JP4339869B2 - プレス成形性に優れるＡｌ―Ｍｇ系合金板 - Google Patents

Description

本発明は、プレス成形性に優れるＡｌ−Ｍｇ系合金板であり、特に深絞り成形性が高く、自動車ボディパネル等の材料に好適なＡｌ−Ｍｇ系合金板に関する。

近年、地球環境などへの配慮の観点から、自動車等の車両の軽量化の社会的要求はますます高まってきている。かかる要求に答えるべく、自動車のボディパネル等の材料として、鋼板等の鉄鋼材料にかえてアルミニウム材料の適用が検討されている。

しかし、強度的に鋼板と同程度であるアルミニウム材料であっても、一般に深絞り成形、張出し成形等のプレス成形性が劣っているため、プレス成形性での改善が強く望まれている。

プレス成形性に優れるアルミニウム合金板としては、従来からＡｌ−Ｍｇ系のＪＩＳ５０５２合金やＪＩＳ５１８２合金等のアルミニウム合金材料が使用されており、他には特許文献１に開示されたＡｌ−Ｍｇ系合金材料がある。本件出願人は、これまで鋭意、研究開発と商品化の努力を行い、ＫＳ５０３０合金やＫＳ５０３２合金（いずれも神戸製鋼所商品名で、その内容は特許文献２、特許文献３、特許文献４、特許文献５等に開示されている）を開発している。これらの合金は、Ｍｇを高濃度添加することで高強度、高延性を与え、０．５％程度のＣｕを添加することで塗装焼付硬化性と耐応力腐食割れ性を高め、さらにＭｎ、Ｃｒを添加することにより結晶粒径の最適化をはかったことを特徴としている。そして、これらのアルミニウム合金板は自動車パネル等に適用されている。

しかし、これらのアルミニウム系合金板は成形性が十分とはいえず、自動車メーカーからさらなる成形性の向上が要求されていた。成形性が不十分な理由は，塑性異方性をうまく制御できないためであった。つまり、ＪＩＳ５１８２合金などのＪＩＳ合金、ＫＳ５０３０合金やＫＳ５０３２合金などの本出願人が開発した合金あるいは特許文献６、特許文献７、特許文献８、特許文献９、特許文献１０等に開示されたＡｌ−Ｍｇ系合金は合金成分を特定するのにとどまり、塑性異方性を支配する集合組織に関してはなんら配慮されていない。

集合組織が成形性を支配することは古くから知られている。例えば冷延鋼板では板面方位として（１１１）を強く発達させることで深絞り性を向上させることができることが知られている。最近では、アルミ合金においても、板材の集合組織を制御することにより成形性を向上させることが提案されている。例えば、特許文献１１に、深絞り成形用アルミニウム合金として、板面の（１１０）方位集積度が１０％以上で、かつ（１１０）方位と（１１２）方位の集積度比が１．５以上であり、結晶粒径が３５〜８０μｍの範囲にあるＡｌ−Ｍｇ系合金板が開示されている。しかし、ここに示されている集合組織も深絞り成形に最適とは言えず、より深絞り成形性に優れた集合組織が求められている。

本発明者の一人も集合組織を制御した張出し成形に優れたＡｌ−Ｍｇ合金を発明した（特許文献１２）が、そこに規定した集合組織は必ずしも張出し成形性について最適とは限らず、張出し成形性と集合組織との関係をより明らかにする必要である。また、この発明では、成形性を大きく支配する結晶粒径については考慮していない。

学術論文に目を向けると、Ｐ．Ｒａｔｃｈｅｖらは、Ａｌ−Ｍｇ合金板における集合組織と成形性の関係を塑性加工理論に基づいて計算機予測し、Ｃｕｂｅ方位などが強く発達すると異方性が強くなり、成形性が低下すると報告している（非特許文献１）。
特開昭５２−１４１４０９号公報 特開昭６０−１２５３４６号公報 特開昭６３−８９６４９号公報 特開平２−２６９９３７号公報 特開平３−３１５４８６号公報 特開昭５２−１４１４０９号公報 特開昭６０−１２５３４６号公報 特開昭６３−８９６４９号公報 特開平２−２６９９３７号公報 特開平３−３１５４８６号公報 特開平５−２９５４７６号公報 特開平８−３２５６６３号公報 Ｔｅｘｔｕｒｅ ａｎｄ Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ、ｖｏｌ．２２、１９９４年、Ｐ２１９．

