JP6871990B2 - アルミニウム合金板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、アルミニウム合金板に関する。

Ａｌ−Ｍｇ（アルミニウム−マグネシウム）合金、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ（アルミニウム−マグネシウム−シリコン）合金、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ（アルミニウム−マグネシウム−シリコン−銅）合金などのＭｇを含むアルミニウム合金は、その比重が冷延鋼板の１／３程度であるにもかかわらず、冷延鋼板と同等の強度を有している。また、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金およびＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ合金は、ベークハード性、つまり、塗装焼き付け等の際に加熱することにより、加熱前に比べて強度が向上する特性を有している。これらの特性を活かし、軽量化が強く望まれている自動車用ボディシートやボディパネル等の分野において、冷延鋼板からＭｇを含むアルミニウム合金板への置き換えが進展しつつある。

従来、この種のアルミニウム合金板を作製するにあたっては、鋳造原料としてアルミニウムの純度が９９．９％以上であるアルミニウム地金が多用されている。しかし、地金の使用量が多くなると、材料コストの上昇を招くおそれがある。

かかる問題に対し、鋳造原料の少なくとも一部として、自動車用アルミニウム部品屑を用いる技術が提案されている。例えば特許文献１には、必須元素としてＳｉ（シリコン）２．６ｗｔ％を越え５ｗｔ％以下、Ｍｇ（マグネシウム）０．２〜１．５ｗｔ％、Ｚｎ（亜鉛）０．２〜１．５ｗｔ％、Ｃｕ（銅）０．２〜１．５ｗｔ％、Ｆｅ（鉄）０．２〜１．５ｗｔ％、Ｍｎ（マンガン）０．０５以上０．６ｗｔ％未満を含有し、さらにＣｒ（クロム）０．０１〜０．２ｗｔ％、Ｔｉ（チタン）０．０１〜０．２ｗｔ％、Ｚｒ（ジルコニウム）０．０１〜０．２ｗｔ％、Ｖ（バナジウム）０．０１〜０．２ｗｔ％の内１種または２種以上を含み、残部アルミニウム及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金組成を有する自動車用アルミニウム板材が記載されている。

特開２０００−３１３９３１号公報

特許文献１の自動車用アルミニウム板材は、最終製品の形状に成形する過程において、プレス成形が施されることがある。しかし、特許文献１の自動車用アルミニウム板材は、プレス成形時の加工硬化による強度の上昇量が小さいため、最終製品の強度が不十分となるおそれがある。

最終製品の強度を高めるためには、例えば、プレス成形前の自動車用アルミニウム板材の強度をより向上させる方法も考えられる。しかし、アルミニウム板材の強度を高くすると、伸びが低下し、プレス成形の際にしわが発生しやすくなるなど、プレス成形性の悪化を招くおそれがある。従って、プレス成形性の悪化を回避しつつ最終製品の強度を高める観点から、加工硬化による強度の上昇量が大きなアルミニウム板材が求められている。

本発明は、かかる背景に鑑みてなされたものであり、材料コストの低減が容易であり、プレス成形により強度を向上させることができるアルミニウム合金板を提供しようとするものである。

本発明の一態様は、Ｓｉ（シリコン）：２．３質量％以上３．８質量％以下、Ｍｎ（マンガン）：０．３５質量％以上１．０５質量％以下、Ｍｇ（マグネシウム）：０．３５質量％以上０．６５質量％以下、Ｆｅ（鉄）：０．０１質量％以上０．４５質量％以下を含有し、更に、Ｃｕ（銅）：０．００１０質量％以上１．０質量％以下、Ｃｒ（クロム）：０．００１０質量％以上０．１０質量％以下、Ｚｎ（亜鉛）：０．００１０質量％以上０．５０質量％以下及びＴｉ（チタン）：０．００５０質量％以上０．２０質量％以下からなる群より選択される１種または２種以上の元素を含有し、残部がＡｌ（アルミニウム）及び不可避的不純物からなり、Ｍｎの含有量に対するＳｉの含有量の質量比Ｓｉ／Ｍｎが２．５以上９．０以下である化学成分を有し、
伸びが２３％以上であり、
３％の公称ひずみを導入した際の加工硬化指数が０．２８以上となる特性を有している、アルミニウム合金板にある。

前記アルミニウム合金板におけるＳｉ、Ｍｎ、Ｆｅ等の含有量は前記特定の範囲内である。化学成分を前記特定の範囲とすることにより、鋳造原料中のアルミニウム製品のスクラップの比率を高め、あるいは鋳造原料の全てをアルミニウム製品のスクラップとした場合にも容易に前記アルミニウム合金板を作製することができる。それ故、前記アルミニウム合金板によれば、材料コストを容易に低減することができる。

