JP2006257475A - プレス成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材とその製造方法および該板材から得られる自動車外板 - Google Patents

Abstract

【目的】形状の複雑なプレス加工にも対応可能なプレス成形性に優れた６０００系アルミニウム合金板材を提供する。
【構成】Ｓｉ：０．４〜１．５％、Ｍｇ：０．２〜１．２％を含有し、不純物として含有するＦｅが１．０％以下であり、残部Ａｌおよび不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金溶湯圧延板材のＴ４調質材であって、圧延方向のｒ値（ランクフォード値）をｒ０、板幅方向のｒ値をｒ９０、圧延方向に対して４５°方向のｒ値をｒ４５としたとき、ｒ０、ｒ９０、ｒ４５がいずれも０．６０以上であり、さらにｒ値の面内異方性指数Δｒ（Δｒ＝（ｒ０＋ｒ９０−ｒ４５×２）／２）の絶対値が０．２０以下であることを特徴とする。
【選択図】 なし

Description

本発明は、溶湯圧延法（連続鋳造圧延法ともいう）により作製したアルミニウム合金板材のＴ４調質材であり、特にプレス加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材とその製造方法および該板材より得られる自動車外板に関する。

従来、自動車車体用アルミニウム合金板材として、５０００系合金（Ａｌ−Ｍｇ系合金）が使用されてきた。５０００系合金は強度および延性に優れ、良好な成形性を示すが、Ｍｇ添加量が多くなると熱間加工性が劣化するとともに、成形時にＳ−Ｓマーク（ストレッチャ・ストレインマーク）が発生しやすくなり、外観不良となることがあるため、近年では６０００系合金（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金）の使用が拡大している。

６０００系合金は成形性に優れ、塗装焼付け処理を行うことにより強度が上昇し、耐デント性に優れているが、冷延鋼板に比べてコスト高となるという問題があり、使用される範囲が制限されている。このため、６０００系合金においては、製造コストの低減が課題となっており、従来のＤＣ鋳造／熱間圧延法に代わる低コストの製造工程の検討が行われてきた。

従来のＤＣ鋳造／熱間圧延法に代わる工程として、双ロール溶湯圧延法による板材の製造が提案されており、例えば、特に表層部の金属組織における連続した晶出物の最大長さを５０μｍ以下にすることで、成形性と表面性状に優れた６０００系板材を得る手法（特許文献１参照）や、Ｍｇ，Ｓｉ，Ｍｎなどの含有量が規定されるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金溶湯を、１５０℃／ｓｅｃ以上の凝固速度で連続鋳造し、冷間圧延により所定の板厚とした後、５２０〜５６０℃で溶体化処理を行い、３０秒以内に急冷することで強度、成形性等に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板を得る方法（特許文献２参照）が提案されている。また、特定量のＭｇ，Ｓｉ，Ｆｅなどを含有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金を連続鋳造し、熱間圧延後に冷間圧延を行って、不溶性化合物の最大長さを２μｍ以下、かつその体積分率を２．０％以下に制御することにより、プレス成形性における割れ限界が高く、かつ焼付塗装硬化性にも優れ、さらに連鋳・直送圧延法に適用することのできる自動車パネル用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板を得る技術手法も提案されている（特許文献３参照）。
特開平１０−１３０７６６号公報 特開平１０−２５９４６４号公報 特開平０７−２５２５７０号公報

しかしながら、本発明者等が、上記提案の技術手法に従って、６０００系アルミニウム合金板材を作製し、その特性について検討を行ったところ、一般的には従来材に比べて成形性に優れたアルミニウム合金板材が得られるものの、自動車車体用として供するために、形状の複雑なプレス加工を行うにはなお成形性が十分でない場合が少なくなく、さらに成形性改善の必要性が認められた。

発明者等は、プレス成形性の改善を目的として、６０００系アルミニウム合金の溶湯圧延材のプレス成形特性について検討を重ねた結果、プレス成形性の向上にはｒ値（ランクフォード値）の制御が重要であり、さらに、適正な集合組織の制御、結晶粒径の制御もプレス成形性の向上に効果的であることを見出した。

