JP3066091B2 - 穴拡げ加工用アルミニウム合金圧延板およびその製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、自動車車体、自動車
部品、あるいは電気機器や計測器の筐体、さらにはＶＴ
Ｒその他の弱電機器のシャーシなどに使用される成形加
工用のアルミニウム合金圧延板に関し、特に高強度と優
れた穴拡げ性が要求される成形品に使用されるアルミニ
ウム合金圧延板、すなわち穴拡げ加工用アルミニウム合
金板とその製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】自動車車体や自動車部品、あるいは各種
機器の筐体、弱電機器のシャーシ等においては、軽量化
および電磁波シールド性などの観点から、最近ではアル
ミニウム合金を使用することが多くなっている。

【０００３】このような用途においては、強度が高くか
つ穴拡げ性を含む成形加工性が優れており、しかも耐食
性が良好であることが要求されるが、このような用途で
は従来は主にＪＩＳ ５０００番系の合金が使用され、
そのうち特にＪＩＳ ５０５２合金Ｏ材や５１８２合金
Ｏ材が多用されている。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】前述のような５０５２
合金Ｏ材や５１８２合金Ｏ材は、高強度アルミニウム合
金としては比較的成形性が優れているが、冷延鋼板と比
べれば未だ成形性が劣り、厳しい成形に供することは困
難であった。自動車パネルを例にとれば、冷延鋼板は伸
びが４５％程度あるのに対し、前述のような従来のアル
ミニウム合金では伸びが２５〜３０％程度に過ぎず、そ
のため深い形状への成形あるいは複雑形状の成形が困難
であって、パネルデザインに大きな制約を受けざるを得
なかったのである。またそればかりでなく、前述のよう
な用途においては、穴拡げ加工を行なうことがあるが、
従来のアルミニウム合金では、穴拡げ性が冷延鋼板と比
較して劣るという問題があった。そのため従来のアルミ
ニウム合金を穴拡げ加工に供した場合、破断が生じるこ
となく充分に穴拡げを行なうことが困難であったが、従
来のアルミニウム合金では、穴拡げ性について充分な検
討がなされていないのが実情である。

【０００５】この発明は以上の事情を背景としてなされ
たもので、自動車の車体や部品、あるいは各種機器の筐
体、シャーシ等に使用される成形加工用のアルミニウム
合金圧延板として、従来の５０５２合金や５１８２合金
と比較して成形性、特に穴拡げ性の優れたアルミニウム
合金圧延板およびその製造方法を提供することを目的と
するものである。

【０００６】

【課題を解決するための手段】前述のような課題を解決
するため、この発明の穴拡げ加工用アルミニウム合金圧
延板では、従来の一般的な５０００番系の合金よりもＭ
ｇ量を増量すると同時に、Ｆｅ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ等の
含有量を規制し、併せて最終板における結晶粒径、結晶
粒の偏平度を適切に規制することによって、優れた成形
性、特に優れた穴拡げ性を得ることとした。

【０００７】またこの発明の製造方法としては、Ｍｇの
増量に伴なう熱間圧延性の劣化を防止するため、熱間圧
延開始温度をＭｇ量等に応じて適切に規制し、かつ最終
焼鈍前の最終冷間圧延圧下率と最終焼鈍条件とを適切に
設定することによって、成形性、特に穴拡げ性の優れた
アルミニウム合金圧延板を得ることとしている。

【０００８】具体的には、請求項１の発明の穴拡げ加工
用アルミニウム合金圧延板は、Ｍｇ5.5wt％を越え 9.5w
t％以下を含有し、Ｆｅが0.20wt％以下、Ｓｉが0.20wt
％以下、Ｃｕが 0.3wt％未満、Ｚｎが0.05wt％未満、Ｍ
ｎが0.10wt％以下、Ｃｒが0.10wt％以下、Ｚｒが0.05wt
％以下にそれぞれ規制され、残部がＡｌおよび不可避的
不純物よりなり、圧延方向と平行な方向の平均結晶粒径
が１００μｍ以下で、かつ圧延方向と平行な方向の平均
結晶粒径Ａと板厚方向の平均結晶粒径Ｂとの比Ａ／Ｂが
２以下であることを特徴としている。

