JP2002226933A - 深絞り加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 耳率が低く、かつそののばらつきも小さく、
さらにまた表面品質にも優れた純Ａｌ系軟質Ａｌ合金板
およびその製造する方法を提供する。 【解決手段】 本発明のＡｌ合金板は、mass％で、Ｆ
ｅ：０．２０〜０．７０％、Ｓｉ：０．０７ 〜０．３
０％、Ｃｕ：０．００５〜０．１０％、残部Ａｌおよび
不純物からなり、固溶Ｆｅ量が５〜２００ｐｐｍ、Ｓｉ
含有量に対する固溶Ｓｉ量の割合が０．３〜０．９、固
溶Ｃｕ量が５〜５００ｐｐｍとされたものである。この
Ａｌ合金板において、結晶粒径を８０μm 以下にするこ
とで、絞り成形の際の表面品質をより一層向上させるこ
とができる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明が属する技術分野】本発明は、一般用器物、照明
用器具、コンデンサーケース等の深絞り成形品の素材と
して使用される純アルミニウム系軟質アルミニウム合金
板およびその製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】器物やコンデンサーケース等のアルミニ
ウム深絞り成形品には、素材として板厚５mm以下のアル
ミニウム（Ａｌ）合金薄板が用いられる。前記成形品
は、この薄板に限界絞り比（ＬＤＲ）が２．０ 以上の
絞り、再絞り加工が施された後、数回のしごき加工が施
されて成形され、最終絞り深さ（成形高さ）は１００mm
以上とされる。このため、Ａｌ合金薄板には前記成形特
性が要求され、素材薄板として成形性の良好なＪＩＳ
１０５０、ＪＩＳ １１００などの純Ａｌ系の軟質材が
用いられる。この純Ａｌ系軟質材は、一般的に、純Ａｌ
系Ａｌ合金鋳塊を均質化熱処理後、熱間圧延、中間焼鈍
を伴う冷間圧延、および最終焼鈍という基本的な工程を
とって、板厚０．２ 〜０．５mmの板材に製造される。

【０００３】これらの純Ａｌ軟質材は、深い絞り加工を
受けるため、成形品には高い耳が形成されやすい。この
ため、成形品の安定化や歩留りの向上のためには成形品
の耳率を低く抑えることが重要であり、耳率を低く抑え
るために成形加工条件の改善は勿論のこととして、素材
である純アルミニウム系軟質材における耳率を改善する
必要がある。しかし、これら純Ａｌ系のＡｌ合金は、合
金元素や不純物元素が比較的少ないために、前記製造工
程の履歴（圧延条件や熱処理条件）に対して非常に敏感
であり、他の合金系Ａｌ合金に比して耳率特性を改善す
るための有効な方策である、特に圧延板の異方性の制御
が難しい。

【０００４】このような背景の下で、圧延板の異方性を
制御して耳率特性を改善するために、例えば特開平４−
２３６７４５号公報、登録第２６７７８８７号公報、登
録２９４５１７８号公報等に記載されているように、粗
圧延における最終パス付近での圧延パス数を増すなどの
方策が提案されている。しかし、これらの技術は基本的
に中間焼鈍を必須工程とするものであり、製造コストの
低減には寄与しない。さらに、中間焼鈍を行うことによ
る生産性の低下やコイル膨張、収縮により発生する表面
傷等の表面品質低下の問題がある。近年、ユーザーにお
いては表面品質に対する要求が益々厳しくなっており、
更なる低コスト化、表面品質レベルの向上が求められて
いる。このため、近年、中間焼鈍工程の省略を前提とし
て、耳率特性を改善する技術が種々提案されるようにな
ってきた。例えば、特開平５−９６７４号公報には、熱
間粗圧延の最終パス付近での圧延パスを多パス化し、圧
延率、温度を規定した製造条件が開示されている。ま
た、特開平１１−２７９７２４号公報には、化学成分と
して、Ｍｇの添加を必須とし、かつ熱間圧延における総
圧下率、仕上終了温度、冷延率、最終焼鈍条件を規定し
た製造条件が開示されている。

