description

本発明は、アルミニウム合金板及びその製造方法に関する。   The present invention relates to an aluminum alloy plate and a manufacturing method thereof.

Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ（アルミニウム−シリコン−マグネシウム）系合金板は、航空機や自動車等の輸送用機器の構造材として多用されている。この種のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板は、通常、鋳塊に熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理及び人工時効処理を順次行うことにより作製されている。溶体化処理においては、冷間圧延により得られた冷延板を加熱して板内部の析出物や晶出物をマトリックス中に固溶させる。これにより、冷延板を過飽和固溶体とすることができる。   Al-Si-Mg (aluminum-silicon-magnesium) -based alloy plates are frequently used as structural materials for transportation equipment such as aircraft and automobiles. This type of Al—Mg—Si based alloy sheet is usually produced by sequentially performing hot rolling, cold rolling, solution treatment and artificial aging treatment on an ingot. In the solution treatment, a cold-rolled sheet obtained by cold rolling is heated to cause solid precipitates and crystallized substances to be dissolved in the matrix. Thereby, a cold-rolled sheet can be made into a supersaturated solid solution.

その後、人工時効処理において冷延板を溶体化温度未満の温度に保持することにより、冷延板内に微細な析出物を析出させることができる。これにより、高い強度を備え、延性に優れたＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金板を得ることができる。また、溶体化処理を行った後、人工時効処理を行う前に、圧延板を加熱して予備時効処理を行い、人工時効処理により析出する析出物を制御することもある。（特許文献１）。   Thereafter, by maintaining the cold-rolled plate at a temperature lower than the solution temperature in the artificial aging treatment, fine precipitates can be deposited in the cold-rolled plate. Thereby, it is possible to obtain an Al—Si—Mg alloy plate having high strength and excellent ductility. In addition, after the solution treatment, before the artificial aging treatment, the rolled plate is heated to perform a preliminary aging treatment, and the precipitates precipitated by the artificial aging treatment may be controlled. (Patent Document 1).

特開２０１５−４０３４０号公報Japanese Patent Laying-Open No. 2015-40340

上述したように、従来のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法では、強度や延性を向上させるためには、溶体化処理や人工時効処理等の熱処理を行う必要がある。そのため、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造コストの削減には限界があった。   As described above, in the conventional method for producing an Al—Mg—Si based alloy plate, it is necessary to perform heat treatment such as solution treatment or artificial aging treatment in order to improve strength and ductility. Therefore, there has been a limit to reducing the manufacturing cost of the Al—Mg—Si based alloy plate.

本発明は、かかる背景に鑑みてなされたものであり、高い強度特性と優れた伸びとを両立し、従来よりも製造コストの低いアルミニウム合金板及びその製造方法を提供しようとするものである。   The present invention has been made in view of such a background, and an object of the present invention is to provide an aluminum alloy plate that has both high strength characteristics and excellent elongation and has a lower manufacturing cost than the conventional one and a manufacturing method thereof.

本発明の一態様は、Ｍｇ（マグネシウム）：０．２０〜１．５質量％、Ｓｉ（シリコン）：０．２０〜１．５質量％、Ｃｕ（銅）：０．０１０〜１．０質量％、Ｍｎ（マンガン）：０．０１０〜０．５０質量％、Ｃｒ（クロム）：０．０１０〜０．５０質量％、Ｔｉ（チタン）：０．００５０〜０．５０質量％を含有し、Ｆｅ（鉄）：０．５０質量％以下、Ｚｎ（亜鉛）：０．５０質量％以下に規制され、残部がＡｌ（アルミニウム）及び不可避的不純物からなる化学成分を有し、
圧延方向に平行な方向の結晶粒長さが板厚方向に平行な方向の結晶粒長さの５．０倍以上である圧延集合組織を有し、
引張強さが２８０ＭＰａ以上であり、
耐力が２４０ＭＰａ以上であり、
伸びが７％以上であり、
導電率が４３〜６０％ＩＡＣＳである、
アルミニウム合金板にある。 In one embodiment of the present invention, Mg (magnesium): 0.20 to 1.5 mass%, Si (silicon): 0.20 to 1.5 mass%, Cu (copper): 0.010 to 1.0 mass% %, Mn (manganese): 0.010 to 0.50 mass%, Cr (chromium): 0.010 to 0.50 mass%, Ti (titanium): 0.0050 to 0.50 mass%, Fe (iron): 0.50% by mass or less, Zn (zinc): 0.50% by mass or less, the balance having a chemical component consisting of Al (aluminum) and inevitable impurities,
Having a rolling texture in which the crystal grain length in the direction parallel to the rolling direction is at least 5.0 times the crystal grain length in the direction parallel to the plate thickness direction;
The tensile strength is 280 MPa or more,
Yield strength is 240 MPa or more,
Elongation is 7% or more,
The conductivity is 43-60% IACS,
Located on aluminum alloy plate.

また、本発明の他の態様は、Ｍｇ：０．２０〜１．５質量％、Ｓｉ：０．２０〜１．５質量％、Ｃｕ：０．０１０〜１．０質量％、Ｍｎ：０．０１０〜０．５０質量％、Ｃｒ：０．０１０〜０．５０質量％、Ｔｉ：０．００５０〜０．５０質量％を含有し、Ｆｅ：０．５０質量％以下、Ｚｎ：０．５０質量％以下に規制され、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有する鋳塊を準備する準備工程と、
前記鋳塊に、圧延開始時の温度を３５０〜６００℃とし、かつ、圧延終了時の温度が８０〜２３０℃となる条件で熱間圧延を行う熱間圧延工程と、
を有する、アルミニウム合金板の製造方法にある。 Moreover, the other aspect of this invention is Mg: 0.20-1.5 mass%, Si: 0.20-1.5 mass%, Cu: 0.010-1.0 mass%, Mn: 0.0. 0.10 to 0.50 mass%, Cr: 0.010 to 0.50 mass%, Ti: 0.0050 to 0.50 mass%, Fe: 0.50 mass% or less, Zn: 0.50 mass% %, A preparation step for preparing an ingot having a chemical component consisting of Al and unavoidable impurities in the balance,
A hot rolling step of performing hot rolling on the ingot at a temperature of 350 to 600 ° C. at the start of rolling and a temperature of 80 to 230 ° C. at the end of rolling,
In the manufacturing method of the aluminum alloy plate which has these.

上記アルミニウム合金板は、少なくとも、上記特定の化学成分を有することにより、上記特定の範囲の引張強さ及び耐力で表される強度特性、並びに、上記特定の範囲の伸びで表される延性を容易に実現することができる。そして、上記アルミニウム合金板は、引張強さ、耐力及び伸びを上記特定の範囲とすることにより、高い強度特性と優れた延性とを両立することができる。   By having at least the specific chemical component, the aluminum alloy plate can easily exhibit the strength characteristics expressed by the tensile strength and the proof stress in the specific range, and the ductility expressed by the elongation in the specific range. Can be realized. And the said aluminum alloy plate can make a high strength characteristic and the outstanding ductility compatible by making tensile strength, yield strength, and elongation into the said specific range.

上記アルミニウム合金板の製造方法は、上記特定の化学成分を備えた鋳塊に、圧延開始時の温度及び圧延終了時の温度を上記特定の範囲とした条件で熱間圧延を行う熱間圧延工程を有している。熱間圧延における圧延開始時の温度及び圧延終了時の温度を上記特定の範囲内とすることにより、溶体化処理を行う場合と同様に、析出物や晶出物をアルミニウムマトリクス中に固溶させることができる。その結果、熱間圧延により得られた熱延板を過飽和固溶体とすることができる。   The method for producing the aluminum alloy plate includes a hot rolling step in which hot rolling is performed on an ingot having the specific chemical component under conditions in which the temperature at the start of rolling and the temperature at the end of rolling are in the specific range. have. By setting the temperature at the start of rolling and the temperature at the end of rolling in the hot rolling within the specific range described above, the precipitate and the crystallized product are dissolved in the aluminum matrix in the same manner as in the case of performing the solution treatment. be able to. As a result, the hot-rolled sheet obtained by hot rolling can be made into a supersaturated solid solution.

また、熱間圧延の条件を上記特定の範囲とする場合には、熱間圧延を行った後、熱延板の温度が低下する過程でアルミニウム合金板中に微細な析出物を析出させることができる。それ故、上記製造方法により得られたアルミニウム合金板は、従来の製造方法により得られたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板、即ち、溶体化処理及び人工時効処理が施された圧延板と同等以上の強度特性及び延性を実現することができる。   In addition, when the hot rolling conditions are in the specific range, fine precipitates may be deposited in the aluminum alloy sheet in the process of lowering the temperature of the hot rolled sheet after hot rolling. it can. Therefore, the aluminum alloy plate obtained by the above production method is equal to or more than the Al-Mg-Si alloy plate obtained by the conventional production method, that is, the rolled plate subjected to solution treatment and artificial aging treatment. Strength properties and ductility can be achieved.