【０００９】また請求項２の発明の穴拡げ加工用アルミ
ニウム合金圧延板は、Ｍｇ 5.5wt％を越え 9.5wt％以下
と、Ｃｕ 0.3〜 1.5wt％とを含有し、Ｆｅが0.20wt％以
下、Ｓｉが0.20wt％以下、Ｍｎが0.10wt％以下、Ｃｒが
0.10wt％以下、Ｚｒが0.05wt％以下にそれぞれ規制さ
れ、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなり、圧延方
向と平行な方向の平均結晶粒径が１００μｍ以下で、か
つ圧延方向と平行な方向の平均結晶粒径Ａと板厚方向の
平均結晶粒径Ｂとの比Ａ／Ｂが２以下であることを特徴
とするものである。

【００１０】一方請求項３の発明の製造方法は、請求項
１の発明の穴拡げ加工用アルミニウム合金圧延板を製造
する方法についてのものであって、Ｍｇ 5.5wt％を越え
9.5wt％以下を含有し、Ｆｅが0.20wt％以下、Ｓｉが0.
20wt％以下、Ｃｕが 0.3wt％未満、Ｚｎが0.05wt％未
満、Ｍｎが0.10wt％以下、Ｃｒが0.10wt％以下、Ｚｒが
0.05wt％以下にそれぞれ規制され、残部がＡｌおよび不
可避的不純物よりなるアルミニウム合金をＤＣ鋳造法に
より鋳造し、得られた鋳塊を４００〜５７０℃の範囲内
の温度で１時間以上加熱した後、 ｛凝固開始温度（℃）｝−｛２５×Ｍｇ量（wt％）＋１
５×Ｃｕ量（wt％）＋１０×Ｚｎ量（wt％）｝ で求められる温度（℃）以下の温度で熱間圧延を開始
し、その後１回もしくは中間焼鈍を挟んで２回以上の冷
間圧延を施し、そのうち最終の冷間圧延の圧延率を２０
％以上とし、その最終冷間圧延の後、２７０〜４５０℃
の範囲内の温度で 0.5〜２４時間加熱するバッチ炉によ
る最終焼鈍もしくは３５０〜５８０℃の範囲内の温度に
加熱して保持なしもしくは５分以下の保持の連続焼鈍炉
による最終焼鈍を施すことを特徴とするものである。

【００１１】 また請求項４の発明の製造方法は、請求
項２の発明の穴拡げ加工用アルミニウム合金圧延板を製
造する方法についてのものであって、Ｍｇ5.5wt％を越
え 9.5wt％以下と、Ｃｕ 0.3〜 1.5wt％とを含有し、Ｆ
ｅが0.20wt％以下、Ｓｉが0.20wt％以下、Ｍｎが0.10wt
％以下、Ｃｒが0.10wt％以下、Ｚｒが0.05wt％以下にそ
れぞれ規制され、残部がＡｌおよび不可避的不純物より
なるアルミニウム合金をＤＣ鋳造法により鋳造し、得ら
れた鋳塊を４００〜５７０℃の範囲内の温度で１時間以
上加熱した後、 ｛凝固開始温度（℃）｝−｛２５×Ｍｇ量（wt％）＋１
５×Ｃｕ量（wt％）＋１０×Ｚｎ量（wt％）｝ で求められる温度（℃）以下の温度で熱間圧延を開始
し、その後１回または中間焼鈍を挟んでの２回以上の冷
間圧延を施し、かつそのうち最終の冷間圧延の圧延率を
２０％以上とし、その最終冷間圧延の後、３５０〜５８
０℃の範囲内の温度に加熱して保持なしもしくは５分以
下の保持後５０℃／分以上の冷却速度で冷却する最終焼
鈍を施すことを特徴とするものである。

【００１２】

【作用】先ずこの発明における成分組成の限定理由を説
明する。

【００１３】Ｍｇ：Ｍｇはこの発明のアルミニウム合金
圧延板で基本となる合金元素であり、強度および成形
性、特に穴拡げ性の向上に寄与する。Ｍｇ量が 5.5wt％
以下では、充分な穴拡げ性が得られず、一方 9.5wt％を
越えれば圧延が困難となる。したがってＭｇ量は 5.5wt
％を越え 9.5wt％以下の範囲内とした。

【００１４】Ｆｅ：ＦｅはＡｌ−Ｆｅ（−Ｓｉ）系の金
属間化合物を生成し、成形性、特に穴拡げ性を劣化させ
る原因となるから、可及的に少なくすることが望まし
く、特にＦｅ量が0.20wt％を越えれば成形性の劣化が顕
著となるから、Ｆｅ量は0.20wt％以下に規制することと
した。