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、前記特
開平５−９６７４号公報に開示の技術では、熱間粗圧延
の最終パス付近で７パス以上の多パス圧延を行うため、
生産性を著しく低下させるという問題がある。また特開
平１１−２７９７２４号公報に開示の技術においても、
Ｍｇ合金添加によるコストアップの問題があるだけな
く、他に求められる特性、例えば表面処理、エッチング
性、機械的特性等がＭｇが入っていない成分系に比して
安定性が低下するという問題がある。また、いずれの方
法においても、大量生産では温度条件にばらつきが必然
的に生じるため、ロット間、ロット内における幅方向、
長手方向の耳率にばらつきが生じて、低い耳率を安定的
に達成させるには至っていない。

【０００５】さらにまた、近年、成形品に要求される品
質が向上しており、耳率が所定の規格に入るというだけ
では十分にユーザーの要求に応えているとは言えず、成
形加工における耐肌荒れ性や表面エッチング時の耐スト
リーク等の表面品質の向上も求められている。

【０００６】本発明はこの様な事情に鑑みてなされたも
のであって、耳率が低く、かつそののばらつきも小さ
く、さらにまた表面品質にも優れた純Ａｌ系軟質Ａｌ合
金板およびその合金板を中間焼鈍工程を省略して低コス
トで安定的に製造する方法を提供することを目的とす
る。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】本発明者は、Ａｌ合金
板の絞り加工後の耳率は、圧延板の集合組織によって生
じる塑性異方性によって生じるとの認識の下、最終焼鈍
で形成される再結晶集合組織の機構を詳細に調査したと
ころ、集合組織とＡｌ合金板中のＦｅ、Ｓｉ、Ｃｕの固
溶量との間に密接な関係があることを知見し、これらの
元素の特定量を固溶させることで、耳率が低下し、また
その変動が安定化すること、さらに固溶強化による強
度、機械的性質についても安定化し、成形性も向上する
ことを見出し、本発明を完成するに至った。

【０００８】すなわち、本発明のＡｌ合金板は、mass％
で、Ｆｅ：０．２０〜０．７０％、Ｓｉ：０．０７ 〜
０．３０％、Ｃｕ：０．００５〜０．１０％、残部Ａｌ
および不純物からなり、固溶Ｆｅ量が５〜２００ｐｐ
ｍ、Ｓｉ含有量に対する固溶Ｓｉ量の割合が０．３〜
０．９、および固溶Ｃｕ量が５〜５００ｐｐｍとされた
ものである。この発明のＡｌ合金板において、結晶粒径
を８０μm 以下にすることで、絞り成形後の表面品質を
より一層向上させることができる。

【０００９】また、本発明のＡｌ合金板の製造方法は、
前記成分を有するアルミニウム合金鋳塊を、均質化熱処
理し、４５０〜３３０℃の温度範囲で熱間粗圧延を行
い、その後仕上圧延入側温度から出側温度にかけての平
均冷却速度１〜５℃/secとし、かつ仕上圧延終了温度を
２５０〜３３０℃として熱間仕上圧延を終了し、その後
冷間圧延、最終焼鈍を行うものであり、この製造方法に
よって、中間焼鈍を施すことなく前記固溶量を有するＡ
ｌ合金板を容易に製造することができる。前記冷間圧延
における冷延率は８０〜９９％とするのがよく、これに
よって結晶粒径を８０μm 以下にすることができる。

【００１０】

【課題を解決するための手段】まず、本発明のＡｌ合金
板の成分、その限定理由について説明する。 Ｆｅ：０．２０〜０．７０％ ＦｅはＳｉとともに金属間化合物を形成して析出し、純
Ａｌ系軟質圧延板の同一板内、あるいはロット間の４５
°方向（圧延方向に対する角度を意味する。以下同様）
の耳を形成して、純Ａｌ系軟質圧延板の耳率を安定化さ
せるために必要である。Ｆｅの含有量が０．２％未満で
は、Ｆｅの析出量自体が低くなり、耳率を安定化させる
効果が過少になる。一方、Ｆｅの含有量が０．７０％を
越えると、鋳造中に粗大な金属間化合物を形成し、却っ
て、成形加工性を阻害するとともに、耳率を高くするよ
うになる。このため、Ｆｅ量の下限を０．２０％、好ま
しくは０．２５％とし、その上限を０．７０％、好まし
くは０．６５％とする。