本発明は、このような事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、塑性異方性を支配する集合組織につき、個々の結晶方位の割合を制御し、さらに結晶粒径を最適化し、また添加元素の種類と添加量を特定範囲に限定することによって、プレス成形性に優れた最適のＡｌ−Ｍｇ系合金板を提供することにある。より詳しくは、プレス成形性のうち、（ｉ）張出し成形性、（ｉｉ）深絞り成形性、（ｉｉｉ）引張り領域から平面ひずみ領域における成形割れ限界の３つの特性の向上を目的に、それぞれの特性に優れたＡｌ−Ｍｇ系合金板を提供することを目的とし、本発明では特に（ｉｉ）深絞り成形性の向上を目的とする。

Ａｌ−Ｍｇ系合金板のうち、（ｉ）参考例としての張出し成形性に優れるＡｌ−Ｍｇ系合金板は、集合組織として，ＣＵＢＥ方位の体積分率が５〜２０％，ＧＯＳＳ方位の体積分率が１〜５％，ＢＲＡＳＳ方位，Ｓ方位，ＣＯＰＰＥＲ方位の体積分率が各々１〜１０％であり，結晶粒径が２０〜７０μｍの範囲にあることを要旨とする。好ましくは、ＣＵＢＥ方位の体積分率が５〜１５％，ＧＯＳＳ方位の体積分率が１〜３％，ＢＲＡＳＳ方位，Ｓ方位，ＣＯＰＰＥＲ方位の体積分率が各々１〜５％である。さらに、結晶粒径は３０〜６０μｍであることが好ましい。

（ｉｉ）本発明の深絞り成形性に優れるＡｌ−Ｍｇ系合金板は、集合組織として、ＣＵＢＥ方位の体積分率とＳ方位の体積分率の比（Ｓ／Ｃｕｂｅ）が１以上であり、かつＧＯＳＳ方位が５％以下であり、かつ結晶粒径が２０〜１００μｍの範囲にあることを要旨とする。好ましくは、ＣＵＢＥ方位の体積分率とＳ方位の体積分率の比（Ｓ／Ｃｕｂｅ）が２以上である。また、結晶粒径は４０〜８０μｍが好ましい。

（ｉｉｉ）参考例としての引張り領域から平面ひずみ領域における成形割れ限界が高いＡｌ−Ｍｇ系合金板は、集合組織として、ＣＵＢＥ方位の体積分率が３０〜５０％で、かつＢＲＡＳＳ方位の体積分率が１０〜２０％で、かつ結晶粒径が５０〜１００μｍの範囲にあることを要旨とする。好ましくは、ＣＵＢＥ方位の体積分率が４０〜５０％でかつＢＲＡＳＳ方位の体積分率が１５〜２０％である。また、粒径は、６０〜９０μｍであることがより好ましい。

更に、これらのＡｌ−Ｍｇ系合金板は、いずれもＭｇを２〜６ｗｔ％含有し、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、及びＣｕの内から選ばれる１種以上を総和で０．０３ｗｔ％以上（Ｃｕが選択される場合はＣｕとして０．２ｗｔ％以上）含有し、残部がＡｌである組成であることが好ましい。

Ａｌ−Ｍｇ系合金板において、以上のように集合組織、結晶粒径、添加元素を適切に制御することにより、プレス成形性を向上できる。具体的には、張出し成形性（参考例の場合）又は深絞り成形性（本発明の場合）に優れ、あるいは引張り領域から平面ひずみ領域における成形割れ限界が高い（参考例の場合）、自動車ボディパネル等に好適なアルミニウム合金板を得ることができる。

通常のアルミニウム合金板の集合組織は、主としてＣＵＢＥ方位，ＧＯＳＳ方位，ＢＲＡＳＳ方位，Ｓ方位，ＣＯＰＰＥＲ方位から構成され、これらの体積分率が変化すると塑性異方性が変化する。ここで、集合組織のでき方は同じ結晶系の場合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、ＣＵＢＥ方位，ＧＯＳＳ方位，ＢＲＡＳＳ方位，Ｓ方位，ＣＯＰＰＥＲ方位は、以下のように表される。

ＣＵＢＥ方位 （１００）＜００１＞
ＧＯＳＳ方位 （１１０）＜００１＞
ＢＲＡＳＳ方位 （１１０）＜１−１２＞
Ｓ方位 （１２３）＜６３−４＞
ＣＯＰＰＥＲ方位 （１１２）＜１１−１＞

本明細書ではこれらの方位から±１０度以内の方位のずれは同一の方位因子に属するものと定義する。なお方位を表す場合に，負方向の数値は数値の上にバ−を付けて表示するのが一般的であるが，本明細書においては，都合上，数値の前に「−」符号を付けてこれを表示する。また、これらの方位因子以外の方位をランダム方位と定義する。

