JP2008006484A

JP2008006484A - 高成形性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法

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Publication number: JP2008006484A
Application number: JP2006181280A
Authority: JP
Inventors: Yoshikazu Suzuki; 義和鈴木; Toshio Komatsubara; 俊雄小松原; Yoshiki Miki; 善揮三木; Yoichi Ueno; 洋一上野
Original assignee: Furukawa Sky KK
Current assignee: Furukawa Sky KK
Priority date: 2006-06-30
Filing date: 2006-06-30
Publication date: 2008-01-17
Anticipated expiration: 2026-06-30
Also published as: JP4799295B2

Abstract

【課題】 Al−Mg−Si系合金について、異周速圧延による集合組織制御を行なって、ｒ値および深絞り性を向上させると同時に表面欠陥の発生を防止して、工業的な製造で健全な板材を得る。
【解決手段】 Mg0.3〜2.0％、Si0.3〜2.5％、残部実質的にAlよりなるAl−Mg−Si系合金素材板に潤滑剤を付与して150〜300℃でロール周速比が1.2〜2.5の範囲内、85％を越える圧下率で温間異周速圧延を行ない、溶体化処理により再結晶させて、平均ｒ値が0.9以上のAl−Mg−Si系合金板を得る。またその潤滑剤として、常温動粘度が10〜350mm²／s、引火点305℃以上の潤滑油を用い、付着量が100〜700mg／m²となるように素材板に付着させて温間異周速圧延を行なう。さらに素材板として、Cu、Mn、Cr、Zr、Vの1種以上を添加したAl−Mg−Si系合金を用いる。
【選択図】なし

Description

この発明は、自動車のボディシート、その他各種車両用部品や、電子・電気機器のシャーシやパネルなどの各種電子・電気機器部品等に使用される成形加工用のアルミニウム合金板の製造方法に関し、特に強度のみならず、優れた成形性を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金からなる高成形性アルミニウム合金板の製造方法に関するものである。

自動車のボディシートには、従来は冷延鋼板を使用することが多かったが、最近では地球温暖化抑制やエネルギコスト低減などのために、自動車を軽量化して燃費を向上させる要望が強まっており、そこで従来の冷延鋼板に代えて、冷延鋼板とほぼ同等の強度で比重が約１／３であるアルミニウム合金板を自動車のボディシートに使用する傾向が増大しつつある。また自動車以外の電子・電気機器等のパネル、シャーシの如き成形加工部品についても、最近ではアルミニウム合金板を用いることが多くなっている。

ところで各種アルミニウム合金のうちでも、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は、軽量であるばかりでなく、成形後の塗装焼付け処理時（ベーク時）に強度が向上するというベークハード性（ＢＨ性）を有するところから、自動車のボディシートなどのプレス成形部品素材としてその有用性が増しつつある。自動車ボディシート向けのＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金としては、ＡＡ６０１６合金、ＡＡ６０２２合金、あるいはＡＡ６１１１合金のＴ４処理材が多用されるようになっている。このようなＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金からなる成形加工用素材の製造方法としては、従来一般にはＤＣ鋳造法によって鋳造して均質化処理を施し、続いて熱間圧延してからさらに冷間圧延を行ない、その後に溶体化処理を行なう方法が適用されている。しかしながら従来の一般的な方法により製造されたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の成形加工用アルミニウム合金板は、強度は冷延鋼板とほぼ同等ではあるものの、成形加工性、とりわけ深絞り性が冷延鋼板と比較して劣っているのが実情である。

ところで、冷延鋼板においては、成形加工性、とりわけ深絞り性の指標としてランクフォード値（ｒ値）が従来から広く使用されている。そしてランクフォード値、特に平均ランクフォード値（平均ｒ値）が高いほど深絞り性が優れている。ここで平均ｒ値とは、圧延方向に対して０°、４５°、９０°の各方向で測定したｒ値（ｒ_０、ｒ_４５、ｒ_９０）の平均値であり、平均ｒ値＝（ｒ_０＋２×ｒ_４５＋ｒ_９０）／４で表わされる値である。

一方、一般に成形加工用素材では、深絞り性が集合組織によって大きな影響を受けることが良く知られている。そして体心立方格子構造を有する冷延鋼板では、圧延集合組織の板面に平行な主方位面が｛１１１｝面となり、その｛１１１｝面の方位集積密度を高めることによって、平均ｒ値が上がり、深絞り性が向上することが知られている。そして冷延鋼板では、冷間圧延・再結晶熱処理によって得られる結晶方位が前述のように｛１１１｝面であることから、｛１１１｝面の方位集積密度を高めて深絞り性を向上させることが容易であり、そのための方法も既に充分に確立している。

