JP5148930B2 - プレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法、及びプレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板 - Google Patents
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本発明は、ヘム加工等の曲げ加工性に優れ、特に自動車外板に適したプレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法、及びプレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板に関する。
近年、排気ガス等による地球温暖化対策として、自動車の燃費向上のために、車体の軽量化が求められている。このため、自動車の車体、特に自動車外板に対して、従来から使用されている鋼板に代わって、アルミニウム合金板の適用が増えている。
自動車のフード、ドア、トランクリッド等では、アウターとインナーをアセンブリする際にヘム加工すなわち曲げ加工が行われる。アルミニウム合金は鋼板と比較して曲げ加工性に劣り、さらに従来のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金はＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金より曲げ加工性に劣り、プレス成形時の加工度が大きい部位ではヘム加工時に割れが発生し、ヘム加工ができないという課題があった。
これまでに、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の曲げ加工性を向上させるためには集合組織制御が重要であり、Ｃｕｂｅ方位の方位密度を高くすること（詳細にはＣｕｂｅ方位の方位密度が２０以上）が必要であることが知られている。
その製造方法としては、鋳塊を４５０℃以上の温度で均質化処理後、１００℃／ｈ以上の冷却速度で、３５０℃未満の所定温度とし、該所定温度で熱間圧延を行い、さらに冷間圧延、溶体化処理、焼入れを行う方法を提案している（特許文献１）。
その製造方法としては、鋳塊を４５０℃以上の温度で均質化処理後、１００℃／ｈ以上の冷却速度で、３５０℃未満の所定温度とし、該所定温度で熱間圧延を行い、さらに冷間圧延、溶体化処理、焼入れを行う方法を提案している（特許文献１）。
また、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板のＣｕｂｅ方位の方位密度を高くするために、熱間圧延されたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を１０％〜５０％の圧下率で冷間圧延後、２１０℃〜４４０℃で焼鈍し、さらに７０％以上の圧下率で冷間圧延した後、溶体化処理、焼入れを行う製造方法も提案されている（特許文献２）。
しかしながら、これらの従来技術では、未だ十分な対策ができているとは言えない。
しかしながら、これらの従来技術では、未だ十分な対策ができているとは言えない。
本発明は、かかる従来の問題点に鑑みてなされたものであって、優れた曲げ加工性を有するプレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法、及びプレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を提供しようとするものである。
第１の発明は、集合組織のＣｕｂｅ方位の方位密度が２０以上（ランダム比、以下同じ）であり、かつＣＲ方位、Ｇｏｓｓ方位、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位、ＲＷ方位及びＰＰ方位の方位密度がすべて１０以下であるプレス成形用のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を製造する方法であって、
少なくともＳｉ：０．５〜２．０％（質量％、以下同じ）、Ｍｇ：０．２〜１．５％を含有し、さらにＣｕ：１．０％以下、Ｚｎ：０．５％以下、Ｆｅ：０．５％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｚｒ：０．１５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．００５％以下のうち１種又は２種以上を含有し、残部が不可避的不純物とアルミニウムとからなる鋳塊を熱間圧延して圧延板を得る圧延工程と、
得られた圧延板を５５〜９０％の圧下率で冷間圧延する冷間圧延工程と、
連続焼鈍炉を用い、１℃／ｓ以上の加熱速度、軟化処理時間５ｍｉｎ以内、１℃／ｓ以上の冷却速度及び軟化処理温度２００℃〜３５０℃の範囲の条件により、完全に再結晶させない軟化処理を行う軟化処理工程と、
３％〜３０％の圧下率で冷間圧延する第２冷間圧延工程と、
溶体化処理を行う溶体化処理工程と、
焼入れを行う焼入れ工程とを有することを特徴とするプレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法にある（請求項１）。
