CN108350551A - 变形成型加工用铝合金轧制材的制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种变形成型加工用铝合金轧制材的制造方法，其包括：对包含规定组成的铝合金的铸块进行均质化处理的工序；对均质化处理后的铝合金，以自500℃至320℃之间的铸块厚度1/4处的平均冷却速度成为20℃/小时～2000℃/小时的方式进行冷却的工序；以及以370℃～440℃开始热轧，将经热轧的铝合金以310℃～380℃卷绕的工序，所述变形成型加工用铝合金轧制材的制造方法包括：将冷却工序后的铝合金在热轧前以在370℃～440℃的范围内所设定的轧制前加热温度保持0.17小时以上的工序。

Description

变形成型加工用铝合金轧制材的制造方法

技术领域

本发明涉及一种包含铝合金的成型加工用轧制材的制造方法，所述包含铝合金的成型加工用轧制材作为像汽车车身片材(body sheet)、车身板件(body panel)这样的各种汽车、船舶、飞机等的构件、零件、或者建筑材料、结构材料、其他各种机械器具、家电制品或其零件等的原材料，实施成型加工及涂装烧结后供于使用。尤其涉及一种制造适于所述用途的、弯曲加工性、及耐起皱(ridging resistance)性优异的成型加工用铝合金轧制材的方法。

背景技术

以最近的抑制地球变暖或降低能量成本等要求为背景，通过汽车的轻量化来提高燃料效率的期望强烈。响应于所述期望，关于可应用于汽车的车身板件中的汽车用车身片材，从现有的冷轧钢板转而使用铝合金板的倾向也在增大。铝合金板具有与现有的冷轧钢板大致同等的强度，但比重为约1/3，可有助于汽车的轻量化。另外，除汽车用途以外，对于电子·电气设备等的像板件、片材这样的成型加工零件而言，最近使用铝合金板的情况也在增多。并且，大多是像汽车用车身片材那样，对铝合金板实施压制加工后来使用。

然而，由于近年来对于针对汽车等的形状而言的设计性的要求提高，因此就所述成型加工用的板材而言，对加工性的要求变得更严格。另外，就汽车用车身板件而言，为了将外板件与内板件接合使其一体化，多会对板的缘部实施折边加工而使用。所述折边加工是弯曲半径极小的180°弯曲，因而可以说是对材料极为严苛的加工。因此，还要求考虑到所述用途的折边加工性、弯曲加工性优异。

如上所述，对于成型加工用的铝合金板，尤其是最近大多会实施更为苛刻的成型加工。并且，除苛刻的成型加工条件以外，还要重视表面外观品质。关于所述表面外观品质，当然要求在所述苛刻的成型加工时也不会产生吕德斯痕迹(Lüders mark)，还强烈要求不会产生起皱痕迹。

所谓起皱痕迹，是指在对板实施成型加工时，在与板的制造工序中的轧制方向平行的方向上呈条纹状显现的微细的凹凸图案。产生所述起皱痕迹的部位中，在对板表面实施涂装后也会呈现为例如光泽少的部位等，故有损及表面外观品质的担忧。因此，作为要求表面外观品质特别高的汽车车身片材等的原材料而言，强烈要求成型加工时不会产生起皱痕迹。此外，以下本说明书中，将成型加工时难以产生起皱痕迹的性质记为“耐起皱性”。

此处，作为面向汽车用车身片材而一般所使用的成型加工用铝合金，在5000系铝合金(Al-Mg系合金)之外，已知有具有时效性的6000系铝合金(Al-Mg-Si系合金、Al-Mg-Si-Cu系合金等)。特别是6000系铝合金在涂装烧结前的成型加工时强度较低，成型性优异，另一方面具有通过涂装烧结时的加热而具时效、涂装烧结后的强度变高的优点，此外具有难以产生吕德斯痕迹等长处。

如上所述，对于成型加工用的铝合金板材而言，对弯曲加工性要求更严格的加工条件。并且，以确保弯曲加工性为前提，为了提高表面外观品质而还要求耐起皱性。关于所述铝合金板材，已进行各种积极研究。

关于铝合金板材的弯曲加工性，已指出与作为合金中的析出物的Al-Fe-Si系粒子或Mg-Si系粒子等的粒子尺寸或合金的集合组织密切相关。例如，专利文献1～专利文献4中，已就粒子尺寸或其分散状态的控制、集合组织或起因于此的r值的控制的观点提出方案。

另一方面，在提出如上所述的涉及加工性改善的方案的同时，报告有一些针对涉及加工后的外观品质的耐起皱性的改善的积极研究。根据这些而确认到起皱痕迹的产生与材料的再结晶行为密切相关。并且，作为用以抑制起皱痕迹的产生的方案，提出有通过在合金铸块的均质化处理后所进行的热轧等而在板制造过程中控制再结晶。

作为此种提高耐起皱性的具体的方案，例如专利文献5、专利文献6中，主要通过将热轧的起始温度设为450℃以下的较低的低温，来抑制热轧中途的晶粒粗大化，之后控制冷加工或固溶化处理后的材料组织。另外，专利文献9中列举出在热轧后实施温域中的不等圆周速度轧制与冷域中的不等圆周速度轧制。此外，专利文献6、专利文献7、专利文献8中还提出有在热轧后进行中间退火、或者在暂时进行冷轧后进行中间退火。

进而，专利文献8、专利文献9中提出有通过利用卷绕经热轧的轧制板时的热来进行自退火，而将起因于铸块晶粒的条纹状组织一次分解。并且，当在固溶化处理时再次再结晶时，条纹状组织得到充分分解，因而可制造良好的耐起皱性的板材。

另外，专利文献10中记载有：在对合金铸块进行均质化处理后，通过热轧而制成厚度为4mm～20mm的轧制材，以板厚减少率为20％以上且板厚成为2mm以上的方式对其进行冷轧，由此而实现Cube方位(立方体方位)适当的板材的形成。

[现有技术文献]

[专利文献]

专利文献1：日本专利特开2012-77319号公报

专利文献2：日本专利特开2006-241548号公报

专利文献3：日本专利特开2004-10982号公报

专利文献4：日本专利特开2003-226926号公报

专利文献5：日本专利第2823797号公报

专利文献6：日本专利第3590685号公报

专利文献7：日本专利特开2012-77318号公报

专利文献8：日本专利特开2010-242215号公报

专利文献9：日本专利特开2009-263781号公报

专利文献10：日本专利特开2015-67857号公报

发明内容

[发明所要解决的课题]

以上的现有的制造工艺的改善方法、以及由这些所制造的成型加工用铝合金板材已确认到针对弯曲加工性、耐起皱性的各个特性的改善。然而，为了响应近年来更严格的成型特性与表面品质改善的要求，而需要兼具弯曲加工性与耐起皱性这两者，其并不容易达成。其原因在于：专利文献1～专利文献6中示出的用以提高弯曲加工性、耐起皱性的方案并非原本便设想了兼具其他特性者。

若就制造工艺来看，则专利文献5、专利文献6中将热轧的起始温度设为较低的低温，也存在在成型条件更严格的情况下其效果未必充分的情况。另外，根据专利文献6、专利文献7、专利文献8中实施的热轧后的中间退火或专利文献7中的不等圆周速度轧制，也存在并无耐起皱性改善的效果的情况。进而，关于专利文献8、专利文献9中提出的利用热轧的卷绕时的热来进行自退火，也存在由于这些文献中未设想到的析出物而妨碍再结晶从而无法进行自退火的情况。进而，根据本发明者等人而判明：即便像专利文献10那样进行热轧后的板厚等的规定，就改善弯曲加工性与耐起皱性这两者而言，也并非完善的应对。