これに対して面心立方格子構造を有するアルミニウム合金の場合は、従来の一般的な方法により加工熱処理を行なえば、成形性向上に有効な｛１１１｝面が形成されないばかりでなく、むしろ成形性を阻害する｛１００｝面の方位密度が主方位となってしまって、平均ｒ値を充分に上げることができず、成形性、特に深絞り性を向上させることが困難であった。

そこで最近に至り、アルミニウム合金に剪断変形を与えることにより｛１１１｝集合組織を形成させて、平均ｒ値および深絞り性を向上させる技術が、例えば非特許文献１において提唱されている。この非特許文献１では、｛１１１｝集合組織の材料でｒ値が高くなることの理論解析が開示されており、さらに｛１１１｝集合組織を形成するための具体的手法として、熱間圧延と冷間圧延の中間的な温度で圧延する温間圧延や、圧延時における上下の圧延ロールの回転周速を異ならしめる異周速圧延を適用して剪断変形を導入する方法が提案されている。

一方特許文献としては、特許文献１では異周速圧延を、また特許文献２では温間異周速圧延を適用することにより、それぞれ｛１１１｝集合組織を形成して深絞り性を向上させる技術が提案されている。また特許文献１の発明者らは、同様に異周速圧延によりアルミニウム合金に剪断変形を与える技術について、非特許文献２、３においても開示している。

特開２００３−３０５５０３号公報特開２００５−１３９４９４号公報軽金属学会第５０回シンポジウムテキスト、「再結晶・集合組織の解析と制御」（１９９６）、Ｐ１８軽金属、第５０巻第７号（２０００）、Ｐ３３５〜３４０軽金属、第５２巻第４号（２００２）、Ｐ１８５〜１８９

ところで上述のような従来技術では、異周速圧延により剪断変形を与えることがＡｌ合金における集合組織制御に有効であることが示されてはいるが、これを実際に行なう際の問題点について未だ充分な考慮がなされていない。すなわち、例えば特許文献１の発明者らは、他の非特許文献２、３において、剪断変形を材料に付与するための異周速圧延を、無潤滑状態で実施することとしており、このように無潤滑状態で圧延することは、剪断変形導入の効率の面では有効ではあるが、表面品質の優れたプレス成形素材を実際に製造するには適していない。すなわち異周速圧延では、材料表面がロールとの摩擦を受けるため、無潤滑状態で圧延すれば、表面欠陥（表面荒れや割れ）が生じやすく、極端な場合には圧延そのものが不可能となってしまう。また無潤滑状態での異周速圧延では、圧延ロールにアルミ凝着が起こりやすく、このことも安定的な圧延を困難としてしまう。

異周速圧延は、未だアルミニウム合金の一般的な圧延方法としては確立されていないのが実情であり、一方前述の特許文献１、２では、実際の量産的規模での圧延において重要な表面の潤滑に関しては全く言及しておらず、したがってこれらの従来技術も無潤滑での実施を想定していると考えざるを得ず、その点から、特許文献１、２の提案は、少なくとも工業的な量産規模での製造において健全な板材を得るための技術として完成しているとは言えないのである。

この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、異周速圧延を適用して集合組織制御を行なって、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金のｒ値および深絞り性を向上させると同時に、板の表面欠陥（微小割れなど）の発生や材料のロールへの凝着を防止して、量産的規模での工業的な製造で健全な板材を得るという課題を解決しようとするものである。

本発明者等は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を素材として用いて、適切な潤滑剤の使用により、表面の割れや表面欠陥の発生を防止しながら異周速圧延を行なって充分な剪断変形を与える方法および条件を見出すべく、種々実験・検討を重ねた結果、基本的には、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金素材板について、表面に潤滑剤を付与した状態で、１５０〜３００℃の範囲内の温度でロール周速比が１．２〜２．５の範囲内で、８５％を越える圧下率の条件で温間異周速圧延を行ない、その後焼鈍もしくは溶体化処理により再結晶させることにより、割れや表面欠陥の発生を防止しながら、平均ｒ値が０．９以上となる高成形性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板が得られることを見出し、この発明をなすに至ったのである。