少なくともＳｉ：０．５〜２．０％（質量％、以下同じ）、Ｍｇ：０．２〜１．５％を含有し、さらにＣｕ：１．０％以下、Ｚｎ：０．５％以下、Ｆｅ：０．５％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｚｒ：０．１５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．００５％以下のうち１種又は２種以上を含有し、残部が不可避的不純物とアルミニウムとからなる鋳塊を熱間圧延して圧延板を得る圧延工程と、
得られた圧延板を５５〜９０％の圧下率で冷間圧延する冷間圧延工程と、
連続焼鈍炉を用い、１℃／ｓ以上の加熱速度、軟化処理時間５ｍｉｎ以内、１℃／ｓ以上の冷却速度及び軟化処理温度２００℃〜３５０℃の範囲の条件により、完全に再結晶させない軟化処理を行う軟化処理工程と、
３％〜３０％の圧下率で冷間圧延する第２冷間圧延工程と、
溶体化処理を行う溶体化処理工程と、
焼入れを行う焼入れ工程とを有することを特徴とするプレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法にある（請求項１）。
本発明のプレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法は、特定の組成を有する鋳塊を用い、特定条件で製造することにより、集合組織のＣｕｂｅ方位の方位密度を向上させ、かつＣｕｂｅ方位以外の結晶方位の方位密度を抑制して集合組織を制御する。これにより、優れた曲げ加工性を有するプレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を製造することができる。
また、上記製造方法により得られるプレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板は、集合組織のＣｕｂｅ方位の方位密度が２０以上であり、かつＣｕｂｅ方位以外の各々の方位の方位密度がすべて１０以下である。この場合には、上記プレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板は、Ｃｕｂｅ方位の集積度の高い集合組織となるため、ヘム加工等の曲げ加工性に優れた材料となる。
このように、本発明によれば、優れた曲げ加工性を有し、特に、自動車外板に適したプレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を製造することができる。
このように、本発明によれば、優れた曲げ加工性を有し、特に、自動車外板に適したプレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を製造することができる。
第２の発明は、少なくともＳｉ：０．５〜２．０％、Ｍｇ：０．２〜１．５％を含有し、さらにＣｕ：１．０％以下、Ｚｎ：０．５％以下、Ｆｅ：０．５％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｚｒ：０．１５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．００５％以下のうち１種又は２種以上を含有し、残部が不可避的不純物とアルミニウムとからなる鋳塊を熱間圧延した後、５５〜９０％の圧下率で冷間圧延し、連続焼鈍炉を用い、１℃／ｓ以上の加熱速度、軟化処理時間５ｍｉｎ以内、１℃／ｓ以上の冷却速度及び軟化処理温度２００℃〜３５０℃の範囲の条件により完全に再結晶させない軟化処理を行い、さらに３％〜３０％の圧下率で冷間圧延した後、溶体化処理、焼入れを行うことにより製造され、
集合組織のＣｕｂｅ方位の方位密度が２０以上であり、かつＣＲ方位、Ｇｏｓｓ方位、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位、ＲＷ方位及びＰＰ方位の方位密度がすべて１０以下であることを特徴とするプレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板にある（請求項２）。
集合組織のＣｕｂｅ方位の方位密度が２０以上であり、かつＣＲ方位、Ｇｏｓｓ方位、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位、ＲＷ方位及びＰＰ方位の方位密度がすべて１０以下であることを特徴とするプレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板にある（請求項２）。
本発明のプレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板は、特定の組成を有する鋳塊を用い、特定条件で製造されることにより、集合組織のＣｕｂｅ方位の方位密度が高く、かつ、Ｃｕｂｅ方位以外の結晶方位の方位密度が抑制され、集合組織が制御されている。
このように、本発明によれば、優れた曲げ加工性を有し、特に、自動車外板に適したプレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を得ることができる。