因此，关于成型加工用铝合金板材，本发明提供一种用以制造可应对严格的成型条件并且还可确保加工后的表面品质，兼具弯曲加工性与耐起皱性彼此的成型加工用铝合金板材的方法。

[解决课题的技术手段]

像也在所述现有技术中所记载那样，作为伴随弯曲加工(折边加工)等成型加工的起皱痕迹产生的因素之一，可列举起因于铝合金的铸块晶粒的条纹状组织的存在。并且，作为耐起皱性改善的方法，提出有通过再结晶来分解所述条纹状组织。根据本发明者等人的研究也认识到：利用铝合金板制造过程、特别是热轧工序中出现的再结晶来进行的材料组织控制可出于耐起皱性提高的目的而发挥功能。

此处，作为用以在铝合金板制造过程中有效地进行再结晶的方法，本发明者等人想到了作为在对铝合金的铸块进行均质化处理后会生成的析出物的Mg-Si系粒子的粒径控制。所述Mg-Si系粒子确认到是在均质化处理后的冷却过程中析出。另外，Mg-Si系粒子有时也在利用冷却工序将均质化处理后的铸块冷却至室温附近后，为了热轧而将铸块加热至热轧温度的情况下的加热过程中析出。在这些过程中析出的Mg-Si系粒子的组成多少受铝合金的整体组成的影响。在铝合金包含Cu等添加元素的情况下，虽然Mg-Si系粒子也含有所述添加元素(此时为Mg-Si-Cu系粒子)，但可知Mg-Si系粒子为任一组成时其形态均为微细的析出物。

并且，即便对包含Mg-Si系粒子的微细的析出物分散的状态放置不管来进行热轧，所述微细析出物也难以作为再结晶组织的起点发挥功能，反倒成为抑制再结晶的因素。因此，通过热轧未显现所期待的再结晶组织，或者即便产生再结晶也为非常粗大的再结晶组织，呈未改善耐起皱性的状态。

根据本发明者等人，由Mg-Si系粒子造成的阻碍再结晶的影响并非可轻视的问题。例如，所述现有技术(专利文献8、专利文献9)是通过将经热轧的轧制板的卷绕温度设为300℃以上来进行自退火而进行再结晶的技术，已确认到其有用性。但是，关于如上所述的微细的Mg-Si系粒子分散的材料，即便进行轧制板的卷绕温度的控制也未看到充分的组织改善。另外，即便在热轧后实施中间退火，也未必可期待再结晶的效果。

因此，对于Al-Mg-Si系合金板，本发明者等人控制Mg-Si系粒子的分布状态。所述研究中，本发明者等人将Mg-Si系粒子的特征整理如下。

(a)Mg-Si系粒子的析出状态受均质化处理后的冷却速度的影响。在均质化处理后的冷却速度快的情况下，Mg-Si系粒子的析出会在更低温时产生，粒子的大小也变小。另外，若冷却速度快，则以固溶状态获取的Mg量、Si量变多，因而在之后的加热时更容易产生微细析出。

(b)当将铝合金的铸块加热至热轧温度来保持时，均质化处理后析出的Mg-Si系粒子在其加热过程及保持过程中粗大化。

(c)所述(a)的Mg-Si系粒子的析出状态与(b)的由加热引起的粗大化的速度受铝合金中的Cu的含量的影响。具体而言，伴随Cu含量的增加，有Mg-Si系粒子变得更微细的倾向。另外，伴随Cu含量的增加，Mg-Si系粒子的由加热引起的粗大化的速度降低。由Cu带来的这些作用在Cu含量很少的情况下、例如为不可避免的杂质水平的含量的情况下也无法无视。

鉴于所述(a)、(b)、(c)的见解，作为控制Mg-Si系粒子的分布状态的方案，首先，根据(a)的见解，可列举降低均质化处理后的冷却速度。此应对是抑制微细的Mg-Si系粒子的析出本身的方案。

并且，根据(b)的见解，认为通过在均质化处理后以热轧温度附近的温度有意识地进行加热保持，将微细的Mg-Si系粒子粗大化至适当的大小也是有效的。即便降低均质化处理后的冷却速度，也未必可完全抑制微细Mg-Si系粒子的析出。另外，就制造设备或工序管理等立场而言，还设想无法降低均质化处理后的冷却速度那样的情况。因此，通过以热轧温度附近的温度来保持铝合金的铸块的处理，可使Mg-Si系粒子粗大化，此应对可以说是特别有效的方案。

进而，根据(c)的见解，Cu对Mg-Si系粒子的析出状态及析出速度这两者造成影响，故关于所述加热保持时间，在认为需要严密地进行推测的情况下，有效的是考虑Cu的扩散而根据Cu的含量适当地进行设定。

并且，本发明者等人基于以上见解，为了在Al-Mg-Si系合金板制造的过程中控制Mg-Si系粒子的分布状态，而设定均质化处理后的适当的冷却速度，同时以热轧温度附近的温度有意识地保持均质化处理后的铸块，在将Mg-Si系粒子粗大化后进行热轧。进而发现，通过在热轧下的卷绕时利用其热来进行自退火，可形成微细的再结晶组织。由此发现，起因于铸块晶粒的条纹状组织被分解，通过之后的固溶化处理而使其再次再结晶，从而可使条纹状组织完全消失。并且，由此而制造的Al-Mg-Si系合金板材的材料组织得到适当控制，弯曲加工性及耐起皱性优异。

即，本发明是一种变形成型加工用铝合金轧制材的制造方法，其包括：对包含铝合金的铸块进行均质化处理的工序，所述铝合金含有Si：0.30质量％～1.50质量％(以下记为“％”)、Mg：0.30％～1.50％、Cu：0.001％～1.50％，进而包含0.50％以下的Mn、0.40％以下的Cr、0.40％以下的Fe中的至少任一者，且剩余部分为Al及不可避免的杂质；对所述均质化处理后的铝合金，以自500℃至320℃之间的铸块厚度1/4处的平均冷却速度成为20℃/小时～2000℃/小时的方式进行冷却的工序；以及以370℃～440℃开始热轧，将经热轧的铝合金以310℃～380℃卷绕的工序，所述变形成型加工用铝合金轧制材的制造方法包括：将所述冷却工序后的铝合金在热轧前以在370℃～440℃的范围内所设定的轧制前加热温度保持0.17小时以上的工序。

另外，如上所述，以轧制前加热温度保持中的Mg-Si系粒子的粒径对应于所述温度下的保持时间而经时粗大化。本发明中，当将均质化处理后冷却的铝合金以轧制前加热温度保持时，优选通过将所述铝合金保持由下述式A所算出的下限保持时间以上，来控制析出粒子的粒径。

[数1]

下限保持时间(小时)＝3(小时)×Cu量系数×冷却速度系数×温度历程系数…(式A)

(其中，在由式A得出的下限保持时间低于0.17小时的情况下，下限保持时间设为0.17小时。另外，式A的Cu量系数、冷却速度系数、温度历程系数的意义如下)

·Cu量系数：铝合金的Cu含量(％)÷基准Cu含量(0.7％)

