JP2000096172A - Aluminum alloy sheet for surface treatment and its production - Google Patents
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- Metal Rolling (AREA)
Abstract
Description
【０００１】[0001]
【発明の属する技術分野】本発明は、陽極酸化処理等の
表面処理等が施されて建築用内外装パネル、平版印刷版
支持体、日用品、厨房用品等の素材として用いられる、
或は表面を研磨・研削したり化学的または電気化学的な
エッチング処理が施されて印刷版用支持体等の素材とし
て用いられる表面処理用アルミニウム合金板、およびこ
うしたアルミニウム合金板を製造する為の有用な方法に
関するものである。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention is used as a material for building interior / exterior panels, planographic printing plate supports, daily necessities, kitchen utensils, etc. after being subjected to surface treatment such as anodization.
Alternatively, an aluminum alloy plate for surface treatment which is used as a material for a printing plate support or the like after a surface is polished / ground or subjected to a chemical or electrochemical etching treatment, and for producing such an aluminum alloy plate It is about a useful method.
【０００２】[0002]
【従来の技術】表面処理用として使用される工業純度の
純アルミニウム系合金板（Ａｌ純度が９９．０％以上）
としては、ＪＩＳ−１１００、１２００、１５００等が
知られており、その特性としては表面性状が優れている
ことが要求される。そしてこうした表面性状を評価する
為の具体的な基準としては、表面にグレインストリー
ク等の欠陥が生じない程度に表面品質が優れていること
や、加工後の表面においてリビングマークや肌荒れが
発生しないこと、等が挙げられる。ここでグレインスト
リークとは、製品にアルマイト処理を施したときに表面
に生じる筋状欠陥であり、リビングマークとは製品に絞
り加工を施したときに圧延方向に沿って生じるしま状の
凹凸である。2. Description of the Related Art Pure aluminum alloy plates of industrial purity used for surface treatment (Al purity of 99.0% or more)
JIS-1100, 1200, 1500 and the like are known, and it is required that the surface properties be excellent. Specific criteria for evaluating such surface properties are that the surface quality is excellent to the extent that defects such as grain streaks do not occur on the surface, and that living marks and rough surfaces do not occur on the processed surface. And the like. Here, the grain streak is a streak defect generated on the surface when the product is subjected to the alumite treatment, and the living mark is the striped irregularities generated along the rolling direction when the product is subjected to the drawing process. .
【０００３】ところで、この様なアルミニウム合金板の
製造方法としては、ＤＣ鋳造（半連続鋳造）した合金鋳
塊を、均質化処理、熱間圧延、冷間圧延および焼鈍等の
工程によって、或は更に熱間圧延と冷間圧延の間に中間
焼鈍を入れた工程によって製造されるのが一般的であ
る。そして、こうした工程において上記，の様な要
求特性を満足させる為に、これまで様々な工夫がなされ
ている。As a method for producing such an aluminum alloy sheet, an alloy ingot obtained by DC casting (semi-continuous casting) is subjected to steps such as homogenization, hot rolling, cold rolling and annealing, or Further, it is generally manufactured by a process in which intermediate annealing is inserted between hot rolling and cold rolling. In order to satisfy the above-mentioned required characteristics in these steps, various attempts have been made so far.
【０００４】例えば特開昭６４−３１９５４号には、熱
間圧延で生じる繊維状組織は焼鈍を行なうだけでは集合
組織として残存し、これがグレインストリーク発生の原
因となることが示されている。そして、熱間圧延のパス
とパスとの間で再結晶を起こさせて繊維状組織を消滅さ
せる方法において、熱間圧延の各パスの圧下量できるだ
け大きくすると共に圧延温度を上げることによって、グ
レインストリークの発生を防止できることが開示されて
いる。またその為の具体的な処理条件として、全圧下量
が５０％を超えた後のパス間で３００〜４５０℃の温度
で１分間以上保持する処理が行われている。For example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 64-31954 discloses that a fibrous structure generated by hot rolling remains as a texture only by annealing, and this causes the generation of grain streaks. In the method of causing recrystallization between the hot rolling passes to eliminate the fibrous structure, the grain streak is increased by increasing the rolling reduction of each hot rolling pass and increasing the rolling temperature. It is disclosed that the occurrence of phenomena can be prevented. Further, as a specific processing condition for that purpose, a process of holding at a temperature of 300 to 450 ° C. for one minute or more between passes after the total reduction amount exceeds 50% is performed.
【０００５】また特開平３−２０４１０４号、同５−９
６７５号、同５−９６７４号および同４−２３７４５号
等には、グレインストリークの発生原因について上記特
開昭６４−３１９５４号と同様の記載が認められるが、
その解決手段としては、熱延後に高冷延率を図ることや
焼鈍条件を工夫することが示されている。[0005] JP-A-3-204104, 5-9
No. 675, No. 5-9667 and No. 4-23745, the same cause as in the above-mentioned JP-A-64-31954 is recognized as to the cause of the occurrence of grain streaks.
As means for solving the problem, it is disclosed that a high cold rolling reduction is performed after hot rolling and that annealing conditions are devised.
【０００６】一方、建築用パネルや日用品等では、９０
°以上の曲げ加工、張り出し加工、絞り加工が行われる
ので、これらの用途に使用されるアルミニウム合金板
は、成形加工性や加工後の表面品質に優れていることが
必要であり、これらの特性を改善するには板材の結晶粒
径の微細化が必要であるとされている。また絞り加工時
に生じる肌荒は製品の再結晶粒径が大きいときに生じる
とされており、再結晶粒径を小さくすることは上記した
肌荒れを防止する上でも有用である。On the other hand, in the case of building panels and daily necessities, 90
Since bending, overhanging, and drawing are performed at an angle of more than °, the aluminum alloy plate used for these applications must have excellent formability and surface quality after processing. It is said that it is necessary to reduce the crystal grain size of the sheet material in order to improve the crystallinity. Further, it is said that the rough surface generated during the drawing process occurs when the recrystallized particle size of the product is large, and reducing the recrystallized particle size is also useful for preventing the above-described rough surface.
【０００７】結晶粒径を微細化することによって表面性
状を改善するという観点からなされた技術として、例え
ば特開平５−３２０８３９号の技術も提案されており、
この技術では、化学成分組成を調整すると共に、最終冷
間圧延や最終焼鈍条件等を制御することによって結晶粒
径の微細化を達成することが開示されている。As a technique for improving the surface properties by reducing the crystal grain size, for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. Hei 5-320839 has been proposed.
In this technique, it is disclosed that the composition of a chemical component is adjusted and the conditions of final cold rolling, final annealing, and the like are controlled to achieve a finer crystal grain size.
【０００８】また印刷版用支持体等の素材として用いら
れる場合の様に、表面を研磨・研削したり化学的または
電気化学的なエッチング処理を施されて使用されるアル
ミニウム合金板では、その研磨・研削むらやエッチング
むらが生じるという問題がある。こうした問題を解決す
る技術として、例えば特開平７−２２４３３９号には、
結晶粒の寸法や形状を制御することが開示されている。
更に、アルミニウム板の板厚が薄いものが要求されるに
つれて、例えば１ｍｍ以下のものでは、板の強度とし
て、強度不足や強度のバラツキという問題も生じること
になる。In the case of an aluminum alloy plate whose surface is polished and ground or subjected to a chemical or electrochemical etching treatment, such as when used as a material for a printing plate support or the like, the polishing -There is a problem that uneven grinding and etching occur. As a technique for solving such a problem, for example, JP-A-7-224339 discloses
It is disclosed to control the size and shape of crystal grains.