このように、本発明によれば、優れた曲げ加工性を有し、特に、自動車外板に適したプレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を得ることができる。
第１の発明のプレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法において得られるプレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板、及び第２の発明のプレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板は、集合組織のＣｕｂｅ方位の方位密度が２０以上であり、かつＣｕｂｅ方位以外の各々の方位の方位密度がすべて１０以下である。
ここで、アルミニウム合金の集合組織について説明する。アルミニウム合金等の多結晶材料は、いくつかの特定方位に結晶粒が配向した組織、すなわち集合組織を持つことが多い。上記方位としては、Ｃｕｂｅ方位、ＣＲ方位、Ｇｏｓｓ方位、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位、ＲＷ方位、ＰＰ方位等がある。
また、結晶方位が均一に分散して集積がないとき、集合組織はランダムであるという。
また、集合組織の体積分率が変化すると、塑性異方性が変化することが知られている。
また、結晶方位が均一に分散して集積がないとき、集合組織はランダムであるという。
また、集合組織の体積分率が変化すると、塑性異方性が変化することが知られている。
上記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る。圧延による板材の集合組織の場合には、圧延面と圧延方向で表されており、圧延面は面を表すミラー指数（ｈｋｌ）で表現され、圧延方向は方向を表すミラー指数［ｕｖｗ］で表現される（ｈ，ｋ，ｌ，ｕ，ｖ，ｗは整数）。そして、ｈｕ＋ｋｖ＋ｌｗ＝０の条件を満たすように、ｈ，ｋ，ｌ及びｕ，ｖ，ｗの順番を入れ替えて得られる２４通りの等価な方位群をとりまとめて｛ｈ，ｋ，ｌ｝＜ｕ，ｖ，ｗ＞と表し、方位の一般的表示としている。
かかる表現方法に基づいて、上記各方位は以下のように示される。
Ｃｕｂｅ方位：｛００１｝＜１００＞、
ＣＲ方位：｛００１｝＜５２０＞、
Ｇｏｓｓ方位：｛０１１｝＜１００＞、
Ｂｒａｓｓ方位：｛０１１｝＜２１１＞、
Ｓ方位：｛１２３｝＜６３４＞、
Ｃｏｐｐｅｒ方位：｛１１２｝＜１１１＞、
ＲＷ方位：｛００１｝＜１１０＞、
ＰＰ方位：｛０１１｝＜１２２＞。
Ｃｕｂｅ方位：｛００１｝＜１００＞、
ＣＲ方位：｛００１｝＜５２０＞、
Ｇｏｓｓ方位：｛０１１｝＜１００＞、
Ｂｒａｓｓ方位：｛０１１｝＜２１１＞、
Ｓ方位：｛１２３｝＜６３４＞、
Ｃｏｐｐｅｒ方位：｛１１２｝＜１１１＞、
ＲＷ方位：｛００１｝＜１１０＞、
ＰＰ方位：｛０１１｝＜１２２＞。
上記集合組織の方位密度とは、ランダムな方位に対する各方位の強度を比率で示したものである。
本発明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であると定義する。ただし、Ｃｏｐｐｅｒ方位及びＳ方位に関しては、±９度以内の方位のずれは同一の方位であると定義する。
本発明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であると定義する。ただし、Ｃｏｐｐｅｒ方位及びＳ方位に関しては、±９度以内の方位のずれは同一の方位であると定義する。
上記方位密度の分布は、例えば、Ｘ線回折法を用いて、結晶粒方位分布関数（ＯＤＦ）を求めることにより測定することができる。
具体的には、Ｘ線回折装置で測定した極点図から、３次元方位解析によりＯＤＦを求めることで、各結晶方位の方位密度を求める。ＯＤＦはＢｕｎｇｅの提唱した級数展開法により偶数項の展開次数を２２次、奇数項の展開次数を１９次として計算する。なお、方位密度は、特定方位の方位密度とランダム方位を有する試料の方位密度との比で示し、ランダム比と表記する。ランダム強度Ｉｒは検体試料強度Ｉｃから次式により算出する。
ここで、α、βは測定角度、Δｓはステップ角度である。
具体的には、Ｘ線回折装置で測定した極点図から、３次元方位解析によりＯＤＦを求めることで、各結晶方位の方位密度を求める。ＯＤＦはＢｕｎｇｅの提唱した級数展開法により偶数項の展開次数を２２次、奇数項の展開次数を１９次として計算する。なお、方位密度は、特定方位の方位密度とランダム方位を有する試料の方位密度との比で示し、ランダム比と表記する。ランダム強度Ｉｒは検体試料強度Ｉｃから次式により算出する。
上記集合組織のＣｕｂｅ方位の方位密度が２０未満である場合や、上記Ｃｕｂｅ方位以外の各々の方位の方位密度のうちいずれか一つでも１０超えである場合には、曲げ加工性が劣化するおそれがある。
また、第１の発明及び第２の発明について、上記プレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法は、特定の組成を有する鋳塊に加工を施す。
上記鋳塊は、Ｓｉ：０．５〜２．０％を含有する。
Ｓｉは、ベークハード性を得るために必要であり、例えばＭｇ2Ｓｉ等のＭｇ−Ｓｉ系化合物を形成して強度を高めるよう機能する。
上記鋳塊は、Ｓｉ：０．５〜２．０％を含有する。
