JP4901757B2

JP4901757B2 - アルミニウム合金板、及びその製造方法

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Publication number: JP4901757B2
Application number: JP2007551883A
Authority: JP
Inventors: ピージージャオ; 敏也穴見; 一郎岡本; 仁風間; 晋拓安永; 登林; ガテンビー，ケビン; バーカー，サイモン; エドワードルース，
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Priority date: 2005-05-25
Filing date: 2005-05-25
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Also published as: US8691031B2; EP1883715B1; WO2006126281A1; US20090081072A1; CA2607497C; CN100532603C; DE602005011997D1; KR101103135B1; EP1883715A1; CN101146922A; KR20080014744A; US20120291924A1; JP2008542526A; CA2607497A1

Description

本発明は、アルミニウム合金板、及びその製造方法に係り、特に、自動車部品等の曲げ成形、プレス成形等に用いる成形用に好適なアルミニウム合金板、及びその製造方法に関する。

自動車用ボディーシートなどでは、できるだけ高い成形性及び強度特性が得られることが要求されるため、従来は冷間圧延鋼板が使用されてきた。しかし、最近では、燃費向上、軽量化などの観点から、アルミニウム合金圧延板の使用が推進されている。特に、Ａｌ‐Ｍｇ‐Ｓｉ系アルミニウム合金板は、他の材料に比べ、時効熱処理前において、柔らかく、曲げなどの成形加工が容易であり、さらに、成形後の塗装焼き付けなどの工程で熱を加えると強度が高くなるため、自動車用ボディーシートなどに適している。

Ａｌ‐Ｍｇ‐Ｓｉ系アルミニウム合金では、晶析出物のサイズや晶析出状態をコントロールすることにより成形性を向上することが考えられている。さらに、成分組成を適切に選択すると同時に、板製造プロセスにおいて、適切な熱処理を行うことによって、ＢＨ性を向上し、かつ、曲げなどの成形加工性などを向上することが考えられている。例えば、特開平９−３１６１６公報では、晶析出物のサイズや晶析出状態をコントロールするための手段として、（Ｍｇ＋Ｓｉ）量を２.４％以下に規制しながら、結晶粒の微細化及び組織の安定化のため、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖなどのうちの１種または２種以上を添加し、かつ、鋳造されたスラブを均質化処理、熱間圧延、冷間圧延及び溶体化処理することが提案されている。なお、特に言及しない限り、元素含有量に関する「％」は「ｍａｓｓ％」を意味する（以下同様）。

特開平９−３１６１６公報などに記載されているような従来技術においては、結晶粒の微細化及び組織の安定化のためＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖなどのうちの１種または２種以上を添加することが示されており、最終板における晶析出物の析出状態、張り出し成形性、曲げ性などについて評価されている。しかし、一般的に十分なＢＨ性を得ることが難しいとされる（Ｍｇ＋Ｓｉ）量１.５％以下の組成領域におけるＭｇ、ＳｉのＢＨ性に及ぼす影響、Ｃｒの最終板の再結晶粒径、肌荒れ性、曲げ性に及ぼす影響などについては十分な検討がなされていない。また、最終板となるアルミニウム合金板において必要なＢＨ性、曲げ加工性、肌荒れ性などといった品質を向上するためには、ＤＣ鋳造によるスラブ鋳造、必要に応じて面削、均質化処理、熱間圧延、冷間圧延、中間焼鈍、最終圧延、最終焼鈍といったような多くの工程を経る必要があり製造コストが増大してしまう欠点がある。

本発明の課題は、アルミニウム合金板の品質を向上しながらアルミニウム合金板の製造コストを低減することにある。

本発明のアルミニウム合金板は、必須元素として０.４０％以上０.６５％以下のＭｇ、０.５０％以上０.７５％以下のＳｉ、０.０５％以上０.２０％以下のＣｒ、０.１０％以上０．４０％以下のＦｅを含有し、残部がＡｌを含有し、結晶粒径が１０μｍ以上２５μｍ以下である。

さらに、０.１５％以下のＣｕを含有するアルミニウム合金板とする。また、０.１０％以下のＴｉを含有するアルミニウム合金板とする。

また、本発明のアルミニウム合金板の製造方法は、必須元素として０.４０％以上０.６５％以下のＭｇ、０.５０％以上０.７５％以下のＳｉ、０.０５％以上０.２０％以下のＣｒ、０.１０％以上０．４０％以下のＦｅを含有し、残部がＡｌを含有する合金溶湯を、薄板連続鋳造機で厚み５ｍｍ以上１５ｍｍ以下のスラブに連続鋳造してコイルに巻き取った後、冷間圧延を行い、１０℃／秒以上の速度で５３０℃以上５６０℃以下まで加熱して５秒以上保持する溶体化処理を施し、水焼入れ、コイルアップさせ、６０℃以上１１０℃以下の温度で３時間以上１２時間以下の間保持後、室温まで冷却する。

さらに、本発明のアルミニウム合金板の製造方法は、必須元素として０.４０％以上０.６５％以下のＭｇ、０.５０％以上０.７５％以下のＳｉ、０.０５％以上０.２０％以下のＣｒ、０.１０％以上０．４０％以下のＦｅを含有し、残部がＡｌを含有する合金溶湯を、薄板連続鋳造機で厚み５ｍｍ以上１５ｍｍ以下のスラブに連続鋳造してコイルに巻き取った後、冷間圧延を行い、１０℃／秒以上の速度で５３０℃以上５６０℃以下まで加熱して５秒以上保持する溶体化処理を施し、７０℃以上１１５℃以下まで冷却してコイルアップさせ、１０℃／時間以下の冷却速度で室温まで冷却する。

さらに、本発明のアルミニウム合金板の製造方法は、必須元素として０.４０％以上０.６５％以下のＭｇ、０.５０％以上０.７５％以下のＳｉ、０.０５％以上０.２０％以下のＣｒ、０.１０％以上０．４０％以下のＦｅを含有し、残部がＡｌを含有する合金溶湯を、薄板連続鋳造機で厚みが１０ｍｍ以上３０ｍｍ以下のスラブに連続鋳造し、さらに、熱間圧延により厚み２ｍｍ以上８ｍｍ以下の熱間圧延板としてコイルに巻き取った後、冷間圧延を行い、１０℃／秒以上の速度で５３０℃以上５６０℃以下まで加熱して５秒以上保持する溶体化処理を施し、水焼入れ、コイルアップさせ、６０℃以上１１０℃以下の温度で３時間以上１２時間以下の間保持後、室温まで冷却する。