具体的には、請求項１の発明の高成形性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法は、Ｍｇ０．３〜２．０％、およびＳｉ０．３〜２．５％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金素材板について、表面に潤滑剤を付与した状態で、１５０〜３００℃の範囲内の温度で、ロール周速比が１．２〜２．５の範囲内でしかも８５％を越える圧下率の条件で温間異周速圧延を行ない、その後溶体化処理を行なって再結晶させ、平均ｒ値が０．９以上のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板を得ることを特徴とするものである。

また請求項２の発明は、請求項１に記載の高成形性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法において、前記潤滑剤として、常温での動粘度が１０〜３５０ｍｍ^２／ｓでしかも引火点が３０５℃以上の潤滑油を用い、その潤滑油の付着量が１００〜７００ｍｇ／ｍ^２の範囲内となるようにＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金素材板に付着させて温間異周速圧延を行なうことを特徴とするものである。

さらに請求項３の発明は、請求項１もしくは請求項２に記載の高成形性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法において、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金素材板として、前記各成分のほか、さらにＣｕ０．０５〜１．５％、Ｍｎ０．０１〜０．８％、Ｃｒ０．０１〜０．３％、Ｚｒ０．０１〜０．２％、およびＶ０．０１〜０．２％のうちの１種または２種以上を含有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金素材板を用いることを特徴とするものである。

この発明の製造方法によれば、ベークハード性を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の製造方法として、潤滑剤を使用した温間異周速圧延を、適切な条件下で適用することによって、割れ等の表面欠陥やアルミの凝着などの発生を招くことなく、ｒ値が高くて成形性、特に深絞り性に優れた健全なＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板を、量産的規模での工業的な製造において確実かつ安定して得ることができる。

先ずこの発明で対象とするＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の成分組成およびその限定理由について説明する。

Ｍｇ：
Ｍｇは、Ｓｉとともに析出硬化性、ＢＨ性および強度の向上に寄与する合金元素であり、延性や成形性の向上にも寄与する。Ｍｇ量が０．３％未満では、ＢＨ性および強度が不充分となり、また延性や成形性も劣ることになり、一方Ｍｇ量が２．０％を越えれば、強度が高くなり過ぎて成形性が低下する。そのためＭｇ量は０．３〜２．０％の範囲内とした。

Ｓｉ：
Ｓｉは、Ｍｇとともに強度やＢＨ性の向上に寄与する合金元素である。Ｓｉ量が０．３％未満では、ＢＨ性および強度が不充分となり、一方Ｓｉ量が２．５％を越えれば強度が高くなり過ぎて成形性、延性が低下する。このためＳｉ量は０．３〜２．５％の範囲内とした。

この発明の方法では、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金として、上記のＭｇ、Ｓｉのほか、さらにＣｕ０．０５〜１．５％、Ｍｎ０．０１〜０．８％、Ｃｒ０．０１〜０．３％、Ｚｒ０．０１〜０．２％、およびＶ０．０１〜０．２％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する合金を用いることもできる。これらの選択元素の限定理由を以下に説明する。

Ｃｕ：
Ｃｕは、強度およびＢＨ性の向上に寄与する合金元素であるが、Ｃｕ量が０．０５％未満では強度向上の効果が得られず、一方Ｃｕ量が１．５％を越えれば、成形性や耐食性が低下する。このためＣｕ量は０．０５〜１．５％の範囲内とした。

Ｍｎ：
Ｍｎも強度向上に効果があり、また熱処理時の再結晶粒微細化に効果がある。Ｍｎ量が０．０1％未満では強度向上と微細化の効果が得られず、一方Ｍｎ量が０．８％を越えれば、組織中に粗大な金属間化合物が形成され、成形性に悪影響を与える。このためＭｎは０．０1〜０．８％の範囲内とした。

Ｃｒ：
Ｃｒも強度向上と熱処理時の再結晶粒微細化に効果がある。Ｃｒ量が０．０１％未満では強度向上と微細化の効果が得られず、一方Ｃｒ量が０．３％を越えれば、組織中に粗大な金属間化合物が形成され、成形性に悪影響を与える。このためＣｒ量は０．０１〜０．３％の範囲内とした。

Ｚｒ：
Ｚｒは熱処理時の再結晶粒微細化に効果がある。Ｚｒが０．０１％未満では結晶粒微細化の効果が得られず、一方Ｚｒ量が０．２％を越えれば、組織中に粗大な金属間化合物が形成され、成形性の低下につながる。このためＺｒ量は０．０１〜０．２％の範囲内とした。

Ｖ：
Ｖは熱処理時の再結晶粒微細化に効果がある。Ｖが０．０１％未満では結晶粒微細化の効果が得られず、一方Ｖ量が０．２％を越えれば、組織中に粗大な金属間化合物が形成され、成形性の低下につながる。このためＶ量は０．０１〜０．２％の範囲内とした。