【００１５】Ｓｉ：ＳｉもＦｅと共存してＡｌ−Ｆｅ−
Ｓｉ系の金属間化合物を生成して、成形性、特に穴拡げ
性を劣化させる。Ｓｉ量が0.20wt％を越えれば成形性の
劣化が顕著となるから、Ｓｉ量は0.20wt％以下に規制す
ることとした。

【００１６】Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ：これらの遷移元素は再
結晶粒の微細化には有効であるが、再結晶粒を偏平化さ
せる作用がある。後述するように再結晶粒が偏平化すれ
ば、材料の異方性が強くなり、成形性、特に張り出し
性、曲げ性の方向による差が大きくなり、とりわけ圧延
方向に平行な曲げ性を劣化させる。したがって再結晶粒
の偏平化を防止することを主眼としてＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ
の含有量を規制することとした。Ｍｎが0.10wt％超、Ｃ
ｒが0.10wt％超、Ｚｒが0.05wt％超で上述の傾向が顕著
となるから、Ｍｎは0.10wt％以下、Ｃｒは0.10wt％以
下、Ｚｒは0.05wt％以下にそれぞれ規制した。

【００１７】 Ｃｕ：Ｃｕは一般に強度向上に寄与する
反面、成形性は低下させる傾向を有する。そこで請求項
１の発明のアルミニウム合金圧延板では成形性を重視し
て０．３ｗｔ％未満に規制することとした。一方請求項
２の発明のアルミニウム合金圧延板ではむしろ強度を重
視して、Ｃｕを積極的に含有させることとした。Ｃｕが
０．３ｗｔ％未満では強度向上の効果が充分に得られ
ず、一方１．５ｗｔ％を越えれば成形性、特に伸びの低
下が顕著となるとともに、耐食性も低下するから、請求
項２の発明ではＣｕ量は０．３〜１．５ｗｔ％の範囲内
とした。

【００１８】 Ｚｎ：Ｚｎも一般に強度向上に寄与する
反面、成形性、耐食性を劣化させる傾向を有する。そこ
で請求項１の発明では成形性を重視してＺｎを０．０５
ｗｔ％以下に規制することとした。

【００１９】以上の各成分の残部は、基本的にはＡｌお
よび不可避的不純物とすれば良いが、通常のアルミニウ
ム合金においては、鋳塊結晶粒微細化のためにＴｉ単独
あるいはＴｉをＢと組合せて微量添加することがあり、
この発明の場合もＴｉ、あるいはＴｉおよびＢを微量添
加することは許容される。但しＴｉを添加する場合にＴ
ｉが0.15wt％を越えれば初晶ＴｉＡｌ₃ 粒子が晶出して
成形性を害するおそれがあるから、Ｔｉは0.15wt％以下
とすることが好ましい。またＢをＴｉと組合せて添加す
る場合、Ｂが５００ppm を越えればＴｉＢ₂ 粒子によっ
て筋状欠陥が生じるおそれがあるから、Ｂは５００ppm
以下とすることが好ましい。

【００２０】さらには、Ｍｇを 2wt％程度以上含有する
アルミニウム合金では、溶湯の酸化防止のためにＢｅを
添加するのが一般的であり、この発明の場合も溶湯酸化
防止のために微量のＢｅを添加しても本来の性能を損な
うことはない。この場合Ｂｅの添加量は５００ppm 以下
とするのが一般的である。

【００２１】この発明のアルミニウム合金圧延板では、
成分組成を前述のように規定するのみならず、再結晶後
の最終板の状態で結晶粒（再結晶粒）のサイズおよび偏
平度を規定している。これらは成形性に大きく影響す
る。

【００２２】すなわち、先ず再結晶粒径が粗大であれば
成形加工時に肌荒れが発生して外観不良を招くばかりで
なく、一般に成形性も低下し、特に圧延方向と平行な方
向の結晶粒径の平均値が１００μｍを越えれば肌荒れ、
成形性の低下が顕著となるから、圧延方向と平行な方向
の平均結晶粒径を１００μｍ以下とする必要がある。

【００２３】また再結晶粒の偏平度が大きければ面内異
方性が大きくなり、成形性、特に伸び、曲げ性の方向に
よる差が大きくなる。この偏平度は、圧延方向の結晶粒
径の平均値Ａと板厚方向の結晶粒径の平均値Ｂとの比Ａ
／Ｂで定義され、その偏平度（Ａ／Ｂ）の値が２を越え
れば異方性が顕著となり、成形性を損なう。したがって
この発明では偏平度（Ａ／Ｂ）の値を２以下に規制する
こととした。