本発明者らは、集合組織の変化に対応する塑性異方性の変化から、張出し成形性、深絞り成形性、引張り領域から平面ひずみ領域における成形割れ限界の３つの特性に最適の組織形態を明らかにした。以下、個々の成形特性ごとに説明する。

（１）張出し成形性と集合組織の関係（参考例）
張出し成形性に優れるとは二軸応力下での割れ限界が高いことである。そのための支配因子は３つあり、塑性異方性が弱いこと、加工硬化能が高いこと、ひずみ速度感受性指数が高い値を示すことである。集合組織が弱いものが張出し成形性に優れることは従来からわかっていたことであるが、圧延で板を製造する場合、完全に等方的なもの（換言すると集合組織が弱い）を得ることは不可能で、何らかの方位が強くなる。

個々の方位の体積分率と張出し性の関係について、多くの実験結果をもとに検討した結果、ＣＵＢＥ方位の体積分率が５％以上で２０％以下、好ましくは１５％以下，ＧＯＳＳ方位の体積分率が１％以上で５％以下、好ましくは３％以下，ＢＲＡＳＳ方位，Ｓ方位，ＣＯＰＰＥＲ方位の体積分率が各々１％以上で１０％以下、好ましくは５％以下のときに、塑性異方性の弱い組織、即ち最も張出し性に優れる組織となることがわかった。

集合組織の定量的評価の方法に関しては、電子チャネリングパタ−ン法で板面１００ケの結晶粒について１ケ１ケの粒の方位を求め、上記５つの方位のどれに属するかを決定し、全ての粒子の大きさは同じと仮定して、各方位の体積分率を算出した。以下、本明細書における集合組織の定量的評価方法は、同様である。

（２）深絞り成形性と集合組織の関係（本発明）
深絞り成形性が優れるとは、フランジ部での板の絞り込みが容易でかつパンチ側部あるいはパンチ底部で破断しにくいことである。そのためには、１方向で引張った場合（引張方向にと垂直の方向には圧縮応力がかかっている状態）の塑性変形が容易で，かつ２方向から引張った場合（２方向に引張応力がかかっている状態）の強度が高いことが必要である。

本発明者らは集合組織と深絞り成形性の指標であるＬＤＲ（限界絞り比）の関係について鋭意研究した結果，（ｉ）Ｃｕｂｅ方位，Ｇｏｓｓ方位はＬＤＲを低下させること、（ｉｉ）Ｓ方位はＬＤＲを向上させること、（ｉｉｉ）その他の方位の影響は無視できることを明らかにした。（ｉ）〜（ｉｉｉ）の知見のうち、（ｉｉ）の見解だけは従来からわかっていた（本発明者の１人による学位論文）が、他の方位の体積分率と深絞り性の関係については、本発明者らが実験結果に基づいて新たに見出したものである。

（ｉ）〜（ｉｉｉ）の知見に基づき、Ａｌ−Ｍｇ合金の集合組織を、ＣＵＢＥ方位の体積分率とＳ方位の体積分率の比（Ｓ／Ｃｕｂｅ）が１以上、好ましくは２以上で、かつＧＯＳＳ方位が５％以下にすればＬＤＲが高くなり、深絞り成形性に優れる。尚、特許文献１１（特開平５−２９５４７６号公報）に記載の深絞り性成形用アルミニウム合金は、ＧＯＳＳ又はＢＲＡＳＳ方位に該当する（１１０）方位の集積度が１０％以上で、かつ（１１０）方位とＣＯＰＰＥＲ方位に該当する（１１２）方位の集積度比が１．５以上であって、Ｓ方位率を規定していない点、ＣＵＢＥ方位の体積分率とＳ方位の体積分率の比（Ｓ／Ｃｕｂｅ）に着目していない点が本発明と異なっている。

（３）引張り領域から平面ひずみ領域における成形割れ限界と集合組織の関係（参考例）
本発明者らが鋭意研究した結果，引張り領域から平面ひずみ領域における成形割れ限界は塑性異方性に影響されず，加工硬化特性とひずみ速度感受性が支配的であること、特に加工硬化特性は集合組織の影響を受け，集合組織の異方性が強いほど加工硬化特性が向上することが明かになった。

引張り領域から平面ひずみ領域における成形割れ限界が高い集合組織は、ＣＵＢＥ方位の体積分率が３０％以上、好ましくは４０％で、５０％以下で、且つＢＲＡＳＳ方位の体積分率が１０％以上、好ましくは１５％以上で２０％以下である。