なお一般的なアルミニウム合金の鋳造時には、結晶微細化材としてＴｉが添加されることが多く、またＴｉは強度の向上にも寄与するものであり、そこでこの発明の場合も０．１５％以下のＴｉを添加することは許容される。また鋳塊結晶粒微細化の目的でＴｉを添加する場合、５００ｐｐｍ以下のＢまたはＣを、Ｔｉと合せて添加することも差し支えない。さらに、Ｍｇを含有する合金については、鋳造時の溶湯酸化防止のためＢｅを添加することも一般的であり、この発明の場合も５００ｐｐｍ以下のＢｅであれば添加して差し支えない。

そのほかアルミニウム合金の不可避的不純物元素としては、Ｆｅが挙げられるが、これが過剰に存在すれば延性や成形性が低下するから、Ｆｅは０．２５％以下に規制することが望ましい。

この発明の方法において、温間異周速圧延に供するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金からなる素材板としては、熱間圧延板を用いることが好適であるが、それに限らず、薄いＤＣ鋳塊（スラブ状鋳塊）、あるいは連続鋳造板を用いても良い。

温間異周速圧延に供するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金熱間圧延板は、常法に従って半連続鋳造（ＤＣ鋳造）法による鋳塊を熱間圧延する方法で作製することができる。この場合、鋳塊の面削は、通常の方法に従って実施すれば良く、また熱間圧延前には、４５０〜５７０℃で０．５〜２４ｈの均質化処理を行なうことが好ましい。熱間圧延の条件は特に限定されるものではないが、熱間圧延開始温度は３５０〜５２０℃とすることが好ましく、また熱間圧延板の上がり板厚は、その後の温間異周速圧延の条件および最終板製品板厚によって異なるが、通常は５〜１２０ｍｍとすることが好ましい。熱間圧延後には、室温まで冷却した後に改めて再加熱して温間異周速圧延を行なっても良い。あるいは熱間圧延に引続いて１５０〜３００℃の範囲内に材料温度を調整して、温間異周速圧延を直ちに行なっても良い。すなわち、従来の一般的な熱間圧延工程においても粗熱間圧延と仕上圧延とを引続いて実施するのが通常であり、この仕上熱間圧延の代わりに温間異周速圧延を実施すればよいことを意味する。

一方、前述のように、薄型のＤＣ鋳塊や連続鋳造板などを、そのまま素材板として温間異周速圧延に供することも可能である。ここで薄型のＤＣ鋳塊の場合は、板厚５０〜１２０ｍｍが好適であり、またこの場合、温間異周速圧延前に４５０〜５７０℃で０．５〜２４ｈの均質化処理を行なうことが好ましい。また連続鋳造板を用いる場合、双ロール式連続鋳造、あるいはベルト式もしくはブロック式の連続鋳造によるものが利用可能である。双ロール式の連続鋳造板としては板厚５〜１０ｍｍのものが好適で、ベルト式もしくはブロック式の連続鋳造板としては、板厚１５〜６０ｍｍのものが好適である。これらの連続鋳造板の場合も、温間異周速圧延前に４５０〜５７０℃で０．５〜２４ｈの均質化処理を行なっても良い。さらに、厚い鋳造板が得られるベルト式もしくはブロック式の連続鋳造板の場合、改めて熱間圧延を施して、板厚５〜３０ｍｍとしてから温間異周速圧延に供しても差し支えない。

この発明のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法においては、前述のような熱間圧延板、あるいは薄型のＤＣ鋳塊もしくは連続鋳造板を素材板として、それに温間異周速圧延を施す。この温間異周速圧延においては、割れや表面欠陥の発生を防止して健全な板を得る目的で潤滑剤を用いる。このような目的の潤滑剤としては、具体的には、常温２５℃での動粘度が１０〜３５０ｍｍ^２／ｓの範囲内でしかも引火点が３０５℃以上である潤滑油が適当である。潤滑剤の動粘度が１０ｍｍ^２／ｓ未満では表面欠陥の防止効果が不充分となり、一方動粘度が３５０ｍｍ^２／ｓを越えれば、材料に対するロールのスリップを引き起こして温間異周速圧延時に引火して安定的に剪断変形を付与することが困難となる。なお粘度に関しては、温度による粘度変化が小さいことが望ましく、具体的には粘度温度係数が０．８以下であることが望ましい。また潤滑油の引火点が３０５℃未満では、温間異周速圧延時に引火して安全に温間異周速圧延を行なうことが不可能となる。前述のような粘度条件、引火点条件を満たす潤滑剤としては、シリコーン系の油が好適であり、その代表的なものとしては、ジメチルシリコーン油がある。