【００２４】次に以上のような穴拡げ加工用アルミニウ
ム合金圧延板の製造方法、すなわち請求項３の発明およ
び請求項４の発明について説明する。

【００２５】先ず前述のような成分組成の合金を常法に
したがってＤＣ鋳造法（半連続鋳造法）によって鋳造す
る。

【００２６】得られた鋳塊に対しては、４００〜５７０
℃の範囲内の温度で１時間以上の加熱を行なって均質化
する。この鋳塊均質化加熱は、最終板の成形性を向上さ
せるとともに、再結晶粒を安定化させるために必要であ
る。この加熱温度が４００℃未満では充分な効果が得ら
れず、一方５７０℃を越えれば共晶融解のおそれがあ
り、加熱時間が１時間未満でも充分な効果が得られな
い。なお加熱時間の上限は特に規定しないが、経済的な
観点から通常は２４時間以内とする。なおまた、この鋳
塊均質化加熱は、１段階で行なっても、２段階以上で行
なっても良い。

【００２７】上述のような鋳塊均質化加熱の後、熱間圧
延を開始するが、この熱間圧延においてはその開始温度
を合金のＭｇ量、Ｃｕ量、Ｚｎ量に応じて厳密に規定す
る必要がある。すなわち、Ｍｇ，Ｃｕ，Ｚｎは熱間脆性
感受性を鋭敏にする元素であり、特にＭｇの影響は強
く、しかもこの発明ではＭｇを多量に含有しているた
め、熱間圧延時において熱間脆性による圧延割れを招く
おそれがある。そこで本発明者等がＭｇ，Ｃｕ，Ｚｎの
熱間脆性感受性に及ぼす影響を詳細に調べたところ、次
式で示される温度Ｔ以下で熱間圧延を開始すれば、熱間
圧延割れの発生を防止し得ることを見出した。 Ｔ＝｛凝固開始温度（℃）｝−｛２５×Ｍｇ量（wt％）
＋１５×Ｃｕ量（wt％）＋１０×Ｚｎ量（wt％）｝

【００２８】なお熱間圧延開始温度の下限は特に定めな
いが、３３０℃未満では熱間圧延が困難となるから、通
常は３３０℃以上とすることが好ましい。

【００２９】なおまた、熱間圧延時の歪速度も熱間脆性
に影響を与え、歪速度が大きいほど圧延割れが生じやす
くなるから、特に圧延初期は歪速度を小さくすることが
好ましい。具体的には、圧延初期の鋳塊組織の状態では
熱間脆性感受性が高いから、歪速度５／sec 以下が好ま
しい。但し熱間圧延中に再結晶が生じた後には熱間脆性
感受性が低下するから、歪速度は１５０／sec 程度以下
であれば支障ない。

【００３０】熱間圧延後には、冷間圧延を行なって最終
板厚とする。この冷間圧延は１回のみ行なっても、ある
いは中間焼鈍を挟んで２回以上行なっても良い。中間焼
鈍は、再結晶させることによる冷間圧延性の改善と結晶
粒コントロールのために行なうが、この中間焼鈍として
は定置式焼鈍炉によるバッチ式の焼鈍でも、連続焼鈍炉
による連続焼鈍のいずれでも良い。

【００３１】バッチ式の中間焼鈍の場合、その条件とし
ては２７０〜４５０℃の範囲内の温度に 0.5〜２４時間
保持することが好ましい。加熱保持温度が２７０℃未満
では再結晶せず、４５０℃を越えればＭｇの高温酸化が
激しくなって表面性状が悪化し、かつ不経済となる。ま
た加熱保持時間が 0.5時間未満では充分に再結晶せず、
一方２４時間を越える長時間の焼鈍は経済性を悪くする
だけである。

【００３２】連続焼鈍による中間焼鈍の場合、３５０〜
５８０℃の範囲内の温度に加熱して保持なしもしくは５
分以下の保持の条件とすることが好ましい。加熱到達温
度が３５０℃未満では再結晶せず、５８０℃を越えれば
Ｍｇの高温酸化が激しくなるとともに共晶融解のおそれ
がある。また保持時間が５分を越えれば結晶粒が粗大化
し、また不経済となる。