Further, as the thickness of the aluminum plate is required to be small, for example, when the thickness is 1 mm or less, the strength of the plate may cause a problem of insufficient strength or variation in strength.
【０００９】[0009]
【発明が解決しようとする課題】近年、アルミニウム合
金板の表面品質については、要求される特性が益々厳し
くなる傾向にあり、更に表面性状に優れた板が求められ
る様になっている。しかしながら、これまで提案されて
いる技術の様に、熱延後の冷間圧延や焼鈍条件を制御し
たり、或は熱間圧延条件の一部の制御だけでは、こうし
た要求に十分に対応できるアルミニウム合金板を得るこ
とができず、表面性状を更に改善する技術の確立が望ま
れているのが実情である。In recent years, with respect to the surface quality of aluminum alloy sheets, the required characteristics have tended to become more and more severe, and sheets having more excellent surface properties have been demanded. However, by controlling the cold rolling and annealing conditions after hot rolling, or controlling only a part of the hot rolling conditions, as in the techniques proposed so far, aluminum which can sufficiently respond to such demands is sufficient. In fact, it is not possible to obtain an alloy plate and it is desired to establish a technique for further improving the surface properties.
【００１０】本発明は上記の様な事情に着目してなされ
たものであって、その目的は、グレインストリーク、リ
ビングマークおよび肌荒れ等が発生することなく、また
板のエッチング均一性にも優れた表面処理用アルミニウ
ム合金板、およびその様なアルミニウム合金板を製造す
る為の有用な方法を提供することにある。The present invention has been made in view of the above-mentioned circumstances, and has as its object to prevent occurrence of grain streaks, living marks, surface roughness, and the like, and excellent plate etching uniformity. An object of the present invention is to provide an aluminum alloy plate for surface treatment and a useful method for producing such an aluminum alloy plate.
【００１１】[0011]
【課題を解決するための手段】上記課題を解決すること
のできた本発明に係るアルミニウム合金板は、Ｆｅおよ
びＳｉを含有するアルミニウム合金板であって、集合組
織として、Ｓ方位の方位分布密度が１２以上であり、且
つＣｏｐｐｅｒ方位の方位分布密度が１０以上である点
に要旨を有するものである。またこのアルミニウム合金
板においては、圧延方向に対して直角方向の結晶平均粒
径が７０μｍ以下であることが好ましい。The aluminum alloy plate according to the present invention, which can solve the above-mentioned problems, is an aluminum alloy plate containing Fe and Si, and has an orientation distribution density of S orientation as a texture. The point is that the orientation distribution density of the Copper orientation is 12 or more and the orientation distribution density of the Copper orientation is 10 or more. In this aluminum alloy sheet, it is preferable that the average crystal grain size in the direction perpendicular to the rolling direction is 70 μm or less.
【００１２】本発明で対象とするアルミニウム合金板
は、工業純度の純アルミニウム系合金板を想定したもの
であり、基本的な成分として少量のＦｅおよびＳｉを含
有するものであるが、このＦｅおよびＳｉの含有量は、
夫々０．８質量％以下（０質量％を含まない）、０．５
質量％以下（０質量％を含まない）であることが好まし
い。また必要によって、下記（ａ）〜（ｄ）の成分を含
有させることも有用であり、これによってアルミニウム
合金板の特性を更に改善することができる。The aluminum alloy plate targeted in the present invention is assumed to be a pure aluminum alloy plate of industrial purity and contains small amounts of Fe and Si as basic components. The content of Si is
0.8% by mass or less (not including 0% by mass) and 0.5% by mass, respectively.
It is preferable that the content is not more than 0% by mass (not including 0% by mass). If necessary, it is also useful to include the following components (a) to (d), whereby the properties of the aluminum alloy sheet can be further improved.
【００１３】（ａ）Ｔｉ：０．１質量％以下（０質量％
を含まない）および／またはＢ：０．１質量％以下（０
質量％を含まない）、（ｂ）Ｃｕ：０．５質量％以下
（０質量％を含まない）および／またはＭｎ：０．５質
量％以下（０質量％を含まない）、（ｃ）Ｍｇ：０．５
質量％以下（０質量％を含まない）、（ｄ）Ｃｒ：０．
３質量％以下（０質量％を含まない）および／またはＺ
ｒ：０．３質量％以下（０質量％を含まない）。(A) Ti: 0.1% by mass or less (0% by mass)
And / or B: 0.1% by mass or less (0%
(B) Cu: 0.5% by mass or less (excluding 0% by mass) and / or Mn: 0.5% by mass or less (excluding 0% by mass), (c) Mg : 0.5
% By mass (not including 0% by mass), (d) Cr: 0.
3% by mass or less (not including 0% by mass) and / or Z
r: 0.3% by mass or less (excluding 0% by mass).
【００１４】一方、上記の様な本発明のアルミニウム合
金板を製造するに当たっては、鋳塊に均熱化熱処理を施
した後、圧延開始温度を４５０℃以下として開始パスか
ら５０ｍ／分以上の圧延速度で、且つ圧下量３０ｍｍ以
上または１パス圧下率３０％以上のどちらかを満足させ
つつ、終了温度を３００〜３７０℃とする熱間粗圧延を
行ない、引き続き熱間仕上げ圧延の最終パスにおいて圧
延速度が５０ｍ／分以上で仕上げ巻き取り温度を３００
℃以下とし、次いで圧下率４０％以上の冷間圧延を行な
った後、中間焼鈍を施して更に５０％以上の圧延を行な
う様にすれば良い。On the other hand, in producing the aluminum alloy sheet of the present invention as described above, the ingot is subjected to a soaking heat treatment, and then the rolling start temperature is set to 450 ° C. or less, and the rolling is performed 50 m / min or more from the start pass. Hot rough rolling is performed at a finishing speed of 300 to 370 ° C. while satisfying either a reduction rate of 30 mm or more or a one-pass reduction rate of 30% or more, followed by rolling in the final pass of hot finish rolling. When the speed is 50m / min or more, the finish winding temperature is 300
C. or lower, and then cold-rolled at a reduction of 40% or more, and then subjected to intermediate annealing to further roll at 50% or more.
【００１５】[0015]
【発明の実施の形態】本発明者らは、従来のアルミニウ
ム合金板における表面品質が不十分である原因につい
て、様々な角度から検討した。その結果、集合組織の制
御が十分になされていなかったことが、表面性状が悪化
する原因であることを突き止めた。また本発明者らが、
集合組織を種々に変化させ、表面性状やエッチングむら
の有無との関係について調査し、その発生メカニズムを
研究したところ、表面品質を悪化させているのは、或る
特定の方位が発達していない為であることが分かった。
これらの着想に基づいて、表面性状を良好にする為の具
体的手段について更に検討したところ、上記した様な構
成を採用すれば、上記目的が見事に達成されることを見
出し、本発明を完成した。BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION The present inventors have studied from various angles the cause of the insufficient surface quality of a conventional aluminum alloy plate. As a result, it was found that insufficient control of the texture was a cause of deterioration of the surface properties. Also, the present inventors,
Investigating the relationship between surface texture and the presence or absence of unevenness in etching by changing the texture in various ways, and studying the mechanism of its occurrence. It turned out to be good.