上述のような潤滑油を素材板表面に付着量が１００〜７００ｍｇ／ｍ^２の範囲内となるように付着させて温間異周速圧延を行なう。潤滑油付着手段としては、素材板表面に直接スプレー等により塗布することが好ましく、また静電塗布などの自動塗布方法も使用することができる。また場合によっては、ロール表面にスプレーすることにより、規定範囲内の量の潤滑油が材料表面に付着される方式を採用しても差し支えない。ここで潤滑油の付着量が１００ｍｇ／ｍ^２より少なければ、表面欠陥の発生やロールへのアルミの凝着を防ぐ効果が不充分となり、一方７００ｍｇ／ｍ^２を越えれば、材料に対するロールのスリップを引き起こして、安定的に剪断変形を付与する目的が果たせなくなる。

さらに温間異周速圧延時における材料温度は１５０〜３００℃の範囲内とする。温間異周速圧延時の温度が１５０℃より低ければ、材料の変形抵抗が大きくなるため、高圧下での異周速圧延を行なう際に割れが起こりやすくなり、その結果材料内に均質に剪断変形を導入することが困難となる。一方、異周速圧延時の温度が３００℃を越えれば、圧延中に再結晶が生じて、剪断変形を充分に導入することができなくなり、そのため目的とする集合組織制御が不可能となり、またこの発明の方法で用いる潤滑油では３００℃を越えれば引火の危険があり、安定的な圧延作業が実施できなくなる。なお合金の成分組成や素材板の組織状態によっては、２７０〜３００℃程度の温度でも局部的に再結晶が生じる場合があるが、この場合には、個々の素材板の再結晶温度が温間異周速圧延時の温度の上限を越えるように成分調整するか、または温間異周速圧延の温度を２７０℃より低い温度とすることが望ましい。

さらに温間異周速圧延におけるロール周速比、すなわち一対の圧延ロールのうち、周速が小さい側のロールの周速に対する、周速が大きい側の周速比は、１．２〜２．５の範囲内とする。ここで、周速比が１．２未満であれば、充分な剪断変形の付与が不可能となり、一方２．５を越えれば、ロールと材料との間のスリップが生じるか、または材料の局部的な変形が生じて、正常な板が得られなくなってしまう。

またこの発明の方法では、温間異周速圧延における圧下率を８５％超の高圧下率とする必要がある。すなわち、この発明の方法の場合、温間異周速圧延時に表面欠陥や割れの発生防止のために潤滑剤を使用しており、このように潤滑剤を使用した圧延では、高圧下率で圧延しなければ剪断歪みの付与が不充分となってしまう。逆に言えば、より高圧下率の温間異周速圧延でも、潤滑剤の使用によって割れを生じることなく圧延が可能となるのである。ここで、温間異周速圧延における圧下率が８５％未満では、充分に剪断変形を付与することができなくなって、集合組織制御によるｒ値および深絞り性の向上が達成されなくなる。なお、より一層の成形性の向上のためには、圧下率は９０％を越えることが望ましく、さらに９５％を越える圧下率がより望ましい。なおまた、温間異周速圧延における圧下率の上限については特に限定しないが、割れの無い健全な板材を得るためには、通常は９９．５％以下であることが望ましい。また最終板厚（温間異周速圧延上がり板厚）も特に限定しないが、成形用としては、０．３〜２ｍｍ程度が適当である。

なお温間異周速圧延で使用する圧延機は、上下の圧延ロールを異なる周速度で駆動させ得る機構を有する必要があることはもちろんである。その形式は特に問わないが、上下ロールが速度可変モーターにより別駆動されるもの、あるいはギアなどの機械的機構で周速の比を変化させ得るものが好適である。また温間異周速圧延を安定的に行うためには、ロールの加熱機構を有する圧延機を使用することが望ましい。この場合、ロール内にヒーターを内包させるか、あるいはロール加熱用のヒーターをロールに近接した外部に設置するかのいずれでも差し支えない。