また、前記アルミニウム合金板は、個々の元素の含有量をそれぞれ前記特定の範囲とした上で、さらに、Ｍｎの含有量に対するＳｉの含有量の質量比Ｓｉ／Ｍｎが前記特定の範囲内である化学成分を有している。これにより、強度やベークハード性等の諸特性を損なうことなく、加工硬化による強度の上昇量を大きくすることができる。

そして、前記アルミニウム合金板は、化学成分を前記特定の範囲とすることにより、３％の公称ひずみを導入した際の加工硬化指数が０．２８以上となる特性を実現することができる。かかる特性を有するアルミニウム合金板は、プレス成形などの比較的ひずみの導入量の小さい塑性加工においても、加工硬化による強度の上昇量を大きくすることができる。

したがって、前記アルミニウム合金板によれば、材料コストの低減が容易であり、プレス成形により強度を向上させることができるアルミニウム合金板を提供することができる。

（アルミニウム合金板）
前記アルミニウム合金板には、必須成分として、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｇ及びＦｅが含まれている。また、前記アルミニウム合金板には、これらの必須成分に加えて、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｚｎ及びＴｉのうち１種または２種以上の元素が含まれている。前記アルミニウム合金板には、更に、任意成分として、Ｎｉ（ニッケル）が含まれていてもよい。以下に、前記アルミニウム合金板の化学成分及びその限定理由について詳細に説明する。

・Ｓｉ：２．３質量％以上３．８質量％以下
前記アルミニウム合金板には、必須成分として、２．３質量％以上３．８質量％以下のＳｉが含まれている。Ｓｉの一部は、前記アルミニウム合金板中において、Ａｌマトリクスに固溶した固溶Ｓｉとして存在している。また、Ａｌマトリクス中に固溶していないＳｉは、単体Ｓｉや、Ｍｇ₂Ｓｉ、Ａｌ−（Ｆｅ，Ｍｎ）−Ｓｉ系金属間化合物、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物などの形態で存在している。

前記アルミニウム合金板中のＳｉの含有量を前記特定の範囲内とすることにより、Ａｌマトリクス中のＳｉの固溶量を多くすることができる。その結果、ひずみの導入量が小さい塑性加工においても加工硬化による強度の上昇量を大きくすることができる。加工硬化による強度の上昇量をより大きくする観点からは、Ｓｉの含有量を２．４質量％以上とすることが好ましい。また、同様の観点からは、Ｓｉの含有量を３．６質量％以下とすることが好ましい。

Ｓｉの含有量が２．３質量％未満の場合には、アルミニウム合金板中のＳｉがＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物等の形成のために消費されやすくなる。そのため、この場合には、Ｓｉの固溶量が不足し、加工硬化による強度の上昇量の低下を招くおそれがある。

Ｓｉの含有量が３．８質量％を超える場合には、単体Ｓｉの量が多くなるため、伸びの低下を招くおそれがある。また、この場合には、アルミニウム合金板中のＭｎがＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物等の形成のために消費されやすくなる。そのため、この場合には、Ｍｎの固溶量が不足し、加工硬化による強度の上昇量の低下を招くおそれがある。

・Ｍｎ：０．３５質量％以上１．０５質量％以下
前記アルミニウム合金板には、必須成分として、０．３５質量％以上１．０５質量％以下のＭｎが含まれている。Ｍｎの一部は、前記アルミニウム合金板中において、Ａｌマトリクスに固溶した固溶Ｍｎとして存在している。また、Ａｌマトリクス中に固溶していないＭｎは、Ａｌ−（Ｆｅ，Ｍｎ）−Ｓｉ系金属間化合物、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物などの形態で存在している。

前記アルミニウム合金板中のＭｎの含有量を前記特定の範囲内とすることにより、Ａｌマトリクス中のＭｎの固溶量を多くすることができる。その結果、ひずみの導入量が小さい塑性加工においても加工硬化による強度の上昇量を大きくすることができる。加工硬化による強度の上昇量をより大きくする観点からは、Ｍｎの含有量を０．４０質量％以上とすることが好ましい。

Ｍｎの含有量が０．３５質量％未満の場合には、アルミニウム合金板中のＭｎがＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物等の形成のために消費されやすくなる。そのため、この場合には、Ｍｎの固溶量が不足し、加工硬化による強度の上昇量の低下を招くおそれがある。