Ｓｉは、ベークハード性を得るために必要であり、例えばＭｇ2Ｓｉ等のＭｇ−Ｓｉ系化合物を形成して強度を高めるよう機能する。
Ｓｉの含有量が０．５％未満の場合には、１５０℃〜２００℃の範囲内で１０〜６０分保持する熱処理で十分なベークハード性を得ることができない。一方、Ｓｉの含有量が２．０％を超える場合には、曲げ加工時の耐力が高くなり、曲げ加工性が劣化する。
Ｓｉの含有量は、更に好ましくは０．８〜１．２％である。
Ｓｉの含有量は、更に好ましくは０．８〜１．２％である。
また、上記鋳塊は、Ｍｇ：０．２〜１．５％を含有する。
Ｍｇは、上述のＳｉと同様にベークハード性を得るために必要であり、例えばＭｇ2Ｓｉ等のＭｇ−Ｓｉ系化合物を形成して強度を高めるよう機能する。
Ｍｇの含有量が０．２％未満の場合には、１５０℃〜２００℃の範囲内で１０〜６０分保持する熱処理で十分なベークハード性を得ることができない。一方、Ｍｇの含有量が１．５％を超える場合には、溶体化処理後もしくは最終熱処理完了後の耐力が高くなり、曲げ加工性が劣化する。
Ｍｇの含有量は、更に好ましくは０．３〜０．７％である。
Ｍｇは、上述のＳｉと同様にベークハード性を得るために必要であり、例えばＭｇ2Ｓｉ等のＭｇ−Ｓｉ系化合物を形成して強度を高めるよう機能する。
Ｍｇの含有量が０．２％未満の場合には、１５０℃〜２００℃の範囲内で１０〜６０分保持する熱処理で十分なベークハード性を得ることができない。一方、Ｍｇの含有量が１．５％を超える場合には、溶体化処理後もしくは最終熱処理完了後の耐力が高くなり、曲げ加工性が劣化する。
Ｍｇの含有量は、更に好ましくは０．３〜０．７％である。
上記鋳塊は、さらにＣｕ：１．０％以下、Ｚｎ：０．５％以下、Ｆｅ：０．５％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｚｒ：０．１５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．００５％以下のうち１種又は２種以上を含有する。
Ｃｕは、強度を高め、成形性を向上させるよう機能する。
Ｃｕの含有量が１．０％を超える場合には、強度が高くなりすぎ、曲げ加工性が劣化する。また、耐食性が劣化する。
Ｃｕは、強度を高め、成形性を向上させるよう機能する。
Ｃｕの含有量が１．０％を超える場合には、強度が高くなりすぎ、曲げ加工性が劣化する。また、耐食性が劣化する。
Ｚｎは、表面処理時のリン酸亜鉛処理性を向上させるよう機能する。
Ｚｎの含有量が０．５％を超える場合には、耐食性が劣化する。
Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒは、強度を高め、結晶粒を微細化して成形加工時の肌荒れを防止するよう機能する。Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒの含有量が上述の範囲を超える場合には、粗大な金属間化合物が生成して曲げ加工性が劣化する。
Ｔｉ、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の含有量が、上述の範囲を超える場合には、粗大な金属間化合物が生成して曲げ加工性が劣化する。
Ｚｎの含有量が０．５％を超える場合には、耐食性が劣化する。
Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒは、強度を高め、結晶粒を微細化して成形加工時の肌荒れを防止するよう機能する。Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒの含有量が上述の範囲を超える場合には、粗大な金属間化合物が生成して曲げ加工性が劣化する。
Ｔｉ、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の含有量が、上述の範囲を超える場合には、粗大な金属間化合物が生成して曲げ加工性が劣化する。
また、上記プレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法は、特定条件で行われる。
上記製造方法は、上記鋳塊を熱間圧延して圧延板を得る圧延工程を有する。
上記熱間圧延までの製造条件は特に限定されないが、鋳造方法としてはＤＣ鋳造（ｄｉｒｅｃｔ ｃｈｉｌｌ ｃａｓｔｉｎｇ、直接冷却鋳造）で行うことが好ましく、均質化処理としては、４５０℃以上の温度で行うことが好ましく、熱間圧延としては、３００〜５００℃の温度で開始することが好ましい。
上記製造方法は、上記鋳塊を熱間圧延して圧延板を得る圧延工程を有する。
上記熱間圧延までの製造条件は特に限定されないが、鋳造方法としてはＤＣ鋳造（ｄｉｒｅｃｔ ｃｈｉｌｌ ｃａｓｔｉｎｇ、直接冷却鋳造）で行うことが好ましく、均質化処理としては、４５０℃以上の温度で行うことが好ましく、熱間圧延としては、３００〜５００℃の温度で開始することが好ましい。
そして、得られたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を５５〜９０％の圧下率で冷間圧延する冷間圧延工程を有する。
軟化処理工程を行う前の冷間圧延は、Ｃｕｂｅ方位の方位密度を高め、かつＣｕｂｅ方位以外の方位の方位密度を抑制するために必要な工程である。