Based on these ideas, further investigations were made on specific means for improving the surface properties, and it was found that if the above-described configuration was employed, the above-mentioned object could be achieved brilliantly, and the present invention was completed. did.
【００１６】本発明のアルミニウム合金板は、その集合
組織を特定したものであるが、まずアルミニウム合金の
持つ結晶面および集合組織について説明する。通常のア
ルミニウム合金板においては、Ｃｕｂｅ方位、Ｇｏｓｓ
方位、Ｂｒａｓｓ方位（以下、この方位を「Ｂ方位」と
呼ぶ）、Ｃｏｐｐｅｒ方位（以下、この方位を「Ｃｕ方
位」と呼ぶ）、およびＳ方位と呼ばれる集合組織を形成
し、それらに応じた結晶面が存在する。ここで、集合組
織のでき方は同じ結晶系でも加工法によって異なり、圧
延による板材の場合には圧延面と圧延方向で表す必要が
ある。圧延面は｛○○○｝で表現され、圧延方向は〈△
△△〉で表現される（○，△は整数を示す）。かかる表
現方法に基づいて、各方位は下記の様に表わされる。 Ｃｕｂｅ方位 ｛００１｝〈１００〉 Ｇｏｓｓ方位 ｛０１１｝〈１００〉 Ｂ方位 ｛０１１｝〈２１１〉 Ｃｕ方位 ｛１１２｝〈１１１〉 （若しくはＤ方位｛４４１１｝〈１１ １１ ８〉 Ｓ方位 ｛１２３｝〈６３４〉The aluminum alloy sheet of the present invention has a specified texture. First, the crystal plane and texture of the aluminum alloy will be described. In a normal aluminum alloy plate, Cube orientation, Goss
Forming a texture called an orientation, a Brass orientation (hereinafter, this orientation is referred to as a “B orientation”), a Copper orientation (hereinafter, this orientation is referred to as a “Cu orientation”), and an S orientation, and a crystal corresponding thereto is formed. There is a plane. Here, the formation of the texture differs depending on the processing method even for the same crystal system, and in the case of a rolled sheet material, it is necessary to express it by a rolling surface and a rolling direction. The rolling surface is represented by ｛○○○｝, and the rolling direction is <△
Δ △> (○, △ indicate integers). Based on such an expression method, each direction is represented as follows. Cube orientation {001} <100> Goss orientation {011} <100> B orientation {011} <211> Cu orientation {112} <111> (or D orientation {4411} <11 118> S orientation {123} <634>
【００１７】尚本発明においては、基本的にこれらの結
晶面から±１０°以内の方位のずれは、同一の結晶面に
属するものと定義する。またＢ方位、Ｃｕ方位、Ｓ方位
に関しては、各方位間で連続的に連続的に変化するファ
イバー集合組織（β-fiber）で存在している。In the present invention, basically, the deviation of the orientation within ± 10 ° from these crystal planes is defined as belonging to the same crystal plane. The B, Cu, and S directions exist in a fiber texture (β-fiber) that changes continuously between the directions.
【００１８】本発明者らは、結晶面によって強度および
研削加工が異なること、および化学的若しくは電気化学
的エッチング速度、陽極酸化処理性・速度が異なること
により、表面の凹凸が変化して表面品質を悪化させてい
ることを見出した。The inventors of the present invention have found that, because the strength and the grinding process are different depending on the crystal plane, and the chemical or electrochemical etching rate and the anodizing property / speed are different, the surface unevenness is changed and the surface quality is changed. Was worsened.
【００１９】本発明では、集合組織の方位分布密度(Ori
entation Density) を規定するものであるが、この方位
分布密度の測定には、通常のＸ線回折法を用いて、（１
００）、（１１０）、（１１１）の完全極点図（Pole F
igure ）を測定し、それから結晶方位分布関数（Orient
ation Distribution Function ：ODF ）を用いて、各方
位の強度ピーク値の合計に対する各方位の強度ピークの
割合を計算することによって求められる［例えば、長島
晋一編著「集合組織」（丸善株式会社刊）1984,P8-44、
金属期学会セミナー「集合組織」（日本金属学会編）19
81,P3-7 等］。或いは、ＴＥＭ（Transmission Electro
n Microscopy) による電子線回折法、ＳＥＭ（Scanning
Electron Microscopy)-ＥＣＰ (Electron Channeling
Pattern) 法、ＳＥＭ- ＥＢＳＰ( Electron Back Scatt
ering Pattern )等を用いて測定したデータに基に結晶
方位分布関数を用いて方位密度を求めることができる。
またこれらの方位分布は、板厚方向に変化しているの
で、板厚方向に何点か任意にとって平均値をとることに
よって求める。In the present invention, the orientation distribution density of the texture (Ori
entation Density), and the azimuth distribution density is measured by using an ordinary X-ray diffraction method.
00), (110), and (111) complete pole figures (Pole F
igure) and the crystal orientation distribution function (Orient
It is obtained by calculating the ratio of the intensity peak in each direction to the sum of the intensity peak values in each direction using the ODF (for example, "Texture" edited by Shinichi Nagashima, published by Maruzen Co., Ltd., 1984). , P8-44,
Metallurgical Society Seminar “Texture” (edited by The Japan Institute of Metals) 19
81, P3-7 etc.]. Alternatively, TEM (Transmission Electro
n Microscopy), electron diffraction method, SEM (Scanning
Electron Microscopy) -ECP (Electron Channeling
Pattern) method, SEM-EBSP (Electron Back Scatt
The orientation density can be obtained by using a crystal orientation distribution function based on data measured by using an ering pattern or the like.
In addition, since these azimuth distributions change in the thickness direction, the orientation distribution is determined by taking an average value at some points in the thickness direction.
【００２０】尚上記結晶方位分布関数とは、結晶方位分
布（集合組織）を三次元的に表示するものであり、結晶
方位を表すのに必要なパラメータとして３個のオイラー
角（Euler angle ）を用い、これらを直交座標軸とする
三次元空間において、空間内の点の関数として極点密度
を表示するものである。The above-mentioned crystal orientation distribution function is a three-dimensional display of the crystal orientation distribution (texture), and three Euler angles are required as parameters necessary to express the crystal orientation. The pole density is displayed as a function of points in space in a three-dimensional space using these as orthogonal coordinate axes.
【００２１】本発明者らは、Ｃｕ方位およびＳ方位にお
ける分布密度をある値以上に制御すれば、表面性状およ
び強度に優れたアルミニウム合金板が得られることを見
出した。具体的には、アルミニウム合金板の集合組織と
して、Ｓ方位の分布密度が１２以上で且つＣｕ方位の分
布密度が１０以上となる様にすれば、上記特性を満足す
るアルミニウム合金板が得られたのである。The present inventors have found that an aluminum alloy plate having excellent surface properties and strength can be obtained by controlling the distribution density in the Cu and S directions to a certain value or more. Specifically, as the texture of the aluminum alloy plate, if the distribution density in the S direction is 12 or more and the distribution density in the Cu direction is 10 or more, an aluminum alloy plate satisfying the above characteristics was obtained. It is.