【００１１】Ｓｉ：０．０７〜０．３０％ ＳｉはＦｅとともに金属間化合物を形成して析出し、Ｆ
ｅの析出を積極的に促す元素である。Ｓｉの含有量が
０．１０％ 未満では、この効果が不足し、Ｆｅの析出
量自体が低くなり、耳率を安定化させる効果が過少にな
る。一方、Ｓｉの含有量が０．３０％を超えると、鋳造
中に粗大な金属間化合物を形成し、却って成形加工性を
阻害するとともに、耳率を高くするようになる。このた
め、Ｓｉ量の下限を０．０７％、好ましくは０．０８％
とし、その上限を０．３０％、好ましくは０．２０％と
する。

【００１２】Ｃｕ：０．００５〜０．１０％ Ｃｕは純Ａｌ系軟質圧延板の強度を向上させるために必
要である。また、Ｃｕは固溶元素であるため、Ｃｕの含
有がＳｉとＦｅとの金属間化合物の析出を促進するとと
もに、耳率の向上に影響を与える。Ｃｕの含有量が０．
００５％未満では、これらの効果が不足し、純Ａｌ系軟
質圧延板の強度が低下するとともにＳｉとＦｅとの金属
間化合物の析出量自体が低くなり、耳率が安定化しなく
なる。一方、Ｃｕの含有量が０．１０％を越えると、耐
食性が劣化するとともに、強度も高くなり過ぎ、成形加
工性を阻害する。このため、Ｃｕ量の下限を０．００５
％、好ましくは０．０１％とし、その上限を０．１０
％、好ましくは０．０９％とする。

【００１３】本発明のＡｌ合金板は、上記基本的成分の
ほか、残部Ａｌおよび不純物によって構成される。不純
物元素は基本的には少ないほどよいが、不純物の内、Ｍ
ｇ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｂ等のＡｌ
鋳塊に混入しやすい元素については、各々０．１０％程
度以下の含有は許容される。この程度までの含有であれ
ば、本発明のＡｌ合金板の諸特性に対して実用的に問題
はない。

【００１４】以上、本発明のＡｌ合金板の成分について
説明したが、本発明ではＡｌ合金板中のＦｅ、Ｓｉおよ
びＣｕの固溶量を下記のように厳密に制御する必要があ
る。 固溶Ｆｅ量：５〜２００ppm 添加Ｓｉ量（Ｓｉ含有量）に対する固溶Ｓｉ量の割合：
０．３〜０．９ 固溶Ｃｕ量：５〜５００ppm

【００１５】上記限定理由を説明するに際し、まずＡｌ
合金板のもつ集合組織と耳率との関係について説明す
る。通常のアルミニウム合金の場合、主として、Ｃｕｂ
ｅ方位、Ｒ方位、Ｇｏｓｓ方位、Ｂｒａｓｓ方位（以
下、Ｂ方位という。）、Ｃｏｐｐｅｒ方位（以下、Ｃ方
位という。）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。すなわち、各集
合組織に対応した結晶面は下記のとおりであり、基本的
にこれらの結晶面から±１５°以内の方位のずれは同一
の集合組織とみなして差し支えない。 Ｃｕｂｅ方位 ｛００１｝＜１００＞ Ｒ方位 ｛３５２｝＜３５８＞ Ｇｏｓｓ方位 ｛０１１｝＜１００＞ Ｂｒａｓｓ方位 ｛０１１｝＜１００＞ Ｃｏｐｐｅｒ方位｛１１２｝＜１１１＞ Ｓ方位 ｛１２３｝＜６３４＞ 絞り加工後の耳率は、これら集合組織によって生じる塑
性異方性によって生じ、Ｃｕｂｅ方位は０°／９０°
（０°および９０°、以下同様）方向、Ｇｏｓｓ方位
は、０°／１８０°方向の耳（以下、これを「−耳」
（マイナス耳）と呼ぶ。）を強く形成させ、他のＲ方
位、Ｂｒａｓｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位、Ｓ方位は、圧
延方向４５°方向の耳（以下、これを「＋耳」（プラス
耳）と呼ぶ。）を強く発達させる。本発明の成分系にお
ける最終焼鈍後の集合組織は、主として、Ｃｕｂｅ方位
とＲ方位からなり、特に上述のＣｕｂｅ方位が強く発達
すると０°／９０°方向の耳（−耳）が大きくなる。一
方、逆にＣｕｂｅ方位の発達が弱いと圧延方向４５°方
向の耳（＋耳）が大きくなる。