上記圧下率が５５％未満、及び９０％を越える場合には、適正な集合組織を得ることができず、良好な曲げ加工性を得ることができない。
軟化処理工程を行う前の冷間圧延は、Ｃｕｂｅ方位の方位密度を高め、かつＣｕｂｅ方位以外の方位の方位密度を抑制するために必要な工程である。
上記圧下率が５５％未満、及び９０％を越える場合には、適正な集合組織を得ることができず、良好な曲げ加工性を得ることができない。
また、１５０℃〜３５０℃の温度で完全に再結晶させない軟化処理を行う軟化処理工程を有する。
軟化処理は、Ｃｕｂｅ方位の方位密度を高め、かつＣｕｂｅ方位以外の各々の方位の方位密度を抑制するために必要な工程である。完全に再結晶される温度で軟化処理を行うと、後工程の溶体化処理時の再結晶で結晶粒が大きくなり、成形加工時に肌荒れが生じ易くなる。未再結晶組織が一部でも残存していれば効果があるため、完全に再結晶させない温度での軟化処理を行う必要がある。
軟化処理温度は１５０℃〜３５０℃であり、加熱速度、軟化処理時間、冷却速度は完全に再結晶させない範囲で行えばよく、軟化処理温度により異なる。
軟化処理は、Ｃｕｂｅ方位の方位密度を高め、かつＣｕｂｅ方位以外の各々の方位の方位密度を抑制するために必要な工程である。完全に再結晶される温度で軟化処理を行うと、後工程の溶体化処理時の再結晶で結晶粒が大きくなり、成形加工時に肌荒れが生じ易くなる。未再結晶組織が一部でも残存していれば効果があるため、完全に再結晶させない温度での軟化処理を行う必要がある。
軟化処理温度は１５０℃〜３５０℃であり、加熱速度、軟化処理時間、冷却速度は完全に再結晶させない範囲で行えばよく、軟化処理温度により異なる。
１℃／ｓ以上の加熱速度、軟化処理時間５ｍｉｎ以内、１℃／ｓ以上の冷却速度（いわゆる連続焼鈍炉での軟化処理）では、軟化処理温度は２００℃〜３５０℃の範囲で行うことが好ましい。
５０℃／ｈ以下の加熱速度、軟化処理時間１ｈ以上、５０℃／ｈ以下の冷却速度（いわゆるバッチ炉での軟化処理）では、軟化処理温度は１５０℃〜２５０℃の範囲で行うことが好ましい。
５０℃／ｈ以下の加熱速度、軟化処理時間１ｈ以上、５０℃／ｈ以下の冷却速度（いわゆるバッチ炉での軟化処理）では、軟化処理温度は１５０℃〜２５０℃の範囲で行うことが好ましい。
また、３％〜３０％の圧下率で冷間圧延する第２冷間圧延工程を有する。
軟化処理後の冷間圧延は、Ｃｕｂｅ方位の方位密度を高め、かつＣｕｂｅ方位以外の方位の方位密度を抑制するために必要な工程である。圧下率は３〜３０％であり、上記圧下率が３％未満、あるいは３０％を超える場合には、適正な集合組織が得られない。
軟化処理後の冷間圧延は、Ｃｕｂｅ方位の方位密度を高め、かつＣｕｂｅ方位以外の方位の方位密度を抑制するために必要な工程である。圧下率は３〜３０％であり、上記圧下率が３％未満、あるいは３０％を超える場合には、適正な集合組織が得られない。
また、溶体化処理を行う溶体化処理工程と、焼入れを行う焼入れ工程とを有する。
溶体化処理以降の製造条件についても、特に限定されないが、溶体化処理としては、４５０℃以上の温度で行うことが好ましく、焼入れとしては、１２０℃以下まで５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することが好ましく、予備時効としては、焼入れ後６０ｍｉｎ以内に４０℃〜１２０℃の温度で５０ｈ以内の熱処理を行うことが好ましい。
溶体化処理以降の製造条件についても、特に限定されないが、溶体化処理としては、４５０℃以上の温度で行うことが好ましく、焼入れとしては、１２０℃以下まで５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することが好ましく、予備時効としては、焼入れ後６０ｍｉｎ以内に４０℃〜１２０℃の温度で５０ｈ以内の熱処理を行うことが好ましい。
（実施例１）
本例は、本発明にかかる実施例及び比較例として、プレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板（試料Ｅ１〜試料Ｅ６、及び試料Ｃ１〜試料Ｃ６）を製造した。
まず、表１に示す組成を有し、残部が不可避的不純物とアルミニウムとからなる鋳塊（合金Ａ）をＤＣ鋳造により造塊した。得られた鋳塊を５５０℃で６時間の均質化処理を行った後、室温まで冷却した。
本例は、本発明にかかる実施例及び比較例として、プレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板（試料Ｅ１〜試料Ｅ６、及び試料Ｃ１〜試料Ｃ６）を製造した。
まず、表１に示す組成を有し、残部が不可避的不純物とアルミニウムとからなる鋳塊（合金Ａ）をＤＣ鋳造により造塊した。得られた鋳塊を５５０℃で６時間の均質化処理を行った後、室温まで冷却した。
次に、上記鋳塊を用いて、圧延工程と、冷間工程と、軟化処理工程と、第２冷間圧延工程と、溶体化処理工程と、焼入れ工程とを行う。
まず、圧延工程において、上記鋳塊を４００℃まで再加熱して熱間圧延を開始し、厚さ２．３ｍｍ〜２３ｍｍの圧延板を得た。熱間圧延の終了温度は２５０℃とした。
まず、圧延工程において、上記鋳塊を４００℃まで再加熱して熱間圧延を開始し、厚さ２．３ｍｍ〜２３ｍｍの圧延板を得た。熱間圧延の終了温度は２５０℃とした。