また、本発明のアルミニウム合金板の製造方法は、必須元素として０.４０％以上０.６５％以下のＭｇ、０.５０％以上０.７５％以下のＳｉ、０.０５％以上０.２０％以下のＣｒ、０.１０％以上０．４０％以下のＦｅを含有し、残部がＡｌを含有する合金溶湯を、薄板連続鋳造機で厚みが１０ｍｍ以上３０ｍｍ以下のスラブに連続鋳造し、熱間圧延により厚み２ｍｍ以上８ｍｍ以下の熱間圧延板としてコイルに巻き取った後、冷間圧延を行い、１０℃／秒以上の速度で５３０℃以上５６０℃以下まで加熱して５秒以上保持する溶体化処理を施し、７０℃以上１１５℃以下まで冷却してコイルアップさせ、１０℃／時間以下の冷却速度で室温まで冷却する。

さらに、合金溶湯が０.１５％以下のＣｕを含有するアルミニウム合金板の製造方法とする。また、合金溶湯が０.１０％以下のＴｉを含有するアルミニウム合金板の製造方法とする。さらに、冷間圧延の１パス当たりの圧下率が２０％以上である上記のいずれかのアルミニウム合金板の製造方法とする。

このようなアルミニウム合金板、及びその製造方法とすることにより、アルミニウム合金板の品質を向上しながら製造コストを低減できる。

以下、本発明を適用してなるアルミニウム合金板及びアルミニウム合金板の製造方法について説明する。まず、本発明の自動車用ボディーシート材などとして用いる本発明のアルミニウム合金板について説明する。本発明者らは、種々の検討の結果、アルミニウム合金板における合金成分、さらに、結晶粒のサイズを以下のようにすることで、必要なＢＨ性、曲げ加工性、肌荒れ性などといった特性つまりアルミニウム合金板の品質を向上できると共に、その製造工程を簡素化できることなどから製造コストを低減できることを見いだした。

Ｍｇは、溶体化処理後にはマトリックス中に固溶しており、塗装焼付け加熱時にＳｉと共に強化相として析出し強度を向上させる。そのＭｇの添加量が０.４０ｍａｓｓ％未満ではその効果が小さく、０．６５ｍａｓｓ％を越えると溶体化処理後の曲げ性が低下し、曲げ性を向上できなくなってしまう。したがって、Ｍｇの含有量は、０.４０ｍａｓｓ％以上０.６５ｍａｓｓ％以下とする。さらに、Ｍｇの含有量を０.４０ｍａｓｓ％以上０.６０ｍａｓｓ％以下とすることが、溶体化処理後の曲げ性をより向上するうえで望ましい。

Ｓｉは、塗装焼付け加熱時にＭｇと共にβ”と称されるＭｇ_２Ｓｉの中間相またはそれに準ずる強化相として析出し強度を向上させる。そのＳｉ添加量が０.５０ｍａｓｓ％未満ではその効果が小さく、０.７５ｍａｓｓ％を越えると溶体化処理後の曲げ性が低下し、曲げ性を向上できなくなってしまう。したがって、Ｓｉの含有量は、０.５０ｍａｓｓ％以上０.７５ｍａｓｓ％以下とする。さらに、Ｓｉの含有量を０.６０ｍａｓｓ％以上０.７０ｍａｓｓ％以下とすることが、溶体化処理後の曲げ性をより向上するうえで望ましい。

Ｃｒは、再結晶粒を微細化させる元素として添加される。Ｃｒの添加量が０.０５ｍａｓｓ％未満ではその効果が十分でなく、０.２０ｍａｓｓ％を超えるとスラブ鋳造時に粗大なＡｌ‐Ｃｒ系晶出物が生成して自動車用アルミニウム板などとしての曲げなどの成形加工性が低下し、成形加工性を向上できなくなってしまう。したがって、Ｃｒの含有量は、０.０５ｍａｓｓ％以上０.２０ｍａｓｓ％以下とする。これにより、再結晶粒のサイズを１０μｍ以上２５μｍ以下に制御することができ、肌荒れ性を向上できる。さらに、Ｃｒの含有量を０.０５ｍａｓｓ％以上０.１５ｍａｓｓ％以下とすることが、曲げなどの成形加工性や肌荒れ性をより向上するうえで望ましい。

Ｆｅは、Ｓｉ、Ｃｒと共存させることにより、鋳造時において５μｍ以下のサイズのＡｌ‐Ｆｅ‐Ｓｉ晶出物、Ａｌ‐（Ｆｅ・Ｃｒ）‐Ｓｉ晶出物の生成を増大させて再結晶の核を増やす。そして、再結晶の核が増えることによって、再結晶粒の微細化が図られ、肌荒れ性を向上する。Ｆｅの添加量が０.１０ｍａｓｓ％未満の場合、その効果が十分でなく、０.４０ｍａｓｓ％を超えると鋳造時に粗大なＡｌ‐Ｆｅ‐Ｓｉ晶出物、Ａｌ‐（Ｆｅ・Ｃｒ）‐Ｓｉ晶出物が生成して自動車用アルミニウム板などとしての曲げなどの成形加工性が低下するばかりでなく、薄スラブにおけるＳｉの固溶量を減少させるため、最終板におけるＢＨ性が低下し、ＢＨ性や曲げなどの成形加工性などを向上することができなくなってしまう。したがって、Ｆｅの含有量は、０.１０ｍａｓｓ％以上０.４０ｍａｓｓ％以下とする。さらに、Ｆｅの含有量を０.１０ｍａｓｓ％以上０.３０ｍａｓｓ％以下とすることが、ＢＨ性や曲げなどの成形加工性をより向上するうえで望ましい。