以上のようにして温間異周速圧延を行なって所定の板厚としたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板については、その後に溶体化処理を行なって、その溶体化処理時に再結晶させることにより、高ｒ値と良好な深絞り性となる集合組織状態が得られる。すなわち、この発明で最終的な目的とする高成形性、特に優れた深絞り性を得るためには、平均ｒ値を上げる作用のある板面において結晶方位｛１１１｝の面およびそれに近い面の方位集積密度が高いことが必要であり、具体的には、｛１１１｝、｛３３２｝および｛２２１｝が板面に平行となる結晶方位のうちの一つ以上が、方位集積密度としてランダムの１．２倍以上であることが望ましく、さらには１．５倍以上であることが望ましく、またこれに加えて、平均ｒ値を下げる傾向のある｛１００｝方位の面の集積密度が低い状態とする必要があるが、この｛１００｝方位の方位集積密度がランダムの０．９倍以下であることが望ましく、このような結晶組織を安定的に得るために、温間異周速圧延後に再結晶させる必要がある。なお結晶組織の方位集積密度は、Ｘ線回折法あるいはＥＢＳＰ法のいずれの解析法で求めても構わない。但しこの解析時には、材料全体として適切な集合組織状態となっていることを確認するため、板厚全域の平均で上記の基準を満たすことを確認する必要がある。

ここで、この発明で対象としているＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の圧延板の場合、析出硬化に寄与するＭｇ、Ｓｉなどを充分に固溶させる溶体化処理が必要であり、溶体化処理を施すことによって良好なＢＨ性が実現できるが、この溶体化処理時には再結晶をも生起させることができるから、この発明の方法では、温間異周速圧延の後に再結晶処理と兼ねて溶体化処理を行う。この溶体化処理の加熱温度は、４６０〜５８０℃が望ましい。ここで溶体化処理は、ＣＡＬ（連続焼鈍装置）により実施可能であり、その場合は保持時間は０ｍｉｎ（すなわち温度到達後直ちに冷却）〜５ｍｉｎとし、５℃／ｓｅｃ以上の急速加熱および急速冷却で実施することが好ましい。このような連続式の溶体化処理は、実験室的にはソルトバス加熱および水焼入れあるいは強制空冷することによって模擬できる。また通常のバッチ炉での溶体化処理も可能であり、その場合はＪＩＳＷ１１０３（１９８５）に従った条件で、すなわち５１６〜５８０℃×０．５h以上で実施することが望ましい。

なおこの発明で対象としているＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は、室温時効性が高く、そのため溶体化処理後から加工までの室温保持期間が長いほど材料強度が上がって、成形性が低下してしまう問題がある。このような室温時効による特性変化を緩和するためには、溶体化処理後、１５０〜３００℃で５ｍｉｎ以内の連続焼鈍、あるいは６０〜１５０℃で０．５〜２４ｈのバッチ焼鈍を行うことが有効である。この場合の連続焼鈍は、室温時効の要因となる空孔濃度を減少させるのが主目的であり、その加熱温度が１５０℃より低ければ空孔量の低減が不充分となり、一方３００℃より高ければ強度に寄与しない安定相析出物が形成されてＢＨ性が低下する。またその場合のバッチ焼鈍は、予め予備時効しておくことを主目的とするが、その処理温度が６０℃より低ければ予備時効の効果が得られず、一方１５０℃を越えれば時効が進みすぎて成形性の低下を招いてしまう。またバッチ焼鈍の保持時間が０．５ｈより短ければ、室温時効緩和の効果が不足し、一方２４ｈを越えれば、それ以上の効果の増大はなく、不経済となるだけである。

以下にこの発明の実施例を比較例とともに示す。

表１の合金符号Ａ〜Ｄに示す各成分組成のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を常法に従って溶解し、厚さ８０ｍｍ、幅２００ｍｍの断面を有するＤＣ鋳塊とした。これらの各合金Ａ〜ＤのＤＣ鋳塊について、５００℃×１０ｈの均質化処理を施した後、温間異周速圧延の元材（素材板）とするように準備加工を行なった。すなわち元材として熱間圧延板を用いる場合（異周速圧延の圧延条件を示す表２における圧延条件Ｒ１〜Ｒ４、Ｒ７〜Ｒ１８の場合）には、両面を面削して厚さ７２ｍｍとしてから、４３０℃で２ｈの予備加熱の後、表２中に記載された圧延開始板厚（異周速圧延の開始時の板厚を示す）まで熱間圧延した。一方ＤＣ鋳塊をそのまま元材とする場合（表２の圧延条件Ｒ５）には、鋳塊を厚さ７２ｍｍに面削加工したものを元板として用いた。そのほか、表２の圧延条件Ｒ６では、双ロール法で作製した厚さ７．２ｍｍの連続鋳造板を元板として用いたが、これには予め４６０℃で１０ｈの均質化処理を施しておいた。