本発明は、上記の知見に基いてさらに試験、検討を加えた結果としてなされたものであり、その目的は、形状の複雑なプレス加工にも対応可能なプレス成形性に優れた６０００系アルミニウム合金板材とその製造方法および自動車外板を提供することにある。

上記の目的を達成するための請求項１によるプレス加工性に優れたＡｌ-Ｍｇ-Ｓｉ系合金板材（以下、単にアルミニウム合金板材）は、Ｓｉ：０．４〜１．５％、Ｍｇ：０．２〜１．２％を含有し、不純物として含有するＦｅが１．０％以下であり、残部Ａｌおよび不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金溶湯圧延板材のＴ４調質材であって、圧延方向のｒ値（ランクフォード値）をｒ０、板幅方向のｒ値をｒ９０、圧延方向に対して４５°方向のｒ値をｒ４５としたとき、ｒ０、ｒ９０、ｒ４５がいずれも０．６０以上であり、さらにｒ値の面内異方性指数Δｒ（Δｒ＝（ｒ０＋ｒ９０−ｒ４５×２）／２）の絶対値が０．２０以下であることを特徴とする。

請求項２によるプレス加工性に優れたアルミニウム合金板材は、前記請求項１において、Ｒ１が２０以下、Ｒ２が５以下、Ｒ３が０．３３〜３．０であることを特徴とする。

請求項３によるプレス加工性に優れたアルミニウム合金板材は、請求項１または２において、アルミニウム合金溶湯圧延板材の平均結晶粒径が、５０μｍ以下であることを特徴とする。

請求項４によるプレス加工性に優れたアルミニウム合金板材は、前記請求項１〜３のいずれかにおいて、アルミニウム合金溶湯圧延板材が、さらにＭｎ：０．３％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｚｒ：０．１５％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とする。

請求項５によるプレス加工性に優れたアルミニウム合金板材は、請求項１〜４のいずれかにおいて、アルミニウム合金溶湯圧延板材が、さらにＺｎ：０．５％以下を含有することを特徴とする。

請求項６によるプレス加工性に優れたアルミニウム合金板材は、請求項１〜５のいずれかにおいて、アルミニウム合金溶湯圧延板材が、さらにＣｕ：１．０％以下を含有することを特徴とする。

請求項７によるプレス加工性に優れたアルミニウム合金板材は、請求項１〜６のいずれかにおいて、アルミニウム合金溶湯圧延板材が、さらにＴｉ：０．１％以下、Ｂ：５０ｐｐｍ以下のうちの少なくとも１種を含有することを特徴とする。

請求項８によるプレス加工性に優れたアルミニウム合金板材の製造方法は、請求項１〜７のいずれかに記載のアルミニウム合金を溶湯圧延する工程、冷間圧延する工程、５℃／ｓ以上の昇温速度で５００〜５８０℃の温度に加熱、保持して溶体化処理する工程、５℃／ｓ以上の冷却速度で焼入れする工程を包含することを特徴とする。

また、請求項９による自動車外板は、請求項１〜７のいずれかに記載のプレス成形性に優れたアルミニウム合金板材を成形加工することにより得られることを特徴とする。

本発明によれば、形状の複雑なプレス加工にも対応可能なプレス成形性に優れた６０００系アルミニウム合金板材とその製造方法および自動車外板が提供される。

本発明は、溶湯圧延法（連続鋳造圧延法ともいう）により作製したＴ４調質（溶体化処理、焼入れ、常温時効）で使用する自動車車体外板用６０００系アルミニウム合金板材に係るものであり、その化学成分は自動車車体外板用として好適に使用することが可能なものである。

まず、本発明における含有成分の意義および限定理由について説明すると、Ｓｉは、Ｍｇと共存してＭｇ―Ｓｉ系（Ｍｇ_２Ｓｉ）化合物を形成して強度を向上させるとともに、プレス成形性を向上させるよう機能する。Ｓｉの好ましい含有範囲は０．４〜１．５％であり、０．４％未満では強度が低くなるとともに、十分なプレス成形性が得られず、１．５％を超えて含有すると、曲げ加工性の低下を招き、実用上問題になることがある。Ｓｉのさらに好ましい含有範囲は０．６〜１．３％であり、最も好ましい含有範囲は０．８〜１．２％である。