また、これらＭｇ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｆｅの必須元素に加え、要求されるアルミニウム合金板の品質などに応じて０.１５％以下のＣｕを添加することにより、アルミニウム合金板の品質をより向上できる。Ｃｕは、時効硬化を促進し、焼付け塗装後の製品強度を高める元素である。Ｃｕの含有量が０.１５％を超えると、予備時効処理つまりＴ４Ｐ処理後の板の耐力が高くなり、曲げなどの成形加工性が低下するばかりでなく、耐食性、特に耐糸錆性の低下が顕著になるため、アルミニウム合金板の品質を向上できなくなってしまう。したがって、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕの含有量は０.１５％以下とする。

また、これらＭｇ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｆｅの必須元素に加え、要求されるアルミニウム合金板の品質などに応じて０.１０ｍａｓｓ％以下のＴｉを添加することにより、アルミニウム合金板の品質をより向上できる。薄スラブの結晶粒微細化剤としてＡｌ‐Ｔｉ、Ａｌ‐Ｔｉ‐Ｂ等があるが、Ｔｉは０.１０ｍａｓｓ％以下ならば含有しても本発明の効果を阻害することなく、スラブの鋳造欠陥を抑制し、アルミニウム合金板の品質をより向上できる。Ｔｉの含有量が０.１０ｍａｓｓ％を超えると、鋳造時にＴｉＡｌ₃等の粗大な金属間化合物が生成するため、板の成形性が低下する。したがって、Ｔｉを添加する場合、Ｔｉの含有量は０.１０ｍａｓｓ％以下とする。

なお、上記のような元素以外の残部は、Ａｌ及び不可避的不純物からなっている。また、このような組成の本発明のアルミニウム合金板では、結晶粒のサイズが１０μｍ以上２５μｍ以下になっていることによって、肌荒れ性が向上し、品質が向上している。

次に、このようなアルミ合金板を製造するアルミニウム合金板の製造方法について説明する。なお、以下の説明における薄板連続鋳造法としては、双ベルト鋳造法及び双ドラム鋳造法などの種々の鋳造法を用いることができる。すなわち、薄板連続鋳造法としては、上下に対峙し水冷されている回転ベルト間または回転ドラムに溶湯を注湯し、ベルト面またはドラム面からの冷却で溶湯を凝固させて薄スラブとする。そして、ベルトまたはドラムの反注湯側よりこのスラブを連続して引き出し、必要に応じて熱間圧延を施すか、または、直接コイル状に巻き取る方法であれば種々の鋳造法を用いることができる。

本発明のアルミニウム合金板の製造方法では、上記のようなアルミニウム合金板の組成と同じ組成の合金溶湯を用い薄板連続鋳造法によってスラブを鋳造する。薄板連続鋳造法によりスラブを鋳造するための薄板連続鋳造機によってスラブを連続鋳造し、必要に応じて熱間圧延を施すか、または、直接ロールに巻き取る。スラブの厚みは、５ｍｍ以上３０ｍｍ以下であるため、鋳造時の冷却速度は、スラブ表層において２００℃／秒以上、スラブ厚みの１／４の位置でも３０℃／秒以上１５０℃／秒以下となる。そして、最終板における金属組織では、Ａｌ‐Ｆｅ‐Ｓｉ晶出物、Ａｌ‐（Ｆｅ・Ｃｒ）‐Ｓｉ等晶出物のサイズが、５μｍ以下といった程度に非常に微細である。したがって、本発明のアルミニウム合金板の製造方法で形成したアルミニウム合金板では、板を変形させた場合に晶出物とマトリックスの剥離が生じ難く、剥離が生じた部分を起点に微割れが発生し易いＤＣ鋳造圧延板に比較して成形性に優れている。

このように鋳造時の冷却速度が比較的速く、しかも合金組成が比較的希薄なＭｇ、Ｓｉ含有量であるため、Ｍｇ_２Ｓｉとして晶出する量がＤＣ鋳造スラブの場合に比べて少なくなる。

また、冷間圧延の際に晶出物の周囲には転位が集積して、焼鈍の際に再結晶の核となることが知られているが、スラブの厚みを５ｍｍ以上３０ｍｍ以下とすれば、鋳造時の冷却速度は、スラブ表層において２００℃／秒以上、スラブ厚みの１／４の位置でも３０℃／秒以上１５０℃／秒以下となり、最終板におけるＡｌ‐Ｆｅ‐Ｓｉ晶出物、Ａｌ‐（Ｆｅ・Ｃｒ）‐Ｓｉ等晶出物のサイズが、５μｍ以下と非常に微細な状態であり、単位体積当たりの晶出物の数が多くなるため、再結晶粒の核の密度が高くなり、さらに粒界の移動を妨げるピン止め効果による再結晶粒粗大化抑制効果と相まって、再結晶粒のサイズが１０μｍ以上２５μｍ以下と比較的小さくなるため、成形性や肌荒れ性を向上できる。

肌荒れ性の評価方法については、特に成形加工後の板に電着塗装を施して、目視でランダム歪模様の有無を確認する。本発明のアルミニウム合金板は、前述のように再結晶粒のサイズが１０μｍ以上２５μｍ以下となるため、肌荒れ性評価においても従来のアルミニウム合金板よりも優れた特性を示す。

薄板連続鋳造法において、薄板連続鋳造機によるスラブ厚みが５ｍｍ未満の場合、単位時間当たりに鋳造機を通過するアルミニウム量が小さくなりすぎて、鋳造が困難になる。スラブの厚みが３０ｍｍを超える場合、スラブ厚みの１／４の位置における鋳造時の冷却速度が３０℃／秒未満となり、合金組成にもよるが、５μｍを超えるサイズのＡｌ‐Ｆｅ‐Ｓｉ晶出物、Ａｌ‐（Ｆｅ・Ｃｒ）‐Ｓｉ晶出物が生成する。このため、最終板を変形させた場合に晶出物とマトリックスの剥離が生じ、曲げなどの成形加工性を損なう可能性がある。