次に、冷間圧延工程において、得られた圧延板を圧下率を５０％〜９０％の範囲で調整して冷間圧延を行った。
その後、軟化処理工程において、温度を１００℃〜４００℃の範囲で調整して軟化処理を行った。
そして、第２冷間圧延工程において、圧下率を１％〜３５％の範囲で調整して冷間圧延を行って、１．０ｍｍの板とした。
その後、軟化処理工程において、温度を１００℃〜４００℃の範囲で調整して軟化処理を行った。
そして、第２冷間圧延工程において、圧下率を１％〜３５％の範囲で調整して冷間圧延を行って、１．０ｍｍの板とした。
更に溶体化処理工程において５４０℃で２０秒の溶体化処理を行い、焼入れ工程において、２０℃／ｓの冷却速度で室温まで焼入れした。焼入れ後、３分後に１００℃で１時間の熱処理を行った。これにより、プレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板（試料Ｅ１〜試料Ｅ６、及び試料Ｃ１〜試料Ｃ６）を得た。
表２に、上記試料Ｅ１〜試料Ｅ６、及び試料Ｃ１〜試料Ｃ６について、冷間圧延工程の圧下率、軟化処理工程の処理温度及び処理時間、第２冷間圧延工程の圧下率を示す。
表２に、上記試料Ｅ１〜試料Ｅ６、及び試料Ｃ１〜試料Ｃ６について、冷間圧延工程の圧下率、軟化処理工程の処理温度及び処理時間、第２冷間圧延工程の圧下率を示す。
次に、上記試料Ｅ１〜試料Ｅ６、及び試料Ｃ１〜試料Ｃ６について、最終熱処理から７日後に以下の方法で結晶方位分布関数（ＯＤＦ）、引張特性、曲げ加工性を評価した。結果を表２に併せて示す。
＜結晶方位分布関数＞
結晶方位分布関数（ＯＤＦ）は、Ｘ線回折装置（株式会社リガク製ＲＩＮＴ２０００）で測定した極点図から、３次元方位解析によりＯＤＦを求めることで、各結晶方位の方位密度を求めた。ＯＤＦはＢｕｎｇｅの提唱した級数展開法により偶数項の展開次数を２２次、奇数項の展開次数を１９次として計算した。なお、方位密度は、特定方位の方位密度とランダム方位を有する試料の方位密度との比で示し、ランダム比と表記した。ランダム強度Ｉｒは検体試料強度Ｉｃから次式により算出した。
ここで、α、βは測定角度、Δｓはステップ角度である。
結晶方位分布関数（ＯＤＦ）は、Ｘ線回折装置（株式会社リガク製ＲＩＮＴ２０００）で測定した極点図から、３次元方位解析によりＯＤＦを求めることで、各結晶方位の方位密度を求めた。ＯＤＦはＢｕｎｇｅの提唱した級数展開法により偶数項の展開次数を２２次、奇数項の展開次数を１９次として計算した。なお、方位密度は、特定方位の方位密度とランダム方位を有する試料の方位密度との比で示し、ランダム比と表記した。ランダム強度Ｉｒは検体試料強度Ｉｃから次式により算出した。
表２に、Ｃｕｂｅ方位の方位密度と、Ｃｕｂｅ方位以外の各々の方位の中で方位密度が最大値を示す方位とその方位密度（Ｃｕｂｅ方位以外の方位とその方位密度）を示す。例えば、試料Ｅ１において、上記Ｃｕｂｅ方位及びＣｕｂｅ方位以外の各々の方位の方位密度は、それぞれＣｕｂｅ方位：３２、ＣＲ方位：１、Ｇｏｓｓ方位：４、Ｂｒａｓｓ方位：２、Ｓ方位：２、Ｃｏｐｐｅｒ方位：１、ＲＷ方位：２、ＰＰ方位：３であった。そのため、表２の試料Ｅ１のＣｕｂｅ方位以外の方位とその方位密度には、Ｃｕｂｅ方位以外の方位で方位密度が最大値を示したＧｏｓｓ方位と、その方位密度の４を示した。
＜引張特性＞
圧延方向に対して平行方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取した後、引張試験を行い、耐力を測定した。
耐力が９０ＭＰａ以上の場合を合格とし、耐力が９０ＭＰａ未満の場合を不合格とした。
圧延方向に対して平行方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取した後、引張試験を行い、耐力を測定した。
耐力が９０ＭＰａ以上の場合を合格とし、耐力が９０ＭＰａ未満の場合を不合格とした。
＜曲げ加工性＞
１０％の引張変形を施した後、内側曲げ半径０ｍｍの１８０°曲げ試験（密着曲げ試験）を行った。曲げ加工方向は圧延方向に対して平行方向で行った。曲げ加工性の評価は目視による曲げ部の外観観察により行い、割れの発生していないものを合格とした。
１０％の引張変形を施した後、内側曲げ半径０ｍｍの１８０°曲げ試験（密着曲げ試験）を行った。曲げ加工方向は圧延方向に対して平行方向で行った。曲げ加工性の評価は目視による曲げ部の外観観察により行い、割れの発生していないものを合格とした。
表２より知られるごとく、実施例としての試料Ｅ１〜試料Ｅ６は、集合組織のＣｕｂｅ方位の方位密度が２０以上であり、かつＣｕｂｅ方位以外の各々の方位の方位密度がすべて１０以下であった。また、引張特性及び曲げ加工性についても良好な結果を示した。
これより、本発明によれば、優れた曲げ加工性を有するプレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を得ることができることがわかる。
これより、本発明によれば、優れた曲げ加工性を有するプレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を得ることができることがわかる。