·冷却速度系数：(冷却工序的平均冷却速度(℃/小时)÷基准冷却速度(90℃/小时))1/2

·温度历程系数：基于下述(a)、(b)的热历程而设为0.3或1.0。

(a)在冷却工序中不将铸块冷却至320℃以下而是以轧制前加热温度来保持的情况下：温度历程系数＝0.3

(b)在冷却工序中将铸块冷却至320℃～室温的范围的温度后，进行加热而以轧制前加热温度来保持的情况下：温度历程系数＝1.0

并且，对通过热轧而卷绕的热轧材，提高冷轧的总轧制率，由此可适当地控制集合组织，可进一步提高弯曲加工性。

即，本发明的变形成型加工用铝合金轧制材的制造方法可包括对于热轧后的铝合金，在进行将总冷轧率设为65％以上的冷轧后，实施固溶化处理的工序。

[发明的效果]

根据本发明的铝合金轧制材的制造方法，可制造兼具高耐起皱性与弯曲加工性的铝合金轧制材。

附图说明

图1是针对由本申请发明所制造的铝合金轧制材，对集合组织进行测定的面(面S2、面S3)的说明图。

图2是本申请的实施形态中的用以评价弯曲试验结果的样本样品的外观图。

具体实施方式

以下，对本发明的铝合金轧制材的制造方法进行具体说明。在以下的说明中，首先，关于可应用本发明的方法的铝合金，对其合金组成进行说明。并且，说明与本发明的铝合金轧制材的制造方法的各工序相关的详细情况。进而，也对由本发明的方法所制造的铝合金轧制材的机械特性及集合组织进行说明。

(1)作为本发明的对象的铝合金轧制材的合金组成

本发明的铝合金轧制材的制造方法以Al-Mg-Si系铝合金为对象。所述铝合金以将Si、Mg、Cu作为必需的构成元素的铝合金为基本。另外，可包含Cr、Mn、Fe中的至少任一者。以下，关于各构成元素，对它们的作用以及添加量进行说明。

Si：0.30％～1.50％

Si是本发明的合金系中基本的合金元素，与Mg、Cu共同有助于强度提高。若Si量低于0.30％，则无法充分获得所述效果，另一方面，若超过1.50％，则生成粗大的Si粒子或粗大的Mg-Si系粒子，导致弯曲加工性的降低。因此，Si量设为0.30％～1.50％的范围内。此外，为了使材料强度与弯曲加工性的平衡更良好，Si量优选0.60％～1.30％的范围内。

Mg：0.30％～1.50％

Mg也是本发明中作为对象的合金系中基本的合金元素，与Si、Cu共同有助于强度提高。若Mg量低于0.30％，则在涂装烧结时，由于析出硬化，有助于强度提高的G.P.区的生成量减少，因而无法获得充分的强度提高，另一方面，若超过1.50％，则生成粗大的Mg-Si系粒子，弯曲加工性降低。因此，Mg量设为0.30％～1.50％的范围内。此外，为了使最终板的材料强度、弯曲加工性更良好，Mg量优选0.30％～0.80％的范围内。

Cu：0.001％～1.50％

Cu与Si、Mg共同有助于强度提高，因此是重要的任意构成元素。并且，如至此所述，Cu会对Mg-Si系粒子的析出状态或粗大化速度造成影响，故就其意义而言也为重要的构成元素。作为本发明的对象的铝合金的Cu含量需要设为1.50％以下。其原因在于：若Cu超过1.50％，则生成粗大的Mg-Si-Cu系粒子，弯曲加工性降低。

另外，Cu的优选含量根据所制造的铝合金轧制材的目的而不同。在重视铝合金的成型性的情况下，可添加0.30％以上、1.50％以下，使拉伸强度提高。另一方面，在重视铝合金的耐腐蚀性的情况下，优选减少Cu含量，优选设为低于0.10％。进而，在重视耐腐蚀性与成型性的平衡的情况下，也存在设为0.10％以上、低于0.30％的情况。本发明中，考虑如上所述的Cu的作用而将其含量的下限设为0.001％。

Mn：0.50％以下；Cr：0.40％以下

Mn、Cr是对于晶粒的微细化及组织的稳定化而言有效的元素。其中，若Mn的含量超过0.50％、或者Cr的含量超过0.40％，则有不仅所述效果饱和，而且生成许多金属间化合物，对成型性、特别是折边弯曲性造成不良影响的担忧。因此，Mn设为0.50％以下，Cr设为0.40％以下。另外，关于Mn、Cr的含量的下限值，在Mn的含量低于0.03％、或者Cr的含量低于0.01％的情况下，无法充分获得所述效果，有固溶化处理时晶粒粗大化，折边弯曲时引起表面粗糙的担忧。因此，关于Mn、Cr的含量，优选设为Mn：0.03％～0.50％、Cr：0.01％～0.40％。

此外，关于Mn与Cr，在Mn超过0.15％的情况下、或者Cr超过0.05％的情况下，产生所述效果过强，热轧卷绕后的自退火时的再结晶被抑制的担忧。因此，关于Mn、Cr，有时优选还考虑与其他添加元素的平衡并且进一步加以限制。此时，Mn更优选为0.03％以上、0.15％以下。并且，Cr更优选为0.01％以上、0.05％以下。

Fe：0.40％以下

Fe也是对强度提高与晶粒微细化而言有效的元素，但若超过0.40％，则有生成大量的金属间化合物，弯曲加工性降低的担忧。因此，Fe量设为0.40％以下。另外，作为Fe量的下限，若Fe量低于0.03％，则有时无法获得充分的效果。因此，Fe量优选设为0.03％～0.40％的范围内。并且，在要求进一步的弯曲加工性的情况下，更优选设为0.03％～0.20％。

本发明的铝合金只要在以上所说明的Si、Mg、Cu、Cr、Mn、Fe之外，基本上包含Al及不可避免的杂质即可。

(2)本发明的铝合金轧制材的制造方法

其次，对本发明的成型加工用的铝合金轧制材的制造方法进行说明。本发明的铝合金轧制材的制造中，最优选的是在对规定的成分组成的铸块实施均质化处理、冷却、热轧后，组合进行冷轧、固溶化处理。以下对本发明的铝合金轧制材的制造方法进行详细说明。

首先，依据常法来熔制所述成分组成的铝合金，适宜选择连续铸造法、半连续铸造法(直接冷铸(direct chill，DC)铸造法)等通常的铸造法来进行铸造。并且，对所获得的铸块实施均质化处理。进行均质化处理的情况下的处理条件并无特别限定，通常只要在500℃以上、590℃以下的温度下加热0.5小时以上、24小时以下即可。

将实施了均质化处理的铸块冷却并进行热轧。本发明的铝合金轧制材的制造方法中，需要对自所述均质化处理结束的阶段起的冷却速度的范围加以规定；以及在将铸块冷却后开始热轧之前，有意地将铸块以所设定的轧制前加热温度保持规定时间以上。此处，自均质化处理结束的阶段起的冷却速度是以铸块厚度1/4处的温度自500℃变为320℃为止的平均冷却速度处于20℃/小时～2000℃/小时之间的方式进行冷却。以所述方式规定均质化处理后的冷却速度的原因在于，若冷却速度过快，则有微细的Mg-Si系粒子析出的倾向。另外，原因在于，若冷却速度过慢，则Mg-Si系粒子以为了促进再结晶而所需的尺寸以上的尺寸粗大地析出，在最终热处理时(固溶化处理时)为了使所述粒子固溶而白白需要时间。所述冷却速度优选设为50℃/小时～1000℃/小时。