また、スラブの厚みが１５ｍｍを超え３０ｍｍ以下の場合には、連続鋳造後、引き続き熱間圧延を行うことで、厚さを２ｍｍ以上８ｍｍ以下まで低下させ、熱間圧延板としてロールに巻き取り、その後、最終板の厚みまで冷間圧延を行う。スラブの厚みが１０ｍｍ以上１５ｍｍ以下の場合には、連続鋳造後、引き続き熱間圧延を行うことで、厚さを２ｍｍ以上８ｍｍ以下まで低下させ、熱間圧延板としてロールに巻き取り、その後、最終板の厚みまで冷間圧延を行うことができる。これに代えて、スラブの厚みが１０ｍｍ以上１５ｍｍ以下の場合には、連続鋳造後、スラブを直接ロールに巻き取り、その後、最終板の厚みまで冷間圧延を行うこともできる。スラブの厚みが５ｍｍ以上１０ｍｍ未満の場合には、連続鋳造後、スラブを直接ロールに巻き取り、その後、最終板の厚みまで冷間圧延を行う。

鋳造後のスラブは、このように必要に応じて、熱間圧延工程により熱間圧延されるか、または、直接コイルアップした後、最終板の厚みまで冷間圧延工程により冷間圧延される。冷間圧延工程における１パス当たりの圧下率が高くなるに連れて、最終板における曲げ性、ＢＨ性が向上することが判明している。１パス当たりの圧下率を変化させて、最終板の厚みまで冷間圧延した板断面観察の結果から、１パス当たりの圧下率が高くなるに連れて、板材料が一度に受ける塑性変形量が大きくなり、鋳造時において生成したＡｌ‐Ｆｅ‐Ｓｉ晶出物、Ａｌ‐（Ｆｅ・Ｃｒ）‐Ｓｉ晶出物、Ｍｇ_２Ｓｉ晶出物が分断され易くなることがわかった。したがって、冷間圧延後の溶体化処理時にこれら晶出物のマトリックスへの固溶が促進されて、曲げ性、ＢＨ性が向上するものと考えられる。

したがって、要求されるアルミニウム合金板の品質によって、アルミニウム合金板の品質をより向上する必要がある場合には、１パス当たりの圧下率を２０％以上にすることにより、曲げ性やＢＨ性をより向上できることによってアルミニウム合金板の品質をより向上できる。また、１パス当たりの圧下率を２５％以上にすると、曲げ性やＢＨ性をさらに向上できることによってアルミニウム合金板の品質をさらに向上できる。

冷間圧延後、溶体化処理し、予備時効を施す。この溶体化処理及びその後の冷却は、通常連続焼鈍炉つまりＣＡＬで実施することが望ましい。溶体化処理及びその後の冷却をＣＡＬで実施すると、溶体化処理及びその後の冷却時にβ”析出のための核を生成させる予備時効を行うことができ、ＢＨ性が向上したＡｌ‐Ｍｇ‐Ｓｉ系合金板を得ることが可能となった。具体的には、１０℃／秒以上の速度で５３０℃以上５６０℃以下まで加熱し、５秒以上保持する溶体化処理を施した後、（１）焼き入れ後、コイルアップさせ、６０℃以上１１０℃以下の温度で３時間以上１２時間以下の間保持後、室温まで冷却するか、または、（２）７０℃以上１１５℃以下まで冷却してコイルアップさせ、１０℃／時間以下の冷却速度で室温まで冷却する。

焼鈍炉による溶体化処理温度が５３０℃未満の場合、Ｍｇ_２Ｓｉ晶出物のマトリックスへの固溶が十分に進まず、最終板におけるＢＨ性が低下し、ＢＨ性を向上することができなくなってしまう。一方、保持温度が５６０℃を超えると、Ｍｇ_２Ｓｉ晶出物の局部融解つまりバーニングを起こす可能性があり、また、再結晶粒径が２５μｍを超えて粗大化してしまい、最終板における肌荒れ性が低下し、肌荒れ性を向上することができなくなってしまう。したがって、ＢＨ性や肌荒れ性を向上するため、連続焼鈍炉による溶体化処理温度は５３０℃以上５６０℃以下で行う。

さらに、連続焼鈍の保持時間が５秒未満であると、Ｍｇ_２Ｓｉなどの晶出物のマトリックスへの固溶が十分に進まず、最終板におけるＢＨ性が低下し、ＢＨ性を向上することができなくなってしまう。したがって、ＢＨ性を向上するため、連続焼鈍の保持時間は、５秒以上とする。

加えて、連続焼鈍処理時の昇温速度が１０℃／秒未満の場合、結晶粒が粗大化してしまい、最終板における曲げなどの成形加工性や肌荒れ性が低下し、曲げなどの成形加工性や肌荒れ性を向上することができない。冷却速度が１０℃／秒未満の場合、粒界にＳｉが析出し、ＢＨ性や曲げ性が低下し、ＢＨ性や曲げ性を向上することができない。したがって、曲げなどの成形加工性、肌荒れ性、ＢＨ性、曲げ性などを向上し、アルミニウム合金板の品質を向上するためには、連続焼鈍処理時の昇温速度は、１０℃／秒以上とする。さらに、連続焼鈍処理時の冷却速度も１０℃／秒以上とすることが望ましい。

さらに、溶体化処理後は、水焼入れしてコイルアップする場合と、冷却してコイルアップする場合とがある。溶体化処理後に水焼入れしてコイルアップする場合、溶体化処理後の予備時効温度つまり保持温度が６０℃未満の場合、ＢＨ性を向上するといった効果を得るのに要する時間が長くなり、ＢＨ性を向上し難くなってしまう。保持温度が１１０℃を超えると、本来焼付塗装時に析出すべきβ”と称されるＭｇ_２Ｓｉの中間相、または、それに準ずる強化相が、この予備時効で析出してしまうため、耐力が高くなって曲げ性が低下し、曲げ性を向上できなくなってしまう。したがって、ＢＨ性や曲げ性を向上し、アルミニウム合金板の品質を向上するためには、溶体化処理後の予備時効温度は、６０℃以上１１０℃以下とする。

また、この溶体化処理後の予備時効における保持時間が３時間未満の場合、ＢＨ性を向上するといった効果を得ることができない。一方、保持時間が１２時間を超えると、本来焼付塗装時に析出すべきβ”と称されるＭｇ_２Ｓｉの中間相、または、それに準ずる強化相が、この予備時効で析出してしまうため、耐力が高くなって曲げ性が低下し、曲げ性を向上できなくなってしまう。したがって、ＢＨ性や曲げ性を向上し、アルミニウム合金板の品質を向上するためには、溶体化処理後の予備時効における保持時間は、３時間以上１２時間以下とする。