【００１６】本発明者は、最終焼鈍で形成する再結晶集
合組織の機構を詳細に調査したところ、上記集合組織と
Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃｕの固溶量との間に密接な関係があるこ
とを知見し、これらの元素の固溶量を適切な範囲に制御
することで、耳率の低下と安定化が達成されることを見
出した。さらに、固溶量を適切な範囲に制御すること
で、固溶強化による強度、機械的特性についても安定化
し、成形性についても向上することがわかった。

【００１７】すなわち、Ｆｅ、Ｃｕの固溶量は、最終焼
鈍時の再結晶集合組織で、Ｃｕｂｅ方位の集合組織を制
御するのに好適なファクターであり、Ｆｅ固溶量が５pp
m 未満、Ｃｕ固溶量が５ppm 未満ではＣｕｂｅ方位の発
達が著しく強くなり、−耳率が強くなりすぎる。また析
出するＦｅ量、Ｃｕ量が過多となり、固溶強化の寄与が
減少し、強度軟化も大きくなり、機械的特性がばらつき
やすく、成形性も不安定になる。一方、Ｆｅ固溶量が２
００ppm 超、Ｃｕ固溶量が５００ppm 超では、Ｃｕｂｅ
方位の発達が抑制され、Ｒ方位が強く発達するようにな
り＋耳が強く発達しすぎる。Ｆｅ、Ｃｕの固溶量が多く
なるほど強度は高くなるが、前記固溶量を超えると強度
が過大となり、成形性を劣化させるようになる。このた
め、Ｆｅの固溶量の下限を５ppm 、好ましくは１０ppm
とし、一方その上限を２００ppm、好ましくは１８０ppm
とする。また、Ｃｕの固溶量の下限を５ppm 、好まし
くは１０ppm とし、一方その上限を５００ppm 、好まし
くは４００ppm とする。

【００１８】また、添加Ｓｉ量に対する固溶Ｓｉ量の割
合（固溶Ｓｉ量／添加Ｓｉ量）は、０．３未満では固溶
したＳｉ量が少なく、析出するＳｉ（析出物中に含まれ
るＳｉや単体Ｓｉ）の量が多くなるため、最終焼鈍時の
再結晶集合組織でＣｕｂｅ方位の発達が強く、−耳が強
くなりすぎる。一方、０．９超では、固溶したＳｉ量が
多くなり、析出量が少なくなるため、逆にＣｕｂｅ方位
の発達が抑制され、＋耳が強くなりすぎる。またＳｉ含
有析出物、単体Ｓｉの析出が多いと耳率、耐成形割れ性
が低下し、成形性が不安定になりやすい。このため、添
加Ｓｉ量に対する固溶Ｓｉ量の割合の下限を０．３、好
ましくは０．４とし、その上限を０．９、好ましくは
０．８とする。

【００１９】本発明のＡｌ合金板は以上の成分、Ｆｅ，
Ｓｉ，Ｃｕ固溶量を有するものであるが、さらに冷間圧
延、焼鈍後の結晶粒径は８０μｍ以下、好ましくは６０
μm以下とするのがよい。かかる結晶粒径にすることに
より、絞り加工の際の表面肌荒れを防止することがで
き、表面品質を向上させることができる。