Ｍｎの含有量が１．０５質量％を超える場合には、Ｍｎの固溶量が過度に多くなるおそれがある。そのため、この場合には、アルミニウム合金板の強度の過度の上昇により、プレス成形時にしわが生じやすくなるおそれがある。また、この場合には、伸びの過度の低下により、プレス成形性の悪化を招くおそれがある。これらの問題をより確実に回避しつつ加工硬化による強度の上昇量をより大きくする観点からは、Ｍｎの含有量を１．０質量％以下とすることが好ましく、０．８０質量％以下とすることがより好ましい。

・Ｓｉ／Ｍｎ：２．５以上９．０以下
前記アルミニウム合金板における、Ｍｎの含有量に対するＳｉの含有量の質量比Ｓｉ／Ｍｎの値は、２．５以上９．０以下である。前記アルミニウム合金板は、Ｓｉの含有量とＭｎの含有量とをそれぞれ前記特定の範囲内にした上で、更にＳｉ／Ｍｎの値を前記特定の範囲内とすることにより、アルミニウム合金板中に形成されるＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物の量を低減することができる。その結果、Ａｌマトリクス中に固溶したＳｉの量及びＭｎの量を多くし、ひずみの導入量が小さい塑性加工においても加工硬化による強度の上昇量を大きくすることができる。かかる作用効果をより高める観点からは、Ｓｉ／Ｍｎの値は、３．０以上であることが好ましく、３．２以上であることがより好ましい。また、同様の観点から、Ｓｉ／Ｍｎの値は、８．０以下であることが好ましく、７．０以下であることがより好ましい。

・Ｍｇ：０．３５質量％以上０．６５質量％以下
前記アルミニウム合金板には、必須成分として、０．３５質量％以上０．６５質量％以下のＭｇが含まれている。Ｍｇは、前記アルミニウム合金板中において、Ｍｇ₂Ｓｉなどの形態で存在している。

前記アルミニウム合金板中のＭｇの含有量を前記特定の範囲内とすることにより、アルミニウム合金板中のＭｇ₂Ｓｉの量を多くすることができる。その結果、析出強化によりアルミニウム合金板の強度を高くすることができる。アルミニウム合金板の強度をより高くする観点からは、Ｍｇの含有量を０．４０質量％以上とすることが好ましい。

Ｍｇの含有量が０．３５質量％未満の場合には、ＧＰゾーンの生成量が少なくなるため、析出強化による強度向上の効果が小さくなりやすい。そのため、この場合には、アルミニウム合金板の強度の低下を招くおそれがある。

Ｍｇの含有量が０．６５質量％を超える場合には、アルミニウム合金板中に粗大なＭｇ−Ｓｉ系の金属間化合物が形成されやすくなり、伸びの低下やプレス成形性の悪化を招くおそれがある。これらの問題をより確実に回避しつつアルミニウム合金板の強度を向上させる観点からは、Ｍｇの含有量を０．６０質量％以下とすることが好ましい。

・Ｆｅ：０．０１０質量％以上０．４５質量％以下
Ｆｅは、鋳造原料中に含まれる元素であり、アルミニウム合金板中に、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物やＡｌ−（Ｆｅ，Ｍｎ）−Ｓｉ系金属間化合物などの形態で存在している。

鋳造原料としてアルミニウム製品の屑を使用する場合、前記アルミニウム合金中のＦｅの含有量が多くなりやすい。しかし、前記アルミニウム合金板中のＦｅの含有量が多くなると、アルミニウム合金板中に形成されるＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物やＡｌ−（Ｆｅ，Ｍｎ）−Ｓｉ系金属間化合物の量が多くなりやすい。そして、これらの金属間化合物が過度に形成されると、アルミニウム合金板の伸びが小さくなり、プレス成形性の悪化を招くおそれがある。また、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物等が形成されると、ＳｉやＭｎが消費されるため、Ａｌマトリクス中に固溶したＳｉの量やＭｎの量が不足しやすくなる。その結果、加工硬化による強度の上昇量の低下を招くおそれがある。

従って、金属間化合物の形成を抑制するとともに、Ａｌマトリクス中に固溶したＳｉの量及びＭｎの量を多くする観点から、Ｆｅの含有量は、０．４５質量％以下とする。同様の観点から、Ｆｅの含有量は０．４０質量％以下であることが好ましく、０．３５質量％以下であることがより好ましい。

一方、アルミニウム合金板中のＦｅの含有量を０．０１０質量％以上とすることにより、鋳造原料に占めるアルミニウム製品の屑の比率を高めることができる。その結果、アルミニウム合金板の材料コストを容易に低減することができる。アルミニウム合金板中のＦｅの含有量が０．０１０質量％未満の場合には、鋳造原料に占めるアルミニウム地金の比率を高くする必要があるため、材料コストの増加を招くおそれがある。