一方、溶体化処理後に冷却してコイルアップする場合、コイルアップ温度が７０℃未満であると、ＢＨ性を向上するといった効果を得るのに要する時間が長くなり、ＢＨ性を向上し難くなってしまう。コイルアップ温度が１１５℃を超えると、本来焼付塗装時に析出すべきβ”と称されるＭｇ_２Ｓｉの中間相、または、それに準ずる強化相が、冷却してコイルアップする過程で析出してしまうため、耐力が高くなって曲げ性が低下し、曲げ性を向上できなくなってしまう。さらに、コイルアップ後の冷却速度は、１０℃／時間を超えるとＢＨ性が低下し、ＢＨ性を向上できなくなってしまう。したがって、ＢＨ性や曲げ性を向上し、アルミニウム合金板の品質を向上するためには、コイルアップ温度は、７０℃以上１１５℃以下とし、コイルアップした後の冷却速度は１０℃／時間以下とする。

このように、本発明のアルミニウム合金板では、必須元素として０.４０％以上０.６５％以下のＭｇ、０.５０％以上０.７５％以下のＳｉ、０.０５％以上０.２０％以下のＣｒ、０.１０％以上０．４０％以下のＦｅを含有し、残部がＡｌを含有し、結晶粒径が１０μｍ以上２５μｍ以下となっていることで、Ａｌ‐Ｍｇ‐Ｓｉ系合金板のＢＨ性、曲げ加工性、肌荒れ性などを向上でき、アルミニウム合金板の品質を向上できる。さらに、このような組成のアルミニウム合金板であれば、本発明のアルミニウム合金板の製造方法のように、連続鋳造して、必要に応じて熱間圧延を施し、コイルに巻き取った後、冷間圧延、溶体化処理を施し、水焼入れ、コイルアップさせ、予備時効を施した後、室温まで冷却するか、または、連続鋳造して、必要に応じて熱間圧延を施し、コイルに巻き取った後、冷間圧延、溶体化処理を施し、所定温度範囲まで冷却してコイルアップさせ、室温まで徐冷することで製造できる。このため、従来の製造方法に比べ、面削、均質化処理、中間焼鈍等の工程が簡略化され、製造コストを低減できる。したがって、本発明のアルミニウム合金板、及びアルミニウム合金板の製造方法では、アルミニウム合金板の品質を向上しながら製造コストを低減できる。

以下に本発明を適用してなるアルミニウム合金板の製造方法で製造した本発明を適用してなるアルミニウム合金板の品質について検討した結果を示す。なお、以下の実施例において、冷間圧延工程後の試料は、コイルではなく、全て切り板である。したがって、ＣＡＬによるコイルの連続焼鈍工程をシミュレートするため、試料のソルトバス中での溶体化処理、及び水焼入れまたは８５℃温水焼入れを採用し、また、コイルアップ後の徐冷や再加熱工程をシミュレートするため、試料のアニーラー中での炉中冷却、熱処理を採用した。

（実施例１）
０.５４％のＭｇ、０.６６％のＳｉ、０.１０％のＣｒ、０.１５％のＦｅを含有し、さらに、０.０１％のＴｉを含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなる合金溶湯を、双ベルト鋳造機により、厚さ１０ｍｍの薄スラブに連続鋳造した。この薄スラブを、１パス当たりの圧下率３０％で厚さ１ｍｍまで冷間圧延し、冷延板を形成した。この冷延板を５６０℃で１５秒間ソルトバス中に保持して溶体化処理した後、速やかに水焼入れを施し、そのままアニーラー中で、８５℃で８時間の熱処理すなわち予備時効を施した。その後、室温まで放冷し、引き続き室温にて１週間放置した。この材料を焼付塗装前の最終板つまりＴ４Ｐ処理材とした。このＴ４Ｐ処理材をさらにアニーラー中で、１８０℃で１時間時効処理した材料をＴ６Ｐ処理材とした。

（実施例２）
０.４６％のＭｇ、０.６６％のＳｉ、０.１０％のＣｒ、０.１６％のＦｅを含有し、さらに、０.０２％のＴｉを含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなる合金溶湯を用いた以外、実施例１と同じ条件でＴ４Ｐ処理材及びＴ６Ｐ処理材を作製した。

（実施例３）
０.４６％のＭｇ、０.６６％のＳｉ、０.１０％のＣｒ、０.１６％のＦｅを含有し、さらに、０.０１％のＴｉ、０.１２％のＣｕを含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなる合金溶湯を用いた以外、実施例１と同じ条件でＴ４Ｐ処理材及びＴ６Ｐ処理材を作製した。

（比較例１）
０.６４％のＭｇ、０.８５％のＳｉ、０.１７％のＦｅを含有し、さらに、０.０１％のＴｉ、０.０１％のＣｕを含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなる合金溶湯を用いた以外、実施例１と同じ条件で処理してＴ４Ｐ処理材及びＴ６Ｐ処理材を作製した。

（比較例２）
０.６８％のＭｇ、０.７４％のＳｉ、０.１０％のＣｒ、０.１６％のＦｅを含有し、さらに、０.０１％のＴｉを含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなる合金溶湯を用いた以外、実施例１と同じ条件でＴ４Ｐ処理材及びＴ６Ｐ処理材を作製した。

（比較例３）
０.５９％のＭｇ、０.７３％のＳｉ、０.１０％のＣｒ、０.１５％のＦｅを含有し、さらに、０.０１％のＴｉを含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなる合金溶湯を、通常のＤＣ連続鋳造機により、１１００ｍｍ×５００ｍｍ×４０００ｍｍのスラブに半連続鋳造した。このスラブの両面を面削した後、均熱炉により５５０℃で１０時間保持し、均質化処理を行った。均熱炉から取り出したスラブを熱間圧延機にて厚さ６ｍｍの熱間圧延板に圧延し、コイルアップした後、冷却して、その後冷間圧延機にて１パス当たりの圧下率３０％で厚さ２ｍｍまで冷間圧延し、中間焼鈍後、さらに１ｍｍまで冷間圧延し、冷延板を形成した。この冷延板を実施例１と同じ条件でＴ４Ｐ処理材及びＴ６Ｐ処理材を作製した。