【００２０】次に、本発明のＡｌ合金板の好適な製造方
法について説明する。本発明のＡｌ合金板は、前記成分
を有するＡｌ合金鋳塊を、均質化熱処理（均熱処理）
し、粗圧延開始温度を３５０〜４５０℃とし、かつ粗圧
延終了温度を４５０〜３３０℃として熱間粗圧延を行
い、その後仕上圧延入側温度から出側温度にかけての平
均冷却速度１〜５℃/secとし、かつ仕上圧延終了温度を
２５０〜３３０℃として熱間仕上圧延を終了し、その後
冷間圧延、焼鈍することによって製造される。

【００２１】均熱処理は、材質の安定化のために施され
る。均熱の際の保持温度は４５０〜６００℃程度とされ
る。保持温度を５００〜６００℃程度とする場合、保持
時間は４〜１０ｈｒ程度とすればよい。保持温度を４５
０〜５００℃程度と低めに設定する場合は、保持時間は
１０〜２０ｈｒ程度と長めに設定すればよい。鋳塊に均
熱処理を施すことで、鋳塊に生じている固溶量のミクロ
的な不均一性を改善することができ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃｕ
の固溶量の制御もしやすくなる。また、鋳塊時の準安定
な金属間化合物が安定化し、表面性状、エッチング性、
アルマイト処理性も向上させることができる。

【００２２】なお、溶解鋳造方法は、通常のＤＣ鋳造
（半連続鋳造）や連続鋳造を適用すればよい。表面面削
は、均熱処理前に行ってもよく、複数回の均熱処理を行
う場合には１回目の均熱後に行ってもよい。１回目の均
熱後に行う方が酸化膜が除去でき、表面品質としては好
ましい。もっとも、均熱前に行うことは、上記均熱を連
続的に行える利点があり、生産性の観点からは好まし
い。均熱を複数回行い、引き続いて粗圧延を行う場合、
粗圧延直前の均熱の保持温度は粗圧延開始温度に合わせ
るようにすればよく、保持時間も鋳塊温度が均一になる
ように少なくとも数時間程度あればよい。

【００２３】熱間圧延の製造条件については、まず条件
選択の指針となる基本概念について、図１を参照して説
明する。図１は、粗圧延後の板材のある部位について、
熱間仕上圧延中の経過時間とその部位の温度との関係を
示す概念図であり、仕上圧延中の板材の温度勾配が２種
示されている。(1) は温度勾配が大きいケース、(2)は
温度勾配が小さいケースである。

【００２４】本発明者が行った多くの実験によって、仕
上圧延入側から出側にかけての温度勾配（平均冷却速
度）によって耳率が変化することがわかった。すなわ
ち、(1)の温度勾配大（平均冷却速度大）の場合には＋
耳が強くなり、一方温度勾配小（平均冷却速度小）の場
合には−耳が強くなる。この理由は次のように考えるこ
とができる。基本的傾向として、高温側ほどＡｌ−Ｆ
ｅ、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系析出物の析出によりＦｅ固溶量
が減少する傾向にある。また、仕上圧延温度範囲の中間
温度域では単体Ｓｉの析出が多い傾向にあり、さらに低
温ほど圧延板に蓄積する蓄積ひずみが大きくなるため、
集合組織が発達やすくなり、冷延−焼鈍後のＲ方位の発
達が強くなり、＋耳が強くなる傾向がある。また、熱延
材に蓄積する転位密度が大きくなると、それによって析
出促進量が変化し、固溶量が変化しやすくなるため、特
性にばらつきが生じやすい傾向が生じる。従って、前記
(1) の場合、ＦｅおよびＣｕの析出が促進されてＦｅ固
溶量、Ｃｕ固溶量が比較的少なくなり、中間温度域での
Ｓｉの析出も少なくなるため固溶Ｓｉ量が比較的多くな
り、また低温域での加工組織の発達により、＋耳の形成
が優勢になる。他方、(2) の場合、Ｆｅ、Ｃｕの析出が
抑制されてＦｅ、Ｃｕ固溶量が比較的多くなり、中間温
度域でのＳｉの析出が促進されて固溶Ｓｉ量が減少し、
低温域での加工組織の発達が抑制されるため−耳の発達
が優勢になるものと考えられる。