【００２２】ところでＳ方位やＣｕ方位の発達は、研削
均一性や表面処理性に優れるだけでなく、ムラやバラツ
キをも小さくすることが出来、しかも板の強度をも安定
化させる効果もある。しかしながら、Ｓ方位分布密度が
１２未満またはＣｕ方位の分布密度が１０未満になると
表面処理性が劣るだけでなく、板の集合組織として相対
的に他の方位の影響が大きくなり、ムラやバラツキが生
じることになる。また板の強度不足といった問題も生じ
ることになる。これらの方位分布密度の好ましい範囲
は、Ｓ方位で１３以上、Ｃｕ方位で１１以上である。By the way, the development of the S orientation and the Cu orientation not only excels in the uniformity of grinding and the surface treatment property, but also can reduce unevenness and variation, and also has the effect of stabilizing the strength of the plate. However, when the S-orientation distribution density is less than 12 or the Cu-orientation distribution density is less than 10, not only is the surface treatment property inferior, but also the influence of other orientations is relatively large as the texture of the plate, and unevenness and variation occur. Will happen. In addition, a problem such as insufficient strength of the plate occurs. A preferred range of these orientation distribution densities is 13 or more in the S orientation and 11 or more in the Cu orientation.
【００２３】本発明のアルミニウム合金板においては、
その結晶の平均粒径が７０μｍ以下であることが好まし
い。この値が７０μｍを超えると、成形加工後の肌荒れ
の原因になる。この結晶の平均粒径は、６０μｍ以下で
あることがより好ましい。尚本発明における「結晶粒
径」とは、圧延直角方向でラインインターセプト法によ
って測定した値である。In the aluminum alloy plate of the present invention,
The average particle size of the crystals is preferably 70 μm or less. If this value exceeds 70 μm, it causes roughening of the surface after molding. The average particle size of the crystals is more preferably 60 μm or less. The “crystal grain size” in the present invention is a value measured by a line intercept method in a direction perpendicular to the rolling direction.
【００２４】本発明で対象とするアルミニウム合金は、
ＪＩＳ−１１００、１２００等の様にＡｌ純度が９９．
０％以上の純アルミニウム系合金を想定したものであ
り、基本的な成分として少量のＦｅおよびＳｉを含有す
るものであるが、その他必要によって下記（ａ）〜
（ｄ）の様な元素を添加することも有効である。これら
の元素の範囲限定理由は下記に通りである。The aluminum alloy targeted in the present invention is:
Al purity is 99. as in JIS-1100, 1200, etc.
A pure aluminum-based alloy of 0% or more is assumed and contains small amounts of Fe and Si as basic components.
It is also effective to add an element as shown in (d). The reasons for limiting the range of these elements are as follows.
【００２５】（ａ）Ｔｉ：０．１質量％以下（０質量％
を含まない）および／またはＢ：０．１質量％以下（０
質量％を含まない）、（ｂ）Ｃｕ：０．５質量％以下
（０質量％を含まない）および／またはＭｎ：０．５質
量％以下（０質量％を含まない）、（ｃ）Ｍｇ：０．５
質量％以下（０質量％を含まない）、（ｄ）Ｃｒ：０．
３質量％以下（０質量％を含まない）および／またはＺ
ｒ：０．３質量％以下（０質量％を含まない）。(A) Ti: 0.1% by mass or less (0% by mass)
And / or B: 0.1% by mass or less (0%
(B) Cu: 0.5% by mass or less (excluding 0% by mass) and / or Mn: 0.5% by mass or less (excluding 0% by mass), (c) Mg : 0.5
% By mass (not including 0% by mass), (d) Cr: 0.
3% by mass or less (not including 0% by mass) and / or Z
r: 0.3% by mass or less (excluding 0% by mass).
【００２６】Ｆｅ：０．８質量％以下（０質量％を含ま
ない）およびＳｉ：０．５質量％以下（０質量％を含ま
ない） Ｆｅは製品の焼鈍時に生じる再結晶粒を微細化するのに
有効に作用し、成形性の向上と肌荒れの防止に効果的で
ある。しかしながら、その量が０．８質量％を超えると
その効果がなくなってしまう。尚Ｆｅ含有量の好ましい
下限は０．０１％であり、より好ましいくは０．１％以
上とするのが良い。 Fe: 0.8% by mass or less (including 0% by mass
And 0.5% by mass or less (including 0% by mass)
Fe ) effectively acts to refine the recrystallized grains generated during annealing of the product, and is effective for improving the formability and preventing the surface roughness. However, if the amount exceeds 0.8% by mass, the effect is lost. The lower limit of the Fe content is preferably 0.01%, more preferably 0.1% or more.
【００２７】Ｓｉは製品の強度を向上させる他、ＬＤＲ
（限界絞り比）等の形成性を向上させるのに有効であ
る。しかしながら、０．５質量％を超えて添加しても成
形性の向上が望めないばかりか、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の
金属間化合物を生じ、加えてアルマイト色調むらが生じ
易くなる。尚Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．００３％
であり、より好ましくは０．０１％以上とするのが良
い。[0027] Si improves the strength of the product as well as LDR.
This is effective for improving the formability such as (limit drawing ratio). However, even if it is added in excess of 0.5% by mass, not only improvement in moldability cannot be expected, but also an Al-Fe-Si-based intermetallic compound is generated, and in addition, uneven alumite color tone is likely to be generated. The preferred lower limit of the Si content is 0.003%.
And more preferably 0.01% or more.
【００２８】Ｔｉ：０．１質量％以下（０質量％を含ま
ない）および／またはＢ：０．１質量％以下（０質量％
を含まない） ＴｉおよびＢは、鋳造組織の微細化や圧延板の再結晶粒
微細化に有効に作用する。しかしながら、いずれも０．
１質量％を超えて含有させても上記効果が飽和するばか
りでなく、粗大なＡｌ−Ｔｉ系化合物を形成してその化
合物が圧延板に筋状に分布して陽極酸化処理皮膜に欠陥
を与えることにもなる。尚Ｔｉ添加は、Ｔｉ単独だけで
はなく、Ｔｉ−Ｂ複合化合物として添加する方法もある
が、この場合でも上記範囲に調整することに変わりがな
い。またＴｉおよびＢの好ましい下限は、いずれも０．
０００１％であり、好ましい上限はいずれも０．０９％
である。 Ti: 0.1% by mass or less (including 0% by mass
And / or B: 0.1% by mass or less (0% by mass)
The not including) Ti and B act effectively on the recrystallized grain refinement of miniaturization and rolled sheet of cast structure. However, in both cases, the 0.
If the content exceeds 1% by mass, the above effect is not only saturated, but also a coarse Al-Ti compound is formed, and the compound is distributed in a striped form on the rolled sheet to give a defect to the anodized film. It will also be. In addition, there is a method of adding Ti as a Ti-B composite compound in addition to Ti alone, but even in this case, there is no change in adjusting the content to the above range. Further, the preferable lower limits of Ti and B are each 0.1.
0001%, and the preferable upper limit is 0.09%
It is.