このように、上記製造方法によれば、熱間圧延の条件を上記特定の範囲とすることにより、溶体化処理及び人工時効処理を行う場合と同様の作用効果を得ることができる。それ故、上記製造方法においては、溶体化処理及び人工時効処理を省略し、従来の製造方法に比べて製造コストを低減することができる。   Thus, according to the said manufacturing method, the effect similar to the case where a solution treatment and an artificial aging treatment are performed can be acquired by making the conditions of hot rolling into the said specific range. Therefore, in the above manufacturing method, the solution treatment and the artificial aging treatment can be omitted, and the manufacturing cost can be reduced as compared with the conventional manufacturing method.

実施例における、圧延集合組織を備えたアルミニウム合金板のミクロ組織の一例を示す説明図である。It is explanatory drawing which shows an example of the microstructure of the aluminum alloy plate provided with the rolling texture in the Example.

上記アルミニウム合金板の化学成分等の限定理由について説明する。上記アルミニウム合金板は、必須成分として、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｍｎ及びＣｒを含んでいる。   The reasons for limiting the chemical components of the aluminum alloy plate will be described. The aluminum alloy plate contains Mg, Si, Cu, Ti, Mn and Cr as essential components.

・Ｍｇ（マグネシウム）：０．２０〜１．５質量％
Ｍｇは、Ｓｉと共存することにより、アルミニウム合金板中にＭｇ₂Ｓｉなどの微細な析出物を析出させることができる。この析出物は、析出硬化によりアルミニウム合金板の強度を向上させる作用を有する。Ｍｇの含有量を０．２０質量％以上とすることにより、アルミニウム合金板中に上記の析出物を十分に析出させ、アルミニウム合金板の強度を向上させることができる。アルミニウム合金板の強度をより向上させる観点からは、Ｍｇの含有量を０．４０質量％以上とすることが好ましい。Ｍｇの含有量が０．２０質量％未満の場合には、アルミニウム合金板中の微細な析出物の量が少なくなり、アルミニウム合金板の強度の低下を招くおそれがある。 ・ Mg (magnesium): 0.20 to 1.5 mass%
When Mg coexists with Si, fine precipitates such as Mg ₂ Si can be deposited in the aluminum alloy plate. This precipitate has the effect | action which improves the intensity | strength of an aluminum alloy plate by precipitation hardening. By setting the Mg content to 0.20% by mass or more, the above precipitate can be sufficiently precipitated in the aluminum alloy plate, and the strength of the aluminum alloy plate can be improved. From the viewpoint of further improving the strength of the aluminum alloy plate, the Mg content is preferably 0.40% by mass or more. When the Mg content is less than 0.20% by mass, the amount of fine precipitates in the aluminum alloy plate is reduced, and the strength of the aluminum alloy plate may be reduced.

Ｍｇの含有量を多くすることにより、アルミニウム合金板の強度をより向上させることができる。しかし、Ｍｇの含有量が過度に多くなると、アルミニウム合金板中にＭｇ−Ｓｉ系やＡｌ−Ｍｇ系の晶出物や粗大な析出物が形成されるおそれがある。そして、これらの晶出物や粗大な析出物の存在により、アルミニウム合金板の延性の低下を招くおそれがある。Ｍｇの含有量を１．５質量％以下、好ましくは１．４質量％以下とすることにより、上述した晶出物や粗大な析出物の形成を抑制し、アルミニウム合金板の延性の低下を回避することができる。   By increasing the content of Mg, the strength of the aluminum alloy plate can be further improved. However, if the Mg content is excessively large, Mg-Si-based or Al-Mg-based crystallized substances and coarse precipitates may be formed in the aluminum alloy sheet. And there exists a possibility of causing the fall of the ductility of an aluminum alloy plate by presence of these crystallized substances and coarse precipitates. By making the Mg content 1.5% by mass or less, preferably 1.4% by mass or less, the formation of the above-mentioned crystallized matter and coarse precipitates is suppressed, and a decrease in ductility of the aluminum alloy plate is avoided. can do.

・Ｓｉ（シリコン）：０．２０〜１．５質量％
Ｓｉは、Ｍｇと共存することにより、アルミニウム合金板中に上述したＭｇ₂Ｓｉなどの微細な析出物を析出させることができる。この析出物は、析出硬化によりアルミニウム合金板の強度を向上させる作用を有する。Ｓｉの含有量を０．２０質量％以上とすることにより、アルミニウム合金板中に上記の析出物を十分に析出させ、アルミニウム合金板の強度を向上させることができる。アルミニウム合金板の強度をより向上させる観点からは、Ｓｉの含有量を０．３０質量％以上とすることが好ましい。Ｓｉの含有量が０．２０質量％未満の場合には、アルミニウム合金板中の微細な析出物の量が少なくなり、アルミニウム合金板の強度の低下を招くおそれがある。 ・ Si (silicon): 0.20 to 1.5 mass%
When Si coexists with Mg, fine precipitates such as Mg ₂ Si described above can be deposited in the aluminum alloy plate. This precipitate has the effect | action which improves the intensity | strength of an aluminum alloy plate by precipitation hardening. By setting the Si content to 0.20% by mass or more, the above precipitate can be sufficiently precipitated in the aluminum alloy plate, and the strength of the aluminum alloy plate can be improved. From the viewpoint of further improving the strength of the aluminum alloy plate, the Si content is preferably 0.30% by mass or more. When the Si content is less than 0.20% by mass, the amount of fine precipitates in the aluminum alloy plate is reduced, and the strength of the aluminum alloy plate may be reduced.

Ｓｉの含有量を多くすることにより、アルミニウム合金板の強度をより向上させることができる。しかし、Ｓｉの含有量が過度に多くなると、アルミニウム合金板中にＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系やＳｉ系の晶出物や粗大な析出物が形成されるおそれがある。そして、これらの晶出物や粗大な析出物の存在により、アルミニウム合金板の延性の低下を招くおそれがある。Ｓｉの含有量を１．５質量％以下、好ましくは１．３質量％以下とすることにより、上述した晶出物や粗大な析出物の形成を抑制し、アルミニウム合金板の延性の低下を回避することができる。   By increasing the content of Si, the strength of the aluminum alloy plate can be further improved. However, when the Si content is excessively large, Al-Fe-Si-based or Si-based crystallized substances or coarse precipitates may be formed in the aluminum alloy plate. And there exists a possibility of causing the fall of the ductility of an aluminum alloy plate by presence of these crystallized substances and coarse precipitates. By controlling the Si content to 1.5% by mass or less, and preferably 1.3% by mass or less, the formation of the above-mentioned crystallized substances and coarse precipitates is suppressed, and deterioration of the ductility of the aluminum alloy sheet is avoided. can do.

・Ｃｕ（銅）：０．０１０〜１．０質量％
Ｃｕは、アルミニウム合金板の強度を向上させる作用を有する。Ｃｕの含有量を０．０１０質量％以上とすることにより、アルミニウム合金板の強度を向上させることができる。アルミニウム合金板の強度をより向上させる観点からは、Ｃｕの含有量を０．０５０質量％以上とすることが好ましい。Ｃｕの含有量が０．０１０質量％未満の場合には、Ｃｕによる強度向上の効果が不十分となり、アルミニウム合金板の強度の低下を招くおそれがある。 Cu (copper): 0.010 to 1.0% by mass
Cu has the effect | action which improves the intensity | strength of an aluminum alloy plate. By setting the Cu content to 0.010% by mass or more, the strength of the aluminum alloy plate can be improved. From the viewpoint of further improving the strength of the aluminum alloy plate, the Cu content is preferably 0.050 mass% or more. When the Cu content is less than 0.010% by mass, the effect of improving the strength by Cu becomes insufficient, and the strength of the aluminum alloy plate may be reduced.

Ｃｕの含有量を多くすることにより、アルミニウム合金板の強度をより向上させることができる。しかし、Ｃｕの含有量が過度に多くなると、アルミニウム合金板中にＡｌ−Ｃｕ系やＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系の晶出物や粗大な析出物が形成されるおそれがある。そして、これらの晶出物や粗大な析出物の存在により、アルミニウム合金板の延性の低下を招くおそれがある。Ｃｕの含有量を１．０質量％以下、好ましくは０．８質量％以下とすることにより、上述した晶出物や粗大な析出物の形成を抑制し、アルミニウム合金板の延性の低下を回避することができる。   By increasing the Cu content, the strength of the aluminum alloy plate can be further improved. However, if the Cu content is excessively large, Al-Cu-based or Al-Mg-Cu-based crystallized substances and coarse precipitates may be formed in the aluminum alloy plate. And there exists a possibility of causing the fall of the ductility of an aluminum alloy plate by presence of these crystallized substances and coarse precipitates. By controlling the Cu content to 1.0% by mass or less, preferably 0.8% by mass or less, the formation of the above-mentioned crystallized substances and coarse precipitates is suppressed, and the deterioration of the ductility of the aluminum alloy plate is avoided. can do.