【００２５】上記のとおり、仕上圧延入側温度、および
仕上圧延における冷却速度が耳の形成に大きな影響を及
ぼすことがわかる。粗圧延においても同様の影響があ
り、本発明の製造条件は上記耳形成概念に基づき、種々
の実験を経て決定されたものである。以下、より具体的
に限定理由を説明する。

【００２６】粗圧延は４５０〜３３０℃、好ましくは４
４０〜３４０℃の温度範囲で行う。かかる温度範囲に規
制することにより、Ａｌ‐Ｆｅ、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系析
出物を適量析出させ、さらに晶出物中、析出物中に拡散
するＣｕ量を適量として、Ｆｅ固溶量、Ｓｉ固溶量およ
びＣｕ固溶量を制御し、耳率を低下、安定化させること
ができる。４５０℃を超えると、蓄積転位密度、固溶量
が安定せず、耳率がばらつきやすくなる。一方、３３０
℃未満では、熱間圧延の際に蓄積ひずみが過多となり、
析出量が変化しやすく、耳率や機械的性質が変化しやす
くなる。

【００２７】熱間仕上圧延については、終了温度を２５
０〜３３０℃、好ましくは２６０℃〜３２０℃とする。
図１で説明したように、２５０℃未満では＋耳が強くな
り過ぎ、一方３３０℃を超えると−耳が強く発達するよ
うになる。さらに、仕上圧延入側温度から出側温度にか
けての平均冷却速度、すなわち熱間仕上圧延における平
均冷却速度を１〜５℃/sec、好ましくは１．５℃/sec〜
４℃/secとする。平均冷却速度が１℃/sec未満では、図
１に示すように、−耳が強く発達し、一方、５℃/sec超
の冷却では、＋耳が強く発達し過ぎるようになる。

【００２８】熱間圧延を上記のように制御することで、
比較的広い圧延温度範囲の下で、低い耳率を安定して得
ることができる。このため、後述の実施例から明らかな
ように、ロット間だけでなく、ロット内の長手方向、幅
方向の各部位において低い耳率を安定的に得ることがで
きる。

【００２９】なお、仕上圧延までの製造条件が一定であ
れば、製品耳率は下記式（ａ，ｂ，ｃは係数であり、別
途実験により決定される。）から実操業データに基づき
予測することが可能であり、品質のばらつきを実測によ
らずにチェックすることができる。また熱間圧延制御用
プロセスコンピュータで上記計算を行い、オンラインで
圧延設備を制御することで、耳率を安定化させた製造を
行うことができ、著しく歩留まりを改善することができ
る。 製品板耳率（％）＝ａ×（仕上圧延入側温度）＋ｂ×
（仕上圧延出側温度）＋ｃ

【００３０】熱間圧延後、中間焼鈍を施すことなく冷間
圧延され、その後最終焼鈍が施される。前記冷間圧延に
おける冷延率は、結晶粒微細化および耳率を制御する効
果があり、所望の製品板厚を得るとともに、より安定し
た低い耳率を得るために重要である。冷延率が８０％よ
りも低いと、最終焼鈍後の結晶粒が大きくなり、またＡ
ｌ合金板内に導入される歪みが不均一となる。このた
め、Ａｌ合金板内の耳率のばらつきが大きくなったり、
板内に導入される歪みが過少となり、高い−耳を形成
し、安定した低い耳率が得られにくくなる。一方、冷延
率が９９％よりも高いと、Ａｌ合金板内に蓄積される歪
みが過多となり、板内の耳率のばらつきが大きくなった
り、Ａｌ板内に導入される歪みが過少となり、＋耳が高
くなり、やはり安定した低い耳率が得られにくくなる。
このため、冷延率は８０〜９９％、好ましくは８２〜９
７％とするのがよい。

【００３１】冷間圧延後、Ａｌ合金板を十分な再結晶組
織として、軟質材とするために最終焼鈍が施される。焼
鈍温度は、３００〜４５０℃程度とするのがよい。３０
０℃未満では、十分な再結晶組織が得られず、一方４５
０℃を越えると、再結晶組織が粗大化して、成形時に肌
あれが生じるなどの問題を生じる。なお、最終焼鈍の方
式によって最適温度範囲が異なり、バッチ方式の焼鈍の
場合では３００〜４００℃程度、連続焼鈍方式の場合で
は４００〜４５０℃程度である。