【００２９】Ｃｕ：０．５質量％以下（０質量％を含ま
ない）および／またはＭｎ：０．５質量％以下（０質量
％を含まない） ＣｕとＭｎは、絞り加工性や耳率のばらつきを安定さ
せ、成形性を向上させる作用を発揮する。またＣｕは強
度向上にも寄与する元素である。しかしながら、その量
がいずれも０．５質量％を超えるとその効果が飽和す
る。尚ＣｕおよびＭｎの好ましい下限は、いずれも０．
０００１％であり、好ましい上限はいずれも０．４％で
ある。 Cu: 0.5% by mass or less (including 0% by mass
And / or Mn: 0.5% by mass or less (0% by mass)
%) Cu and Mn exert an effect of stabilizing the drawability and ear ratio and improving the formability. Cu is an element that also contributes to strength improvement. However, if the amount exceeds 0.5% by mass, the effect is saturated. Note that the preferred lower limits of Cu and Mn are each 0.1.
0001%, and the preferable upper limit is 0.4% in each case.
【００３０】Ｍｇ：０．５質量％以下（０質量％を含ま
ない） Ｍｇは、強度向上に寄与する元素であるが、その量が
０．５質量％を超えるとその効果が飽和する。尚Ｍｇの
好ましい下限は、０．０００１％であり、好ましい上限
は０．４％である。 Mg: 0.5% by mass or less (including 0% by mass
Mg ) is an element that contributes to strength improvement, but its effect is saturated when its amount exceeds 0.5% by mass. The preferred lower limit of Mg is 0.0001%, and the preferred upper limit is 0.4%.
【００３１】Ｃｒ：０．３質量％以下（０質量％を含ま
ない）および／またはＺｒ：０．３質量％以下（０質量
％を含まない） ＣｒとＺｒは、結晶粒の安定化に寄与する元素である
が、その量がいずれも０．３質量％を超えるとその効果
が飽和する。尚ＣｒおよびＺｒの好ましい下限は、いず
れも０．０００１％であり、好ましい上限はいずれも
０．２％である。 Cr: 0.3% by mass or less (including 0% by mass
And / or Zr: 0.3% by mass or less (0% by mass)
( Excluding %) Cr and Zr are elements that contribute to stabilization of the crystal grains, but when their amounts exceed 0.3% by mass, the effect is saturated. The preferred lower limits of Cr and Zr are both 0.0001%, and the preferred upper limits are both 0.2%.
【００３２】本発明のアルミニウム合金板においては、
上記以外の添加元素として或は不可避不純物として、夫
々０．０５％以下で且つ合計で０．１５％以下であれ
ば、それらの元素は本発明の特性には影響を及ぼさない
ので添加されても構わない。こうした成分として、Ｚ
ｎ，Ｎｉ，Ｖ，Ｂｅ，Ｂｉ，Ｓｎ，Ｐｂ，Ｇａ等が挙げ
られる。In the aluminum alloy plate of the present invention,
If the content is 0.05% or less and 0.15% or less in total as additional elements other than the above or as unavoidable impurities, these elements do not affect the characteristics of the present invention, so that they may be added. I do not care. As such components, Z
n, Ni, V, Be, Bi, Sn, Pb, Ga and the like.
【００３３】次に、上記の様な要件を満足するアルミニ
ウム合金板を製造する方法について説明する。まず本発
明に用いる合金鋳塊は通常のＤＣ鋳造法によって製造さ
れたもので良い。この合金鋳塊は均熱化処理が施される
が、均熱化処理は面削後に熱間圧延前の加熱を兼ねて行
なっても良いし、均質化処理として熱間圧延の加熱の前
に行なっても良い。尚予め均質化処理を行ない、その後
面削して再加熱した後熱間圧延を行なうと、圧延前の鋳
塊表面の酸化皮膜が少なくなるので表面品質の向上に効
果的である。Next, a method of manufacturing an aluminum alloy plate satisfying the above requirements will be described. First, the alloy ingot used in the present invention may be one manufactured by a normal DC casting method. This alloy ingot is subjected to a soaking treatment, but the soaking treatment may be performed also after the facing and before the hot rolling, or as a homogenization treatment before the heating of the hot rolling. You may do it. It is effective to improve the surface quality by performing a homogenizing treatment in advance, followed by surface grinding and reheating, followed by hot rolling, because an oxide film on the surface of the ingot before rolling is reduced.
【００３４】熱間圧延は、熱間粗圧延と熱間仕上げ圧延
とからなるが、これらは夫々異なった圧延機で行なうこ
とが必要である。即ち、本発明は粗圧延開始から終了ま
で、仕上げ圧延に移行する間に再結晶を制御し、グレイ
ンストリークとリビングマークの発生を抑えるものであ
り、その為には熱間粗圧延と熱間仕上げ圧延を夫々異な
った圧延機で行なうのが好都合だからである。The hot rolling includes hot rough rolling and hot finishing rolling, and these must be performed by different rolling mills. That is, the present invention controls the recrystallization during the transition from the start to the end of the rough rolling to the finish rolling, and suppresses the generation of grain streaks and living marks, and for that purpose, hot rough rolling and hot finishing This is because it is convenient to perform rolling in different rolling mills.
【００３５】本発明では、熱間粗圧延の条件を開始温
度：４５０℃以下、開始パスから５０ｍ／分以上の圧延
速度、且つ圧下量：３０ｍｍ以上または１パス圧下率：
３０％以上、終了温度：３００〜３７０℃とする。また
熱間仕上げ圧延では、最終パスにおいて圧延速度が５０
ｍ／分以上、仕上げ巻き取り温度を３００℃以下とす
る。更に、後工程では、圧下率：４０％以上の冷間圧延
を行なった後、中間焼鈍を施し、更に５０％以上の圧延
を行なうものである。こうした条件を設定することによ
り、グレインストリークとリビングマークの発生を防止
し、またピックアップレベルの向上および製品特性のコ
イル内バラツキなくす効果も発揮する。そして、これら
の結果として、強度と表面性状の優れた板を得られるの
である。In the present invention, the conditions of the rough hot rolling are as follows: starting temperature: 450 ° C. or less, rolling speed of 50 m / min or more from the starting pass, and rolling reduction: 30 mm or more or one-pass rolling reduction:
30% or more, end temperature: 300 to 370 ° C. In the hot finish rolling, the rolling speed is 50 in the final pass.
m / min or more and the finish winding temperature is 300 ° C or less. Further, in the post-process, cold rolling is performed at a rolling reduction of 40% or more, then intermediate annealing is performed, and further rolling is performed at 50% or more. By setting such conditions, it is possible to prevent the generation of grain streaks and living marks, and also to improve the pickup level and to reduce the variation in product characteristics in the coil. As a result, a plate having excellent strength and surface properties can be obtained.