・Ｃｕ：０．００１０質量％以上１．０質量％以下
前記アルミニウム合金板は、０．００１０質量％以上１．０質量％以下のＣｕを含んでいてもよい。前記アルミニウム合金板に０．００１０質量％以上のＣｕを添加することにより、強度をより高くするとともに、プレス成形性をより向上させることができる。

一方、Ｃｕの含有量が過度に多くなると、耐食性の低下を招くおそれがある。Ｃｕの含有量を１．０質量％以下とすることにより、耐食性の低下を回避しつつ前述した作用効果を奏することができる。

前記アルミニウム合金板中のＣｕの含有量は０．３５質量％以下であることが好ましく、０．２０質量％未満であることがより好ましく、０．１９質量％以下であることがさらに好ましい。この場合には、前記アルミニウム合金板の耐食性をより向上させることができる。

・Ｃｒ：０．００１０質量％以上０．１０質量％以下
前記アルミニウム合金板は、０．００１０質量％以上０．１０質量％以下のＣｒを含んでいてもよい。前記アルミニウム合金板に０．００１０質量％以上のＣｒを添加することにより、強度の向上、結晶粒の微細化及び表面処理性の向上などの作用効果を奏することができる。

一方、Ｃｒの含有量が過度に多くなると、アルミニウム合金板中に粗大な金属間化合物が形成されやすくなり、プレス成形性の悪化を招くおそれがある。Ｃｒの含有量を０．１０質量％以下とすることにより、プレス成形性の悪化を回避しつつ前述した作用効果を奏することができる。

・Ｚｎ：０．００１０質量％以上０．５０質量％以下
前記アルミニウム合金板は、０．００１０質量％以上０．５０質量％以下のＺｎを含んでいてもよい。前記アルミニウム合金板に０．００１０質量％以上のＺｎを添加することにより、強度の向上、結晶粒の微細化及び表面処理性の向上などの作用効果を奏することができる。

一方、Ｚｎの含有量が過度に多くなると、耐食性の低下を招くおそれがある。Ｚｎの含有量を０．５０質量％以下とすることにより、耐食性の低下を回避しつつ前述した作用効果を奏することができる。

・Ｔｉ：０．００５０質量％以上０．２０質量％以下
前記アルミニウム合金板は、０．００５０質量％以上０．２０質量％以下のＴｉを含んでいてもよい。Ｔｉの含有量を０．００５０質量％以上とすることにより、鋳塊組織を微細化し、鋳造時の割れの発生を抑制するとともに、熱間圧延時の圧延性を向上することができる。

一方、Ｔｉの含有量が過度に多くなると、前記アルミニウム材中に粗大な晶出物が形成されやすくなり、圧延性やプレス成形性の悪化を招くおそれがある。Ｔｉの含有量を０．２０質量％以下とすることにより、粗大な晶出物の形成を抑制し、前述した作用効果を奏することができる。

前記アルミニウム合金板中にＴｉを添加する場合、Ｔｉとともに５００質量ｐｐｍ以下のＢ（ホウ素）を添加することがより好ましい。この場合には、鋳塊組織を微細化する効果をより高めるとともに、柱状晶のような異常な結晶粒の形成を抑制することができる。

・Ｎｉ（ニッケル）：０．００５０質量％以上０．１５質量％以下
前記アルミニウム合金板は、０．００５０質量％以上０．１５質量％以下のＮｉを含んでいてもよい。Ｎｉは、前記アルミニウム合金板のＡｌマトリクス中に固溶している。Ｎｉの含有量を前記特定の範囲とすることにより、加工硬化による強度の上昇量をより向上させるとともに、前記アルミニウム合金板の耐食性をより向上させることができる。

また、Ｎｉの含有量は、０．０１０質量％以上０．１０質量％以下であることがより好ましく、０．０１０質量％以上０．０８質量％以下であることがより好ましい。この場合には、加工硬化による強度の上昇量をより向上させるとともに、前記アルミニウム合金板の耐食性をより向上させることができる。

・その他の元素
前記アルミニウム合金板中には、前述した元素に加えて、更に、Ｚｒ（ジルコニウム）：０．０５０質量％未満及びＢｉ（ビスマス）：０．０５０質量％未満が含まれ得る。前記アルミニウム合金板中のＢｉの含有量は、０．００５０質量％未満であることが好ましい。この場合には、耐食性をより向上させることができる。

・加工硬化特性
前記アルミニウム合金板は、３％の公称ひずみを導入した際の加工硬化指数が０．２８以上となる特性を有している。これにより、プレス成形などの、導入されるひずみの大きさが比較的小さい塑性加工の際にも、加工硬化によるアルミニウム合金板の強度の上昇量を大きくすることができる。そのため、かかる特性を有するアルミニウム合金板は、プレス成形前においては強度が低く優れた加工性を有し、プレス成形後には強度が向上するという、プレス成形に好適な性質を有している。