以上のような各合金からなる元板について、表２のＲ１〜Ｒ１８に示す条件で温間異周速圧延を行った。なお温間異周速圧延前には、各元材をそれぞれ所定の圧延温度で２ｈ保持する予備加熱を行った。用いた圧延機はロール内にヒーターを内包したものであり、温間異周速圧延時にはこのヒーターによりロールを所定の圧延温度に対して−１５℃〜+０℃の範囲内となるように温度制御を行なった。この圧延では、片方のロールの周速を２０ｍ／ｍｉｎに固定し、もう一つのロールの周速を変化させて所定の周速比とした。圧延の潤滑剤としては数種類のシリコーン油（ジメチルシリコーンオイル）を用いたが、これらの引火点はすべて３１０℃〜３２０℃の範囲内にあり、また常温での動粘度はそれぞれ表２中に示す通りであり、さらに粘度温度係数は０．５５〜０．６５の範囲内にある。この潤滑油は、静電塗布装置により温間圧延直前の元材表面に表２中に示す量を塗布し、圧延パス間に適宜、消耗分を補充塗布した。温間異周速圧延後には、再結晶処理を兼ねて溶体化処理を行なった。この溶体化処理は、ソルトバスを用いて、５３０℃に加熱して３０ｓｅｃ保持した後、強制空冷する条件で実施した。

以上のようにして温間異周速圧延を施して得られた各圧延板について、その健全性を調べるとともに、機械的性質として引張強さ、耐力、伸び、さらにベークハード（ＢＨ）性評価として、ベークハード（ＢＨ）後の耐力を調べたので、その結果を表３、表４に示す。なおこれらの評価方法、試験方法は次の通りである。

圧延板の健全性は、外観および断面観察により評価した。すなわち、圧延あるいはその後の熱処理で割れや形状不良、膨れなどを生じて、その後の特性評価が不可能な場合は××とした。また材料の圧延方向に平行な１００ｍｍ長さの断面を５箇所観察して、深さ３０μｍ以上（板厚に対して３％以上）の表面割れ欠陥が生じていた場合には×とし、これが認められない場合は良好と判断し○とした。機械的性質は、圧延方向（０°）にＪＩＳ５号試験片を切出し、引張試験により引張強さ、耐力および伸びを評価した。ベークハード（ＢＨ）性の評価では、通常の塗装焼付け処理に相当する１８５℃で２０ｍｉｎ保持するＢＨ処理を行い、その後の耐力を調べた。

さらに、前述のようにして得られた各圧延板について、再結晶熱処理後の材料のｒ値に影響する各結晶面の方位集積密度を調べるとともに、平均ｒ値と深絞り性を調べたので、その結果を表５、表６に示す。各測定方法、評価方法は次の通りである。

各結晶面の方位集積密度は、ＳＥＭ−ＥＢＳＰにより測定した。ＥＢＳＰでは圧延方向断面で各測定点での結晶方位と圧延板面に平行な結晶面を解析し、すべての測定点についての情報から、各方位の集積密度（ランダムに対する倍率）を算出できる。この手法により、板厚全体での集合組織状態が捉えられる。具体的には、板厚（１０００μｍ）×長さ（４００μｍ）の観察領域１０箇所について、解析間隔２．５μｍにてＥＢＳＰ測定を行い、これらを平均して面方位｛１１１｝、｛３３２｝、｛２２１｝および｛１００｝の方位集積密度を求めた。平均ｒ値は、引張試験によりＪＩＳ５号試験片を圧延方向に対して０°、４５°、および９５°方向に引張り、１５％ひずみでの各方向ｒ値から算出した。さらに深絞り性は、限界絞り比（ＬＤＲ）を測定して評価した。