（４）プレス成形性と結晶粒径の関係
（ａ）張出し成形性（参考例）
結晶粒径が小さいほど変形が均一に起き、ひずみ速度感受性指数が高い値を示し、張出し成形性が向上する。

本発明者らは鋭意研究した結果，結晶粒径として２０μｍ以上、好ましくは３０μｍ以上で、７０μｍ以下、好ましくは６０μｍ以下の範囲にあることが最適であることを見いだした。２０μｍ未満では、成形時にストレッチャストレインマ−クが発生するため好ましくなく、７０μｍを越えると粒界破壊が起こり易くなって好ましくないからである。

尚、結晶粒径の測定は、倍率が１００倍の光学顕微鏡写真に基づいてクロスカット法で平均切片長を求め、これを平均結晶粒径とした。以下、本明細書において、同様である。

（ｂ）深絞り成形性（本発明）
結晶粒径が２０μｍ以上、好ましくは４０μｍ以上で、１００μｍ以下、好ましくは６０μｍ以下の範囲にあれば、深絞り成形性が良好である。２０μｍ未満では絞った製品の底部にストレッチャストレインマ−クが発生して製品の外観が損なわれ、１００μｍを超えると製品の表面にオレンジピ−ル（肌荒れ）が発生して製品の外観が損なわれるからである。

（ｃ）引張り領域から平面ひずみ領域における成形割れ限界（参考例）
引張り領域から平面ひずみ領域における成形割れ限界は、塑性異方性に影響されず，加工硬化特性とひずみ速度感受性が支配的であり、特に加工硬化特性は集合組織の影響を受けることがわかっている。そして、結晶粒径が大きいほど加工硬化特性が向上することがわかった。ただし，結晶粒径が大きくなりすぎると成形時にオレンジピ−ル（肌あれ）が生じ製品の外観を著しく損なう。

従って、結晶粒径が５０μｍ以上、好ましくは６０μｍ以上で、１００μｍ以下、好ましくは９０μｍ以下の範囲にすると、引張り領域から平面ひずみ領域における成形割れ限界が高くなる。

（５）化学組成について
本発明のアルミニウム合金の化学組成は、以下に述べる理由から、２ｗｔ％≦２ｗｔ％≦Ｍｇ≦６ｗｔ％のＭｇを含有し、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、及びＣｕの内から選ばれる１種以上を総和で０．０３ｗｔ％以上（Ｃｕが選択される場合はＣｕとして０．２ｗｔ％以上）、且つ個々の元素の含有率の上限がＦｅ≦０．２ｗｔ％、Ｍｎ≦０．６ｗｔ％、Ｃｒ≦０．３ｗｔ％、Ｚｒ≦０．３ｗｔ％、Ｃｕ≦１．０％であることが好ましい。これらの添加元素は集合組織形成に大きな影響をおよぼし，塑性異方性を変化させるので、添加元素量の最適化とそれに対応したプロセス条件の最適化により集合組織の最適化をはかることができる。

・２ｗｔ％≦Ｍｇ≦６ｗｔ％
Ｍｇは加工硬化能を高め材料を均一に塑性変形させ，破断割れ限界を向上させる重要な元素である。Ｍｇの含有率が２ｗｔ％未満では、Ｍｇ含有の硬化が不十分であり、６ｗｔ％を越えると製造が困難となり，しかも成形時に粒界破壊が発生しやすくなるので、２〜６ｗｔ％の範囲にあることが望ましい。

・Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、及びＣｕの内から選ばれる１種以上を総和で０．０３ｗｔ％以上（Ｃｕが選択される場合はＣｕとして０．２ｗｔ％以上）、且つ個々の元素の含有率の上限がＦｅ≦０．２ｗｔ％、Ｍｎ≦０．６ｗｔ％、Ｃｒ≦０．３ｗｔ％、Ｚｒ≦０．３ｗｔ％、Ｃｕ≦１．０ｗｔ％
Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒの添加は結晶粒微細化に有効であり，しかも集合組織制御に重要な役割を果す。粒界破壊は結晶粒径が大きい時に発生しやすく，結晶粒径が小さいほど好ましい。従って、結晶粒微細化に有効な元素であるＦｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒを添加することが好ましい。また、これらの元素は、ひずみ速度感受性指数を向上させ成形限界を向上させる。ひずみ速度感受性指数が正の値を示すことは成形時のくびれ開始までのひずみが増加することを意味する。但し、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒの含有率合計が０．０３ｗｔ％未満では添加効果がなく、一方、各元素の上限率（すなわち、Ｆｅの含有率が０．２ｗｔ％、Ｍｎの含有率が０．６ｗｔ％、Ｃｒの含有率が０．３ｗｔ％、Ｚｒの含有率が０．３ｗｔ％）を超えると、粗大な化合物が形成され，破壊の起点となるため成形性が劣化するからである。