Ｍｇは、Ｓｉと共存してＭｇ_２Ｓｉ化合物を形成して強度を向上させる。Ｍｇの好ましい含有量は０．２〜１．２％の範囲であり、０．２％未満では強度が低くなるとともに、十分なプレス成形性が得られず、１．２％を超えて含有すると、曲げ加工性の低下を招き、実用上問題になることがある。Ｍｇのさらに好ましい範囲は０．３〜０．８％、最も好ましい範囲は０．４〜０．７％である。

Ｆｅは基本的には不純物として含有され、鋳造時にＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の晶出物を形成する。Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物が過剰に形成されると、成形性が低下することから、その含有量は１．０％以下であることが好ましい。さらに好ましいＦｅの含有量は０．５％以下の範囲である。

Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒはいずれも選択的に含有される元素であり、結晶粒微細化による成形加工時の肌荒れを防止するよう機能する。好ましい含有範囲は、Ｍｎ：０．３％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｚｒ：０．１５％以下の範囲であり、それぞれ上記の範囲を超えると、粗大な金属間化合物が生成するため、ｒ０、ｒ４５、ｒ９０のいずれかが下限未満になるとともに、Δｒの絶対値が上限を超える場合がある。

さらに、Ｒ１あるいはＲ２の値が上限を超え、またはＲ３の値が前記特定範囲を外れ、成形性の低下を招く場合がある。また、粗大な金属間化合物が曲げ加工時の割れの伝播経路になりやすいことから、曲げ加工性の低下を招き易い。Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒのさらに好ましい含有範囲は、Ｍｎ：０．０５〜０．１５％、Ｃｒ：０．０５〜０．１５％、Ｚｒ：０．０５〜０．１２％である。

Ｚｎは選択的に含有される元素であるが、０．５％以下の範囲で含有されると、表面処理性を改善するよう機能する。含有量が０．５％を超えると、塗装後の耐食性の低下を招く。Ｚｎのさらに好ましい含有範囲は０．３％以下である。

Ｃｕは選択的に含有される元素であるが、１．０％以下の範囲で含有されると成形性を改善するよう機能する。含有量が１．０％を超えると塗装後の耐食性の低下を招く。成形性の観点からは０．３〜０．８％、耐食性が重視される場合には０．１％以下の範囲がさらに好ましい。

ＴｉおよびＢは、鋳造組織を微細化して、成形性を向上させるよう機能する。Ｔｉ、Ｂの好ましい含有量は、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：５０ｐｐｍ以下の範囲であり、それぞれ上記の範囲を超えて含有されると、粗大な金属間化合物が生成するため、ｒ０、ｒ４５、ｒ９０のいずれかが下限未満になるとともに、Δｒの絶対値が上限を超える場合がある。

さらに、Ｒ１あるいはＲ２の値が上限を超え、またはＲ３の値が前記特定範囲を外れ、成形性の低下を招く場合がある。また、粗大な金属間化合物が曲げ加工時の割れの伝播経路になりやすいことから、曲げ加工性の低下を招き易い。

本発明においては、圧延方向のｒ値（ランクフォード値）をｒ０、板幅方向のｒ値をｒ９０、圧延方向に対して４５°方向のｒ値をｒ４５としたとき、ｒ０、ｒ９０、ｒ４５をいずれも０．６０以上とすることが望ましい。ｒ値はプレス成形における材料の変形挙動を示すパラメータであり、ｒ値が大きいほどプレス成形時の板厚減少が小さくなり、破断が生じにくくなるため、プレス成形性が向上する。ｒ０、ｒ９０、ｒ４５のいずれかが下限未満の場合、十分なプレス成形性が得難い。

また、ｒ値の面内異方性指数Δｒの絶対値を０．２０以下とするのが好ましい。ここで、Δｒ＝（ｒ０＋ｒ９０−ｒ４５×２）／２で計算される。Δｒが上限を超えると、プレス加工時に特定方向への材料流入が大きくなり、流入の小さい方向で破断が生じやすくなるため、十分なプレス成形性が得難くなる。