・Ｔｉ（チタン）：０．００５０〜０．５０質量％
Ｔｉは、アルミニウム合金の鋳塊における結晶粒を微細化する作用を有している。Ｔｉの含有量を０．００５０質量％以上とすることにより、鋳塊の結晶粒を微細化し、アルミニウム合金板の強度を向上させることができる。Ｔｉの含有量が０．００５０質量％未満の場合には、結晶粒を微細化する効果が不十分となり、アルミニウム合金板の強度の低下を招くおそれがある。 Ti (titanium): 0.0050 to 0.50 mass%
Ti has the effect of refining crystal grains in an aluminum alloy ingot. By setting the Ti content to 0.0050 mass% or more, the crystal grains of the ingot can be refined and the strength of the aluminum alloy plate can be improved. When the Ti content is less than 0.0050% by mass, the effect of refining crystal grains becomes insufficient, and the strength of the aluminum alloy plate may be reduced.

一方、Ｔｉの含有量が過度に多い場合には、アルミニウム合金板中にＡｌ−Ｔｉ系の晶出物や粗大な析出物が形成されるおそれがある。そして、これらの晶出物や粗大な析出物の存在により、アルミニウム合金板の延性の低下を招くおそれがある。Ｔｉの含有量を０．５０質量％以下、好ましくは０．４０質量％以下とすることにより、上述した晶出物や粗大な析出物の形成を抑制し、アルミニウム合金板の延性の低下を回避することができる。   On the other hand, when the content of Ti is excessively large, there is a possibility that an Al—Ti-based crystallized product or a coarse precipitate is formed in the aluminum alloy plate. And there exists a possibility of causing the fall of the ductility of an aluminum alloy plate by presence of these crystallized substances and coarse precipitates. By controlling the Ti content to 0.50% by mass or less, preferably 0.40% by mass or less, the formation of the above-mentioned crystallized substances and coarse precipitates is suppressed, and the deterioration of ductility of the aluminum alloy plate is avoided. can do.

・Ｍｎ（マンガン）：０．０１０〜０．５０質量％
Ｍｎは、アルミニウム合金の鋳塊における結晶粒を微細化する作用を有している。Ｍｎの含有量を０．０１０質量％以上とすることにより、鋳塊の結晶粒を微細化し、アルミニウム合金板の強度を向上させることができる。アルミニウム合金板の強度をより向上させる観点からは、Ｍｎの含有量を０．０２０質量％以上とすることが好ましい。Ｍｎの含有量が０．０１０質量％未満の場合には、結晶粒を微細化する効果が不十分となり、アルミニウム合金板の強度の低下を招くおそれがある。 Mn (manganese): 0.010 to 0.50 mass%
Mn has the effect of refining crystal grains in an aluminum alloy ingot. By setting the Mn content to 0.010% by mass or more, the crystal grains of the ingot can be refined, and the strength of the aluminum alloy plate can be improved. From the viewpoint of further improving the strength of the aluminum alloy plate, the Mn content is preferably 0.020% by mass or more. When the content of Mn is less than 0.010% by mass, the effect of refining the crystal grains becomes insufficient, and the strength of the aluminum alloy plate may be reduced.

一方、Ｍｎの含有量が過度に多い場合には、アルミニウム合金板中にＡｌ−Ｍｎ系やＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系の晶出物が形成されるおそれがある。そして、この晶出物の存在により、アルミニウム合金板の延性の低下を招くおそれがある。Ｍｎの含有量を０．５０質量％以下、好ましくは０．４０質量％以下とすることにより、上述した晶出物の形成を抑制し、アルミニウム合金板の延性の低下を回避することができる。   On the other hand, when the content of Mn is excessively large, there is a possibility that an Al-Mn-based or Al-Fe-Mn-Si-based crystallized product is formed in the aluminum alloy plate. The presence of the crystallized product may cause a decrease in ductility of the aluminum alloy plate. By setting the Mn content to 0.50% by mass or less, preferably 0.40% by mass or less, formation of the crystallized matter described above can be suppressed, and a decrease in ductility of the aluminum alloy plate can be avoided.

・Ｃｒ（クロム）：０．０１０〜０．５０質量％
Ｃｒは、アルミニウム合金の鋳塊における結晶粒を微細化する作用を有している。Ｃｒの含有量を０．０１０質量％以上とすることにより、鋳塊の結晶粒を微細化し、アルミニウム合金板の強度を向上させることができる。アルミニウム合金板の強度をより向上させる観点からは、Ｃｒの含有量を０．０２０質量％以上とすることが好ましい。Ｃｒの含有量が０．０１０質量％未満の場合には、結晶粒を微細化する効果が不十分となり、アルミニウム合金板の強度の低下を招くおそれがある。 ・ Cr (chromium): 0.010 to 0.50 mass%
Cr has the effect of refining crystal grains in an aluminum alloy ingot. By setting the Cr content to 0.010% by mass or more, the crystal grains of the ingot can be refined, and the strength of the aluminum alloy plate can be improved. From the viewpoint of further improving the strength of the aluminum alloy plate, the Cr content is preferably 0.020% by mass or more. When the Cr content is less than 0.010% by mass, the effect of refining the crystal grains becomes insufficient, and the strength of the aluminum alloy plate may be reduced.

一方、Ｃｒの含有量が過度に多い場合には、アルミニウム合金板中にＡｌ−Ｃｒ系の晶出物が形成されるおそれがある。そして、この晶出物の存在により、アルミニウム合金板の延性の低下を招くおそれがある。Ｃｒの含有量を０．５０質量％以下、好ましくは０．４０質量％以下とすることにより、上述した晶出物の形成を抑制し、アルミニウム合金板の延性の低下を回避することができる。   On the other hand, when the content of Cr is excessively large, there is a possibility that an Al-Cr-based crystallized product is formed in the aluminum alloy sheet. The presence of the crystallized product may cause a decrease in ductility of the aluminum alloy plate. By setting the Cr content to 0.50% by mass or less, preferably 0.40% by mass or less, the formation of the crystallized matter described above can be suppressed, and a decrease in ductility of the aluminum alloy plate can be avoided.

上記アルミニウム合金板は、必須成分としてのＭｇ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｍｎ及びＣｒの他に、任意成分としてのＦｅ、Ｚｎが含まれていてもよい。Ｆｅ及びＺｎは、例えば、リサイクル材を用いて上記アルミニウム合金板を作製する場合に上記アルミニウム合金板中に混入する可能性がある元素である。なお、例えば高純度の地金を用いて上記アルミニウム合金板を作製する場合等には、Ｆｅ及びＺｎの含有量を０質量％とすることも可能である。   The aluminum alloy plate may contain Fe and Zn as optional components in addition to Mg, Si, Cu, Ti, Mn and Cr as essential components. Fe and Zn are, for example, elements that may be mixed into the aluminum alloy plate when the aluminum alloy plate is produced using a recycled material. In addition, for example, when producing the said aluminum alloy plate using a highly pure metal, it is also possible to make content of Fe and Zn into 0 mass%.

・Ｆｅ（鉄）：０．５０質量％以下
Ｆｅの含有量が過度に多い場合には、アルミニウム合金板中にＡｌ−Ｆｅ系の晶出物や粗大な析出物が形成されるおそれがある。そして、これらの晶出物や粗大な析出物の存在により、アルミニウム合金板の延性の低下を招くおそれがある。Ｆｅの含有量を０．５０質量％以下、好ましくは０．４０質量％以下に規制することにより、上述した晶出物や析出物の形成を抑制し、アルミニウム合金板の延性の低下を回避することができる。 -Fe (iron): 0.50 mass% or less When there is too much content of Fe, there exists a possibility that an Al-Fe-type crystallized substance and a coarse precipitate may be formed in an aluminum alloy plate. And there exists a possibility of causing the fall of the ductility of an aluminum alloy plate by presence of these crystallized substances and coarse precipitates. By restricting the Fe content to 0.50% by mass or less, preferably 0.40% by mass or less, the formation of the above-mentioned crystallized substances and precipitates is suppressed, and a decrease in ductility of the aluminum alloy plate is avoided. be able to.

・Ｚｎ（亜鉛）：０．５０質量％以下
Ｚｎの含有量が過度に多い場合には、アルミニウム合金板中にＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系の晶出物や粗大な析出物が形成されるおそれがある。そして、これらの晶出物や粗大な析出物の存在により、アルミニウム合金板の延性の低下を招くおそれがある。Ｆｅの含有量を０．５０質量％以下、好ましくは０．２０質量％以下に規制することにより、上述した晶出物や析出物の形成を抑制し、アルミニウム合金板の延性の低下を回避することができる。 Zn (zinc): 0.50% by mass or less When the Zn content is excessively large, there is a possibility that an Al-Zn-Mg-based crystallized product or a coarse precipitate is formed in the aluminum alloy plate. is there. And there exists a possibility of causing the fall of the ductility of an aluminum alloy plate by presence of these crystallized substances and coarse precipitates. By restricting the Fe content to 0.50% by mass or less, preferably 0.20% by mass or less, the formation of the above-mentioned crystallized substances and precipitates is suppressed, and a decrease in ductility of the aluminum alloy plate is avoided. be able to.