Ｃｕは加工硬化能を向上させ塗装焼付硬化特性を向上させ、さらに耐応力腐食割れ性を向上させる元素であり，しかも集合組織を変化させる効果がある。但し、０．２ｗｔ％未満では添加効果がなく，１．０ｗｔ％を越えると粗大な化合物が形成され，破壊の起点となるため成形性が劣化するからである。

（６）集合組織と製造条件
本発明のアルミニウム合金の板材は、通常の鋳造、均質化熱処理、熱間圧延、冷間圧延、最終焼鈍の工程を経て製造されるが、化学組成、各工程の設定条件により、得られる集合組織は変わる。

まず、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｚｒなどの遷移金属を含有する場合、析出物を所望の形態に制御することが重要である。なぜならば、これらの析出物は、再結晶方位の優先核生成サイトとして働き、形成される集合組織を支配するからである。またこれらの析出物は結晶粒径をも支配し、成形割れ限界を大きく左右するからである。従って、均質化熱処理工程における最適条件も、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｚｒなどの遷移金属の種類と添加量が変われば変化するため、一義的には決定できない。

均質化熱処理工程の後に行なう熱間圧延工程、冷間圧延工程の最適条件は、均質化熱処理で形成される析出物の形態によって変化する。高温圧延、低温圧延、高圧下冷延、低圧下冷延などの組み合わせがあるが、この組み合わせも一義的には決まらない。さらに、熱間圧延後に荒鈍を行なった後、冷間圧延を行ってもよいし、冷間圧延の途中で中間焼鈍を行なってもよく、熱間圧延後に荒鈍を行なう場合と行なわない場合、冷間圧延の途中で中間焼鈍を行なう場合と行なわない場合では、最適な圧延条件は異なる。

冷間圧延後に最終熱処理（溶体化処理）を行なう。この溶体化処理条件によっても、集合組織は変化する。

つまり、請求の範囲に示した好適な集合組織を得るには、合金成分や均質化熱処理条件が変化すると、圧延条件、荒鈍条件、溶体化処理条件などをその都度調整する必要がある。すなわち、同じ合金組成であっても。均質化熱処理条件、圧延条件、荒鈍条件、溶体化処理条件などを複合的に制御することによって、最適な集合組織を形成することができ、プレス成形性を大きく向上させることができるからである。従って、これらの製造条件は、個々には従来の製造条件とオーバーラップするものもあるが、一連の製造工程としては特殊な組み合わせを行うことで要求される成形性に好適な集合組織を得ることができる。

ただし、傾向としては、最終冷間圧延率が低い時には深絞り成形性に優れた集合組織を得ることが容易く、最終冷間圧延率が５０％前後の時には張出し成形性に優れた集合組織を得ることが容易く、また最終冷間圧延率が高い時には引張り領域から平面ひずみ領域における成形割れ限界が高くなりやすいと言える。ここで、最終冷間圧延率とは、冷間圧延の途中で焼鈍を行なった場合に焼鈍後行なう圧延率をいい、途中で焼鈍を行なわない場合には冷間圧延率が最終冷間圧延率となる。

以下、本発明を具体的な実施例に基づいて説明する。

以下の実施例および参考例において、得られた組織の結晶粒径は、圧延面に垂直で且つ圧延方向に垂直な面を線切断法で測定した。結晶粒径の測定は、倍率が１００倍の光顕写真についてクロスカット法で平均切片長を求め、これを平均結晶粒径とした。

また、集合組織については、電子チャネリングパターン法で１００個の結晶粒について各結晶粒の方位を求め、上記５つの方位のどれに属するかを決定し、各方位の体積分率を算出した（１ケ１ケの粒の大きさは同じと仮定した。）。