另外，本发明中，在冷却速度的测定时，将铸块的温度的测定位置设为距表面为总厚度的1/4处(以下相同)。进而，在后述的轧制前加热温度下的保持中的温度管理时，也将铸块的温度的测定位置设为1/4处。其原因在于，铸块的表层由于温度变化剧烈，因此难以适当地测定冷却速度。另外，虽然铸块的中心部也能进行稳定的温度测定，但有温度变化产生稍许延迟的可能性，在考虑冷却速度或者保持时间的严密的管理的基础上，优选为铸块厚度1/4处。此外，铸块厚度1/4处的温度可使用埋入有热电偶的铸块来进行测定，也可使用热传导模型来进行计算。以下的说明中的铸块的温度是指铸块厚度1/4处的温度。

均质化处理后的冷却后的铸块的热历程以冷却工序后的铸块温度为基准，可采用多个模式(pattern)。首先，不会自均质化处理温度变为320℃以下地将铸块冷却，然后，将铸块在热轧前以设定为370℃～440℃的范围内的轧制前加热温度保持。此时，也可在铸块的温度自均质化处理温度变为轧制前加热温度的时间点，将铸块保持为所述轧制前加热温度。另外，当铸块的温度被冷却至超过320℃、低于轧制前加热温度时，只要将铸块稍微加热而成为轧制前加热温度来加以保持即可。如上所述，关于冷却工序后的铸块温度，以320℃为基准的原因在于抑制微细Mg-Si系粒子的析出。因此，均质化处理后的冷却工序将铸块自均质化处理温度冷却至超过320℃为止、特别是直接冷却至热轧温度为止就热·能量方面而言有效。

其中，也可通过冷却工序而将铸块暂时冷却至320℃～室温的范围的温度。在将铸块暂时冷却至320℃～室温的范围的温度的情况下，也可通过将铸块再加热至轧制前加热温度并以轧制前加热温度加以保持而使微细Mg-Si系粒子粗大化。因此，就制造耐起皱性、弯曲性优异的铝合金的最终板的方面而言，即便铸块经受像这样的热历程也完全没有问题。并且，将铸块暂时冷却至320℃～室温的范围的温度并进行再加热，就获得稳定的制品特性的方面而言有用。在进行此种再加热的情况下，为了像后述的式A的热历程系数所表示那样使Mg-Si系粒子粗大化而需要时间，但正因如此，即便以轧制前加热温度长时间保持也难以引起过度的粗大化。由此，不易引起因在固溶化处理时粗大粒子发生溶解残余而产生的强度特性或弯曲加工性的降低。

并且，本发明中，在热轧开始前以在370℃～440℃的范围内所设定的轧制前加热温度保持铸块。通过所述轧制前加热温度下的保持而使Mg-Si系粒子成长而粗大化。

将轧制前加热温度设为370℃～440℃的原因在于是微细析出的Mg-Si系粒子的粗大所需的温度。所述轧制前加热温度的范围与热轧温度的范围相同。因此，也可将轧制前加热温度与热轧温度设定为相同的温度。此时，冷却工序后的铸块可以热轧温度保持规定时间(0.17小时以上)，并直接开始热轧。另外，也可将轧制前加热温度与热轧温度设定为不同的温度。此时，在将以轧制前加热温度加热保持的铸块冷却或再加热后开始热轧。其中，在将轧制前加热温度与热轧温度设定为不同的温度的情况下，只要两者的温度是以370℃～440℃的范围设定则也没有问题。

以轧制前加热温度保持铸块时的保持时间(小时)将其下限设为0.17小时。所述保持时间是通过本发明者等人的各种试验结果而获得的值，是不论铝合金的组成或均质化处理后的热历程如何，最低限度所需的加热保持时间。此外，如上所述，所谓铸块的温度是铸块厚度1/4处的温度。

不过，认为轧制前加热温度下的保持时间存在对应于铝合金的组成或均质化处理后的热历程等各种条件的最佳范围。作为所述条件，首先可列举铝合金中的Cu含量。其原因在于，如上所述，Mg-Si系粒子的分散状态与粗大化速度根据Cu含量而发生变化。并且，在Cu含量很少的情况下，例如在为不可避免的杂质水平的含量的情况下，轧制前加热温度下的保持时间也会受Cu含量的影响。

另外，作为可决定出保持时间的条件，也将均质化处理后的铝合金的热历程作为对象。所述热历程是指如下的任一历程：在均质化处理后不将铝合金冷却至320℃以下而是以轧制前加热温度来保持；或者，在均质化处理后，将铝合金冷却至320℃～室温的范围的温度，然后再加热至轧制前加热温度并以轧制前加热温度来保持。

进而，在轧制前加热温度下的保持时间也可根据均质化处理后的冷却速度(自500℃至320℃之间的铸块的平均冷却速度)来做出决定。

本申请发明者等人考虑这些各个条件而发现了优选的保持时间。关于轧制前加热温度下的保持时间，优选设为由下述式A所算出的下限保持时间(小时)以上。

[数2]

下限保持时间(小时)＝3(小时)×Cu量系数×冷却速度系数×温度历程系数…(式A)

(其中，在由式A得出的下限保持时间低于0.17小时的情况下，下限保持时间设为0.17小时。另外，式A的Cu量系数、冷却速度系数、温度历程系数的意义如下)

·Cu量系数：铝合金的Cu含量(％)÷基准Cu含量(0.7％)

·冷却速度系数：(冷却工序的平均冷却速度(℃/小时)÷基准冷却速度(90℃/小时))1/2

·温度历程系数：基于下述(a)、(b)的热历程而设为0.3或1.0。

(a)在冷却工序中不将铸块冷却至320℃以下而是以轧制前加热温度来保持的情况下：温度历程系数＝0.3

(b)在冷却工序中将铸块冷却至320℃～室温的范围的温度后，进行加热而以轧制前加热温度来保持的情况下：温度历程系数＝1.0

通过将铝合金保持由所述式A所算出的下限保持时间以上，可将Mg-Si系粒子容易地控制为适当的粒子尺寸。这些式子是基于各种实验数据，整理均质化处理后的冷却条件与Al中的Cu量而导出的数学式。

在并不自均质化处理后的温度冷却至320℃以下而是以轧制前加热温度来保持的情况下，为了在Mg-Si系粒子析出后促进其成长，粗大化至适当的粒子尺寸为止的时间宜为短时间。将式A中的热历程系数设为0.3的原因在于旨在实现所述情况。另一方面，在暂时冷却至320℃～室温的范围的温度后再加热至轧制前加热温度的情况下，在处于均质化处理后的冷却中的低温范围的过程、及自室温的升温过程中，产生Mg-Si系粒子的微细的析出。本发明中，需要使所述析出物粗大化，因而可知，若与冷却后并不冷却至320℃以下而是以轧制前加热温度来保持的情况相比，则至控制为适当的粒子尺寸为止需要长时间。将式A中的热历程系数设为1.0的原因在于旨在实现所述情况。

其中，在由式A所算出的下限保持时间低于0.17小时的情况下，下限保持时间设为0.17小时。在Cu含量低的情况或冷却速度低的情况等下，有可抑制Mg-Si系粒子的微细析出的可能性，热轧前的下限保持时间理论上有变得相当短的可能性。但是，就本发明者等人的研究而言，即便在那样的情况下，也无法完全消除Mg-Si系粒子的微细析出的可能性，应进行某种程度的加热保持。因此，设定0.17小时作为最低限度的保持时间。

此外，热轧前的保持时间只要为由式A所算出的下限保持时间以上则并无特别限制。另外，若铸块的温度为轧制前加热温度的范围内，则也可将铸块在炉内的时间或移动时间、以及在热轧台上的等待时间累计来达成下限保持时间。保持时间的上限并无特别限制，在通常的作业时，在24小时以内的保持后进行热轧。