【００３２】以下、実施例を挙げて本発明をより具体的
に説明するが、本発明はかかる実施例によって限定的に
解釈されないことは勿論である。

【００３３】

【実施例】表１に示す化学成分のＡｌ合金を溶製し、Ｄ
Ｃ鋳造法にて板厚６００mm、幅１２００mm、長さ５００
０mmの鋳塊を得た。この鋳塊を表２に示す製造条件にて
１次均熱を行い、引き続いて熱間粗圧延開始温度付近に
て２次均熱を行い、その後熱間粗圧延を行った。この粗
圧延において１５０mm厚以下の終段の圧延パスは２〜４
パスとし、３０〜５０mmに減厚した。次いで、同表に示
す条件にて３mm〜６mmの板厚に仕上圧延を行って巻き取
った後、中間焼鈍を行うことなく、冷間圧延を行い、そ
の後最終焼鈍を施した。最終焼鈍は、焼鈍温度３６０
℃、保持時間４ｈｒとした。

【００３４】焼鈍板の長さ方向、幅方向の中央部から組
織観察用のサンプルを採取し、結晶粒径を観察するとと
もに、焼鈍板中のＦｅ固溶量、Ｓｉ固溶量、Ｃｕ固溶量
を測定し、Ｓｉについては固溶Ｓｉ量／Ｓｉ含有量（添
加Ｓｉ量）を求めた。

【００３５】結晶粒径の測定については、サンプルの板
表面から約０．０５〜０．１mmまでを機械研磨により除
去した後、電解エッチングを行い、光学顕微鏡（偏光板
使用）を用いて組織を観察し、圧延直角方向でラインイ
ンターセプト法にて結晶粒径を測定した。

【００３６】ＦｅおよびＣｕの固溶量に測定について
は、熱フェノールによる残渣抽出法を行い、得られた溶
液中のＦｅ量、Ｃｕ量をＩＣＰ発光分析によって測定し
た。この際、残渣を濾すフィルターとして、メッシュサ
イズが０．２μm のものが用いられた。

【００３７】一方、Ｓｉの固溶量については、晶出物あ
るは析出物（Ａｌ₃ＦｅまたはＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属
間化合物）中のＳｉと単体Ｓｉとを別々に測定し、Ｓｉ
添加量よりこれらのＳｉ量を差し引くことによって求め
た。前者のＳｉ量は、熱フェノール残渣抽出法により残
存した残渣（晶出物または析出物）中のＳｉ量を測定す
ることによって求めた。一方、単体Ｓｉ量は塩酸溶解残
渣法により、残渣を濾すフィルターとしてメッシュサイ
ズが０．２μm のものを用いて単体Ｓｉ析出物だけを抽
出し、これからＩＣＰ発光分析により単体Ｓｉの量を求
めた。なお、添加量は、通常のＸ線分析やＩＣＰ発光分
析法によって測定することができる。

【００３８】また、得られた焼鈍板の各部位による特性
のばらつき（ロット内ばらつき）を調査するため、コイ
ル長手方向の先端部、中央部、後端部およびコイル幅方
向の左端部、中央部、右端部から各々サンプル板を切り
出し、このサンプル板をカップ成形して耳率および成形
中の破断カップ数を測定した。カップ成形条件について
は、コンデンサーケースの深絞り成形品（限界絞り比
（ＬＤＲ）が２．０以上）を模擬して、サンプル板より
径φ８０mmのブランクを得て、ポンチ径φ４０mm、しわ
押さえ３００ｋｇｆとし、潤滑油をブランク板に塗布し
た後、エリクセン試験機により成形した。成形したカッ
プの開口周縁部の８方向に生じる山谷からサンプル数１
０個の平均耳率を測定した。

【００３９】また、前記カップ試験後の成形品の表面を
目視により観察し、成形表面品質を下記の４段階で評価
した。 ◎：リビングマークがなく、表面性状も非常に良好、
○：表面性状が良好であり、実用レベルを満足、△：一
部で肌荒れが発生、×：リビングマークが強く発現し、
所々に肌荒れが発生