【００３３】冷間圧延工程における最終の冷間圧延の圧
延率、すなわち冷間圧延を１回だけ行なう場合にはその
１回の冷間圧延の圧延率、また中間焼鈍を挟んで２回以
上の冷間圧延を行なう場合の最終板厚とするための冷間
圧延の圧延率は、２０％以上とする必要がある。すなわ
ち最終の冷間圧延における圧延率は、その後の最終焼鈍
による再結晶粒の安定化および成形性に影響を与える。
最終冷間圧延の圧延率が２０％未満では再結晶粒が不安
定となり、再結晶粒が粗大化したり混粒化したり、さら
には再結晶粒の偏平度が大きくなったりする。

【００３４】最終冷間圧延後には、再結晶処理として最
終焼鈍を行なう。この発明においては、本来再結晶を安
定化させる作用を有するＦｅ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ等の元
素の含有量を、成形性向上のために極力少量に規制して
いるため、結晶粒が粗大化しやすく、不安定となりやす
い。そこでこの発明では、再結晶を安定化するため、再
結晶処理である最終焼鈍の条件とその前の最終冷間圧延
の圧延率条件が極めて重要である。

【００３５】 ここで、Ｃｕ，Ｚｎを少量に規制した請
求項１の発明の成分系と、Ｃｕを比較的多量に含有する
請求項２の発明の成分系とでは最終焼鈍の条件が異な
る。すなわち、Ｃｕ，Ｚｎを少量に規制した請求項１の
発明の成分系の場合にはバッチ式の焼鈍、連続焼鈍のい
ずれでも良いが、Ｃｕを比較的多量に含有する請求項２
の発明の成分系では、Ｃｕにより成形性が低下する傾向
があるため、それを補償するために成形性向上に有効な
急速冷却による焼鈍（例えば連続焼鈍）を適用する。

【００３６】具体的には、前者の請求項１の発明の成分
系について最終焼鈍を行なう場合、バッチ式焼鈍では２
７０〜４５０℃の範囲内の温度に 0.5〜２４時間加熱保
持する。この場合の加熱保持温度が２７０℃未満では再
結晶せず、成形性が悪くなり、一方４５０℃を越えれば
Ｍｇの高温酸化が激しくなって表面性状が劣化し、かつ
不経済となる。また加熱保持時間が 0.5時間未満でも再
結晶が不充分であり、一方２４時間を越えれば不経済と
なる。

【００３７】また同じく前者の請求項１の発明の成分系
について最終焼鈍として連続焼鈍を適用する場合、３５
０〜５８０℃の範囲内の温度に加熱して保持なしもしく
は５分以内の保持とする。この場合の到達温度が３５０
℃未満では再結晶せず、成形性が悪くなり、一方５８０
℃を越えればＭｇの高温酸化が激しくなるとともに共晶
融解のおそれがある。また保持時間が５分を越えれば再
結晶粒が粗大化して、肌荒れが発生し外観不良を招くと
ともに、成形性も劣化する。

【００３８】 一方後者の請求項２の発明の成分系につ
いての最終焼鈍としては、Ｃｕをある程度溶体化させる
ことが必要であり、そこで加熱急冷するような焼鈍方
法、代表的には連続焼鈍、ＶＨＴ、コイル焼入れ等を適
用する。具体的には、３５０〜５８０℃の範囲内の温度
に加熱して直ちにあるいは５分以内の保持後、５０℃／
分以上の冷却速度で急冷する必要がある。ここで、加熱
温度が３５０℃未満では再結晶せず、成形性が悪化する
ばかりでなく、Ｃｕの溶体化が不足して強度低下を招
く。一方加熱温度が５８０℃を越えれば溶体化の効果が
飽和する一方、共晶融解のおそれがある。また保持時間
が５分を越えれば再結晶粒が粗大化して肌荒れが発生
し、外観不良を招くとともに、成形性も劣化する。そし
て冷却速度が５０℃／分未満となれば、冷却中にＣｕの
粒界析出が生じて、強度が低下するばかりでなく、成形
性、とりわけ伸びが低下する。

【００３９】以上のようにして得られたアルミニウム合
金圧延板は、従来の５０５２合金や５１８２合金と比較
して同等の強度でより優れた成形性、特に優れた穴拡げ
性を有し、また方向による成形性の差が少ない。

【００４０】

【実施例】［実施例１］ 先ず熱間脆性感受性を次のようにして調べた。すなわ
ち、表１の合金番号１〜４に示す成分組成の合金につい
て、金型鋳造した後、４６０℃で２時間鋳塊均質化加熱
を行ない、その後種々の温度に再加熱して、その温度で
熱間圧延を開始し、各パスの歪速度を０．４〜０．６／
ｓｅｃとして熱間圧延を行なった。この熱間圧延中にお
ける割れ性を調べ、その結果を表１に示した。