通过轧制前加热温度下的保持而成长的粗大的析出粒子成为再结晶的核生成位点而具有促进再结晶的作用。此处，作为适当进行了轧制前加热温度下的保持的合金的材料组织，当提取扫描式电子显微镜中可观察到的晶粒内的粒子直径0.4μm～4.0μm的析出粒子时，所述析出粒子的平均粒径优选为0.6μm以上，更优选为0.8μm以上。另外，为了再结晶而减少成为晶界移动的障碍的微细粒子也可促进再结晶。因此，扫描式电子显微镜中可观察到的晶粒内的粒子直径0.4μm～4.0μm的析出粒子的总数优选为1500个/100μm²以下。

在以如上方式进行均质化处理与冷却、及热轧下的保持后，依据现有的一般方法来进行热轧。热轧温度设定为370℃～440℃的范围内的温度。此外，所谓所述热轧温度、及后述的卷绕温度，是指被加工材的板表面或者卷材(coil)侧壁面的温度。这些温度可利用接触式温度计或者非接触式温度计来测定。

热轧的工序中，热轧后的卷绕温度的设定很重要。本发明中，通过所述均质化后的冷却及轧制前加热温度下的保持而获得适当的粒子分布，对妨碍由粗大的析出粒子带来的再结晶的促进作用且妨碍晶界移动的微细粒子少的状态的铸块进行热轧。并且，对于所获得的热轧板，可通过适当地设定卷绕的温度而产生由自退火引起的再结晶，获得作为用以提高耐起皱性的材料组织的基础的微细再结晶组织。

本发明中，将所述热轧后的卷绕温度设为310℃～380℃。若卷绕温度低于310℃，则即便至热轧开始为止获得适当的粒子分布，也无法稳定地通过自退火获得再结晶组织。另一方面，若超过380℃，则即便通过自退火获得再结晶组织，也因其再结晶粒子粗大，由此而导致耐起皱性降低。

在实施热轧后的自退火后，进行冷轧并轧制至制品板厚。自热轧板厚至制品板厚为止的总冷轧率优选为65％以上。通过冷轧，轧制集合组织发展，由此，在冷轧后接着进行的固溶化处理时，再结晶晶粒一边侵蚀轧制集合组织成分一边成长，可获得具有优选的集合组织的铝合金轧制材。

对于以如上方式制成规定的板厚的铝合金板，通过进一步实施兼为再结晶处理的固溶化处理，可获得弯曲性及耐起皱性特别优异的成型加工用铝合金板。作为所述兼为再结晶处理的固溶化处理的条件，优选将板厚1/4处的材料极限温度设为500℃以上、590℃以下，将所述材料极限温度下的保持时间设为不保持～5分钟以内。

此外，为了对以如上方式制造的铝合金板赋予良好的烧结硬化性，可在固溶化处理后直接进行以50℃～150℃的温度范围保持1小时以上的预备时效处理。其中，所述预备时效处理不会对集合组织造成本质上的影响。因此，以改善受材料组织的影响的耐起皱性为目标的本发明中，是否进行预备时效处理并非本质上的要件。

(3)由本发明所制造的铝合金轧制材的机械特性

关于以上所说明的由本发明所制造的铝合金轧制材，其机械特性并无特别限定。本来，本发明若考虑作为用以对汽车、船舶、飞机等的构件等进行成型加工的原材料，则作为其机械性质，优选拉伸强度为200MPa以上，拉伸强度与0.2％耐力的差为100MPa以上。特别是一般的汽车板件用的Al-Mg-Si系合金中，就拉伸强度与0.2％耐力的差为100MPa以上而言，若具备此条件，则成为在所述用途中加工性与耐起皱性优异的铝合金轧制材。关于所述铝合金轧制材的强度，拉伸强度优选为220MPa以上。另外，优选为拉伸强度与0.2％耐力的差为110MPa以上。

(4)由本发明所制造的铝合金轧制材的集合组织

另外，通过本发明的方法而制造的铝合金轧制材就耐起皱性与弯曲加工性这两者而言具有良好的特性。此处，根据本发明者等人，通过本发明的方法而制造的铝合金轧制材就其集合组织而言显示特征性特性。具体而言，就铝合金板材的规定面中的、Cube方位密度与随机方位的关系以及平均泰勒因子的偏差而言具有特征。以下，对各个特性进行说明。

(4.1)以Cube方位密度为指标的集合组织与弯曲加工性

由本发明所制造的铝合金轧制材中，优选其集合组织以Cube方位密度为指标而得到适当控制者。目的在于使弯曲加工性稳定地提高。Cube方位密度是具有Cube方位({100}＜001＞方位)的晶粒的方位密度。具体而言，优选与板厚方向正交、且距表面位于总板厚的1/4深度的面中，Cube方位密度相对于随机方位的比为10以上。具有Cube方位的晶粒在折边弯曲加工时不易产生剪切带，不易引起沿剪切带的弯曲裂纹的产生、传播。通过将Cube方位密度的比控制为10以上，可通过使抑制剪切带的形成及传播的Cube方位晶粒的比例增加来使弯曲加工性提高。此外，为了满足更严格的弯曲加工后的外观品质，更优选将Cube方位密度的比设为25以上。

作为弯曲加工性提高的基准，着眼于与板厚方向正交且位于总板厚的1/4深度的面中的集合组织的原因在于：根据本发明者等人，折边弯曲这一极为苛刻的加工条件中，尤其会对表面品质造成影响的在于板的表层附近。

此处，关于Cube方位密度的测定，参照图1来具体地进行说明。首先，通过进行机械研磨而使与板厚方向T正交且距板表面S1位于总板厚t的1/4深度的面S2露出。其次，以倾斜角为15°～90°的范围，利用作为X射线衍射测定法之一的舒尔茨(Schulz)反射法来测定(111)面、(220)面、(200)面的不完整极图，由此而获取集合组织的方位信息。并且，根据所获得的集合组织的方位信息，可使用极图分析软件来求出Cube方位密度。

作为分析软件，例如只要使用由大阪府立大学的井上博史副教授所公开发布的分析软件“Standard ODF(标准取向分布函数(orientation distribution function))”、TSL公司制造的“OIM Analysis(OIM分析)”即可。具体而言，首先对利用所述方法而获得的集合组织的方位信息，视需要进行旋转操作，“偶数项”、“奇数项”的展开次数分别在“22”、“19”的条件下进行级数展开而求出结晶方位分布函数(ODF)。另外，通过ODF而获得的各方位的方位密度可作为相对于标准试样的方位密度的比(随机比)而算出，所述标准试样具有将铝粉末烧结所得的随机的集合组织。

(4.2)以泰勒因子为指标的集合组织与耐起皱性

本发明是制造在提高弯曲加工性的同时还提高耐起皱性，且使这些特性适当地平衡的铝合金轧制材者。并且，关于耐起皱性，优选以泰勒因子为指标而适当地控制作为最终板的铝合金轧制材的集合组织。即，为了获得高水平的耐起皱性，优选以轧制宽度方向上的平均泰勒因子的偏差处于适当的范围内的方式控制集合组织。

所谓起皱痕迹是当对轧制板进行成型加工时，在与轧制方向平行的方向上呈条纹状产生的微小的凹凸图案。作为所述起皱痕迹的产生的机制，认为在于在成型加工时，邻接的结晶方位的塑性变形量不同。