【００３６】本発明は、表面性状に関わる組織因子を熱
間圧延の開始条件から制御し、本質的な改善を試みたも
のであるが、上記の熱間粗圧延条件によって特性が向上
する理由については、次の様に考えることができる。即
ち、上記の様にＳ方位、Ｃ方位の集合組織を制御する為
には、粗圧延時の結晶粒径の微細化が必要である。この
点に関して従来技術では、最終パス付近の温度や圧下率
の制御によって達成されていたが、本発明では更に粗圧
延の開始条件から最終パス付近の温度に至るまでの一連
の条件を制御することによって、結晶方位密度を適切に
制御することに成功したのである。また本発明は熱間圧
延開始からの組織微細化を図るものであるので、熱延中
の析出も均一に生じ、ロット内の特性のばらつき低減に
も大きな効果を示すことになる。In the present invention, the texture factor relating to the surface properties is controlled from the starting conditions of hot rolling, and an essential improvement is attempted. The reason why the characteristics are improved by the above hot rough rolling conditions is described below. Can be considered as follows. That is, in order to control the texture in the S and C directions as described above, it is necessary to refine the crystal grain size during rough rolling. In this regard, in the prior art, this was achieved by controlling the temperature and reduction rate near the final pass, but in the present invention, a series of conditions from the starting condition of the rough rolling to the temperature near the final pass is further controlled. As a result, the crystal orientation density was successfully controlled. In addition, since the present invention aims to refine the structure from the start of hot rolling, precipitation during hot rolling also occurs uniformly, and a large effect is exhibited in reducing variation in properties within lots.
【００３７】まず熱間粗圧延の開始温度が４５０℃を超
えると、粗圧延前半で同一の結晶面の集合体を生成して
好ましくない。即ち、圧延開始温度を４５０℃以下とす
るのは、表層部に微細な再結晶粒を生じさせてグレイン
ストリークやピックアップレベルを向上させる為であ
る。この熱間粗圧延の開始温度は、好ましくは４３０℃
以下とするのが良い。First, if the starting temperature of the hot rough rolling exceeds 450 ° C., an aggregate having the same crystal plane is generated in the first half of the rough rolling, which is not preferable. That is, the reason why the rolling start temperature is set to 450 ° C. or lower is to generate fine recrystallized grains in the surface layer portion to improve grain streak and pickup level. The starting temperature of this hot rough rolling is preferably 430 ° C.
It is better to do the following.
【００３８】粗圧延の開始パスからの圧延速度は、５０
ｍ／分以上とする必要がある。圧延速度が５０ｍ／分未
満になると、圧延時の表面部に導入される歪や歪速度が
小さくなり、パス間に生じる再結晶粒径が粗大化し、同
一結晶方位の集合体の元を形成してしまうことになる。
この圧延速度は、より好ましくは６０ｍ／分以上とする
ことが推奨される。The rolling speed from the start pass of the rough rolling is 50
m / min or more. When the rolling speed is less than 50 m / min, the strain and strain rate introduced to the surface during rolling are reduced, the recrystallized grain size generated between passes is coarsened, and an element having the same crystal orientation is formed. Would be.
It is recommended that this rolling speed be more preferably 60 m / min or more.
【００３９】粗圧延条件として、圧下量３０ｍｍ以上ま
たは１パスの圧下率３０％以上の少なくともどちらかの
条件を満足する必要がある。この要件は、表面部に大き
な歪みまたは歪速度で加工を施すことによって、結晶方
位を分散させるという観点から重要である。上記条件
は、粗圧延の開始から終了までいずれかの条件を満足さ
せる必要がある。これらの条件のより好ましい範囲は、
圧下量：４０ｍｍ以上、１パスの圧下率：３５％以上で
ある。尚各圧延パスの圧下率とは、１回の圧延パス前後
の板厚を夫々ｔn ，ｔn+1 としたとき、｛（ｔn −ｔ
n+1 ）／ｔn ｝×１００（％）で表したものである。As rough rolling conditions, it is necessary to satisfy at least one of a reduction amount of 30 mm or more and a reduction ratio of one pass of 30% or more. This requirement is important from the viewpoint of dispersing the crystal orientation by processing the surface with a large strain or strain rate. The above conditions need to satisfy one of the conditions from the start to the end of rough rolling. A more preferred range of these conditions is
Reduction amount: 40 mm or more, reduction ratio for one pass: 35% or more. The rolling reduction of each rolling pass is defined as ｛(t n −t, where t n and t n + 1 are the thicknesses before and after one rolling pass, respectively.
n + 1 ) / t n } × 100 (%).
【００４０】次に、粗圧延の終了温度は、３００〜３７
０℃とする必要がある。この温度が３００℃未満になる
と、表面部で微細な再結晶粒が生じない。一方、この温
度が３７０℃を超えると、結晶粒成長や粒界移動等によ
って所定の結晶方位密度が発達しない。この温度のより
好ましい下限は３１０℃であり、より好ましい上限は３
６０℃である。またこの様な温度制御は、最終パスの速
度やパス後の水冷制御によって達成することができる。Next, the end temperature of the rough rolling is 300-37.
It must be 0 ° C. When the temperature is lower than 300 ° C., fine recrystallized grains are not generated on the surface. On the other hand, when this temperature exceeds 370 ° C., a predetermined crystal orientation density does not develop due to crystal grain growth, grain boundary movement, and the like. A more preferred lower limit of this temperature is 310 ° C., and a more preferred upper limit is 3 ° C.
60 ° C. Such temperature control can be achieved by controlling the speed of the final pass or water cooling after the pass.
【００４１】熱間圧延仕上げ条件については、最終パス
において、圧延速度を５０ｍ／分以上、仕上げ圧延温度
を３００℃以下とする必要がある。仕上げ圧延速度が変
化すると、板厚方向への歪分布が異なってくるので、圧
延速度はできるだけ一定であることが好ましいが、この
圧延速度が５０ｍ／分未満では表面に十分な歪を導入す
ることができず、高品質の表面性状が得られなくなり、
また不均一な歪分布が生じ、バラツキが発生する原因と
なる。一方、仕上げ巻取り温度が３００℃を超えると、
板表面部で再結晶のムラや混合組織が生じ、表面性状を
悪化させる。Regarding the hot rolling finishing conditions, in the final pass, the rolling speed must be 50 m / min or more and the finish rolling temperature must be 300 ° C. or less. If the finish rolling speed changes, the strain distribution in the plate thickness direction changes. Therefore, it is preferable that the rolling speed is as constant as possible. However, when the rolling speed is less than 50 m / min, it is necessary to introduce sufficient strain to the surface. Can not be obtained, high quality surface properties can not be obtained,
In addition, non-uniform strain distribution is generated, which causes variation. On the other hand, when the finish winding temperature exceeds 300 ° C,
Non-uniform recrystallization and a mixed structure are generated on the surface of the plate, thereby deteriorating the surface properties.
【００４２】熱間仕上げ圧延の後の終了板厚は、製品の
板厚によって定まるが、本発明の冷間圧延条件を実施で
きる板厚であれば良く、通常適用される製品板厚である
０．１〜６ｍｍ程度に対して通常２．５〜１２ｍｍ程度
である。The finished sheet thickness after hot finish rolling is determined by the sheet thickness of the product, but may be any sheet thickness capable of performing the cold rolling conditions of the present invention, and is 0, which is the normally applied product sheet thickness. It is usually about 2.5 to 12 mm for about 0.1 to 6 mm.