加工硬化指数ｎは、下記式（１）における真ひずみεの指数として表される。なお、下記式（１）における記号σ［ＭＰａ］は真応力であり、記号Ｃ［ＭＰａ］は強度定数である。
σ＝Ｃεⁿ ・・・（１）

すなわち、加工硬化指数ｎは、同一のひずみを与えた場合の加工硬化による強度の上昇の程度を示す指数であり、加工硬化指数ｎの値が大きいほど強度の上昇量が大きくなることを意味する。

加工硬化指数が０．２８未満の場合には、塑性加工後の強度の上昇量が小さくなるため、塑性加工後のアルミニウム合金板の強度の低下を招くおそれがある。

加工硬化指数の算出はＪＩＳ Ｚ ２２５３：２０１１に規定された方法により行うことができる。すなわち、まず、アルミニウム合金板から圧延方向と長手方向とが平行になるようにしてＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に規定された形状を有する試験片を採取する。次いで、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に規定された方法に従って引張試験を行う。引張試験におけるストローク速度は、公称ひずみが２％に到達するまでの間は２ｍｍ／ｍｉｎとし、公称ひずみが２％に到達した時点で２０ｍｍ／ｍｉｎに変更する。また、引張試験機の試験力及び変位のサンプリングレートは１回／ｓ以上とする。

次に、下記式（２）及び式（３）に基づき、公称ひずみ２．９％のときの真応力σ(２．９）、真ひずみε（２．９）及び公称ひずみ３．１％のときの真応力σ（３．１）及び真ひずみε（３．１）を計算する。
σ（ｉ）＝（Ｆ（ｉ）／Ｓ₀）×［（Ｌ_e（ｉ）＋ΔＬ（ｉ））／Ｌ_e（ｉ）］ ・・・（２）
ε（ｉ）＝ｌｎ［（Ｌ_e（ｉ）＋ΔＬ（ｉ））／Ｌ_e（ｉ）−Ｆ（ｉ）／Ｓ₀×ｍ_E］・・・（３）

なお、上記式（２）及び式（３）における記号の意味は以下のとおりである。
σ（ｉ）：公称ひずみｉ％における真応力
ε（ｉ）：公称ひずみｉ％における真ひずみ
Ｆ（ｉ）：公称ひずみｉ％における試験力
Ｓ₀：試験片平行部の原断面積
Ｌ_e（ｉ）：公称ひずみｉ％における伸び計標点距離
ΔＬ（ｉ）：公称ひずみｉ％における伸び計伸びの瞬時値
ｍ_E：応力／伸び曲線の弾性域の傾き

以上により得られた公称ひずみ２．９％のときの真応力σ(２．９）、真ひずみε（２．９）及び公称ひずみ３．１％のときの真応力σ（３．１）及び真ひずみε（３．１）を下記式（４）に代入することにより、公称ひずみ３％における加工硬化指数ｎの値を算出することができる。
ｎ＝｛ｌｎ（σ（３．１））−ｌｎ（σ（２．９））｝／｛ｌｎ（ε（３．１））−ｌｎ（ε（２．９））｝ ・・・（４）

・機械的特性
前記アルミニウム合金板の伸びは２３％以上である。前記アルミニウム合金板は、前記特定の範囲の伸びを有しているため、優れたプレス成形性を有している。また、前記アルミニウム合金板の０．２％耐力は１００ＭＰａ以上であることが好ましい。この場合には、前記アルミニウム合金板に塑性加工を施した後の、最終製品の強度を向上させやすくなる。

また、前記アルミニウム合金板の引張強さＴＳと０．２％耐力ＹＳとの差ＴＳ−ＹＳは１２０ＭＰａ以上であることが好ましい。この場合には、深絞り成形における加工性をより向上させることができる。

前述したアルミニウム合金板における伸び、０．２％耐力及び引張強さは、具体的には、下記式（５）〜（７）により算出される各物性値の三方向平均値である。
ＴＳ_ave＝（ＴＳ₀＋２×ＴＳ₄₅＋ＴＳ₉₀）／４ ・・・（５）
ＹＳ_ave＝（ＹＳ₀＋２×ＹＳ₄₅＋ＹＳ₉₀）／４ ・・・（６）
ＥＬ_ave＝（ＥＬ₀＋２×ＥＬ₄₅＋ＥＬ₉₀）／４ ・・・（７）