已知将轧制板压制成型时的实际的压制成型零件的应变状态主要分布在平面应变状态与等双轴应变状态之间的区域中。认为由于所述区域内的应变中、轧制宽度方向(相对于轧制方向正交且与板表面平行的方向)为主应变方向的平面应变，而最显著地产生起皱痕迹。此处，所谓轧制宽度方向上的平面应变变形，可为仅引起轧制宽度方向上的伸长、与板厚的减少的应变状态。

当将成型加工视为以轧制宽度方向为主应变方向的平面应变变形时，轧制宽度方向上的泰勒因子的值的偏差(变动范围)成为对耐起皱性而言有效的指标。泰勒因子是根据集合组织中存在的所有结晶方位而算出者，在轧制板的板表面、或者与其平行的板内部的面中，抑制将成型加工视为以轧制宽度方向为主应变方向的平面应变变形时的泰勒因子的、在轧制宽度方向上的偏差，对于耐起皱性的提高而言有效。

另外，就由本发明所制造的铝合金轧制材而言，关于以泰勒因子为指标的集合组织的控制，在与板厚方向正交、且距表面位于总板厚的1/2深度的面中，对轧制宽度方向上10mm、轧制方向上2mm的区域在轧制宽度方向上10等分地进行分割而得的同一面内的各分割区域中的，将成型加工视为以轧制宽度方向为主应变方向的平面应变变形时的平均泰勒因子的最大值与最小值的差优选以绝对值计为1.0以内。关于所述平均泰勒因子的最大值与最小值的差，更优选以绝对值计为0.9以内。

关于所述指标，具体而言参照图1进行说明。图1中，明确示出与板厚方向T正交的板表面S1、与板厚方向T正交且距所述板表面S1位于总板厚t的1/4深度的面S2、及与板厚方向T正交且距所述板表面S1位于总板厚t的1/2深度的面S3这三个面S1、S2、S3。本发明中，这些面中，对于面S3，在其面内的任意的部位取轧制宽度方向Q上10mm、轧制方向P上2mm的区域SA，对所述区域SA在轧制宽度方向Q上10等分地进行分割，在同一面内取分割区域SA1、SA2、…、SA10，测定针对这些各分割区域SA1、SA2、…、SA10的各个的平均泰勒因子的值。其中，如上所述，测定将成型加工视为以轧制宽度方向Q为主应变方向的平面应变变形时的泰勒因子的平均值。并且，通过以各分割区域SA1、SA2、…、SA10中的测定值的最大值与最小值的差以绝对值计为1.0以内的方式进行控制，换言之，将面S3中的微小区域(各分割区域SA1、SA2、…、SA10)的平均泰勒因子的值的、轧制宽度方向上的偏差的最大值控制在1.0以内，从而能够稳定地抑制成型加工时的起皱痕迹的产生。

另一方面，若以所述方式规定的各分割区域SA1、SA2、…、SA10的平均泰勒因子的值的最大值与最小值的差的绝对值超过1.0，则轧制宽度方向上的局部塑性变形量的偏差显著，造成耐起皱性降低而产生起皱痕迹的担忧。

此外，本发明中，设定轧制宽度方向上取10mm、轧制方向上取2mm的区域，将对所述区域在轧制宽度方向上10等分地进行分割而得的分割区域作为平均泰勒因子的测定对象。并且，将在各分割区域所测定的平均泰勒因子的最大值与最小值的差作为耐起皱性评价的指标。针对所述平均泰勒因子的测定区域的形状·尺寸及分割数的设定而言的妥当性由本发明者等人进行确认。本发明者等人通过实验而确认到：通过基于这些设定，可确实且有效地评价耐起皱性。

此处，本发明中，仅针对面S3、即位于板厚中央部的面而明确轧制厚度方向上的平均泰勒因子的偏差的最大值。仅将面S3的平均泰勒因子的偏差的有无作为耐起皱性评价的指标的原因在于：通过所述区域中的结晶的状态来判断有无产生起皱痕迹是优选的。板表面(面S1)及位于总板厚的1/4深度的面(面S2)中的结晶状态也会与面S3同样地对起皱痕迹的产生造成影响，但对起皱痕迹的产生造成影响的带状组织最容易在板厚中央附近残留。因此，通过使面S3的结晶状态呈良好的状态，并对其进行确认，可视为本发明作为目标的耐起皱性得到提高的铝合金轧制材。此外，将平均泰勒因子的偏差的最大值作为指标的原因在于：本发明旨在对带状组织进行分解，为了通过其成否来评价所形成的集合组织的状态，所述指标优选。

因此，本发明并不否定对面S1及面S2也与面S3同样地设定分割区域，测定泰勒因子的偏差。进而，宗旨上并不排除面S1、面S2中的泰勒因子的偏差与本发明所要求的面S3的偏差同等、或者为较其更良好的结果。

其次，对与板厚方向正交且距所述板表面S1位于总板厚的1/2深度的面S3中的、所述规定的各分割区域中的平均泰勒因子的值的具体的测定方法进行说明。首先，使作为测定面的总板厚的1/2面S3露出。对此，可通过进行机械研磨、磨光、电解研磨来应对。关于露出的面S3，对于在轧制宽度方向上连续的所述规定的各分割区域范围，逐个视野地利用扫描式电子显微镜附带的后方散射电子衍射测定装置(SEM-EBSD)进行测定，由此而获取集合组织的方位信息。此外，测定的步长(STEP size)只要设为晶粒粒径的1/10左右即可。

根据所获得的方位信息，使用EBSD分析软件来求出平均泰勒因子，作为分解软件，例如只要使用TSL公司制造的“OIM Analysis”即可。具体而言，首先对利用所述方法而获得的集合组织的方位信息，视需要进行旋转操作，以使测定数据显示自板厚方向观察时的方位信息。其次，针对各视野的测定数据的每一个，计算板厚减少、轧制宽度方向伸长的平面应变状态下的平均泰勒因子，由此可算出各分割区域中的平均泰勒因子。此外，可将进行活动的主滑动系假定为{111}＜110＞来进行计算。以所述方式算出各分割区域中的平均泰勒因子，并算出这些的最大值、最小值的差来评价耐起皱性。

[实施例]

其次，对关于本发明的变形成型加工用铝合金轧制材的制造方法的、更具体的实施例进行说明。所述实施例中，一边调整制造条件一边制造组成不同的多个成型加工用铝合金轧制板材。并且，进行所制造的铝合金轧制板材的机械性质、集合组织的测定·评价，同时进行机械特性(拉伸强度及0.2％耐力)、弯曲加工性、及耐起皱性的评价试验。

(i)铝合金轧制板材的制造

首先，通过DC铸造来铸造具有表1所示的组成的铝合金块。在以550℃对所获得的铸块(横向剖面尺寸：厚度500mm、宽度1000mm)进行6小时的均质化处理后，经过冷却工序，以轧制前加热温度保持铸块后，进行热轧。本实施形态中，将轧制前加热温度与热轧温度设定为相同的温度。作为所述均质化处理后的冷却与至实施热轧为止之间的热历程，实施如下情况的两种模式：在均质化处理后冷却至轧制前加热温度，且并不成为320℃以下地以轧制前加热温度来保持的情况(直接保持)；以及在将均质化处理后的铸块冷却至室温后，再加热至轧制前加热温度而以轧制前加热温度来保持的情况(再加热)。关于本实施例中的冷却速度、热历程、轧制前加热温度，示于表2中。此外，铸块的冷却速度是通过铸块的1/4处的温度测定而测定。所述冷却速度是使用埋入有热电偶的相同尺寸的虚拟板坯(dummy slab)而测定。并且，铝合金的Cu含量是对应于所述热历程，应用所述式A，并参照所算出的下限保持时间以轧制前加热温度来保持。