【００４１】なお表１中において「計算式温度」は、こ
の発明において、凝固開始温度とＭｇ量、Ｃｕ量、Ｚｎ
量を変数として熱間圧延開始温度の上限を規定している
前掲の計算式による温度を示す。また表１中において
「熱間圧延割れ性」の評価は、「××」印は割れ発生の
ために熱間圧延が中途で不能となった場合を、また
「×」印はエッジクラックが大きいため圧延性が極めて
悪かった場合を、「○」印は特に支障なく熱間圧延でき
た場合を示す。

【００４２】

【表１】

【００４３】表１から明らかなように、前掲の計算式に
より定められる上限温度以下の温度で熱間圧延を開始す
ることによって、この発明のようにＭｇを多量に含有し
ている場合でも著しい熱間圧延割れの発生を招くことな
く、円滑に熱間圧延を行なうことができる。

【００４４】［実施例２］ 表２の合金符号Ａ−Ｉに示す成分組成の合金をＤＣ鋳造
した。なお合金符号Ａ，Ｂの合金は請求項１の発明で規
定している成分組成範囲内の本発明合金、合金符号Ｃ〜
Ｄの合金は請求項２の発明で規定している成分組成範囲
内の本発明合金、合金符号Ｅ〜Ｈの合金は請求項１、請
求項２の各成分組成範囲外の比較合金、合金符号Ｉの合
金は５１８２合金相当の従来合金である。

【００４５】得られた各鋳塊に対し、表３および表４中
に示すような条件で鋳塊均質化加熱（主に２段階加熱、
一部は１段階加熱）を行ない、さらに熱間圧延を行なっ
た。この熱間圧延は、スラブ厚 480mmで開始し、 5mm厚
に仕上げた。熱間圧延開始温度と、熱延初期段階（鋳塊
組織のままの段階）での歪速度と、中間の 100mm厚の段
階での歪速度を表３および表４に示す。なお中間の 100
mm厚の段階では、既に再結晶が生じている。

【００４６】上述のようにして得られた 5mm厚の圧延板
に対し、一次冷間圧延を施して表３および表４中に示す
板厚とした後、表３および表４中に示す条件で中間焼鈍
を行ない、さらに表３および表４中に示す圧延率で最終
冷間圧延を施して 1.0mmの最終板厚とし、その後表３お
よび表４中に示す条件で最終焼鈍を施した。なお熱間圧
延より後の各工程は実験室的に行なった。特に中間焼鈍
および最終焼鈍については、表３および表４中で時間を
「２Ｈ」と記したものは、バッチ式焼鈍に相当する電気
炉にて焼鈍したものであって、この場合の冷却速度は１
℃／分程度であり、それ以外のものは連続焼鈍をシミュ
レートしたソルトバスで焼鈍したものであって、この場
合の冷却速度は５０℃／分以上である。

【００４７】以上のようにして得られた熱間圧延板につ
いて、圧延方向と平行な方向（Ｌ方向）および圧延方向
に対し直角な方向（Ｃ方向）の機械的性質を調べた結果
を表５、表６に示す。また各圧延板について、圧延方向
と平行な方向（Ｌ方向）の平均結晶粒径と、板厚方向の
平均結晶粒径（ＳＴ方向）、およびその比（Ｌ方向／Ｓ
Ｔ方向）、すなわち結晶粒の偏平度を調べた結果を表
５、表６中に併せて示す。さらに、成形性評価として、
エリクセン値（Ｅｒ）、限界絞り比（ＬＤＲ）、穴拡げ
試験値、および圧延方向に平行な方向（Ｌ方向）の曲げ
性と圧延方向に対し直角な方向（Ｃ方向）の曲げ性を調
べた結果を表５、表６中に示す。

【００４８】ここで、エリクセン値はＪＩＳ−Ｂ法に準
拠してエリクセン試験によって測定し、限界絞り比はφ
50mmのポンチを用い、ジョンソンワックス潤滑を行なっ
た絞り試験によって調べ、穴拡げ試験はφ90mmのブラン
クの中心にφ7.5mm のリーマ穴を形成した試験片をφ25
mmのポンチで押上げ、破断時の穴面積拡大率を測定し
た。さらにＬ方向の曲げ性は、Ｌ方向と平行に曲げた場
合の最小曲げ半径を調べ、またＣ方向の曲げ性は、Ｃ方
向と平行に曲げた場合の最小曲げ半径を調べた。