参考例１
Ａｌ−５％Ｍｇ−０．１％Ｆｅ合金につき通常のＤＣ鋳造（半連続鋳造）で造塊し，幅４００ｍｍ，厚さ１５０ｍｍ，長さ３０００ｍｍのインゴットを得た。４８０℃で４８時間保持した後、４４０℃で４時間保持するという二段階の均質化熱処理を施し，熱間圧延で５ｍｍ厚さの板とした。熱間圧延の開始温度は、直前に行なった均質化熱処理の温度である４４０℃で、熱間圧延の終了温度は３２０℃であった。熱間圧延後、冷間圧延により、１ｍｍ厚さの板材とするが、冷間圧延途中に適宜中間焼鈍を施すことにより、最終冷間圧延率を１７％〜８０％の範囲で調整した。中間焼鈍を行なわない場合、冷間圧延で５ｍｍから１ｍｍにまで一気に圧延することになり、最終冷間圧延率は８０％となる。

冷間圧延により得られた厚み１ｍｍの板材を、表１に示す温度及び保持時間で行なう溶体化処理をして、表１に示すような結晶粒径及び集合組織を有するＮｏ．１〜１５の板材を得た。ここで、溶体化処理温度までの加熱は、急速加熱（６００００℃／ｈ）と徐加熱（３００℃／ｈ）の２種類で行なった。

得られたＮｏ．１〜１５の板材について、次のようなバルジ張出し試験を行った。すなわち、直径１００ｍｍの板材試験片の周縁を直径５０ｍｍの金型に固定し、試験片の一面に静水圧を与えることにより試験片を下げていき、破断時の歪み量を試験開始時に対する割合として求めた。歪み量の測定は、板材試験片の表面に３ｍｍ角の碁盤目状のスタンプを押し、その寸法変化から測定した。結果を、製造方法（最終冷間圧延率，溶体化処理温度及び保持時間、加熱速度）、結晶粒径及び集合組織とともに表１に示す。

表１から、参考実施例はいずれも歪み量０．４０ｍｍを超えたが、参考比較例は０．３８ｍｍ未満、あるいは０．３８ｍｍを超えてもｓｓマークが発生し（Ｎｏ．１４）、本発明の板材が比較例よりも優れた張出成形性を示すことがわかる。

実施例１
Ａｌ−５％Ｍｇ−０．１％Ｆｅ合金につき通常のＤＣ鋳造（半連続鋳造）で造塊し，幅４００ｍｍ，厚さ１５０ｍｍ，長さ３０００ｍｍのインゴットを得た。５２０℃で４８時間保持した後、４６０℃で４時間保持するという二段均熱処理を施し，熱間圧延で５ｍｍ厚さの板とした。熱間圧延の開始温度は４６０℃で終了温度は３３０℃であった。熱間圧延後、冷間圧延により、１ｍｍ厚さの板材とするが、冷間圧延途中に適宜中間焼鈍を施すことにより、最終冷間圧延率を１７％〜８０％の範囲で調整した。中間焼鈍を行なわない場合、冷間圧延で５ｍｍから１ｍｍにまで一気に圧延することになり、最終冷間圧延率は８０％となる。

冷間圧延により得られた厚み１ｍｍの板材を、表２に示す温度及び保持時間で保持する溶体化処理をして、表２に示すような結晶粒径及び集合組織を有するＮｏ．２１〜２８の板材を得た。ここで、溶体化処理温度までの加熱は、急速加熱（６００００℃／ｈ）と徐加熱（３００℃／ｈ）の２種類で行なった。

得られた板材試験片Ｎｏ．２１〜２８について、限界絞り比（ＬＤＲ）を測定した。限界絞り比（ＬＤＲ）の測定は、種々の直径の円板試験片を準備し、下記寸法のポンチで深絞り加工し、深絞り加工できないときの試験片の直径とパンチの直径の比を限界絞り比とした。限界絞り比が大きい程、深絞り成形性に優れていることを示している。尚、測定試験に用いた油は、固形潤滑材ＫＳ−３（神戸製鋼開発）であった。

ＬＤＲ試験の測定条件
金型材質 ＳＫＤ１１
パンチ 直径５０ｍｍ（平頭）
ダイホルダー 直径５２．８ｍｍ
ダイ肩 Ｒ６．０ｍｍ
ＢＨＦ ０．５ｔ
パンチスピード ８５０ｍｍ／ｍｉｎ

表２に、限界絞り比（ＬＤＲ）を、最終冷間圧延率，加熱速度，溶体化処理温度及び保持時間、結晶粒径、並びに集合組織（ＣＵＢＥ方位の体積分率とＳ方位の体積分率の比（Ｓ／Ｃｕｂｅ）及びＧＯＳＳ方位の体積分率）とともに示す。