然后，进行热轧，如表2所示来调整热轧后的热轧板的卷绕温度。热轧后，进行冷轧及固溶化处理。将冷轧中的轧制率示于表2中。另外，固溶化处理是利用连续退火炉在550℃、1分钟的条件下实施固溶化处理，并在利用风扇强制气冷至室温附近后，直接实施80℃、5小时的预备时效处理。通过以上工序，制造发明例及比较例的铝合金轧制板材。

此外，本实施例中，还对热轧前的铝合金铸块中的Mg-Si系粒子的分布状态进行了研究。所述研究中，在所述试验材的铸造后的铸块的距端部500mm的位置，在铸块的宽度中央自厚度1/4处切出小片样品。并且，制作在实验室中再现了与表2的发明例及比较例同等的热历程(自均质化处理至热轧前的轧制前加热温度下的保持为止的热历程)的样品，对表面进行镜面研磨后，利用场发射扫描电子显微镜(field emission scanning electronmicroscope，FE-SEM)进行拍摄，进行图像分析。所述材料组织的评价中，提取SEM图像中可观察到的晶粒内的粒子直径0.4μm～4.0μm的析出粒子，算出其平均粒径。另外，将SEM图像中可观察到的晶粒内的粒子直径为0.4μm～4.0μm的析出粒子的个数定量化。表2中也示出其结果。

进而，确认热轧后的再结晶的状态。作为所述确认的方法，在将热轧板的外卷部去除三层卷绕后，自宽度方向中央部采取样品。在平行于轧制方向的剖面中，拍摄其晶粒组织，在2mm×4mm的视野中，在纵向及横向上等间隔地各划10条直线，在其网格点100点中，目视判断是否发生再结晶。将相当于再结晶晶粒的网格点数定义为再结晶率，在所述再结晶率为95％以上的情况下，定义为再结晶组织。

[表1]

※“-”表示含量为检测极限以下。

[表2]

*1：所谓热历程是指自均质化处理后的冷却至以轧制前加热温度加以保持为止的热历程。

“直接保持”…不将铸块冷却至320℃以下而是冷却至轧制前加热温度来保持

“再加热”…将铸块冷却至室温为止后，进行再加热而以轧制前加热温度来保持

*2：轧制前加热温度。本实施形态中，设定为与热轧温度相同的温度。

(ii)铝合金轧制板材的机械性质、集合组织的测定·评价

对于本实施例中制造出的各铝合金板材，首先，在与轧制方向平行的方向上切出日本工业标准(Japanese Industrial Standards，JIS)5号试验片。通过拉伸试验来测定拉伸强度(ASTS)及0.2％耐力(ASYS)。

并且，对于各板材，测定规定面中的集合组织的状态(Cube方位密度、平均泰勒因子的偏差)。关于Cube方位密度，如上所述，通过机械研磨而使位于总板厚的1/4深度的面S2露出后进行X射线衍射测定，测定(111)面、(220)面、(200)面的不完整极图，由此而获取集合组织的方位信息，并使用极图分析软件来求出Cube方位密度。

进而，如上所述，通过机械研磨而使位于总板厚的1/2深度的面S3露出，对露出面利用所述方法来进行SEM-EBSD测定。并且，对于面S3，在作为任意区域的代表例而在板宽度方向的中央部设定区域SA后，获取区域SA内部的各分割区域SA1、SA2、…、SA10中的集合组织的方位信息。根据所获得的方位信息，利用所述方法来计算平均泰勒因子，算出位于同一面内的各分割区域间的平均泰勒因子的最大值与最小值的差的绝对值。

(iii)铝合金轧制板材的弯曲性、耐起皱性的评价

对本实施例中制造的各铝合金板材进行加工性及耐起皱性的评价，研究制造条件及合金板材的构成与加工性等的关系。首先，关于耐起皱性的评价，使用从前一直进行的简便的评价手法来进行评价。具体而言，沿相对于轧制方向呈90°的方向采取JIS5号试验片，分别进行10％、15％拉伸(stretch)，将在表面沿轧制方向生成的条纹图案(条纹状凹凸图案)视为起皱痕迹，目视判定其产生的有无、程度。将其结果示于表3中。表3中，记号◎表示无条纹图案；记号○表示目视到轻度的条纹图案的状态；记号△表示中度的条纹图案；记号×表示条纹图案强的状态。本实施形态中，将“◎”或“○”判定为耐起皱性良好。

另外，关于弯曲加工性，通过180°弯曲试验来进行评价。沿相对于轧制方向呈90°的方向采取试验片，在5％的预应变后，夹入厚度：1mm(弯曲半径：0.5mm)的中板而实施180°弯曲试验。并且，将弯曲部的外观与图2所示的弯曲加工性评价样本进行对照，对各方向的弯曲加工性进行打分(评分)。将其结果示于表3中。此外，关于弯曲试验的评分，其数值越高表示弯曲加工性越良好。本实施形态中，将分数“6”以上判定为弯曲加工性良好。

将关于本实施例中制造的铝合金轧制板材的、机械性质(拉伸强度及0.2％耐力)、集合组织的测定·评价结果、以及弯曲加工性与耐起皱性的评价试验的结果示于表3中。

[表3]

作为本发明的发明例的、制造工艺No.1～No.4、No.7、No.8、No.11、No.12、No.14～No.19、No.21、No.23、No.25～No.27、No.29～No.31、No.40的铝合金板材，本发明的成分组成均处于本发明中规定的范围内。并且，其制造工序中，关于各种条件应用的是本发明中规定的范围内的条件。这些铝合金板确认到耐起皱性及弯曲加工性良好。另外，关于材料强度，拉伸强度为200MPa以上，也良好。并且，拉伸强度(ASTS)与0.2％耐力(ASYS)的差超过100MPa，满足作为一般的汽车板件用的Al-Mg-Si系合金的条件。并且，这些作为发明例的铝合金板的面S2中的Cube方位密度、面S3中的平均泰勒因子的偏差分别处于优选范围内。

另一方面，制造工艺No.6、No.10的铝合金板中，作为必需的构成元素的Si、Mg的含量低于本发明的规定范围。这些表示包含Si含量低于0.30％的合金F(No.6)、Mg含量低于0.30％的合金J(No.10)的铝合金板材的结果。这些铝合金板由于Si、Mg的含量为本发明中规定的范围以下，因而无法获得充分的强度。因此，这些比较例中，不满足拉伸强度为200MPa以下、且拉伸强度(SATS)与0.2％耐力(ASYS)的差为100MPa以上这样的作为一般的汽车板件用的Al-Mg-Si系合金的条件。

另外，制造工艺No.9、No.13的铝合金板中，作为必需的构成元素的Si、Mg的含量超出本发明的规定范围。这些表示包含Si含量超过1.50％的合金I(No.9)、Mg含量超过1.50％的合金M(No.13)的铝合金板材的结果。这些铝合金板由于Si、Mg的含量超出本发明中规定的范围，因而制造工序内所形成的粗大的粒子在制品板中也有残存，在弯曲加工时成为破裂的起点，因而不具有充分的弯曲加工性。因此，这些比较例中，弯曲试验中的评分低。