【００４３】熱間圧延以降では、各用途毎の製品に要求
される板厚や強度の面からして、冷間圧延材や再結晶焼
鈍材と様々なものとなる。そして従来技術では、後工程
で冷間圧延・焼鈍の工程を２回行なう等、その工程数を
増やす程グレインストリークやリビングマーク等の発生
を回避する方法が採用されており、これらの方法であれ
ば表面品質は確かに良好になるのであるが、工程数を増
やす程コスト高となり、好ましくない。After hot rolling, there are various types of cold rolled materials and recrystallized and annealed materials in terms of the thickness and strength required for products for each application. In the prior art, a method of avoiding the generation of grain streaks, living marks, and the like as the number of steps is increased, such as performing cold rolling and annealing twice in a subsequent step, is adopted. Although the surface quality surely becomes better if the number of steps is increased, the cost increases, which is not preferable.
【００４４】これに対し本発明では、熱間圧延条件を適
切にすることによって、組織を根本的に制御しているの
で、後工程で行なう焼鈍は１回で良い。具体的には、熱
間圧延後の条件は、４０％以上の冷間圧延の後、中間焼
鈍を経て５０％以上の最終冷間圧延によって製品板とす
る。このときの中間焼鈍条件については、完全に再結晶
を生じる温度であれば、得に限定されるものではない
が、過度の焼鈍は結晶粒成長や粒界移動による同一結晶
面の成長が起こり、集合体を生成してしまうことにな
る。通常、徐加熱焼鈍になるバッチ式の焼鈍であれば、
３００〜４５０℃で０．５〜６時間程度であれば良い
し、連続式の焼鈍（ＣＡＬ）であれば４３０〜５８０℃
で０．３〜６０秒程度であれば良い。但し、低コストで
あるという観点からすれば、バッチ焼鈍であることが好
ましい。On the other hand, in the present invention, the structure is fundamentally controlled by optimizing the conditions of the hot rolling, so that only one annealing is required in the subsequent step. Specifically, the conditions after hot rolling are as follows: cold rolling of 40% or more, followed by intermediate annealing and final cold rolling of 50% or more to obtain a product sheet. The intermediate annealing condition at this time is not particularly limited as long as it is a temperature at which complete recrystallization occurs, but excessive annealing causes crystal grain growth or growth of the same crystal plane due to grain boundary movement, An aggregate is generated. Usually, if it is a batch type annealing that becomes slow heating annealing,
0.5 to 6 hours at 300 to 450 ° C. or 430 to 580 ° C. for continuous annealing (CAL)
Should be about 0.3 to 60 seconds. However, batch annealing is preferred from the viewpoint of low cost.
【００４５】以下、本発明を実施例によって更に詳細に
説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもの
ではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することは
いずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to examples. However, the following examples are not intended to limit the present invention. It is included in the technical range of.
【００４６】[0046]
【実施例】実施例１ 下記表１に示す化学成分組成のアルミニウム合金を通常
のＤＣ鋳造によって厚さ：５０ｍｍ，幅：１５００ｍｍ
の鋳塊を鋳造した。EXAMPLE 1 An aluminum alloy having a chemical composition shown in Table 1 below was formed by ordinary DC casting to a thickness of 50 mm and a width of 1500 mm.
Was cast.
【００４７】[0047]
【表１】 [Table 1]
【００４８】次に、上記合金鋳塊に対して、均質化処理
（５９０℃×４時間）を施した後、面削だけ、または面
削の後に再度均質化処理を施し、その後熱間圧延に供す
る為に、加熱または炉冷して下記表２に示す様に熱間圧
延条件を変えて、アルミニウム合金板（コイル）を得
た。また表３には、熱間後の工程・条件と共に、下記の
方法によって測定した結晶粒径、およびＣｕ方位分布密
度、Ｓ方位分布密度等についても示した。Next, after homogenizing treatment (590 ° C. × 4 hours) on the alloy ingot, homogenizing treatment is performed again only after facing or after facing, and then hot rolling is performed. In order to provide, an aluminum alloy plate (coil) was obtained by heating or furnace cooling and changing the hot rolling conditions as shown in Table 2 below. Table 3 also shows the crystal grain size, Cu orientation distribution density, S orientation distribution density, and the like measured by the following method, together with the steps and conditions after hot working.
【００４９】（結晶粒径）板表面を約０．０５〜０．１
ｍｍまで機械研磨した後、電解エッチングし、光学顕微
鏡（偏光板使用）を用いて観察し、圧延直角方向でライ
ンインターセプト法にて結晶粒径粒を測定した。(Crystal Grain Size)
mm, mechanically polished, and then electrolytically etched, observed using an optical microscope (using a polarizing plate), and measured for crystal grain size by a line intercept method in a direction perpendicular to the rolling direction.
【００５０】（結晶方位分布密度）集合組織の結晶方位
分布密度は、Ｘ線回折法により測定し、得られた三次元
方位分布関数によって、各方位の結晶方位密度を求め
た。(Crystal Orientation Distribution Density) The crystal orientation distribution density of the texture was measured by an X-ray diffraction method, and the crystal orientation density of each orientation was obtained from the obtained three-dimensional orientation distribution function.
【００５１】[0051]
【表２】 [Table 2]
【００５２】[0052]
【表３】 [Table 3]
【００５３】得られた各コイルの長さ方向の前、中、後
部での幅方向の端部と中心の夫々について、グレインス
リトーク、リビングマーク、肌荒れ等の特性について、
下記の方法で調査した。これらの結果を、下記表４に示
す。Regarding the characteristics such as grain restalk, living mark, and rough skin at the end and the center in the width direction at the front, middle, and rear in the length direction of each obtained coil,
Investigation was conducted by the following method. The results are shown in Table 4 below.
【００５４】（特性の調査方法）グレインストークスに
ついては、板を王水でエッチングした後に目視でその表
面性状を観察し、下記の基準で評価した。またリビング
マークおよび肌荒れについては、ブランク径：６１ｍ
ｍ、ポンチ径：３３ｍｍでカップを絞った後、目視でそ
の表面性状を観察し、下記の基準で評価した。 (1) グレインストリーク、エッチングむら ◎：良好、 ○：可、 △：悪い、 ×：非常に悪い (2) リビングマークおよび肌荒れ ◎：発生なし、 ○：軽度に発生、 △：発生、 ×：
強く発生(Characteristic Investigation Method) Grain Stokes were evaluated by the following criteria by visually observing the surface properties after etching the plate with aqua regia. For living marks and rough skin, blank diameter: 61 m
m, punch diameter: After squeezing the cup with 33 mm, the surface properties were visually observed and evaluated according to the following criteria. (1) Grain streak, uneven etching ◎: good, ○: acceptable, △: bad, ×: very bad (2) Living mark and rough skin ◎: no occurrence, ○: slight occurrence, △: generation, ×:
Strongly generated
【００５５】[0055]
【表４】 [Table 4]
【００５６】実施例２ 下記表５に示す化学成分組成のアルミニウム合金を造塊
後、５９０℃×４時間の条件で均質化処理を施した後、
熱間圧延で４．５ｍｍ厚さの板とし、７０％冷延後、４
２０℃の中間焼鈍（連続式ＣＡＬ）を施し、その後７５
％の冷間圧延後０．３ｍｍ厚さの板材にした。Example 2 An aluminum alloy having a chemical composition shown in Table 5 below was subjected to ingot homogenization at 590 ° C. for 4 hours after ingot formation.