表２から、本発明の板材は比較例よりもＬＤＲが高く、深絞り成形性に優れていることがわかる。

参考例２
Ａｌ−５％Ｍｇ−０．１％Ｆｅ合金につき通常のＤＣ鋳造（半連続鋳造）で造塊し，幅４００ｍｍ，厚さ１５０ｍｍ，長さ３０００ｍｍのインゴットを得た。４８０℃で４８時間保持する均熱処理を施し，熱間圧延で５ｍｍ厚さの板とした。熱間圧延の開始温度は４８０℃で終了温度は３４０℃であった。熱間圧延後、冷間圧延により、１ｍｍ厚さの板材とするが、冷間圧延途中に適宜中間焼鈍を施すことにより、最終冷間圧延率を１７％〜８０％の範囲で調整した。中間焼鈍を行なわない場合、冷間圧延で５ｍｍから１ｍｍにまで一気に圧延することになり、最終冷間圧延率は８０％となる。

冷間圧延により得られた厚み１ｍｍの板材を、表３に示す温度及び保持時間で保持する溶体化処理して、表３に示すような結晶粒径及び集合組織を有するＮｏ．３１〜３７の板材を得た。ここで、溶体化処理温度までの加熱は、急速加熱（６００００℃／ｈ）と徐加熱（３００℃／ｈ）の２種類で行なった。

Ｎｏ．３１〜３７の板材のから、図１及び図２に示す形状を有する試験片を切り取り、図１に示す試験片を用いて二軸引張試験を行い、図２に示す試験片を用いて一軸引張試験を行なった。いずれも試験片が破断したときのひずみ量を測定し、試験開始時に対するひずみ割合を求めた。尚、図１に示す試験片を用いた試験では、平面ひずみ領域における破断限界時のひずみ量、図２に示す試験片を用いた試験では、１軸引張領域における破断限界時のひずみ量がわかる。いずれも数値が大きい程、破断限界が高いことを示す。

測定結果を、製造方法（最終冷間圧延率，溶体化処理温度及び保持時間、加熱速度）、結晶粒径及び集合組織とともに表３に示す。

表３から明らかなように，平面ひずみ、１軸引張のいずれも参考実施例の板材の方が参考比較例よりも高くて、引張り領域から平面ひずみ領域における成形割れ限界が高いことがわかる。

参考例３
表４及び表５に示す組成を有する合金について、通常のＤＣ鋳造（半連続鋳造）で造塊し，幅４００ｍｍ，厚さ１５０ｍｍ，長さ３０００ｍｍのインゴットを得た。表４及び表５に示す均質化熱処理を施し，熱間圧延で５ｍｍ厚さの板とした。熱間圧延の開始温度は均質化熱処理温度（二段均熱の場合は二段目の温度）で、熱間圧延の終了温度は開始温度よりも約１５０℃低い温度であった。その後冷間圧延で５ｍｍから１ｍｍ厚さの板材にした。この際、途中で中間焼鈍を施すことにより、最終冷間圧延率を５０％及び１７％に調整した。その後、５３０℃で溶体化処理し、表４及び表５に示すような結晶粒径及び集合組織を有するＮｏ．４１〜７３の板材を得た。ここで、溶体化処理温度までの加熱は、いずれも急速加熱（６００００℃／ｈ）で行なった。

得られたＮｏ．４１〜７３の板材について、参考例１と同様にしてバルジ張出し試験を行った。測定結果を、製造方法（最終冷間圧延率，溶体化処理温度及び保持時間、加熱速度）、結晶粒径及び集合組織とともに表４及び表５に示す。表４は参考実施例であり、表５は参考比較例である。

尚、表中の均質化熱処理条件におけるＡ：Ｂの表示は、Ａ℃でＢ時間保持したことを示し、さらに「↓」の上段から下段の２段階で処理したことを示している。以下、本明細書において同様である。

表５（参考比較例に該当）はいずれもバジル試験割れ歪みの値がいずれも０．３７以下であるのに対し、表４（参考実施例に該当）に示すバジル試験割れ歪みの値がいずれも０．３８以上で優れていた。

実施例２
表６、表７に示した合金について通常のＤＣ鋳造（半連続鋳造）で造塊し，幅４００ｍｍ，厚さ１５０ｍｍ，長さ３０００ｍｍのインゴットを得た。表６及び表７に示す均質化熱処理を施し，熱間圧延で５ｍｍ厚さの板とした。熱間圧延の開始温度は均質化熱処理温度（二段均熱の場合は二段目の温度）で、熱間圧延の終了温度はそれよりも約１５０℃低い温度であった。その後冷間圧延で５ｍｍから１ｍｍ厚さの板材にした。この際、途中で中間焼鈍を施すことによりあるいは施さないことにより、最終冷間圧延率を１７％、５０％、８０％とした。中間焼鈍を行なわない場合には、最終冷間圧延率が８０％となる。