并且，制造工艺No.5的铝合金板中，Cu的含量超过优选范围的上限值(1.50％)。所述No.5的铝合金板的结果应为弯曲试验中的评分低的比较例。

并且，制造工艺No.20、No.22、No.24的铝合金板中，Mn、Cr、Fe的含量超出优选范围。这些铝合金板的结果应为弯曲试验中的评分低的比较例。

此外，制造工艺No.18的铝合金板中，关于耐起皱性、弯曲加工性为合格，但Fe、Mn、Cr的含量低于优选的下限值(Mn：0.03％以下、Cr：0.01％以下、Fe：0.03％以下)。因此，所述铝合金板中略微产生了认为是由固溶化处理时的晶粒粗大化引起的表面粗糙。因此，关于此合金，认为对于加工性而言可视为暂且合格，但在特别重视加工品质的情况下并不推荐。

另外，本实施例中，关于Cu含量低于0.10％的铝合金板(合金N、合金O、合金P)，将热历程(“直接保持”或“再加热”)与冷却速度(90℃、1800℃)设定为多种条件进行制造(制造工艺No.14～No.16、No.40)。根据这些实施例可知：对于Cu含量低的合金而言，可通过使制造条件适当而制造良好的耐起皱性、弯曲性优异、同时还可满足机械性质的铝合金板。并且，关于像合金O这样，Cu含量极低而为本发明的下限值的铝合金板，也确认到通过适当的制造条件(制造工艺No.15)而发挥良好的特性。

并且，制造工艺No.28、No.32～No.39的铝合金板中，虽然成分组成处于本发明中规定的范围内，但制造工艺条件的任一者脱离本发明中规定的范围，结果，耐起皱性、弯曲加工性差。

对这些比较例进行具体说明。首先，根据表2，制造工艺No.32中，热轧的起始温度低于本发明中规定的条件。所述比较例中，在热轧前以轧制前加热温度保持由式A所算出的下限保持时间以上，但未获得对促进自退火而言足够大的析出物，热轧后的再结晶未充分进行。另外，制造工艺No.33中，轧制前加热温度下的保持时间与由式A所算出的下限保持时间相比为短时间。因此，微细析出物大量析出。由此，热轧后的再结晶未充分进行。进而，制造工艺No.35中，热轧后的热轧板的卷绕温度低于310℃，因而未进行由自退火引起的再结晶。

进而，制造工艺No.39中，将轧制前加热温度下的保持时间设为由式A所算出的下限保持时间以上但短于0.17小时的时间。结果，微细析出物大量析出。由此，热轧后的再结晶未充分进行。

这些制造工艺No.32、No.33、No.35、No.39的铝合金板是热轧卷绕后的状态下的再结晶不充分的铝合金板。并且，根据表3，这些铝合金板的耐起皱性差。并且，这些铝合金板中，面S3的平均泰勒因子的最大值与最小值的差超过1.0。

另外，制造工艺No.28是通过热轧起始温度超过440℃的设定而制造的铝合金板，制造工艺No.34是热轧后的卷绕温度超过380℃而制造的铝合金板。这些铝合金板中，集合组织的控制不充分，耐起皱性差。此外，这些铝合金板的最终板中的面S3的平均泰勒因子的最大值与最小值的差也超过1.0。

制造工艺No.36～No.38是将热轧后的热轧板的卷绕温度设为低于310℃，并且在热轧后进行中间退火的制造例。根据这些结果可知：为了使弯曲加工性与耐起皱性平衡良好地提高，自均质化处理后的冷却起经过轧制前加热温度下的保持，直至热轧后的热轧板的卷绕温度为止的管理特别重要。并且可知，若这些工艺中做出本发明规定的条件外的处理，则难以达成目的，中间退火也没有效果。关于中间退火的效果小的方面，像No.36那样，可根据热轧后的中间退火(分批退火)中，耐起皱性差的方面把握。另外，像No.37那样，即便在中间退火(分批退火)前进行冷轧(30％)，也仅稍微获得耐起皱性的提高。并且，No.38中，利用连续退火炉进行中间退火，虽然耐起皱性得到改善，但另一方面弯曲加工性恶化。如上所述，中间退火的实施会因其条件而使集合组织发生变化，但若自均质化处理后的冷却至热轧为止的热历程的管理不充分，则无法使弯曲加工性与耐起皱性同时为优选的范围。此外，No.36、No.37的铝合金板中，面S3的平均泰勒因子的最大值与最小值的差超过1.0。另一方面，No.38的铝合金板中，面S3的平均泰勒因子的最大值与最小值的差低于1.0，面S2的Cube方位密度相对于随机方位的比低于10。

[产业上的可利用性]

如以上所说明，根据本发明的铝合金轧制材的制造方法，可有效率地制造兼具耐起皱性与弯曲加工性的铝合金轧制材。除可应用于汽车的车身板件的汽车用车身片材等汽车用途以外，本发明还能够利用于作为电子·电气设备等的像板件、底盘(chassis)这样的成型加工零件的原材料的铝合金轧制材的制造中。

Claims (4)

1.一种变形成型加工用铝合金轧制材的制造方法，其包括：

对包含铝合金的铸块进行均质化处理的工序，所述铝合金含有Si：0.30质量％～1.50质量％(以下记为“％”)、Mg：0.30％～1.50％、Cu：0.001％～1.50％，进而包含0.50％以下的Mn、0.40％以下的Cr、0.40％以下的Fe中的至少任一者，且剩余部分为Al及不可避免的杂质；

对所述均质化处理后的铝合金，以自500℃至320℃之间的铸块厚度1/4处的平均冷却速度成为20℃/小时～2000℃/小时的方式进行冷却的工序；以及

以370℃～440℃开始热轧，将经热轧的铝合金以310℃～380℃卷绕的工序，所述变形成型加工用铝合金轧制材的制造方法包括：

将所述冷却工序后的铝合金在热轧前以在370℃～440℃的范围内所设定的轧制前加热温度保持0.17小时以上的工序。

2.如权利要求1所述的变形成型加工用铝合金轧制材的制造方法，其中，将所述冷却工序后的铝合金以轧制前加热温度保持由下述式A所算出的下限保持时间以上，

[数1]

下限保持时间(小时)＝3(小时)×Cu量系数×冷却速度系数×温度历程系数…(式A)

(其中，在由式A得出的下限保持时间低于0.17小时的情况下，下限保持时间设为0.17小时；另外，式A的Cu量系数、冷却速度系数、温度历程系数的意义如下)

·Cu量系数：铝合金的Cu含量(％)÷基准Cu含量(0.7％)

·冷却速度系数：(冷却工序的平均冷却速度(℃/小时)÷基准冷却速度(90℃/小时))1/2

·温度历程系数：基于下述(a)、(b)的热历程而设为0.3或1.0；

(a)在冷却工序中不将铸块冷却至320℃以下而是以轧制前加热温度来保持的情况下：温度历程系数＝0.3

(b)在冷却工序中将铸块冷却至320℃～室温的范围的温度后，进行加热而以轧制前加热温度来保持的情况下：温度历程系数＝1.0。

3.如权利要求1或2所述的变形成型加工用铝合金轧制材的制造方法，其中，关于热轧后的铝合金，包括总冷轧率为65％以上的冷轧工序、及所述冷轧工序的熔体化处理工序。

4.如权利要求1至3中的任一项所述的变形成型加工用铝合金轧制材的制造方法，其中，铝合金包含Mn：0.03％～0.50％、Cr：0.01％～0.40％、Fe：0.03％～0.40％中的至少任一者。