本発明においては、さらに、Ｒ１（（｛１００｝＜００１＞方位（Ｃｕｂｅ方位）を有する結晶粒の方位密度）／（ランダム方位））を２０以下、Ｒ２（（｛１００｝＜００１＞方位（Ｃｕｂｅ方位）を有する結晶粒の方位密度）／（｛１００｝＜０１１＞方位を有する結晶粒の方位密度））を５以下に制御するのが好ましい。

｛１００｝＜００１＞方位を有する結晶粒のｒ４５（圧延方向に対して４５°方向のｒ値）は、理論上０であるため、｛１００｝＜００１＞方位を有する結晶粒が多く存在すると、ｒ４５が下限未満になり、プレス成形性が低下する。そのため、｛１００｝＜００１＞方位を有する結晶粒の方位密度は、ランダム方位に対して２０倍以下とする。また、｛１００｝＜００１＞方位を有する結晶粒の方位密度が｛１００｝＜０１１＞方位を有する結晶粒の方位密度に対して５倍を超えると、ｒ４５が下限未満になりやすく、プレス成形性の低下を招く。そのため、｛１００｝＜００１＞方位を有する結晶粒の方位密度を｛１００｝＜０１１＞方位を有する結晶粒の方位密度に対して５倍以下とする。

さらに、｛１１０｝＜１１２＞方位（Ｂｒａｓｓ方位）と、｛１１２｝＜１１１＞方位（Ｃｏｐｐｅｒ方位）と、｛１２３｝＜６３４＞方位（Ｓ方位）方位はいずれも、ｒ４５を高める方位成分であることから、これらの方位密度の和が、｛１００｝＜００１＞方位を有する結晶粒の方位密度に対して、０．３３倍以上、３．０倍以下（すなわち、Ｒ３：０．３３〜３．０）の範囲に制御することが望ましい。０．３３倍未満、あるいは３．０倍を超えた場合には、Δｒの絶対値が上限を超えてしまい、十分なプレス成形性が得られなくなる。さらに好ましい範囲は、０．５倍以上、２．０倍以下である。

本発明においては該アルミニウム合金板材の平均結晶粒径を５０μｍ以下に制御するのが好ましい。平均結晶粒径が上限を超えると、プレス成形時に肌荒れを生じやすくなり、十分なプレス成形性が得られなくなる。

次に、製造工程について説明すると、まず、所定の化学成分を有するアルミニウム合金を溶解し、板連続鋳造を行う。板連続鋳造法として、双ロール法（ＴＲＣ法）と双ベルト法（ＴＢＣ法）があるが、どちらのプロセスを用いてもよい。

板連続鋳造の条件を適正に選択することによって、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物を例えば２０μｍ以下の粒径に微細に晶出させることができ、目的とする集合組織を得ることができ、ｒ値の制御が適正に行われる。板連続鋳造の最適な条件は設備に依存するため一概に定義はできないが、例えば双ロール法で、直径４８５ｍｍのロールを用いた場合、鋳造板厚を６ｍｍ以下、かつ鋳造速度を０．５ｍ／分以上にすることが望ましく、この条件により本発明の請求範囲を満たす板材の作製が可能となる。

溶湯圧延により作製された板材は、冷間圧延、溶体化処理、焼入れの各工程を経ることにより、所定の板厚のＴ４調質材とされる。冷間圧延前に均質化処理や熱間圧延を行ってもよく、さらに冷間圧延の前、あるいは冷間圧延の途中で必要に応じて中間焼鈍を行ってもよい。いずれの場合でも、適正な条件を選択することで、本発明の請求範囲を満たす板材の作製が可能である。冷間圧延の加工度は特に規定しないが、加工度が大きいほど最終板材の結晶粒径が小さくなり、成形時の肌荒れが発生しにくくなるから、一般的には、冷間圧延の加工度は５０％以上が好ましい。