また、比較例としての試料Ｃ１は、冷間圧延工程における圧下率が本発明の下限を下回るため、Ｃｕｂｅ方位の方位密度が本発明の下限を下回って適正な集合組織を得ることができず、曲げ加工性が不合格であった。
比較例としての試料Ｃ２は、冷間圧延工程における圧下率が本発明の上限を上回るため、Ｃｕｂｅ方位の方位密度が本発明の下限を下回り、Ｃｕｂｅ方位以外の方位の方位密度が本発明の上限を上回って適正な集合組織を得ることができず、曲げ加工性が不合格であった。
比較例としての試料Ｃ２は、冷間圧延工程における圧下率が本発明の上限を上回るため、Ｃｕｂｅ方位の方位密度が本発明の下限を下回り、Ｃｕｂｅ方位以外の方位の方位密度が本発明の上限を上回って適正な集合組織を得ることができず、曲げ加工性が不合格であった。
比較例としての試料Ｃ３は、第２冷間圧延工程における圧下率が本発明の下限を下回るため、Ｃｕｂｅ方位の方位密度が本発明の下限を下回って適正な集合組織を得ることができず、曲げ加工性が不合格であった。
比較例としての試料Ｃ４は、第２冷間圧延工程における圧下率が本発明の上限を上回るため、Ｃｕｂｅ方位の方位密度が本発明の下限を下回って適正な集合組織を得ることができず、曲げ加工性が不合格であった。
比較例としての試料Ｃ４は、第２冷間圧延工程における圧下率が本発明の上限を上回るため、Ｃｕｂｅ方位の方位密度が本発明の下限を下回って適正な集合組織を得ることができず、曲げ加工性が不合格であった。
比較例としての試料Ｃ５は、軟化処理工程における処理温度が本発明の下限を下回るため、Ｃｕｂｅ方位の方位密度が本発明の下限を下回って適正な集合組織を得ることができず、曲げ加工性が不合格であった。
比較例としての試料Ｃ６は、軟化処理工程における処理温度が本発明の上限を上回るため、Ｃｕｂｅ方位の方位密度が本発明の下限を下回って適正な集合組織を得ることができず、曲げ加工性が不合格であった。
比較例としての試料Ｃ６は、軟化処理工程における処理温度が本発明の上限を上回るため、Ｃｕｂｅ方位の方位密度が本発明の下限を下回って適正な集合組織を得ることができず、曲げ加工性が不合格であった。
（実施例２）
本例は、本発明にかかる実施例及び比較例として、プレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板（試料Ｅ７〜試料Ｅ１５、及び試料Ｃ７〜試料Ｃ１６）を製造した。
まず、表３に示す組成を有し、残部が不可避的不純物とアルミニウムとからなる鋳塊（合金Ｂ〜合金Ｔ）をＤＣ鋳造により造塊した。得られた鋳塊を５５０℃で６時間均質化処理を行った後、室温まで冷却した。
本例は、本発明にかかる実施例及び比較例として、プレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板（試料Ｅ７〜試料Ｅ１５、及び試料Ｃ７〜試料Ｃ１６）を製造した。
まず、表３に示す組成を有し、残部が不可避的不純物とアルミニウムとからなる鋳塊（合金Ｂ〜合金Ｔ）をＤＣ鋳造により造塊した。得られた鋳塊を５５０℃で６時間均質化処理を行った後、室温まで冷却した。
次に、上記鋳塊（合金Ｂ〜合金Ｔ）のそれぞれに対して、４００℃まで再加熱して圧延を開始し、厚さ４．７ｍｍまで圧延した。熱間圧延の終了温度は２５０℃とした。
その後、圧下率が７５％で冷間圧延を行った後、３５０℃の温度で５分の軟化処理を行った。その後、圧下率が１５％で冷間圧延を行って１．０ｍｍの板とした。さらに、５４０℃で２０秒の溶体化処理を行い、２０℃／ｓの冷却速度で室温まで焼入れした。焼入れ後、３ｍｉｎ後に１００℃で１時間の熱処理を行い、プレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板（試料Ｅ７〜試料Ｅ１５、及び試料Ｃ７〜試料Ｃ１６）を得た。
表４に、試料Ｅ７〜試料Ｅ１５、及び試料Ｃ７〜試料Ｃ１６について、用いた合金を示す。
また、上述の実施例１と同様の方法で結晶方位分布関数（ＯＤＦ）、引張特性、曲げ加工性を評価した。結果を表４に併せて示す。
その後、圧下率が７５％で冷間圧延を行った後、３５０℃の温度で５分の軟化処理を行った。その後、圧下率が１５％で冷間圧延を行って１．０ｍｍの板とした。さらに、５４０℃で２０秒の溶体化処理を行い、２０℃／ｓの冷却速度で室温まで焼入れした。焼入れ後、３ｍｉｎ後に１００℃で１時間の熱処理を行い、プレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板（試料Ｅ７〜試料Ｅ１５、及び試料Ｃ７〜試料Ｃ１６）を得た。
表４に、試料Ｅ７〜試料Ｅ１５、及び試料Ｃ７〜試料Ｃ１６について、用いた合金を示す。
また、上述の実施例１と同様の方法で結晶方位分布関数（ＯＤＦ）、引張特性、曲げ加工性を評価した。結果を表４に併せて示す。
表４より知られるごとく、実施例としての試料Ｅ７〜試料Ｅ１５は、集合組織のＣｕｂｅ方位の方位密度が２０以上であり、かつＣｕｂｅ方位以外の各々の方位の方位密度がすべて１０以下であった。また、引張特性及び曲げ加工性についても良好な結果を示した。
これより、本発明によれば、優れた曲げ加工性を有するプレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を得ることができることがわかる。