上記式における記号ＴＳ_aveは引張強さの三方向平均値、記号ＴＳ₀は圧延方向に平行な方向における引張強さ、記号ＴＳ₄₅は圧延方向に対して４５°傾いた方向における引張強さ、記号ＴＳ₉₀は圧延方向に直角な方向における引張強さを示す。また、上記式における記号ＹＳ_aveは０．２％耐力の三方向平均値、記号ＹＳ₀は圧延方向に平行な方向における０．２％耐力、記号ＹＳ₄₅は圧延方向に対して４５°傾いた方向における０．２％耐力、記号ＹＳ₉₀は圧延方向に直角な方向における０．２％耐力を示す。また、上記式における記号ＥＬ_aveは伸びの三方向平均値、記号ＥＬ₀は圧延方向に平行な方向における伸び、記号ＥＬ₅は圧延方向に対して４５°傾いた方向における伸び、記号ＥＬ₉₀は圧延方向に直角な方向における伸びを示す。

・厚み
前記アルミニウム合金板の厚みは特に限定されることはなく、用途に応じて適宜設定することができる。例えば、前記アルミニウム合金板を、自動車用ボディパネルやボディシートの素材として使用する場合、前記アルミニウム合金板の厚みは０．８〜２．５ｍｍの範囲から適宜設定することができる。

（アルミニウム合金板の製造方法）
次に、前記アルミニウム合金板の製造方法を説明する。前記アルミニウム合金板の製造方法としては、例えば、前記特定の化学成分を備えた鋳塊を準備した後、前記鋳塊に熱間圧延を行って熱延板を作製し、前記熱延板に冷間圧延を行って冷延板を作製し、その後、前記冷延板に溶体化処理を行う方法を採用することができる。

・鋳塊の準備
前記の態様の製造方法において、鋳塊を準備する方法は、特に限定されることはない。例えば、連続鋳造法や半連続鋳造法などの溶製法により前記特定の化学成分を有する鋳塊を作製することができる。

前記の態様の製造方法において、鋳造原料としては、例えば、アルミニウムの地金やアルミニウム製品のスクラップを使用することができる。鋳造原料として使用可能なスクラップとしては、例えば、アルミニウム製品の製造過程において不要な部分として取り除かれる端材や、ボディシートやボディパネル、熱交換器のフィンやチューブ、ヘッダタンク等の自動車用部品の廃材等がある。前記アルミニウム合金板の材料コストをより低減する観点からは、鋳造原料に占めるアルミニウム製品のスクラップの割合を５０質量％以上とすることが好ましく、７５質量％以上とすることがより好ましく、１００質量％、つまり、鋳造原料としてアルミニウム製品のスクラップのみを使用することが特に好ましい。

・均質化処理
前記鋳塊を準備した後、熱間圧延を行う前に、必要に応じて鋳塊を加熱して均質化処理を行ってもよい。均質化処理における加熱温度は４８０℃以上５６０℃以下であることが好ましく、保持時間は０．５時間以上２４時間以下であることが好ましい。この場合には、Ａｌマトリクス中にＳｉやＭｎ、Ｍｇ等の元素を十分に固溶させ、最終的に得られるアルミニウム合金板のプレス成形性を向上させるとともに、加工硬化により強度の上昇量を大きくすることができる。

均質化処理における加熱温度が４８０℃未満の場合、および、保持時間が０．５時間未満の場合には、均質化処理による作用効果が不十分となるおそれがある。均質化処理における加熱温度が５６０℃を超える場合には、鋳塊が溶融するおそれがある。均質化処理における保持時間が２４時間を超える場合には、生産効率の低下を招くおそれがある。

均質化処理を行う場合、処理が完了した後の鋳塊を、３００℃に到達するまでの平均冷却速度が２０℃／時間以上となるように冷却することが好ましい。このように、均質化処理後の鋳塊を速やかに冷却することにより、鋳塊内でのＭｇ₂Ｓｉや単体Ｓｉの粗大化を抑制することができる。これにより、Ｓｉの固溶量及びＭｎの固溶量の低下を抑制することができる。

なお、生産効率を高める観点からは、均質化処理を行わずに鋳塊に熱間圧延を行うことが好ましい。

・熱間圧延
次に、鋳塊に熱間圧延を行うことにより熱延板を作製する。熱間圧延を行うに当たっては、予め鋳塊を加熱することにより、圧延性を向上させることができる。熱間圧延前の鋳塊の加熱温度は、例えば３００℃以上５５０℃以下の範囲から適宜設定することができる。また、熱間圧延前の鋳塊の加熱における保持時間は、例えば０．５時間以上２４時間以下の範囲から適宜設定することができる。