溶体化処理は、材料が溶解しない範囲でなるべく高温で行うのがよく、５００℃以上、５８０℃以下の温度域で行うことが好ましい。溶体化処理の保持時間は、溶湯圧延材の場合には比較的短時間で十分な固溶量が得られることから、３００秒以下で十分である。溶体化処理温度への昇温速度は５℃/s以上とするのが好ましい。溶体化処理後の焼入れ処理における冷却速度は５℃／ｓ以上とするのが好ましい。

なお、焼入れ後にベークハード性の付与を目的として、予備時効処理を行ってもよい。予備時効処理条件としては焼入れ後６０分以内に、４０℃〜１２０℃の温度で５０時間以内の処理を行うことが好ましい。さらに、予備時効処理を行った後、３日以内に１７０℃〜２３０℃の温度で６０秒以内の復元処理を行うことができ、この復元処理によって塗装焼付け硬化性をさらに向上させることができる。

上記の工程により得られた本発明によるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材は、優れたプレス加工性を有し、自動車車体の外板用として好適に使用できる。

以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明するとともに、それに基づいてその効果を実証する。なお、これらの実施例は、本発明の好ましい一実施形態を説明するためのものであって、本発明はこれに限定されるものではない。

実施例１
表１に示す化学成分を有するアルミニウム合金を溶解し、直径４８５ｍｍのロールを用いた双ロール式溶湯圧延法により、鋳造速度を１ｍ／ｍｉｎとして、溶湯圧延を行った。このとき、溶湯圧延の上がり板厚を５．０ｍｍとした。

得られた溶湯圧延板材について、板厚１．０ｍｍまで冷間圧延を行った後、２５℃／ｓの昇温速度で５５０℃まで加熱し、５５０℃の温度に３０秒間保持する溶体化処理を行い、常温の水道水で水焼入れを行って、Ｔ４調質材とした。

得られたＴ４調質材を試験材として、以下の方法によって、焼入れから７日後の引張性質、ｒ値、結晶方位密度（集合組織）、平均結晶粒径、プレス成形性、曲げ加工性および耐食性を評価した。結果を表２〜３に示す。

引張性質の評価：引張試験方向が圧延方向に対して０°、４５°、９０°の方向になるよう、ＪＩＳ ５号試験片をそれぞれ成形し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って、引張強さ（σＢ）、耐力（σ０．２）、伸び（δ）、ｒ値を測定する。引張強さ、耐力、伸びについては、３方向平均値（（０°＋４５°×２＋９０°）／４）を計算して評価する。

結晶方位密度：２０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を切り出し、板面をペーパー研磨することにより板厚中心面を露出させ、マクロエッチングを行った後、Ｘ線反射法により結晶方位密度関数（ＯＤＦ）を測定した。このとき、結晶方位密度関数の計算は、（１００）、（１１０）、（１１１）極点図を用いて、球面調和関数による級数展開法を用いて行った。級数展開次数は２２次とした。

平均結晶粒径の測定：幅１０ｍｍ、長さ２５ｍｍのミクロ組織観察用試験片を採取し、板面をペーパー研磨後、電解研磨を行い、偏光顕微鏡で倍率１００倍のミクロ組織写真を撮影し、写真からＡＳＴＭ Ｅ９１比較法により、平均結晶粒径を測定した。

プレス成形性の評価：幅５００ｍｍ、長さ７００ｍｍのプレス評価用試験片を作製し、幅２５０ｍｍ、長さ４５０ｍｍ、ｒ＝２０ｍｍのパンチを用い、しわ押さえを３０ｋＮとし、パンチストロークを変化させることで、割れの発生しない限界成形高さを測定し、成形高さ７０ｍｍ以上を合格とした。なお、試験材には低粘度潤滑材を塗布した。

曲げ加工性の評価：圧延方向に２５ｍｍ、板幅方向に２００ｍｍの大きさの試験片を切り出し、ＪＩＳ Ｈ ７７０１に従って、板幅方向に引張予ひずみを８％導入後、試験片を５０ｍｍ長さに切断し、１８０°の密着曲げ（インナー材の挟み込み無し）を行った。曲げ試験後、試験片湾曲部の外側の割れの発生有無を肉眼で観察し、割れが生じないのもを合格とする。