表３に示すように、本発明例１〜１８のいずれの場合も、適正な条件で潤滑剤を塗布して温間異周速圧延を行なうことにより、問題となる割れや形状不良が生じることなく所定の板厚まで圧延が可能で、板の表面欠陥の問題も生じなかった。またこれらの本発明例１〜１８では、表５に示すように、適切な条件の温間異周速圧延と、再結晶を伴なう溶体化処理により、平均ｒ値の向上に有効な｛１１１｝、｛３３２｝、｛２２１｝の面方位のいずれかの方位集積密度がランダムの１．５倍以上になっており、かつ平均ｒ値を下げる傾向のある｛１００｝面の方位集積密度が０．９倍以下になっていた。その結果、いずれも平均ｒ値が０．９以上となり、ＬＤＲで表わされる深絞り性も良好となっていることが判明した。そしてこれらのうちでも、温間異周速圧延の圧下率が９５％を越えれば、安定して平均ｒ値１．０以上が得られ、より望ましい状態となることが判明した。なお文献等で言われている高ｒ値に有効とされる板面｛１１１｝方位の集積が比較的弱くても、それに近い｛３３２｝、｛２２１｝などの方位の集積が高く、｛１００｝面の集積が低い状態であれば、高ｒ値が達成されることが確認されている（例えば発明例１０）。また、これらの発明例１〜１８では、いずれも高いＢＨ性を示すと同時に、高ｒ値・高成形性を達成することができた。

一方、表４、表６に示すように、比較例１〜２３の場合は、いずれかの性能が本発明例より劣っていた。

すなわち比較例１、４、１６および２０は、等周速の冷間圧延を施した例であり、これらの場合は、いずれも平均ｒ値の向上に有効な｛１１１｝、{３３２}、{２２１}の面方位の方位集積密度が低く、また平均ｒ値を低下させる作用のある｛１００｝面の方位集積密度が高くなっており、ｒ値、ＬＤＲともに発明例より低くなってしまった。

一方、比較例２、６、１７、２１は、温間異周速圧延において圧下率がこの発明で規定する下限より低い例であり、これらの場合も｛１００｝面の方位集積密度が高く、結果として平均ｒ値とＬＤＲが発明例より低くなってしまった。

また潤滑剤を用いないで温間異周速圧延を行った比較例３、１２、１３、１９、２３では、圧下率が低めの条件でも表面欠陥が生じ、一方圧下率が高い場合は、割れにより所定の板厚まで圧延できなかった。

さらに温間で等周速圧延した比較例５の場合は、｛１００｝面の方位集積密度が高く、ｒ値、ＬＤＲともに発明例より低くなってしまった。また温間異周速圧延の周速比が低い比較例７の場合も、｛１００｝面の方位集積密度が高く、ｒ値、ＬＤＲが発明例より低くなった。

一方、温間異周速圧延の周速比を本発明の規定より高くした比較例８では、材料の変形が大きく、局部的な割れも生じて所定の圧延を完了できなかった。また温間異周速圧延の温度を低くした比較例９では、材料の変形能が低く、局部的な割れが生じて所定の圧延を完了できなかった。

さらに、温間異周速圧延における潤滑油としてその粘度が低いものを用いた比較例１０では、材料表面の微小割れ欠陥の防止が不充分となった。同様に粘度が低い潤滑油を用いた比較例１８の場合は、材料がより硬いこともあって、割れのために所定板厚までの圧延ができなかった。一方、粘度が高い潤滑油を用いた比較例１１、２２の場合は、材料がスリップして、局部的な変形が生じ、圧延を完了できなかった。

一方、温間異周速圧延における潤滑油の付着量が少ない比較例１４の場合は、材料表面の微小割れ欠陥の防止が不充分となった。一方、潤滑油の付着量が多い比較例１５の場合には、材料がスリップして局部的な変形が生じ、圧延を完了できなかった。

Claims

Ｍｇ０．３〜２．０％（ｍａｓｓ％、以下同じ）、およびＳｉ０．３〜２．５％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金素材板について、表面に潤滑剤を付与した状態で、１５０〜３００℃の範囲内の温度で、ロール周速比が１．２〜２．５の範囲内でしかも８５％を越える圧下率の条件で温間異周速圧延を行ない、その後溶体化処理を行なって再結晶させ、平均ｒ値が０．９以上のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板を得ることを特徴とする、高成形性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法。
請求項１に記載の高成形性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法において、
前記潤滑剤として、常温での動粘度が１０〜３５０ｍｍ^２／ｓでしかも引火点が３０５℃以上の潤滑油を用い、その潤滑油の付着量が１００〜７００ｍｇ／ｍ^２の範囲内となるようにＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金素材板に付着させて温間異周速圧延を行なうことを特徴とする、高成形性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法。
請求項１もしくは請求項２に記載の高成形性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法において、
前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金素材板として、前記各成分のほか、さらにＣｕ０．０５〜１．５％、Ｍｎ０．０１〜０．８％、Ｃｒ０．０１〜０．３％、Ｚｒ０．０１〜０．２％、およびＶ０．０１〜０．２％のうちの１種または２種以上を含有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金素材板を用いることを特徴とする、高成形性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法。