・導電率：４３〜６０％ＩＡＣＳ
アルミニウム合金板の導電率は、その値が大きいほど、アルミニウムマトリクス中に固溶している溶質原子の量が少ないことを示している。上記アルミニウム合金板の導電率を上記特定の範囲内とすることにより、アルミニウムマトリクス中に固溶している溶質原子の量を適正な範囲にすることができる。その結果、アルミニウム合金板の強度及び延性を向上させることができる。 ・ Conductivity: 43-60% IACS
The electrical conductivity of the aluminum alloy plate indicates that the larger the value, the smaller the amount of solute atoms dissolved in the aluminum matrix. By setting the electrical conductivity of the aluminum alloy plate within the specific range, the amount of solute atoms dissolved in the aluminum matrix can be set to an appropriate range. As a result, the strength and ductility of the aluminum alloy plate can be improved.

導電率が４３％ＩＡＣＳ未満の場合には、アルミニウムマトリクス中に固溶している溶質原子の量が多くなるため、アルミニウム合金板の延性の低下を招くおそれがある。なお、上記特定の範囲の化学成分を有するアルミニウム合金板においては、通常、導電率は６０％ＩＡＣＳ以下である。   When the electrical conductivity is less than 43% IACS, the amount of solute atoms dissolved in the aluminum matrix increases, which may cause a decrease in ductility of the aluminum alloy plate. In the aluminum alloy sheet having the chemical component in the specific range, the electrical conductivity is usually 60% IACS or less.

・ミクロ組織
上記アルミニウム合金板のミクロ組織は圧延集合組織であり、圧延方向に平行な方向の結晶粒長さが板厚方向に平行な方向の結晶粒長さの５．０倍以上である結晶粒から構成されている。即ち、上記アルミニウム合金板においては、製造過程における再結晶が抑制されており、熱間圧延工程において形成された圧延集合組織が維持されている。これにより、上記特定の範囲の引張強さ、耐力及び伸びを容易に実現することができる。 -Microstructure The microstructure of the aluminum alloy sheet is a rolling texture, and a crystal whose grain length in the direction parallel to the rolling direction is 5.0 times or more of the grain length in the direction parallel to the plate thickness direction. It is composed of grains. That is, in the aluminum alloy sheet, recrystallization in the manufacturing process is suppressed, and the rolling texture formed in the hot rolling process is maintained. Thereby, the tensile strength, yield strength, and elongation in the specific range can be easily realized.

・引張強さ：２８０ＭＰａ以上、耐力：２４０ＭＰａ以上、伸び：７％以上
上記アルミニウム合金板は、上記特定の範囲の引張強さ、耐力及び伸びを有していることにより、高い強度と優れた伸びとを兼ね備えたものとなる。かかる機械的特性を有するアルミニウム合金板は、例えば、輸送用機器の構造材等の用途に好適である。 -Tensile strength: 280 MPa or more, Yield strength: 240 MPa or more, Elongation: 7% or more The above-mentioned aluminum alloy sheet has high strength and excellent elongation by having the above-mentioned specific range of tensile strength, proof stress, and elongation. It will be combined with. An aluminum alloy plate having such mechanical characteristics is suitable for applications such as structural materials for transportation equipment.

また、上記アルミニウム合金板の板厚は、例えば６ｍｍ以上とすることができる。板厚の厚いアルミニウム合金板においては、板厚の薄いアルミニウム合金板のように連続式加熱炉を用いて溶体化処理を行うことが難しい。そのため、従来の製造方法により板厚の厚いアルミニウム合金板を作製する場合には、通常、バッチ式加熱炉での溶体化処理が行われており、板厚の薄いアルミニウム合金板に比べて製造コストが高くなるという問題があった。   Moreover, the plate | board thickness of the said aluminum alloy plate can be 6 mm or more, for example. In a thick aluminum alloy plate, it is difficult to perform a solution treatment using a continuous heating furnace like a thin aluminum alloy plate. Therefore, when producing a thick aluminum alloy plate by a conventional production method, solution treatment is usually performed in a batch-type heating furnace, which is less expensive than a thin aluminum alloy plate. There was a problem that became high.

これに対し、上記アルミニウム合金板は、従来の製造方法において実施されていた溶体化処理を省略した場合にも、高い強度と優れた延性とを両立させることができる。それ故、上記アルミニウム合金板は、例えば６ｍｍ以上の比較的厚い板厚を有する場合にも、製造コストの増大を抑制することができる。   On the other hand, the aluminum alloy plate can achieve both high strength and excellent ductility even when the solution treatment performed in the conventional manufacturing method is omitted. Therefore, even when the aluminum alloy plate has a relatively thick plate thickness of, for example, 6 mm or more, an increase in manufacturing cost can be suppressed.

上記アルミニウム合金板は、例えば、上記特定の範囲の化学成分を備えた鋳塊を準備した後、この鋳塊に、圧延開始時の温度を３５０〜６００℃とし、かつ、圧延終了時の温度が８０〜２３０℃となる条件で熱間圧延を行うことにより作製することができる。   The aluminum alloy plate is prepared, for example, by preparing an ingot having a chemical component in the specific range, and then setting the temperature at the start of rolling to 350 to 600 ° C. and the temperature at the end of rolling. It can produce by performing hot rolling on the conditions used as 80-230 degreeC.

熱間圧延工程における圧延開始時の温度は、３５０〜６００℃とする。圧延開始時の温度が３５０℃未満の場合には、鋳塊の変形抵抗が大きくなるため、圧延荷重の増大を招くおそれがある。また、この場合には、熱間圧延中に鋳塊の割れが発生しやすくなるおそれがある。   The temperature at the start of rolling in the hot rolling step is set to 350 to 600 ° C. When the temperature at the start of rolling is less than 350 ° C., the deformation resistance of the ingot increases, which may increase the rolling load. Further, in this case, there is a risk that ingot cracking is likely to occur during hot rolling.

また、圧延開始時の温度が６００℃を超える場合には、熱間圧延中に鋳塊の一部が溶融するおそれがある。従って、圧延開始時の温度を３５０〜６００℃、好ましくは３５０〜５８０℃とすることにより、これらの問題を回避し、熱間圧延を行うことができる。   Further, when the temperature at the start of rolling exceeds 600 ° C., a part of the ingot may be melted during hot rolling. Therefore, by setting the temperature at the start of rolling to 350 to 600 ° C., preferably 350 to 580 ° C., these problems can be avoided and hot rolling can be performed.

熱間圧延工程における圧延終了時の温度は、８０〜２３０℃とする。圧延終了時の温度が８０℃未満の場合には、鋳塊の変形抵抗が大きくなるため、圧延荷重の増大を招くおそれがある。また、この場合には、熱間圧延中に鋳塊の割れが発生しやすくなるおそれがある。圧延終了時の温度を８０℃以上とすることにより、変形抵抗の増大を回避して熱間圧延を行うことができる。変形抵抗の増大をより確実に回避する観点からは、圧延終了時の温度を９０℃以上とすることが好ましい。   The temperature at the end of rolling in the hot rolling step is 80 to 230 ° C. If the temperature at the end of rolling is less than 80 ° C., the deformation resistance of the ingot increases, which may increase the rolling load. Further, in this case, there is a risk that ingot cracking is likely to occur during hot rolling. By setting the temperature at the end of rolling to 80 ° C. or more, hot rolling can be performed while avoiding an increase in deformation resistance. From the viewpoint of more reliably avoiding an increase in deformation resistance, the temperature at the end of rolling is preferably 90 ° C. or higher.

また、圧延終了時の温度が２３０℃を超える場合には、熱間圧延によって導入された加工歪みが、熱間圧延中及び熱間圧延後に回復するおそれがある。それ故、この場合には、アルミニウム合金板の強度の低下を招くおそれがある。従って、圧延終了時の温度を２３０℃以下とすることにより、加工歪みの回復を抑制してアルミニウム合金板の強度の低下を回避することができる。加工歪みの回復をより効果的に抑制する観点からは、圧延終了後の温度を２２０℃以下とすることが好ましい。   Moreover, when the temperature at the time of completion | finish of rolling exceeds 230 degreeC, there exists a possibility that the process distortion introduce | transduced by hot rolling may recover | recovery during hot rolling and after hot rolling. Therefore, in this case, the strength of the aluminum alloy plate may be reduced. Therefore, by setting the temperature at the end of rolling to 230 ° C. or lower, recovery of processing strain can be suppressed and a decrease in strength of the aluminum alloy sheet can be avoided. From the viewpoint of more effectively suppressing recovery of processing strain, the temperature after rolling is preferably set to 220 ° C. or lower.