その後、４００℃又は５３０℃で保持することによる溶体化処理し、表４及び表５に示すような結晶粒径及び集合組織を有するＮｏ．８１〜１１３の板材を得た。ここで、溶体化処理温度までの加熱は、急速加熱（６００００℃／ｈ）又は徐加熱（３００℃／ｈ）の２種類で行なった。

得られたＮｏ．８１〜１１３の板材について、実施例１と同様にして限界絞り比（ＬＤＲ）測定試験を行った。測定結果を、組成、製造方法（最終冷間圧延率，均質化熱処理条件、溶体化処理条件）、結晶粒径及び集合組織とともに表６及び表７に示す。表６は実施例に該当し、表７は比較例に該当する。

本発明の実施例に該当する場合（表６）は、ＬＤＲが２．０８以上と高かったのに対し、比較例（表７）ではＬＤＲが２．０１以下と低いか、或いは２．０２以上のＬＤＲが得られてもオレンジピールが生じたり、ストレッチャーストレインマーク（ｓｓマーク）が生じ、製品としては不良であった。

参考例４
表８及び表９に示した合金について、通常のＤＣ鋳造（半連続鋳造）で造塊し，幅４００ｍｍ，厚さ１５０ｍｍ，長さ３０００ｍｍのインゴットを得た。表８及び表９に示す均質化熱処理を施し，熱間圧延で５ｍｍ厚さの板とした。熱間圧延の開始温度は均質化熱処理温度（二段均熱の二段目の温度）で、熱間圧延の終了温度はそれよりも約１５０℃低い温度であった。その後冷間圧延で５ｍｍから１ｍｍ厚さの板材にした。この際、途中で中間焼鈍を施すことにより、或いは中間焼鈍を施さないことにより、最終冷間圧延率を１７％、５０％、８０％（中間焼鈍を施さない場合）に調整した。その後、５３０℃で溶体化処理し、表８及び表９に示すような結晶粒径及び集合組織を有するＮｏ．１２１〜１５３の板材を得た。ここで、溶体化処理温度までの加熱は、急速加熱（６００００℃／ｈ）又は徐加熱（３００℃／ｈ）の２種類で行なった。

得られたＮｏ．１２１〜１５３の板材について、参考例２と同様にして、特殊形状試験片を用いた引張り試験を行なった。結果を、組成、製造方法（最終圧延率、均質化熱処理条件、加熱速度）、粒径及び組織とともに、表８及び表９に示す。表８は参考実施例に該当する場合であり、表９は参考比較例に該当する場合である。

参考実施例（表８）は、１軸引張時の破断限界は０．３５以上で、平面ひずみの破断限界は０．３０以上であった。これに対して、参考比較例（表９）では、１軸引張時の破断限界は０．３５未満で、平面ひずみの破断限界は０．３０未満あり、しかもオレンジピールの発生が認められるものもあった。

本発明のＡｌ−Ｍｇ系合金板は、プレス成形性、具体的には深絞り成形性に優れるように、集合組織、結晶粒径、添加元素を適切に制御されている。従って、本発明のＡｌ−Ｍｇ系合金板は、自動車ボディパネル等に用いられるアルミニウム合金板として好適である。

平面ひずみ領域における引張試験に用いられる試験片（広幅引張試験片）の形状を示す平面図である。 一軸引張領域における引張試験に用いられる試験片の形状を示す平面図である。

Claims (1)

1. Ａｌ−Ｍｇ系合金板であって、２ｗｔ％≦Ｍｇ≦６ｗｔ％のＭｇを含有し、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、及びＣｕの内から選ばれる１種以上を総和で０．０３ｗｔ％以上（Ｃｕが選択される場合はＣｕとして０．２ｗｔ％以上）含有し、且つ個々の元素の含有率の上限がＦｅ≦０．２ｗｔ％、Ｍｎ≦０．６ｗｔ％、Ｃｒ≦０．３ｗｔ％、Ｚｒ≦０．３ｗｔ％、Ｃｕ≦１．０％であり、残部がＡｌおよび不可避不純物である組成であり、
   ＣＵＢＥ方位の体積分率とＳ方位の体積分率の比（Ｓ／Ｃｕｂｅ）が１以上、ＧＯＳＳ方位が５％以下の集合組織を有し、且つ結晶粒径が２０〜１００μｍの範囲にあることを特徴とする深絞り成形性に優れるＡｌ−Ｍｇ系合金板。

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