（比較例４）
実施例２と同じ組成の合金溶湯を用い、１パス当たりの圧下率１０％で厚さ１ｍｍまで冷間圧延した以外、実施例１と同じ条件でＴ４Ｐ処理材及びＴ６Ｐ処理材を作製した。

このような実施例１乃至３、及び比較例１乃至４のアルミニウム合金板に用いた合金の組成をＡからＦとして表１にまとめて示す。

このような実施例１乃至３、及び比較例１乃至４のアルミニウム合金板に対し、室温で引張試験を行い、また、ＢＨ性、曲げ性、肌荒れ性、結晶粒径について評価した。なお、引張試験は、Ｔ４Ｐ処理材及びＴ６Ｐ処理材の両方について行った。ＢＨ性は、Ｔ４Ｐ処理材とＴ６Ｐ処理材の０.２％耐力の差として評価した。この値が９０ＭＰａ以上であれば、ＢＨ性が優れているものと評価される。また、曲げ性、結晶粒径、肌荒れ性の評価については、Ｔ４Ｐ処理材で行った。曲げ性は、Ｔ４Ｐ処理材に５％の予歪を与えた後、ｒ／ｔ＝０.５で１８０°曲げを行い、目視観察によって曲げ部表面の割れの程度を評価点数１、１.５、２、３、４、５で評価した。点数は２以下であれば、曲げ性が優れているものと評価される。結晶粒径は、圧延平行方向断面の厚み１／４箇所においてクロスカット法で測定した。肌荒れ性は、Ｔ４Ｐ処理材を張出し成形後、電着塗装して、目視観察によって外観をチェックした。合格したものを○、不合格のものを×とした。この結果を表２に示す。

本発明を適用してなる実施例１、２、３は、ＢＨ性の評価値が９０ＭＰａ以上、曲げ性の評価点数が２以下、肌荒れ性の評価結果も良好であり、ＢＨ性、曲げ性、肌荒れ性共に優れている。

比較例１は、Ｃｒが含まれていないため、結晶粒径が２５μｍを超えており、このため肌荒れ性の評価結果が劣っている。しかも、Ｓｉ量が０.８５％と高く０.７５％を超えているため、Ｔ４Ｐ処理材における０.２％耐力が高くなり、この結果曲げ性の評価点数も５と劣っている。比較例２は、Ｍｇ量が０.６８％と高く０.６５％を超えているため、Ｔ４Ｐ処理材における０.２％耐力が高くなり、この結果曲げ性の評価点数も３と劣っている。比較例３は、ＤＣ鋳造法により鋳造されたスラブから製造された板であるため、結晶粒径が２５μｍを超えており、このため肌荒れ性の評価結果が劣っている。比較例４は、１パス当たりの冷間圧下率が１０％と低く２０％未満であるため、ＢＨ性の評価値が８７ＭＰａであり９０ＭＰａ未満と劣っている。

（実施例４）
実施例１と同じ組成の合金溶湯を双ベルト鋳造機により、厚さ１０ｍｍの薄スラブに連続鋳造した。この薄スラブを１パス当たりの圧下率３０％で厚さ１ｍｍまで冷間圧延し、冷延板を形成した。この冷延板を５６０℃で１５秒間ソルトバス中に保持して溶体化処理した後、速やかに水焼入れを施し、そのままアニーラー中で、８５℃で８時間の再加熱処理すなわち予備時効を施した。その後、室温まで放冷し、引き続き室温にて１週間放置した。この材料を焼付塗装前の最終板つまりＴ４Ｐ処理材とした。このＴ４Ｐ処理材をさらにアニーラー中で、１８０℃で１時間時効処理した材料をＴ６Ｐ処理材とした。

（比較例５）
実施例４と同じ冷延板を５１５℃で１５秒間ソルトバス中に保持して溶体化処理した後、実施例４と同じ条件で水焼入れ、予備時効を施し、Ｔ４Ｐ処理材、Ｔ６Ｐ処理材を作製した。

（比較例６）
実施例４と同じ冷延板を５６０℃で１５秒間ソルトバス中に保持して溶体化処理した後、速やかに水焼入れを施し、アニーラー中で、５０℃で８時間の再加熱処理すなわち予備時効を施した。その後、実施例４と同じ条件でＴ６Ｐ処理材を作製した。

（比較例７）
実施例４と同じ冷延板を５６０℃で１５秒間ソルトバス中に保持して溶体化処理した後、速やかに水焼入れを施し、アニーラー中で、１２０℃で８時間の再加熱処理すなわち予備時効を施した。その後、実施例４と同じ条件でＴ６Ｐ処理材を作製した。

（比較例８）
実施例４と同じ冷延板を５６０℃で１５秒間ソルトバス中に保持して溶体化処理した後、速やかに水焼入れを施し、アニーラー中で、８５℃で２時間の再加熱処理すなわち予備時効を施した。その後、実施例４と同じ条件でＴ６Ｐ処理材を作製した。

（比較例９）
実施例４と同じ冷延板を５６０℃で１５秒間ソルトバス中に保持して溶体化処理した後、速やかに水焼入れを施し、アニーラー中で、８５℃で１６時間の再加熱処理すなわち予備時効を施した。その後、実施例４と同じ条件でＴ６Ｐ処理材を作製した。

このように、ソルトバス中での溶体化処理条件及びアニーラー中での熱処理条件を変化させて作製したアルミニウム合金板に対して、実施例１などと同じ方法で、室温で引張試験を行い、また、ＢＨ性、曲げ性、肌荒れ性、結晶粒径について評価した。この結果を表３に示す。