鋳塊の加熱温度が３００℃未満の場合、および、保持時間が０．５時間未満の場合には、鋳塊の変形抵抗が大きくなるため、圧延性の低下や生産効率の低下を招くおそれがある。鋳塊の加熱温度が５５０℃を超える場合には、熱間圧延中の鋳塊の温度が融点を超え、熱間圧延割れの発生を招くおそれがある。また、鋳塊を加熱する際の保持時間が２４時間を超える場合には、生産効率の低下を招くおそれがある。

鋳塊を準備した後、均質化処理を行わずに熱間圧延を行う場合には、熱間圧延前の加熱における加熱温度を５００℃以上５５０℃以下、保持時間を０．５時間以上２４時間以下とすることが好ましい。この場合には、熱間圧延前の加熱によりＡｌマトリクス中にＳｉやＭｎ、Ｍｇ等を固溶させ、これらの元素の固溶量を多くすることができる。その結果、最終的に得られるアルミニウム合金板のプレス成形性を向上させるとともに、加工硬化により強度の上昇量を大きくすることができる。

かかる作用効果をより高める観点からは、熱間圧延前の加熱における加熱温度を５１０℃以上５５０℃以下とすることが好ましい。また、同様の観点から、熱間圧延前の加熱における保持時間を２．０時間以上２４時間以下とすることが好ましい。

熱間圧延完了時の熱延板の温度は、生産効率の観点から、例えば２００℃以上３５０℃以下の範囲とすることができる。

・冷間圧延
熱間圧延により得られた熱延板に冷間圧延を行うことにより、冷延板を作製する。冷間圧延における総圧下率、つまり、熱延板の厚みに対する、熱延板の厚みと冷延板の厚みとの差の比率は、５０％以上であることが好ましく、６６％以上であることが好ましい。冷間圧延における総圧下率を高くすることにより、冷間圧延中に金属間化合物などの第二相粒子を破砕し、微細化することができる。これにより、粗大な第二相粒子に由来する伸びの低下やプレス成形性の悪化を抑制することができる。

なお、前記製造方法においては、冷間圧延の開始前や冷間圧延の途中等に、必要に応じて焼鈍などの熱処理を行うこともできる。

・溶体化処理
溶体化処理においては、冷延板を溶体化温度以上に加熱した後、冷延板に焼入れを行う。溶体化処理を行うことにより、アルミニウム合金板をＳｉ等の過飽和固溶体とし、Ｓｉの固溶量やＭｎの固溶量などを十分に多くすることができる。

溶体化処理における加熱温度は、４８０℃以上５６０℃以下であることが好ましく、５００℃以上５５０℃以下であることがより好ましく、５２０℃以上５５０℃以下であることがさらに好ましい。溶体化処理における加熱温度を前記特定の範囲とすることにより、ＡｌマトリクスへのＳｉ等の元素の固溶量をより多くすることができる。その結果、アルミニウム合金板におけるＳｉ等の元素の固溶量をより多くすることができる。

溶体化処理における加熱温度が４８０℃未満の場合には、Ｓｉ等の元素がＡｌマトリクス中に十分に固溶せず、アルミニウム合金板におけるＳｉ等の元素の固溶量の低下を招くおそれがある。そのため、この場合には、塑性加工による強度の上昇量の低下を招くおそれがある。溶体化処理における加熱温度が５６０℃を超える場合には、溶体化処理中に冷延板が溶融するおそれがある。

溶体化処理においては、冷延板の温度が前述した加熱温度に到達した直後に加熱を終了してもよいし、加熱温度に到達した後、この温度を一定時間保持してもよい。生産効率を向上させる観点からは、保持時間を５分以下とすることが好ましく、１分以下とすることがより好ましい。

前述した加熱が完了した直後に、冷延板に焼入れを行う。焼入れ方法は特に限定されることはなく、例えば、ファン等を用いた強制空冷や水焼入れ等の方法を採用することができる。焼入れにおいては、加熱完了時の温度から１５０℃に到達するまでの平均冷却速度が１００℃／分以上となるように冷却を行うことが好ましく、３００℃／分以上となるように冷却を行うことがより好ましい。このように、加熱完了後の冷延板を急速に冷却することにより、ＡｌマトリクスへのＳｉ等の元素の固溶量をより多くすることができる。その結果、アルミニウム合金板におけるＳｉ等の元素の固溶量をより多くすることができる。なお、平均冷却速度の上限値は焼入れに用いる装置や焼入れ方法によって定まる。生産性と操作性の観点からは、平均冷却速度は１００００℃／分以下であることが好ましい。