耐食性の評価：試験材について、市販の化成処理液でリン酸亜鉛処理および電着塗装を行い、アルミニウムの素地まで達するクロスカットを施して、ＪＩＳ Ｚ ２３７１に従って塩水噴霧試験を２４時間行い、その後５０℃−９５％の湿潤雰囲気に１ヶ月放置した後、クロスカット部から発生する最大糸錆長さを測定し、最大糸錆長さ４ｍｍ以下のものを合格とする。

表２〜３にみられるように、本発明に従う試験材１〜９はいずれもランクフォード値ｒ０、ｒ９０、ｒ４５がいずれも０．６０以上、Δｒの絶対値が０．２０以下であり、さらに、Ｒ１が２０以下、Ｒ２が５以下で、Ｒ３が規定の範囲内にあり、平均結晶粒径も５０μｍ以下であることから、引張性質に優れ、曲げ加工で割れが発生せず、さらに耐食性を評価において最大糸錆長さが４ｍｍ以下の優れた結果が得られた。

比較例１
表４に示す化学成分を有するアルミニウム合金を溶解し、直径４８５ｍｍのロールを用いた双ロール式溶湯圧延法により、鋳造速度を１ｍ／ｍｉｎとして、溶湯圧延を行った。このとき、溶湯圧延の上がり板厚を５．０ｍｍとした。

得られた溶湯圧延板材について、板厚１．０ｍｍまで冷間圧延を行った後、２５℃／ｓの昇温速度で５５０℃まで加熱を行い、５５０℃の温度に３０秒間保持する溶体化処理を行い、常温の水道水で水焼入れして、Ｔ４調質材とした。

得られたＴ４調質材を試験材として、実施例１と同一の方法によって、焼入れから７日後の引張性質、ｒ値、結晶方位密度（集合組織）、平均結晶粒径、プレス成形性、曲げ加工性および耐食性を評価した。結果を表５〜６に示す。

表５〜６に示すように、試験材１０はＳｉ量が上限を超えたため、曲げ性評価で割れが発生した。試験材１１はＳｉ量が下限未満のため、引張強さおよび耐力が低く、成形性が低下した。試験材１２はＭｇ量が上限を超えたため、曲げ加工性評価で割れが発生した。試験材１３はＭｇ量が下限未満のため、引張強さおよび耐力が低く、成形性が低下した。試験材１４はＦｅ量が上限を超えたため、曲げ加工性評価で割れが発生するとともに、耐食性評価で最大糸錆長さが４ｍｍを超えた。

試験材１５、１６、１７はそれぞれ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ量が上限を超えたため、０°、４５°、９０°方向のランクフォード値ｒ０、ｒ４５、ｒ９０が０．６０を下回り、Ｒ３が３．０を超えてしまい、成形性が低下するとともに、曲げ加工性評価で割れが発生した。試験材１８はＺｎ量が上限を超えたため、耐食性評価で最大糸錆長さが４ｍｍを超えた。試験材１９はＣｕ量が上限を超えたため、曲げ加工性評価で割れが発生するとともに、耐食性評価で最大糸錆長さが４ｍｍを超えた。

試験材２０はＴｉおよびＢ量が上限を超えたため、ｒ４５が下限を下回るとともに、Δｒが上限を超え、Ｒ３が３．０を超えてしまい、成形性が低下するとともに、曲げ加工性評価で割れが発生した。

比較例２
表１に示す合金Ａを溶解し、直径４８５ｍｍのロールを用いた双ロール式溶湯圧延法により、表７に示す条件で溶湯圧延を行った。得られた溶湯圧延板材について、板厚１．０ｍｍまで冷間圧延を行った後、表７に示す条件で溶体化処理および焼入れを行い、Ｔ４調質材とした。

得られたＴ４調質材を試験材として、実施例１と同一の方法によって、焼入れから７日後の引張性質、ｒ値、結晶方位密度（集合組織）、平均結晶粒径、プレス成形性、曲げ加工性および耐食性を評価した。結果を表８〜９に示す。