実施例４は、ＢＨ性の評価値が９０ＭＰａ以上、曲げ性の評価点数が２以下、肌荒れ性の評価結果も良好であり、比較例に比べて、ＢＨ性、曲げ性、肌荒れ性共に優れている。

これに対し、比較例５は、溶体化処理温度が５１５℃と低いため、Ｍｇ_２Ｓｉ晶出物のマトリックスへの固溶が十分に進まず、ＢＨ性の評価値が８５ＭＰａであり９０ＭＰａ未満と劣っている。比較例６は、再加熱温度が５０℃と低く６０℃未満であるため、予備時効の効果が得られず、ＢＨ性の評価値が８７ＭＰａであり９０ＭＰａ未満と劣っている。比較例７は、再加熱温度が１２０℃と高く１１０℃を超えているため、Ｔ４Ｐ処理材における０.２％耐力が高くなり、この結果曲げ性の評価点数も４と劣っている。比較例８は、再加熱時間が２時間と短く３時間未満であるため、十分な予備時効の効果が得られず、ＢＨ性の評価値が８９ＭＰａであり劣っている。比較例９は、再加熱時間が１６時間と長く１２時間を超えているため、Ｔ４Ｐ処理材における０.２％耐力が高くなり、この結果曲げ性の評価点数も３と劣っている。

（実施例５）
実施例１と同じ組成の合金溶湯を双ベルト鋳造機により、厚さ１０ｍｍの薄スラブに連続鋳造した。この薄スラブを１パス当たりの圧下率３０％で厚さ１ｍｍまで冷間圧延し、冷延板を形成した。この冷延板を５６０℃で１５秒間ソルトバス中に保持して溶体化処理した後、速やかに８５℃温水焼入れを施し、雰囲気温度８５℃のアニーラー中に挿入して、冷却速度５℃／時間で冷却し、引き続き室温にて１週間放置した。この材料を焼付塗装前の最終板つまりＴ４Ｐ処理材とした。このＴ４Ｐ処理材をさらにアニーラー中で、１８０℃で１時間時効処理した材料をＴ６Ｐ処理材とした。

（比較例１０）
実施例５と同じ冷延板を５１０℃で１５秒間ソルトバス中に保持して溶体化処理した後、速やかに８５℃温水焼入れを施し、雰囲気温度８５℃のアニーラー中に挿入して、実施例５と同じ条件で冷却し、１週間放置して、Ｔ４Ｐ処理材、Ｔ６Ｐ処理材を作製した。

（比較例１１）
実施例５と同じ条件で溶体化処理した後、速やかに８５℃温水焼入れを施し、雰囲気温度１２０℃のアニーラー中に挿入して、実施例５と同じ条件で冷却し、１週間放置して、Ｔ４Ｐ処理材、Ｔ６Ｐ処理材を作製した。

（比較例１２）
実施例５と同じ条件で溶体化処理した後、速やかに５０℃温水焼入れを施し、雰囲気温度５０℃のアニーラー中に挿入して、実施例５と同じ条件で冷却し、１週間放置して、Ｔ４Ｐ処理材、Ｔ６Ｐ処理材を作製した。

（比較例１３）
実施例５と同じ条件で溶体化処理した後、速やかに８５℃温水焼入れを施し、雰囲気温度８５℃のアニーラー中に挿入して、冷却速度１５℃／時間で冷却し、１週間放置して、Ｔ４Ｐ処理材、Ｔ６Ｐ処理材を作製した。

このように、コイルアップ温度に相当するアニーラーの初期雰囲気温度や冷却速度を変えて形成したアルミニウム合金板に対して、実施例１などと同じ方法で、室温で引張試験を行い、また、ＢＨ性、曲げ性、肌荒れ性、結晶粒径について評価した。この結果を表４に示す。

実施例５は、ＢＨ性の評価値が９０ＭＰａ以上、曲げ性の評価点数が２以下、肌荒れ性の評価結果も良好であり、比較例に比べて、ＢＨ性、曲げ性、肌荒れ性共に優れている。

これに対して比較例１０は、溶体化処理温度が５１０℃と低いため、Ｍｇ_２Ｓｉ晶出物のマトリックスへの固溶が十分に進まず、ＢＨ性の評価値が８８ＭＰａであり９０ＭＰａ未満と劣っている。比較例１１は、アニーラーの初期雰囲気温度が１２０℃と高く、Ｔ４Ｐ処理材における０．２％耐力が高くなり、この結果曲げ性の評価点数も４と劣っている。比較例１２は、アニーラーの初期雰囲気温度が５０℃と低く７０℃未満であるため、十分な予備時効の効果が得られず、ＢＨ性の評価値が７６ＭＰａと低く９０ＭＰａ未満と劣っている。比較例１３は冷却速度が１５℃／時間と速く１０℃／時間を超えているため、十分な予備時効の効果が得られず、ＢＨ性の評価値が８１ＭＰａと低く９０ＭＰａ未満と劣っている。

（実施例６）
０.５５％のＭｇ、０.６６％のＳｉ、０.１０％のＣｒ、０.１８％のＦｅを含有し、さらに、０.０２％のＴｉを含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなる合金溶湯を、双ベルト鋳造機により、厚さ１６ｍｍの薄スラブに連続鋳造した。この薄スラブを熱間圧延機で５.５ｍｍまで圧延し、さらに１パス当たりの圧下率３０％で厚さ１ｍｍまで冷間圧延し、冷延板を形成した。この冷延板を５６０℃で１５秒間ソルトバス中に保持して溶体化処理した後、速やかに水焼入れを施し、そのままアニーラー中で、８５℃で８時間の熱処理すなわち予備時効を施した。その後、室温まで放冷し、引き続き室温にて１週間放置した。この材料を焼付塗装前の最終板つまりＴ４Ｐ処理材とした。このＴ４Ｐ処理材をさらにアニーラー中で、１８０℃で１時間時効処理した材料をＴ６Ｐ処理材とした。

（比較例１４）
０.６４％のＭｇ、０.８５％のＳｉ、０.１７％のＦｅを含有し、さらに、０.０１％のＴｉを含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなる合金溶湯を用いた以外、実施例６と同じ条件でＴ４Ｐ処理材及びＴ６Ｐ処理材を作製した。

（比較例１５）
０.５５％のＭｇ、０.９５％のＳｉ、０.１５％のＦｅを含有し、さらに、０.０１％のＴｉを含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなる合金溶湯を用いた以外、実施例６と同じ条件でＴ４Ｐ処理材及びＴ６Ｐ処理材を作製した。