前述したように、上記熱間圧延工程の後、熱延板の温度が低下する過程において、熱延板中に微細な析出物を析出させることができる。熱延板の温度は、例えば熱延板を室温環境下に置くことによって自然に低下させてもよい。また、例えばファン空冷、ミスト冷却、シャワー冷却及び水冷等の方法により熱延板を冷却してもよい。熱延板の温度を低下させる際の条件は、熱間圧延が完了してから熱延板の温度が１００℃に到達するまでの時間が２０時間以内となる条件を採用することができる。   As described above, fine precipitates can be deposited in the hot-rolled sheet in the process of lowering the temperature of the hot-rolled sheet after the hot rolling step. The temperature of the hot-rolled sheet may be naturally reduced, for example, by placing the hot-rolled sheet in a room temperature environment. Moreover, you may cool a hot-rolled board by methods, such as fan air cooling, mist cooling, shower cooling, and water cooling, for example. As the conditions for lowering the temperature of the hot-rolled sheet, a condition can be adopted in which the time from the completion of hot rolling until the temperature of the hot-rolled sheet reaches 100 ° C. is within 20 hours.

熱間圧延が完了してから熱延板の温度が１００℃に到達するまでの時間が過度に長い場合には、熱延板中の析出物が粗大化し、アルミニウム合金板の強度及び伸びが低下するおそれがある。前記時間を２０時間以内とすることにより、熱延板中の析出物の粗大化を回避し、ひいてはアルミニウム合金板の強度及び伸びの低下を回避することができる   If the time from hot rolling to completion until the temperature of the hot-rolled sheet reaches 100 ° C. is excessively long, precipitates in the hot-rolled sheet become coarse and the strength and elongation of the aluminum alloy sheet decrease. There is a risk. By setting the time within 20 hours, coarsening of precipitates in the hot-rolled sheet can be avoided, and consequently reduction in strength and elongation of the aluminum alloy sheet can be avoided.

上記製造方法においては、熱間圧延工程により得られた熱延板をそのまま上記アルミニウム合金板とすることができる。また、上記製造方法は、熱間圧延工程により得られた熱延板を加熱して焼鈍する焼鈍工程を有していてもよい。熱間圧延工程の後に必要に応じて焼鈍工程を実施することにより、強度と延性とのバランスを調整し、所望の機械的特性を備えたアルミニウム合金板を得ることができる。   In the said manufacturing method, the hot rolled sheet obtained by the hot rolling process can be made into the said aluminum alloy sheet as it is. Moreover, the said manufacturing method may have an annealing process which heats and anneals the hot-rolled sheet obtained by the hot rolling process. By performing an annealing process as needed after the hot rolling process, the balance between strength and ductility can be adjusted, and an aluminum alloy plate having desired mechanical properties can be obtained.

焼鈍工程においては、熱延板を１００〜２５０℃の温度で１〜１０時間加熱して焼鈍を行う。焼鈍工程における加熱温度を１００℃以上とし、かつ、加熱時間を１時間以上とすることにより、熱延板を適度に軟化させることができる。これにより、アルミニウム合金板の延性をより向上させることができる。焼鈍工程における加熱温度を１２０℃以上とすることにより、アルミニウム合金板の延性をより向上させることができる。また、焼鈍工程における加熱時間を２時間以上とすることにより、アルミニウム合金板の延性をより向上させることができる。   In the annealing process, the hot-rolled sheet is annealed at a temperature of 100 to 250 ° C. for 1 to 10 hours. By setting the heating temperature in the annealing step to 100 ° C. or more and the heating time to 1 hour or more, the hot-rolled sheet can be softened appropriately. Thereby, the ductility of the aluminum alloy plate can be further improved. By setting the heating temperature in the annealing step to 120 ° C. or higher, the ductility of the aluminum alloy plate can be further improved. Moreover, the ductility of an aluminum alloy plate can be improved more by making the heating time in an annealing process into 2 hours or more.

しかし、焼鈍工程における加熱温度を高くすると、アルミニウム合金板の延性が高くなる反面、強度の低下を招く。同様に、焼鈍工程における加熱時間を長くすると、アルミニウム合金板の延性が高くなる反面、強度の低下を招く。焼鈍工程における加熱温度を２５０℃以下とし、かつ、加熱時間を１０時間以下とすることにより、アルミニウム合金板の強度の低下を抑制しつつ延性をより向上させることができる。また、焼鈍工程における加熱温度を２２０℃以下とすることにより、アルミニウム合金板の強度の低下をより効果的に抑制することができる。同様に、焼鈍工程における加熱時間を９時間以下とすることにより、アルミニウム合金板の強度の低下をより効果的に抑制することができる。   However, when the heating temperature in the annealing process is increased, the ductility of the aluminum alloy plate is increased, but the strength is reduced. Similarly, if the heating time in the annealing process is increased, the ductility of the aluminum alloy plate is increased, but the strength is reduced. By setting the heating temperature in the annealing step to 250 ° C. or less and the heating time to 10 hours or less, ductility can be further improved while suppressing a decrease in strength of the aluminum alloy sheet. Moreover, the fall of the intensity | strength of an aluminum alloy plate can be suppressed more effectively by the heating temperature in an annealing process being 220 degrees C or less. Similarly, by setting the heating time in the annealing step to 9 hours or less, it is possible to more effectively suppress a decrease in the strength of the aluminum alloy plate.

また、上記製造方法においては、熱間圧延工程により得られた熱延板を冷間圧延する冷間圧延工程を有していてもよい。熱間圧延工程の後に必要に応じて冷間圧延工程を実施することにより、強度と延性とのバランスを調整し、所望の機械的特性を備えたアルミニウム合金板を得ることができる。   Moreover, in the said manufacturing method, you may have the cold rolling process which cold-rolls the hot rolled sheet obtained by the hot rolling process. By carrying out a cold rolling step as necessary after the hot rolling step, the balance between strength and ductility can be adjusted, and an aluminum alloy plate having desired mechanical properties can be obtained.

冷間圧延工程においては、熱間圧延工程により得られた熱延板に１〜２０％の圧下率で冷間圧延を行うことにより、冷延板を作製する。この冷延板を上記アルミニウム合金板とすることができる。冷間圧延工程における圧下率を１％以上とすることにより、アルミニウム合金板中に更なる加工歪みを導入し、アルミニウム合金板の強度をより向上させることができる。アルミニウム合金板の強度をより向上させる観点からは、冷間圧延工程における圧下率を２％以上とすることがより好ましい。   In a cold rolling process, a cold-rolled sheet is produced by cold-rolling the hot-rolled sheet obtained by the hot-rolling process at a rolling reduction of 1 to 20%. This cold-rolled plate can be the aluminum alloy plate. By setting the rolling reduction ratio in the cold rolling step to 1% or more, further processing strain can be introduced into the aluminum alloy plate, and the strength of the aluminum alloy plate can be further improved. From the viewpoint of further improving the strength of the aluminum alloy sheet, it is more preferable that the rolling reduction in the cold rolling step is 2% or more.

しかし、冷間圧延工程における圧下率を大きくすると、アルミニウム合金板の強度が高くなる反面、延性の低下を招く。冷間圧延工程における圧下率を２０％以下、より好ましくは１５％以下とすることにより、アルミニウム合金板の延性の低下を回避しつつ強度をより向上させることができる。   However, when the rolling reduction in the cold rolling process is increased, the strength of the aluminum alloy sheet is increased, but the ductility is reduced. By setting the rolling reduction in the cold rolling step to 20% or less, more preferably 15% or less, the strength can be further improved while avoiding a decrease in ductility of the aluminum alloy sheet.

また、上記製造方法においては、冷間圧延工程により得られた冷延板を加熱して焼鈍する焼鈍工程を有していてもよい。冷間圧延工程の後に必要に応じて焼鈍工程を実施することにより、強度と延性とのバランスを調整し、所望の機械的特性を備えたアルミニウム合金板を得ることができる。なお、冷間圧延工程後に実施する焼鈍工程における加熱温度及び加熱時間の好ましい範囲、及びその限定理由は、熱間圧延工程後に実施する焼鈍工程と同様である。   Moreover, in the said manufacturing method, you may have an annealing process which heats and anneals the cold-rolled sheet obtained by the cold rolling process. By performing an annealing process as necessary after the cold rolling process, the balance between strength and ductility can be adjusted, and an aluminum alloy sheet having desired mechanical properties can be obtained. In addition, the preferable range of the heating temperature and heating time in the annealing process implemented after a cold rolling process, and the limitation reason are the same as that of the annealing process implemented after a hot rolling process.