表８〜９に示すように、試験材２１、２２はいずれも溶湯圧延条件が不適切であったため、４５°方向のランクフォード値がｒ４５が０．６０を下回り、Δｒが上限を超え、またＲ１、Ｒ２およびＲ３の値が上限を超え、成形性が低下した。

試験材２３は溶体化処理の昇温速度が遅いため、４５°方向のランクフォード値ｒ４５が０．６０を下回り、Δｒが上限を超え、またＲ１、Ｒ２およびＲ３の値が上限を超え、さらに結晶粒径も５０μｍを超えてしまい、成形性が低下した。試験材２４は溶体化処理温度が低いため、Ｒ３の値が上限を超え、成形性の低下がみられるとともに、強度、伸びが低く、さらに曲げ性評価で割れが発生した。試験材２５は焼入れ速度が遅いため、強度、伸びが低くなり、成形性が低下した。

Claims (9)

1. Ｓｉ：０．４〜１．５％（質量％、以下同じ）、Ｍｇ：０．２〜１．２％を含有し、不純物として含有するＦｅが１．０％以下であり、残部Ａｌおよび不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金溶湯圧延板材のＴ４調質材であって、圧延方向のｒ値（ランクフォード値）をｒ０、板幅方向のｒ値をｒ９０、圧延方向に対して４５°方向のｒ値をｒ４５としたとき、ｒ０、ｒ９０、ｒ４５がいずれも０．６０以上であり、ｒ値の面内異方性指数Δｒ（但し、Δｒ＝（ｒ０＋ｒ９０−ｒ４５×２）／２）の絶対値が０．２０以下であることを特徴とするプレス成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材。
2. 前記アルミニウム合金溶湯圧延板材において、ランダム方位に対する｛１００｝＜００１＞方位（Ｃｕｂｅ方位）を有する結晶粒の方位密度の比（Ｒ１、以下同じ）が２０以下、｛１００｝＜０１１＞方位を有する結晶粒の方位密度に対する｛１００｝＜００１＞方位（Ｃｕｂｅ方位）を有する結晶粒の方位密度の比（Ｒ２、以下同じ）が５以下であり、且つ、｛１００｝＜００１＞方位を有する結晶粒の方位密度に対する｛１１０｝＜１１２＞方位（Ｂｒａｓｓ方位）を有する結晶粒の方位密度と｛１１２｝＜１１１＞方位（Ｃｏｐｐｅｒ方位）を有する結晶粒の方位密度と｛１２３｝＜６３４＞方位（Ｓ方位）を有する結晶粒の方位密度との和の比（Ｒ３、以下同じ）が０．３３〜３．０であることを特徴とする請求項１に記載のプレス成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材。
3. 前記アルミニウム合金溶湯圧延板材の平均結晶粒径が５０μｍ以下であることを特徴とする請求項１または２に記載のプレス成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材。
4. 前記アルミニウム合金板溶湯圧延板材が、さらにＭｎ：０．３％以下（０％を含まず、以下同じ）、Ｃｒ：０．３％以下、Ｚｒ：０．１５％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載のプレス成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材。
5. 前記アルミニウム合金溶湯圧延板材が、さらにＺｎ：０．５％以下を含有することを特徴とする請求項1〜４のいずれかに記載のプレス成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材。
6. 前記アルミニウム合金溶湯圧延板材が、さらにＣｕ：１．０％以下を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載のプレス成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材。
7. 前記アルミニウム合金溶湯圧延板材が、さらにＴｉ：０．１％以下、Ｂ：５０ｐｐｍ以下のうちの少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１〜６のいずれかに記載のプレス成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材。
8. 請求項１〜７のいずれかに記載のアルミニウム合金を溶湯圧延する工程、冷間圧延する工程、５℃／ｓ以上の昇温速度で５００〜５８０℃の温度に加熱、保持して溶体化処理する工程、５℃／ｓ以上の冷却速度で焼入れする工程を包含することを特徴とするプレス成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材の製造方法。
9. 請求項１〜７のいずれかに記載のプレス成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材を成形加工することにより得られる自動車外板。