これより、本発明によれば、優れた曲げ加工性を有するプレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を得ることができることがわかる。
また、比較例としての試料Ｃ７は、用いた鋳塊のＳｉの含有量が本発明の下限を下回るため、耐力が不合格であり、１５０℃〜２００℃の範囲内で１０〜６０分保持する熱処理で十分なベークハード性が得られなかった。
比較例としての試料Ｃ８は、用いた鋳塊のＳｉの含有量が本発明の上限を上回るため、曲げ加工時の耐力が高くなり、曲げ加工性が劣化し、不合格であった。
比較例としての試料Ｃ８は、用いた鋳塊のＳｉの含有量が本発明の上限を上回るため、曲げ加工時の耐力が高くなり、曲げ加工性が劣化し、不合格であった。
比較例としての試料Ｃ９は、用いた鋳塊のＭｇの含有量が本発明の下限を下回るため、耐力が不合格であり、１５０℃〜２００℃の範囲内で１０〜６０分保持する熱処理で十分なベークハード性が得られなかった。
比較例としての試料Ｃ１０は、用いた鋳塊のＭｇの含有量が本発明の上限を上回るため、溶体化処理後もしくは最終熱処理完了後の耐力が高くなり、曲げ加工性が劣化し、不合格であった。
比較例としての試料Ｃ１０は、用いた鋳塊のＭｇの含有量が本発明の上限を上回るため、溶体化処理後もしくは最終熱処理完了後の耐力が高くなり、曲げ加工性が劣化し、不合格であった。
比較例としての試料Ｃ１１は、用いた鋳塊のＣｕの含有量が本発明の上限を上回るため、強度が高くなりすぎ、曲げ加工性が劣化し、曲げ加工性が不合格であった。
比較例としての試料Ｃ１２〜試料Ｃ１６は、用いた鋳塊のＦｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒのいずれかの含有量が本発明の上限を上回るため、粗大な金属間化合物が生成して曲げ加工性が劣化し、不合格であった。
比較例としての試料Ｃ１２〜試料Ｃ１６は、用いた鋳塊のＦｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒのいずれかの含有量が本発明の上限を上回るため、粗大な金属間化合物が生成して曲げ加工性が劣化し、不合格であった。
Claims (2)
- 集合組織のＣｕｂｅ方位の方位密度が２０以上（ランダム比、以下同じ）であり、かつＣＲ方位、Ｇｏｓｓ方位、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位、ＲＷ方位及びＰＰ方位の方位密度がすべて１０以下であるプレス成形用のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を製造する方法であって、
少なくともＳｉ：０．５〜２．０％（質量％、以下同じ）、Ｍｇ：０．２〜１．５％を含有し、さらにＣｕ：１．０％以下、Ｚｎ：０．５％以下、Ｆｅ：０．５％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｚｒ：０．１５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．００５％以下のうち１種又は２種以上を含有し、残部が不可避的不純物とアルミニウムとからなる鋳塊を熱間圧延して圧延板を得る圧延工程と、
得られた圧延板を５５〜９０％の圧下率で冷間圧延する冷間圧延工程と、
連続焼鈍炉を用い、１℃／ｓ以上の加熱速度、軟化処理時間５ｍｉｎ以内、１℃／ｓ以上の冷却速度及び軟化処理温度２００℃〜３５０℃の範囲の条件により、完全に再結晶させない軟化処理を行う軟化処理工程と、
３％〜３０％の圧下率で冷間圧延する第２冷間圧延工程と、
溶体化処理を行う溶体化処理工程と、
焼入れを行う焼入れ工程とを有することを特徴とするプレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法。 - 少なくともＳｉ：０．５〜２．０％、Ｍｇ：０．２〜１．５％を含有し、さらにＣｕ：１．０％以下、Ｚｎ：０．５％以下、Ｆｅ：０．５％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｚｒ：０．１５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．００５％以下のうち１種又は２種以上を含有し、残部が不可避的不純物とアルミニウムとからなる鋳塊を熱間圧延した後、５５〜９０％の圧下率で冷間圧延し、連続焼鈍炉を用い、１℃／ｓ以上の加熱速度、軟化処理時間５ｍｉｎ以内、１℃／ｓ以上の冷却速度及び軟化処理温度２００℃〜３５０℃の範囲の条件により完全に再結晶させない軟化処理を行い、さらに３％〜３０％の圧下率で冷間圧延した後、溶体化処理、焼入れを行うことにより製造され、
集合組織のＣｕｂｅ方位の方位密度が２０以上であり、かつＣＲ方位、Ｇｏｓｓ方位、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位、ＲＷ方位及びＰＰ方位の方位密度がすべて１０以下であることを特徴とするプレス成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板。
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