上記アルミニウム合金板及びその製造方法の実施例を以下に説明する。なお、本発明に係るアルミニウム合金板及びその製造方法の具体的な態様は以下の実施例に限定されるものではなく、本発明の趣旨を損なわない範囲において適宜構成を変更することができる。   Examples of the aluminum alloy plate and the manufacturing method thereof will be described below. In addition, the specific aspect of the aluminum alloy plate which concerns on this invention, and its manufacturing method is not limited to a following example, A structure can be suitably changed in the range which does not impair the meaning of this invention.

（実施例１）
本例は、アルミニウム合金板の化学成分を種々変更した例である。本例においては、まず、表１に示す化学成分（合金記号Ａ１〜Ａ２８）を有するアルミニウム合金の鋳塊を準備する準備工程を実施した。鋳塊の作製は、ＤＣ鋳造により行った。また、鋳塊の厚さは５００ｍｍ、幅は５００ｍｍ、長さは１０００ｍｍとした。なお、表１中に記載した記号「Ｂａｌ．」は、残余成分（Ｂａｌａｎｃｅ）であることを示す。 Example 1
In this example, various chemical components of the aluminum alloy plate are changed. In this example, first, a preparation process for preparing an ingot of an aluminum alloy having chemical components (alloy symbols A1 to A28) shown in Table 1 was performed. The ingot was produced by DC casting. The thickness of the ingot was 500 mm, the width was 500 mm, and the length was 1000 mm. In addition, the symbol “Bal.” Described in Table 1 indicates a residual component (Balance).

準備工程において準備した鋳塊を５００℃の温度で５時間加熱して均質化処理を行った。次いで、鋳塊に熱間圧延を行う熱間圧延工程を実施し、板厚２．０ｍｍの熱延板を得た。熱間圧延工程における圧延開始時の温度は５００℃とし、圧延終了時の温度は１５０℃とした。その後、室温環境下に熱延板を置くことにより熱延板の温度を自然に室温まで低下させた。   The ingot prepared in the preparation step was heated at a temperature of 500 ° C. for 5 hours to perform a homogenization treatment. Subsequently, the hot rolling process which hot-rolls to an ingot was implemented, and the hot rolled sheet with a plate thickness of 2.0 mm was obtained. The temperature at the start of rolling in the hot rolling process was 500 ° C., and the temperature at the end of rolling was 150 ° C. Then, the temperature of the hot rolled sheet was naturally lowered to room temperature by placing the hot rolled sheet in a room temperature environment.

以上により得られた熱延板を試験材（試験材１〜２８）として、ミクロ組織の観察、機械的特性の評価及び導電率の測定を以下の方法で実施した。   Using the hot-rolled sheet obtained as described above as a test material (test materials 1 to 28), observation of the microstructure, evaluation of mechanical properties, and measurement of conductivity were carried out by the following methods.

・ミクロ組織の観察
試験材を圧延方向に平行な方向に切断し、断面（Ｌ−ＳＴ面）を露出させた。この断面に電解エッチングを施した後、偏光光学顕微鏡を用いて断面を倍率２５倍に拡大し、３８００μｍ×４８００μｍの視野を有する顕微鏡像を取得した。得られた顕微鏡像中に存在する結晶粒から無作為に１０個の結晶粒を選択し、各結晶粒について、圧延方向に平行な方向の結晶粒長さと、板厚方向に平行な方向の結晶粒長さとを測定した。圧延方向に平行な方向の結晶粒長さを板厚方向に平行な方向の結晶粒長さで除することにより、各結晶粒のアスペクト比を算出した。なお、選択した結晶粒の圧延方向に平行な方向における結晶粒長さが視野の大きさを超えた場合には、視野の長さを圧延方向に平行な方向における結晶粒長さとした。 -Microstructure observation The test material was cut in a direction parallel to the rolling direction to expose the cross section (L-ST plane). After electrolytic etching was performed on this cross section, the cross section was magnified 25 times using a polarizing optical microscope, and a microscopic image having a field of view of 3800 μm × 4800 μm was obtained. Ten crystal grains are randomly selected from the crystal grains present in the obtained microscopic image, and for each crystal grain, the crystal grain length in the direction parallel to the rolling direction and the crystal in the direction parallel to the plate thickness direction are selected. The grain length was measured. The aspect ratio of each crystal grain was calculated by dividing the crystal grain length in the direction parallel to the rolling direction by the crystal grain length in the direction parallel to the plate thickness direction. In addition, when the crystal grain length in the direction parallel to the rolling direction of the selected crystal grain exceeded the size of the visual field, the length of the visual field was defined as the crystal grain length in the direction parallel to the rolling direction.

そして、１０個の結晶粒におけるアスペクト比の平均を、試験材の結晶粒のアスペクト比、即ち圧延方向に平行な方向の結晶粒長さに対する板厚方向に平行な方向の結晶粒長さの比として表２の「アスペクト比」の欄に記載した。   The average of the aspect ratios of the 10 crystal grains is the ratio of the crystal grain aspect ratio of the test material, that is, the ratio of the crystal grain length in the direction parallel to the plate thickness direction to the crystal grain length in the direction parallel to the rolling direction. In the column of “Aspect Ratio” in Table 2.

・導電率
導電率計（日本フェルスター株式会社製「ＳＩＧＭＡＴＥＳＴ２．０６９」）を用い、渦電流法により試験材の導電率（％ＩＡＣＳ）を測定した。各試験材の導電率は表２に示した通りであった。なお、導電率の測定は、２５℃の環境下において行った。 -Electrical conductivity The electrical conductivity (% IACS) of the test material was measured by an eddy current method using a conductivity meter ("SIGMATEST 2.069" manufactured by Nippon Ferster Co., Ltd.). The conductivity of each test material was as shown in Table 2. The conductivity was measured in an environment at 25 ° C.

・機械的特性
試験材から、長手方向と圧延方向とが平行になるようにしてＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に規定された５号試験片を採取した。この試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１の規定に準じた方法により引張試験を実施した。引張試験の結果に基づいて、試験材の引張強さ、耐力及び伸びの値を算出した。なお、引張試験は室温下において実施した。各試験材の引張強さ、耐力及び伸びの値は表２に示した通りであった。 Mechanical properties No. 5 test piece defined in JIS Z2241: 2011 was collected from the test material so that the longitudinal direction and the rolling direction were parallel to each other. Using this test piece, a tensile test was carried out by a method in accordance with JIS Z2241: 2011. Based on the result of the tensile test, the tensile strength, proof stress and elongation of the test material were calculated. The tensile test was performed at room temperature. The values of tensile strength, proof stress and elongation of each test material are as shown in Table 2.

表１及び表２に示したように、試験材１〜１４は、上記特定の範囲の化学成分（合金記号Ａ１〜Ａ１４）及び導電率を有している。また、これらの試験材は、表２に示したように、ミクロ組織観察において、結晶粒のアスペクト比が５よりも十分に大きい値を示した。これらの試験材のミクロ組織の一例を図１に示す。図１に示したように、試験材１〜１４のミクロ組織は、熱間圧延工程における圧延方向と平行な方向に延びた繊維状の結晶粒から構成されており、圧延集合組織であることが理解できる。   As shown in Tables 1 and 2, the test materials 1 to 14 have chemical components (alloy symbols A1 to A14) and conductivity in the specific range. In addition, as shown in Table 2, these test materials showed values sufficiently larger than 5 in the aspect ratio of the crystal grains in the microstructure observation. An example of the microstructure of these test materials is shown in FIG. As shown in FIG. 1, the microstructure of the test materials 1 to 14 is composed of fibrous crystal grains extending in a direction parallel to the rolling direction in the hot rolling process, and is a rolled texture. Understandable.

このように、試験材１〜１４は、上記特定の範囲の化学成分及び導電率を有し、圧延集合組織から構成されている。それ故、これらの試験材は、上記特定の範囲の引張強さ、耐力及び伸びを実現し、高い強度と優れた延性と両立させることができた。   Thus, the test materials 1-14 have the chemical component and electrical conductivity of the said specific range, and are comprised from the rolling texture. Therefore, these test materials realized the tensile strength, proof stress and elongation in the specific range, and were able to achieve both high strength and excellent ductility.

一方、試験材１５は、Ｓｉの含有量が上記特定の範囲よりも少なかったため、試験材１〜１４に比べて引張強さ及び耐力が低かった。
試験材１６は、Ｓｉの含有量が上記特定の範囲よりも多く、導電率が上記特定の範囲よりも低かったため、試験材１〜１４に比べて伸びが低かった。
試験材１７は、Ｆｅの含有量が上記特定の範囲よりも多かったため、試験材１〜１４に比べて伸びが低かった。 On the other hand, since the test material 15 had less Si content than the specific range, the tensile strength and proof stress were lower than those of the test materials 1-14.
The test material 16 had a lower Si content than the test materials 1 to 14 because the Si content was higher than the specific range and the conductivity was lower than the specific range.
The test material 17 had a lower Fe content than the test materials 1 to 14 because the Fe content was higher than the specific range.