【００４９】

【表２】

【００５０】

【表３】

【００５１】

【表４】

【００５２】

【表５】

【００５３】

【表６】

【００５４】表５、表６から明らかなように、この発明
で規定している成分組成範囲内の合金について、この発
明の製造方法にしたがって得られた圧延板（製造番号１
〜３，８，１０，１１，１６）は、いずれも最終板での
結晶粒条件が既に述べた条件を満たしていて、成形性の
うちでも特に穴拡げ性が優れ、また曲げ性の方向による
差も少なかった。なおこれらはいずれも熱間圧延割れを
招くことなく、熱間圧延することができた。

【００５５】 一方、製造番号７，９，１５，１７の場
合は、熱間圧延開始温度がこの発明で規定する計算式に
より求められる上限温度よりも高かったため、熱間圧延
中途で割れが発生し、その後の圧延が不可能となった。
また製造番号１８，２０の場合は、熱間圧延開始温度の
計算式上限自体は満たしてはいるが、Ｍｇ量が過剰であ
るため、熱間圧延中途で割れが発生し、その後の圧延が
不可能となった。

【００５６】さらに製造番号４の場合、最終焼鈍が連続
焼鈍相当の熱処理であるが、保持時間が長過ぎ、また製
造番号６の場合は最終冷間圧延率が低く、そのためいず
れも再結晶粒が粗大となり、また偏平度も大きくなり、
その結果成形性、特に穴拡げ性が劣り、また曲げ性の方
向による差も大きくなった。

【００５７】また製造番号５の場合は、最終焼鈍温度が
低過ぎるため再結晶せず、成形性が全般的に著しく劣っ
ていた。

【００５８】さらに製造番号１２の場合は、Ｃｕを比較
的多量に含有する請求項２の発明の成分組成範囲内の合
金について、最終焼鈍を比較的低温の徐冷条件で行なっ
たものであるが、この場合は成形性、特に穴拡げ性が劣
り、また曲げ性の方向による差も大きかった。また製造
番号１３の場合は、同じく請求項２の発明の成分組成範
囲内の合金について、最終焼鈍を連続焼鈍相当の熱処理
で行なったが、保持時間が長過ぎ、結晶粒が粗大で偏平
度が大きくなり、成形性、穴拡げ性が劣っていた。また
製造番号１４の場合は、同じく請求項２の発明の合金に
ついて、最終冷間圧延率が小さかったものであり、この
場合も結晶粒が粗大で偏平度も大きく、成形性、特に穴
拡げ性が劣り、また曲げ性の方向による差も大きかっ
た。

【００５９】一方製造番号１９はＭｎ，Ｚｒの含有量が
多い比較合金Ｆについて、また製造番号２１はＦｅ，Ｍ
ｎの含有量が多い比較合金Ｈについて、それぞれこの発
明のプロセスを適用したものであるが、いずれも結晶粒
の偏平度が大きく、成形性、特に穴拡げ性が劣り、また
曲げ性の方向による差も大きかった。

【００６０】さらに製造番号２２，２３は従来の５１８
２合金相当の合金を用いたものであるが、この場合は成
形性、穴拡げ性が劣り、また曲げ性の方向による差も大
きかった。

【００６１】

【発明の効果】前述の実施例からも明らかなように、こ
の発明のアルミニウム合金硬質板は、Ｍｇ量を従来の５
０００番系合金よりも増量すると同時に、Ｆｅ，Ｓｉ，
Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒの含有量を少量に規制し、しかも最終
板における結晶粒径と結晶粒の偏平度を適切に規制する
ことにより、従来の５０００番系の合金と同程度以上の
強度を有しながら、格段に優れた成形性、特に優れた穴
拡げ性を有し、また曲げ性等の方向による差の少ない圧
延板とすることが可能となった。

【００６２】またこの発明の製造方法によれば、合金の
Ｍｇ量が多いにもかかわらず、上述のように優れた成形
性を有する圧延板を、熱間加工の困難を招くことなく、
実際的に得ることができる。

【００６３】したがってこの発明は自動車車体や自動車
部品、あるいは各種機器の筐体やシャーシ等に使用され
る材料およびその製造方法として極めて有益である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平２−118050（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−179043（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−57655（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−47234（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−48520（ＪＰ，Ａ) 特開 昭49−134508（ＪＰ，Ａ)