【００４０】また、前記カップ試験用のサンプル板を王
水（体積比で濃塩酸：濃硝酸＝３：１）に浸漬して、板
表面をエッチングし、ストリークおよびエッチングむら
を目視により観察し、エッチング表面品質を下記の４段
階で評価した。 ◎：優良、○：良好、△：不良、×：非常に悪い

【００４１】上記測定結果、観察結果を表３に併せて示
す。なお、表３では、耳率については、長手方向はばら
つきの大きい先端部と後端部について示し、また幅方向
は左端と右端の平均を幅端として示した。

【００４２】

【表１】

【００４３】

【表２】

【００４４】

【表３】

【００４５】表３より、成分が発明範囲より外れるＡｌ
合金を用いた試料No. ２５〜３０（比較例）は、総じて
ロット内の耳率の大きさ、ばらつきが大きく、一部のも
のを除いて成形時の破断割れも頻発しており成形性に劣
る。またエッチング表面品質、成形表面品質もよくな
い。また、成分が発明範囲内であっても、製造条件が適
切でない試料No. ２１〜２４は、Ｆｅ固溶量、Ｓｉ固溶
量が適切な範囲に収まらず、耳率の大きさ、ばらつきが
大きく、表面品質もよくない。これに比して、発明例の
試料No. １〜１２は、耳率の大きさ、ばらつきが小さ
く、また表面品質も良好であり、成形時の割れもほぼ皆
無である。もっとも、No. １２は冷延率が低いため、結
晶粒径がやや大きくなったため、表面品質はやや劣る結
果となった。

【００４６】

【発明の効果】本発明のＡｌ合金板は、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃ
ｕを特定量含み、さらにこれらの元素を適量固溶させた
ので、ロット間のみならず、ロット内における耳率の大
きさ、ばらつきを低くすることができ、成形の際に破断
割れも発生し難くなり、成形性も良好である。また、本
発明の製造方法によると。上記Ａｌ合金板を中間焼鈍工
程を省略して低コストで安定的に製造することができ、
工業的生産性に優れる。

【図面の簡単な説明】

【図１】熱間仕上圧延中の経過時間とＡｌ合金熱延板の
ある部位の温度との関係を示す概念図である。

───────────────────────────────────────────────────── 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 1/00 ６３０ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０Ｋ ６８２ ６８２ ６９２ ６９２Ａ ６９４ ６９４Ｂ ６９４Ａ (72)発明者 秦 昌弘 栃木県真岡市鬼怒ヶ丘15番地 株式会社神 戸製鋼所真岡製造所内 (72)発明者 櫻井 強 栃木県真岡市鬼怒ヶ丘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 兵庫県神戸市西区高塚台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

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 mass％で、Ｆｅ：０．２０〜０．７０
   ％、Ｓｉ：０．０７ 〜０．３０％、Ｃｕ：０．００５
   〜０．１０％、残部Ａｌおよび不純物からなり、固溶Ｆ
   ｅ量が５〜２００ｐｐｍ、Ｓｉ含有量に対する固溶Ｓｉ
   量の割合が０．３〜０．９、および固溶Ｃｕ量が５〜５
   ００ｐｐｍである、絞り加工用アルミニウム合金板。
2. 【請求項２】 結晶粒径が ８０μm 以下である、請求
   項１に記載したアルミニウム合金板。
3. 【請求項３】 請求項１に記載した成分を有するアルミ
   ニウム合金鋳塊を、均質化熱処理し、４５０〜３３０℃
   の温度範囲で熱間粗圧延を行い、その後仕上圧延入側温
   度から出側温度にかけての平均冷却速度１〜５℃/secと
   し、かつ仕上圧延終了温度を２５０〜３３０℃として熱
   間仕上圧延を終了し、その後冷間圧延、最終焼鈍を行
   う、深絞り加工用アルミニウム合金板の製造方法。
4. 【請求項４】 冷間圧延における冷延率を８０％〜９９
   ％とする、請求項３に記載したアルミニウム合金板の製
   造方法。