試験材１８は、Ｃｕの含有量が上記特定の範囲よりも少なかったため、試験材１〜１４に比べて引張強さ及び耐力が低かった。
試験材１９は、Ｃｕの含有量が上記特定の範囲よりも多く、導電率が上記特定の範囲よりも低かったため、試験材１〜１４に比べて伸びが低かった。 Since the test material 18 had less Cu content than the specific range, the test material 18 had lower tensile strength and yield strength than the test materials 1-14.
Since the test material 19 had a Cu content higher than the specific range and the conductivity was lower than the specific range, the test material 19 had a lower elongation than the test materials 1-14.

試験材２０は、Ｍｎの含有量が上記特定の範囲よりも少なかったため、試験材１〜１４に比べて引張強さ及び耐力が低かった。
試験材２１は、Ｍｎの含有量が上記特定の範囲よりも多く、導電率が上記特定の範囲よりも低かったため、試験材１〜１４に比べて伸びが低かった。 Since the test material 20 had less Mn content than the specific range, the test material 20 had lower tensile strength and yield strength than the test materials 1-14.
Since the test material 21 had a Mn content higher than the specific range and the conductivity was lower than the specific range, the test material 21 had a lower elongation than the test materials 1-14.

試験材２２は、Ｍｇの含有量が上記特定の範囲よりも少なかったため、試験材１〜１４に比べて引張強さ及び耐力が低かった。
試験材２３は、Ｍｇの含有量が上記特定の範囲よりも多く、導電率が上記特定の範囲よりも低かったため、試験材１〜１４に比べて伸びが低かった。 Since the test material 22 had less Mg content than the specific range, the test material 22 had lower tensile strength and yield strength than the test materials 1-14.
Since the test material 23 had a Mg content higher than the specific range and the conductivity was lower than the specific range, the test material 23 had a lower elongation than the test materials 1-14.

試験材２４は、Ｃｒの含有量が上記特定の範囲よりも少なかったため、試験材１〜１４に比べて引張強さ及び耐力が低かった。
試験材２５は、Ｃｒの含有量が上記特定の範囲よりも多く、導電率が上記特定の範囲よりも低いため、試験材１〜１４に比べて伸びが低かった。
試験材２６は、Ｚｎの含有量が上記特定の範囲よりも多く、導電率が上記特定の範囲よりも低かったため、試験材１〜１４に比べて伸びが低かった。 Since the test material 24 had a Cr content lower than the above specific range, the tensile strength and proof stress were lower than those of the test materials 1-14.
The test material 25 had a lower Cr content than the test materials 1 to 14 because the Cr content was higher than the specific range and the conductivity was lower than the specific range.
Since the test material 26 had a Zn content higher than the specific range and a conductivity lower than the specific range, the test material 26 had a lower elongation than the test materials 1-14.

試験材２７は、Ｔｉの含有量が上記特定の範囲よりも少なかったため、試験材１〜１４に比べて引張強さ及び耐力が低かった。
試験材２８は、Ｔｉの含有量が上記特定の範囲よりも多かったため、試験材１〜１４に比べて伸びが低かった。 Since the test material 27 had less Ti content than the specific range, the test material 27 had lower tensile strength and yield strength than the test materials 1-14.
The test material 28 had a lower Ti content than the test materials 1 to 14 because the Ti content was greater than the specific range.

（実施例２）
本例は、アルミニウム合金板の製造条件を種々変更した例である。本例においては、まず、準備工程として、Ｓｉ：０．７０質量％、Ｆｅ：０．２５質量％、Ｃｕ：０．３０質量％、Ｍｎ：０．１０質量％、Ｍｇ：１．０質量％、Ｃｒ：０．１５質量％、Ｚｎ：０．０１０質量％、Ｔｉ：０．０３０質量％を含み、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる化学成分を備えた鋳塊を準備した。なお、鋳塊の作製はＤＣ鋳造により行い、鋳塊の厚さは５００ｍｍ、幅は５００ｍｍ、長さは１０００ｍｍとした。 (Example 2)
In this example, the production conditions of the aluminum alloy plate are variously changed. In this example, first, as a preparatory step, Si: 0.70 mass%, Fe: 0.25 mass%, Cu: 0.30 mass%, Mn: 0.10 mass%, Mg: 1.0 mass% , Cr: 0.15% by mass, Zn: 0.010% by mass, Ti: 0.030% by mass, and the ingot was prepared with a chemical component consisting of Al and inevitable impurities. The ingot was produced by DC casting. The thickness of the ingot was 500 mm, the width was 500 mm, and the length was 1000 mm.

次に、得られた鋳塊に表３に示す条件（条件記号Ｂ１〜Ｂ３５）で熱間圧延を行い、熱延板を得た。その後、室温環境下に熱延板を置くことにより熱延板の温度を自然に室温まで低下させた。条件記号Ｂ１、Ｂ２、Ｂ１７、Ｂ１８により作製した熱延板については、得られた熱延板をそのまま試験材（表４、試験材２９、３０、４５、４６）とした。   Next, the obtained ingot was hot-rolled under the conditions shown in Table 3 (condition symbols B1 to B35) to obtain hot rolled sheets. Then, the temperature of the hot rolled sheet was naturally lowered to room temperature by placing the hot rolled sheet in a room temperature environment. About the hot-rolled sheet produced according to the condition symbols B1, B2, B17, and B18, the obtained hot-rolled sheet was used as a test material (Table 4, test materials 29, 30, 45, and 46) as it was.

条件記号Ｂ３、Ｂ４、Ｂ１９、Ｂ２０により作製した熱延板については、表３に示す圧下率で熱延板に冷間圧延を行う冷間圧延工程を実施した。これにより得られた冷延板を試験材（表４、試験材３１、３２、４７、４８）とした。   About the hot-rolled sheet produced according to the condition symbols B3, B4, B19, and B20, a cold-rolling process was performed in which the hot-rolled sheet was cold-rolled at the rolling reduction shown in Table 3. The cold-rolled sheet thus obtained was used as a test material (Table 4, test materials 31, 32, 47, and 48).

条件記号Ｂ５、Ｂ６、Ｂ２１〜Ｂ２３により作製した熱延板については、表３に示す加熱温度及び加熱時間で熱延板を加熱して焼鈍を行う焼鈍工程を実施した。これにより得られた熱延板を試験材（表４、試験材３３、３４、４９〜５１）とした。   About the hot-rolled sheet produced according to the condition symbols B5, B6, and B21 to B23, an annealing process was performed in which the hot-rolled sheet was heated and heated at the heating temperature and heating time shown in Table 3. The hot-rolled sheet thus obtained was used as a test material (Table 4, test materials 33, 34, 49 to 51).

条件記号Ｂ７〜Ｂ１６、Ｂ２４〜Ｂ３５により作製した熱延板については、まず、表３に示す圧下率で熱延板に冷間圧延を行う冷間圧延工程を実施した。更に、冷間圧延工程により得られた冷延板に、表３に示す加熱温度及び加熱時間で冷延板を加熱して焼鈍を行う焼鈍工程を実施した。これにより得られた冷延板を試験材（表４、試験材３５〜４４、５２〜６３）とした。   About the hot-rolled sheet produced according to the condition symbols B7 to B16 and B24 to B35, first, a cold rolling process was performed in which the hot-rolled sheet was cold-rolled at the rolling reduction shown in Table 3. Furthermore, the annealing process which annealed by heating a cold-rolled board with the heating temperature and heating time which are shown in Table 3 to the cold-rolled board obtained by the cold rolling process was implemented. The cold-rolled sheet thus obtained was used as a test material (Table 4, test materials 35 to 44, 52 to 63).

以上により得られた試験材２９〜６３について、実施例１と同様に、ミクロ組織の観察、機械的特性の評価及び導電率の測定を実施した。これらの結果は表４に示した通りであった。   For the test materials 29 to 63 obtained as described above, the observation of the microstructure, the evaluation of the mechanical properties, and the measurement of the conductivity were performed in the same manner as in Example 1. These results were as shown in Table 4.

表３及び表４に示したように、試験材２９、３０は、熱間圧延工程において、圧延開始時の温度及び圧延終了時の温度が上記特定の範囲内となる条件で熱間圧延を行った。そのため、溶体化処理及び人工時効処理を行わない場合にも、上記特定の範囲の引張強さ、耐力及び伸びを実現し、高い強度と優れた延性と両立させることができた。
試験材３１、３２は、熱間圧延工程により得られた熱延板に、圧下率を上記特定の範囲とした条件で冷間圧延工程を行った。これにより、優れた延性を確保しつつ、試験材２９、３０に比べて強度を向上させることができた。 As shown in Table 3 and Table 4, the test materials 29 and 30 were hot-rolled in the hot rolling process under the conditions that the temperature at the start of rolling and the temperature at the end of rolling were within the specific range. It was. Therefore, even when solution treatment and artificial aging treatment were not performed, the above-described specific ranges of tensile strength, proof stress and elongation were achieved, and both high strength and excellent ductility could be achieved.
The test materials 31 and 32 performed the cold rolling process on the hot rolled sheet obtained by the hot rolling process on the conditions which made the rolling reduction the said specific range. As a result, the strength could be improved as compared with the test materials 29 and 30 while ensuring excellent ductility.