このような実施例６、及び比較例１４、１５のアルミニウム合金板に用いた合金の組成をＧからＩとして表５に示す。また、このような実施例６、及び比較例１４、１５のアルミニウム合金板に対し、実施例１乃至３、及び比較例１乃至４の場合と同様に、室温で引張試験を行い、また、ＢＨ性、曲げ性、肌荒れ性、結晶粒径について評価した結果を表６に示す。

実施例６は、ＢＨ性の評価値が９０ＭＰａ以上、曲げ性の評価点数が２以下、肌荒れ性の評価結果も良好であり、比較例に比べて、ＢＨ性、曲げ性、肌荒れ性共に優れている。

これに対して比較例１４、１５は、全てＣｒを含有しないため、結晶粒径が２５μｍを超えており、肌荒れ性の評価結果が劣っている。しかも全てＳｉ量が高く０.７５％を超えており、曲げ性の評価点数も５と劣っている。

Claims

必須元素として０.４０ｍａｓｓ％以上０.６５ｍａｓｓ％以下のＭｇ、０.５０ｍａｓｓ％以上０.７５ｍａｓｓ％以下のＳｉ、０.０５ｍａｓｓ％以上０.２０ｍａｓｓ％以下のＣｒ、０.１０ｍａｓｓ％以上０．４０ｍａｓｓ％以下のＦｅ、０.１０ｍａｓｓ％以下のＴｉを含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物を含有し、結晶粒径が１０μｍ以上２５μｍ以下、Ｔ４Ｐ処理材の０．２％耐力が１０２ＭＰａ以下、Ｔ４Ｐ処理材とＴ６Ｐ処理材の０．２％耐力の差が９０ＭＰａ以上であるアルミニウム合金板。
０.１５ｍａｓｓ％以下のＣｕを含有することを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金板。
必須元素として０.４０ｍａｓｓ％以上０.６５ｍａｓｓ％以下のＭｇ、０.５０ｍａｓｓ％以上０.７５ｍａｓｓ％以下のＳｉ、０.０５ｍａｓｓ％以上０.２０ｍａｓｓ％以下のＣｒ、０.１０ｍａｓｓ％以上０．４０ｍａｓｓ％以下のＦｅ、０.１０ｍａｓｓ％以下のＴｉを含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物を含有する合金溶湯を、薄板連続鋳造機で厚み５ｍｍ以上１５ｍｍ以下のスラブに連続鋳造してコイルに巻き取った後、１パス当たりの圧下率が２０％以上で冷間圧延を行い、１０℃／秒以上の速度で５３０℃以上５６０℃以下まで加熱して５秒以上保持する溶体化処理を施し、水焼入れ、コイルアップさせ、６０℃以上１１０℃以下の温度で３時間以上１２時間以下の間保持後、室温まで冷却するアルミニウム合金板の製造方法。
必須元素として０.４０ｍａｓｓ％以上０.６５ｍａｓｓ％以下のＭｇ、０.５０ｍａｓｓ％以上０.７５ｍａｓｓ％以下のＳｉ、０.０５ｍａｓｓ％以上０.２０ｍａｓｓ％以下のＣｒ、０.１０ｍａｓｓ％以上０．４０ｍａｓｓ％以下のＦｅ、０.１０ｍａｓｓ％以下のＴｉを含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物を含有する合金溶湯を、薄板連続鋳造機で厚み５ｍｍ以上１５ｍｍ以下のスラブに連続鋳造してコイルに巻き取った後、１パス当たりの圧下率が２０％以上で冷間圧延を行い、１０℃／秒以上の速度で５３０℃以上５６０℃以下まで加熱して５秒以上保持する溶体化処理を施し、７０℃以上１１５℃以下まで冷却してコイルアップさせ、１０℃／時間以下の冷却速度で室温まで冷却するアルミニウム合金板の製造方法。
必須元素として０.４０ｍａｓｓ％以上０.６５ｍａｓｓ％以下のＭｇ、０.５０ｍａｓｓ％以上０.７５ｍａｓｓ％以下のＳｉ、０.０５ｍａｓｓ％以上０.２０ｍａｓｓ％以下のＣｒ、０.１０ｍａｓｓ％以上０．４０ｍａｓｓ％以下のＦｅ、０.１０ｍａｓｓ％以下のＴｉを含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物を含有する合金溶湯を、薄板連続鋳造機で厚みが１０ｍｍ以上３０ｍｍ以下のスラブに連続鋳造し、さらに、熱間圧延により厚み２ｍｍ以上８ｍｍ以下の熱間圧延板としてコイルに巻き取った後、１パス当たりの圧下率が２０％以上で冷間圧延を行い、１０℃／秒以上の速度で５３０℃以上５６０℃以下まで加熱して５秒以上保持する溶体化処理を施し、水焼入れ、コイルアップさせ、６０℃以上１１０℃以下の温度で３時間以上１２時間以下の間保持後、室温まで冷却するアルミニウム合金板の製造方法。
必須元素として０.４０ｍａｓｓ％以上０.６５ｍａｓｓ％以下のＭｇ、０.５０ｍａｓｓ％以上０.７５ｍａｓｓ％以下のＳｉ、０.０５ｍａｓｓ％以上０.２０ｍａｓｓ％以下のＣｒ、０.１０ｍａｓｓ％以上０．４０ｍａｓｓ％以下のＦｅ、０.１０ｍａｓｓ％以下のＴｉを含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物を含有する合金溶湯を、薄板連続鋳造機で厚みが１０ｍｍ以上３０ｍｍ以下のスラブに連続鋳造し、さらに、熱間圧延により厚み２ｍｍ以上８ｍｍ以下の熱間圧延板としてコイルに巻き取った後、１パス当たりの圧下率が２０％以上で冷間圧延を行い、１０℃／秒以上の速度で５３０℃以上５６０℃以下まで加熱して５秒以上保持する溶体化処理を施し、７０℃以上１１５℃以下まで冷却してコイルアップさせ、１０℃／時間以下の冷却速度で室温まで冷却するアルミニウム合金板の製造方法。
前記合金溶湯が０.１５ｍａｓｓ％以下のＣｕを含有することを特徴とする請求項３乃至６のいずれか１項に記載のアルミニウム合金板の製造方法。