Claims (4)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｍｇ 5.5wt％を越え 9.5wt％以下を含有
   し、Ｆｅが0.20wt％以下、Ｓｉが0.20wt％以下、Ｃｕが
   0.3wt％未満、Ｚｎが0.05wt％未満、Ｍｎが0.10wt％以
   下、Ｃｒが0.10wt％以下、Ｚｒが0.05wt％以下にそれぞ
   れ規制され、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりな
   り、圧延方向と平行な方向の平均結晶粒径が１００μｍ
   以下で、かつ圧延方向と平行な方向の平均結晶粒径Ａと
   板厚方向の平均結晶粒径Ｂとの比Ａ／Ｂが２以下である
   ことを特徴とする穴拡げ加工用アルミニウム合金圧延
   板。
2. 【請求項２】 Ｍｇ 5.5wt％を越え 9.5wt％以下と、Ｃ
   ｕ 0.3〜 1.5wtとを含有し、Ｆｅが0.20wt％以下、Ｓｉ
   が0.20wt％以下、Ｍｎが0.10wt％以下、Ｃｒが0.10wt％
   以下、Ｚｒが0.05wt％以下にそれぞれ規制され、残部が
   Ａｌおよび不可避的不純物よりなり、圧延方向と平行な
   方向の平均結晶粒径が１００μｍ以下で、かつ圧延方向
   と平行な方向の平均結晶粒径Ａと板厚方向の平均結晶粒
   径Ｂとの比Ａ／Ｂが２以下であることを特徴とする穴拡
   げ加工用アルミニウム合金圧延板。
3. 【請求項３】 Ｍｇ 5.5wt％を越え 9.5wt％以下を含有
   し、Ｆｅが0.20wt％以下、Ｓｉが0.20wt％以下、Ｃｕが
   0.3wt％未満、Ｚｎが0.05wt％未満、Ｍｎが0.10wt％以
   下、Ｃｒが0.10wt％以下、Ｚｒが0.05wt％以下にそれぞ
   れ規制され、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなる
   アルミニウム合金をＤＣ鋳造法により鋳造し、得られた
   鋳塊を４００〜５７０℃の範囲内の温度で１時間以上加
   熱した後、 ｛凝固開始温度（℃）｝−｛２５×Ｍｇ量（wt％）＋１
   ５×Ｃｕ量（wt％）＋１０×Ｚｎ量（wt％）｝ で求められる温度（℃）以下の温度で熱間圧延を開始
   し、その後１回もしくは中間焼鈍を挟んで２回以上の冷
   間圧延を施し、そのうち最終の冷間圧延の圧延率を２０
   ％以上とし、その最終冷間圧延の後、２７０〜４５０℃
   の範囲内の温度で 0.5〜２４時間加熱するバッチ炉によ
   る最終焼鈍もしくは３５０〜５８０℃の範囲内の温度に
   加熱して保持なしもしくは５分以下の保持の連続焼鈍炉
   による最終焼鈍を施すことを特徴とする穴拡げ加工用ア
   ルミニウム合金圧延板の製造方法。
4. 【請求項４】 Ｍｇ 5.5wt％を越え 9.5wt％以下と、Ｃ
   ｕ 0.3〜 1.5wt％とを含有し、Ｆｅが0.20wt％以下、Ｓ
   ｉが0.20wt％以下、Ｍｎが0.10wt％以下、Ｃｒが0.10wt
   ％以下、Ｚｒが0.05wt％以下にそれぞれ規制され、残部
   がＡｌおよび不可避的不純物よりなるアルミニウム合金
   をＤＣ鋳造法により鋳造し、得られた鋳塊を４００〜５
   ７０℃の範囲内の温度で１時間以上加熱した後、 ｛凝固開始温度（℃）｝−｛２５×Ｍｇ量（wt％）＋１
   ５×Ｃｕ量（wt％）＋１０×Ｚｎ量（wt％）｝ で求められる温度（℃）以下の温度で熱間圧延を開始
   し、その後１回または中間焼鈍を挟んでの２回以上の冷
   間圧延を施し、かつそのうち最終の冷間圧延の圧延率を
   ２０％以上とし、その最終冷間圧延の後、３５０〜５８
   ０℃の範囲内の温度に加熱して保持なしもしくは５分以
   下の保持後５０℃／分以上の冷却速度で冷却する最終焼
   鈍を施すことを特徴とする穴拡げ加工用アルミニウム合
   金圧延板の製造方法。