試験材３３、３４は、熱間圧延工程により得られた熱延板に、加熱温度及び加熱時間を上記特定の範囲とした条件で焼鈍工程を行った。これにより、高い強度を確保しつつ、試験材２９、３０に比べて延性を向上させることができた。
また、試験材３５〜４４は、熱間圧延工程により得られた熱延板に、圧下率、加熱温度及び加熱時間を上記特定の範囲とした条件で冷間圧延工程及び焼鈍工程を行った。これにより、高い強度と優れた延性とを確保した上で、試験材の強度と延性とのバランスを調節することができた。 The test materials 33 and 34 performed the annealing process on the hot rolled sheet obtained by the hot rolling process on the conditions which made heating temperature and heating time the said specific range. Thereby, ductility was able to be improved compared with the test materials 29 and 30, ensuring high intensity | strength.
Moreover, the test materials 35-44 performed the cold rolling process and the annealing process on the conditions which set the rolling reduction, the heating temperature, and the heating time as the said specific range to the hot-rolled sheet obtained by the hot rolling process. As a result, it was possible to adjust the balance between the strength and ductility of the test material while ensuring high strength and excellent ductility.

一方、試験材４５、４７、４９、５１、５３、５５は、熱間圧延工程における圧延開始時の温度が上記特定の範囲よりも高かったため、熱間圧延前の加熱中に鋳塊が溶融し、熱間圧延を行うことができなかった。
試験材４６、４８、５０、５２、５４、５６は、熱間圧延工程における圧延開始時の温度が上記特定の範囲よりも低かったため、熱間圧延中に鋳塊の割れが発生し、熱間圧延を行うことができなかった。 On the other hand, since the test materials 45, 47, 49, 51, 53, and 55 had a temperature at the start of rolling in the hot rolling process higher than the above specific range, the ingot was melted during heating before hot rolling. The hot rolling could not be performed.
Since the test materials 46, 48, 50, 52, 54, and 56 had a temperature at the start of rolling in the hot rolling process lower than the specific range, ingot cracking occurred during hot rolling, Rolling could not be performed.

試験材５７、５９は、熱間圧延工程における圧延終了時の温度が上記特定の範囲よりも高かったため、熱間圧延中に導入した加工歪みの回復を招いた。また、これらの試験体においては、熱間圧延後の再結晶を抑制することができず、圧延集合組織を維持することができなかった。その結果、これらの試験材の強度は試験材２９〜４４に比べて低くなった。
試験材５８、６０は、熱間圧延工程における圧延終了時の温度が上記特定の範囲よりも低かったため、熱間圧延中に鋳塊の割れが発生し、熱間圧延を行うことができなかった。 Since the test materials 57 and 59 had a temperature at the end of rolling in the hot rolling process higher than the above specific range, the work strain introduced during the hot rolling was recovered. In these specimens, recrystallization after hot rolling could not be suppressed, and the rolling texture could not be maintained. As a result, the strength of these test materials was lower than that of the test materials 29 to 44.
Since the test materials 58 and 60 had a temperature at the end of rolling in the hot rolling process lower than the specific range, the ingot was cracked during the hot rolling, and the hot rolling could not be performed. .

試験材６１は、冷間圧延工程における圧下率が上記特定の範囲よりも高かったため、試験材２９〜４４に比べて延性が低下した。
試験材６２は、焼鈍工程における加熱温度が上記特定の範囲よりも高かったため、加熱中に再結晶し、圧延集合組織を維持することができなかった。その結果、これらの試験材の強度は試験材２９〜４４に比べて低くなった。 Since the test material 61 had a reduction ratio in the cold rolling process higher than the specific range, the ductility was lower than that of the test materials 29 to 44.
Since the heating temperature in the annealing process was higher than the above specific range, the test material 62 was recrystallized during heating and could not maintain the rolling texture. As a result, the strength of these test materials was lower than that of the test materials 29 to 44.

試験材６３は、焼鈍工程における加熱時間が上記特定の範囲よりも長かったため、加熱中に再結晶し、圧延集合組織を維持することができなかった。その結果、これらの試験材の強度は試験材２９〜４４に比べて低くなった。   Since the heating time in the annealing process was longer than the specific range, the test material 63 was recrystallized during heating and could not maintain the rolling texture. As a result, the strength of these test materials was lower than that of the test materials 29 to 44.

１ アルミニウム合金圧延板   1 Aluminum alloy rolled sheet

Claims (5)

Ｍｇ：０．２０〜１．５質量％、Ｓｉ：０．２０〜１．５質量％、Ｃｕ：０．０１０〜１．０質量％、Ｍｎ：０．０１０〜０．５０質量％、Ｃｒ：０．０１０〜０．５０質量％、Ｔｉ：０．００５０〜０．５０質量％を含有し、Ｆｅ：０．５０質量％以下、Ｚｎ：０．５０質量％以下に規制され、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有し、
圧延方向に平行な方向の結晶粒長さが圧延方向に直角な方向の結晶粒長さの５．０倍以上である圧延集合組織を有し、
引張強さが２８０ＭＰａ以上であり、
耐力が２４０ＭＰａ以上であり、
伸びが７％以上であり、
導電率が４３〜６０％ＩＡＣＳである、
アルミニウム合金板。 Mg: 0.20 to 1.5 mass%, Si: 0.20 to 1.5 mass%, Cu: 0.010 to 1.0 mass%, Mn: 0.010 to 0.50 mass%, Cr: Containing 0.010 to 0.50% by mass, Ti: 0.0050 to 0.50% by mass, Fe: 0.50% by mass or less, Zn: 0.50% by mass or less, the balance being Al and Has a chemical component consisting of inevitable impurities,
Having a rolling texture in which the crystal grain length in the direction parallel to the rolling direction is at least 5.0 times the crystal grain length in the direction perpendicular to the rolling direction;
The tensile strength is 280 MPa or more,
Yield strength is 240 MPa or more,
Elongation is 7% or more,
The conductivity is 43-60% IACS,
Aluminum alloy plate. Ｍｇ：０．２０〜１．５質量％、Ｓｉ：０．２０〜１．５質量％、Ｃｕ：０．０１０〜１．０質量％、Ｍｎ：０．０１０〜０．５０質量％、Ｃｒ：０．０１０〜０．５０質量％、Ｔｉ：０．００５０〜０．５０質量％を含有し、Ｆｅ：０．５０質量％以下、Ｚｎ：０．５０質量％以下に規制され、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有する鋳塊を準備する準備工程と、
前記鋳塊に、圧延開始時の温度を３５０〜６００℃とし、かつ、圧延終了時の温度が８０〜２３０℃となる条件で熱間圧延を行う熱間圧延工程と、
を有する、アルミニウム合金板の製造方法。 Mg: 0.20 to 1.5 mass%, Si: 0.20 to 1.5 mass%, Cu: 0.010 to 1.0 mass%, Mn: 0.010 to 0.50 mass%, Cr: Containing 0.010 to 0.50% by mass, Ti: 0.0050 to 0.50% by mass, Fe: 0.50% by mass or less, Zn: 0.50% by mass or less, the balance being Al and A preparation step of preparing an ingot having a chemical component consisting of inevitable impurities;
A hot rolling step of performing hot rolling on the ingot at a temperature of 350 to 600 ° C. at the start of rolling and a temperature of 80 to 230 ° C. at the end of rolling,
The manufacturing method of the aluminum alloy plate which has these. 前記熱間圧延工程により得られた熱延板を１００〜２５０℃の温度で１〜１０時間加熱して焼鈍を行う焼鈍工程を更に有している、請求項２に記載のアルミニウム合金板の製造方法。   The manufacturing of the aluminum alloy plate according to claim 2, further comprising an annealing step in which the hot-rolled plate obtained by the hot rolling step is annealed by heating at a temperature of 100 to 250 ° C for 1 to 10 hours. Method. 前記熱間圧延工程により得られた熱延板に１〜２０％の圧下率で冷間圧延を行う冷間圧延工程を更に有する、請求項２に記載のアルミニウム合金板の製造方法。   The manufacturing method of the aluminum alloy plate of Claim 2 which further has the cold rolling process which cold-rolls with the reduction rate of 1-20% to the hot rolled sheet obtained by the said hot rolling process. 前記冷間圧延工程により得られた冷延板に１００〜２５０℃の温度で１〜１０時間加熱して焼鈍を行う焼鈍工程を更に有している、請求項４に記載のアルミニウム合金板の製造方法。   The manufacturing of the aluminum alloy plate according to claim 4, further comprising an annealing step in which the cold-rolled plate obtained by the cold rolling step is annealed by heating at a temperature of 100 to 250 ° C for 1 to 10 hours. Method.