After hot rolling to a 4.5 mm thick plate, 70% cold rolling
Intermediate annealing (continuous CAL) at 20 ° C.
% Cold-rolled to form a sheet having a thickness of 0.3 mm.
【００５７】得られた各コイルの長さ方向の前、中、後
部での幅方向の端部と中心の夫々について、グレインス
トリーク、リビングマーク、肌荒れ等の特性について調
査した。これらの結果を、下記表６に示す。The characteristics such as grain streaks, living marks, and rough skin were examined at the end, the center, and the center in the width direction at the front, middle, and rear of each of the obtained coils in the length direction. The results are shown in Table 6 below.
【００５８】[0058]
【表５】 [Table 5]
【００５９】[0059]
【表６】 [Table 6]
【００６０】これらの結果から明らかな様に、本発明で
規定する要件を満足する実施例のものは、グレインスト
リーク、エッチング特性に優れ、絞り加工においてリビ
ングマークや肌荒れ等が生じずに、表面性状に優れてい
ることが分かる。As is evident from these results, those of the examples satisfying the requirements specified in the present invention are excellent in grain streak and etching characteristics, and do not produce living marks or rough surfaces in drawing, and have good surface properties. It turns out that it is excellent.
【００６１】図１に、種々の製造条件および成分におけ
る結晶方位密度の変化の一例［オイラー角(Euler angl
e) と結晶方位密度(Orientation density) の関係］を
示した。FIG. 1 shows an example of a change in the crystal orientation density under various manufacturing conditions and components [Euler angle (Euler angle)].
e) and Orientation density].
【００６２】[0062]
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、グ
レインストリーク等の特性に優れ、絞り加工においてリ
ビングマークや肌荒れ等が生じることなく、それら特性
のコイル内でのばらつきが少ない表面処理用アルミニウ
ム合金が実現できた。The present invention is configured as described above, and has excellent characteristics such as grain streaks, surface treatment without drawing, such as living marks and rough skin during drawing, and a small variation in these characteristics within the coil. Aluminum alloy for use was realized.
【図１】種々の製造条件および成分における結晶方位密
度の変化の一例を示すグラフである。FIG. 1 is a graph showing an example of a change in crystal orientation density under various manufacturing conditions and components.
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｆ 1/00 ６７４ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６７４ ６８３ ６８３ ６８５ ６８５Ｚ ６９４ ６９４Ｂ ６９４Ａ (72)発明者 大山 正直 栃木県真岡市鬼怒ケ丘15番地 株式会社神 戸製鋼所真岡製造所内 (72)発明者 杉崎 康昭 神戸市西区高塚台１丁目５番５号 株式会 社神戸製鋼所神戸総合技術研究所内──────────────────────────────────────────────────続 き Continued on the front page (51) Int.Cl. 7 Identification symbol FI Theme coat ゛ (Reference) C22F 1/00 674 C22F 1/00 674 683 683 685 685Z 694 694B 694A (72) Inventor Masanao Oyama Moka, Tochigi Prefecture 15 Koinigaoka, Ichigo Kobe Steel Moka Works (72) Inventor Yasuaki Sugisaki 1-5-5 Takatsukadai, Nishi-ku, Kobe Kobe Steel Research Institute Kobe Research Institute
Claims (8)
合金板であって、集合組織として、Ｓ方位の方位分布密
度が１２以上であり、且つＣｏｐｐｅｒ方位の方位分布
密度が１０以上であることを特徴とする表面処理用アル
ミニウム合金板。1. An aluminum alloy sheet containing Fe and Si, characterized in that, as a texture, the orientation distribution density in the S orientation is 12 or more, and the orientation distribution density in the Copper orientation is 10 or more. Aluminum alloy plate for surface treatment.
径が７０μｍ以下である請求項１に記載のアルミニウム
合金板。2. The aluminum alloy sheet according to claim 1, wherein an average crystal grain size in a direction perpendicular to the rolling direction is 70 μm or less.
量％を含まない）であり、Ｓｉの含有量が０．５質量％
以下（０質量％を含まない）である請求項１または２に
記載のアルミニウム合金板。3. The content of Fe is 0.8% by mass or less (not including 0% by mass), and the content of Si is 0.5% by mass.
The aluminum alloy plate according to claim 1, wherein the content is the following (not including 0% by mass).
％以下（０質量％を含まない）および／またはＢ：０．
１質量％以下（０質量％を含まない）を含有するもので
ある請求項３に記載のアルミニウム合金板。4. As still another element, Ti: 0.1% by mass or less (not including 0% by mass) and / or B: 0.
The aluminum alloy plate according to claim 3, which contains 1% by mass or less (excluding 0% by mass).
％以下（０質量％を含まない）および／またはＭｎ：
０．５質量％以下（０質量％を含まない）を含有するも
のである請求項３または４に記載のアルミニウム合金
板。5. As still another element, Cu: 0.5% by mass or less (not including 0% by mass) and / or Mn:
The aluminum alloy sheet according to claim 3, wherein the aluminum alloy sheet contains 0.5% by mass or less (excluding 0% by mass).
％以下（０質量％を含まない）を含有するものである請
求項３〜５のいずれかに記載のアルミニウム合金板。6. The aluminum alloy sheet according to claim 3, further comprising Mg: 0.5% by mass or less (not including 0% by mass) as another element.
％以下（０質量％を含まない）および／またはＺｒ：
０．３質量％以下（０質量％を含まない）を含有するも
のである請求項３〜６のいずれかに記載のアルミニウム
合金板。7. As still another element, Cr: 0.3% by mass or less (not including 0% by mass) and / or Zr:
The aluminum alloy sheet according to any one of claims 3 to 6, wherein the aluminum alloy sheet contains 0.3% by mass or less (excluding 0% by mass).
ニウム合金板を製造するに当たり、鋳塊に均熱化熱処理
を施した後、圧延開始温度を４５０℃以下として開始パ
スから５０ｍ／分以上の圧延速度で、且つ圧下量３０ｍ
ｍ以上または１パス圧下率３０％以上のどちらかを満足
させつつ、終了温度を３００〜３７０℃とする熱間粗圧
延を行ない、引き続き熱間仕上げ圧延の最終パスにおい
て圧延速度が５０ｍ／分以上で仕上げ巻き取り温度を３
００℃以下とし、次いで圧下率４０％以上の冷間圧延を
行なった後、中間焼鈍を施して更に５０％以上の圧延を
行なうことを特徴とするアルミニウム合金板の製造方
法。8. In producing the aluminum alloy sheet according to any one of claims 1 to 7, after performing a soaking heat treatment on the ingot, the rolling start temperature is set to 450 ° C. or less, and 50 m / min from the start pass. With the above rolling speed and rolling reduction 30m
m, or one-pass rolling reduction of 30% or more, while performing hot rough rolling at an end temperature of 300 to 370 ° C., and subsequently, in the final pass of hot finish rolling, a rolling speed of 50 m / min or more. Finish winding temperature at 3
A method for producing an aluminum alloy sheet, comprising: performing cold rolling at a temperature of not more than 00 ° C., and then performing cold rolling at a rolling reduction of 40% or more, performing intermediate annealing, and further rolling at 50% or more.
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