・予備時効処理
前記の製造方法においては、溶体化処理を施した後のアルミニウム合金板を加熱して予備時効処理を行ってもよい。この場合には、塗装焼き付け後にアルミニウム合金板を硬化させ、強度をより上昇させることができる。かかる作用効果をより高める観点からは、溶体化処理の直後に予備時効処理を行うことが好ましい。また、同様の観点から、予備時効処理における加熱温度を５０℃以上１５０℃以下とし、保持時間を１時間以上１００時間以下とすることがより好ましい。

前記アルミニウム合金板の実施例を以下に説明する。なお、本発明にかかるアルミニウム合金板の具体的な態様は実施例の態様に限定されるものではなく、本発明の趣旨を損なわない範囲で適宜構成を変更することができる。

本例では、まず、ＤＣ鋳造により、表１に示す化学成分（試験材記号Ａ１〜Ａ１４）を備えたスラブを作製する。なお、試験材Ａ１２は、自動車のボディシート等に多用されているＡ６１１１合金である。また、表１中の記号「Ｂａｌ．」は、当該成分が残余成分（Ｂａｌａｎｃｅ）であることを示す記号である。スラブを作製する際に用いられる鋳造原料は特に限定されることはないが、例えば、自動車用アルミニウム部品のスクラップを鋳造原料として使用することができる。

試験材Ａ１〜Ａ１１及び試験材Ａ１３〜Ａ１４については、ＤＣ鋳造によって得られたスラブに均質化処理を行うことなく、熱間圧延を行う。その後、冷間圧延及び溶体化処理を順次行う。溶体化処理においては、冷延板の温度が所望の温度に到達した時点で加熱を終了し、直ちに焼入れを行う。焼入れ時の平均冷却速度、つまり、加熱終了時点の温度から１５０℃に到達するまでの平均冷却速度は６００℃／分以上１０００℃／分以下とする。溶体化処理が完了した後、直ちにアルミニウム合金板に予備時効処理を行う。予備時効処理における加熱温度は７０℃以上８０℃以下とし、保持時間は５時間とする。

また、試験材Ａ１２については、ＤＣ鋳造によって得られたスラブに均質化処理及び熱間圧延を順次行う。その後、熱延板に、複数パスの冷間圧延を行う。この際、冷間圧延のパス間において冷延板を５５０℃に加熱して中間焼鈍を行う。冷間圧延の最終パスが完了した後、冷延板に溶体化処理を行う。溶体化処理においては、冷延板の温度が所望の温度に到達した時点で加熱を終了し、直ちに焼入れを行う。焼入れ時の平均冷却速度、つまり、加熱終了時点の温度から１５０℃に到達するまでの平均冷却速度は６００℃／分以上１０００℃／分以下とする。溶体化処理が完了した後、直ちにアルミニウム合金板に予備時効処理を行う。予備時効処理における加熱温度は７０℃以上８０℃以下とし、保持時間は５時間とする。

以上により、アルミニウム合金板（試験材Ａ１〜Ａ１４）を作製することができる。表２に、均質化処理における加熱温度、熱間圧延前のスラブの加熱温度、熱間圧延完了時の熱延板の温度、冷間圧延における総圧下率、冷延板の厚み、溶体化処理において使用した炉の形式及び加熱温度の組み合わせを示す。また、表３に、各試験材に適用した製造条件を示す。

次に、試験材Ａ１〜Ａ１４の引張強さ、加工硬化特性および耐食性の評価方法を説明する。

・機械的特性
試験材から、長手方向と圧延方向とが平行になるようにして、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に規定される５号試験片を採取する。この試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に準拠した方法により引張試験を行うことにより、圧延方向に平行な方向における引張強さ、０．２％耐力及び伸びを算出する。

また、試験材から、長手方向と圧延方向とのなす角度が４５°である５号試験片及び長手方向が圧延方向に対して直角な試験片を採取し、上記と同様にＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に準拠した方法により引張試験を行うことにより、圧延方向に対して４５°傾いた方向及び圧延方向に直角な方向における引張強さ、０．２％耐力及び伸びを算出する。

以上により得られた各方向における引張強さ、０．２％耐力及び伸びを用い、下記式（５）〜（７）により引張強さ、０．２％耐力及び伸びの三方向平均値を算出する。
ＴＳ_ave＝（ＴＳ₀＋２×ＴＳ₄₅＋ＴＳ₉₀）／４ ・・・（５）
ＹＳ_ave＝（ＹＳ₀＋２×ＹＳ₄₅＋ＹＳ₉₀）／４ ・・・（６）
ＥＬ_ave＝（ＥＬ₀＋２×ＥＬ₄₅＋ＥＬ₉₀）／４ ・・・（７）

なお、上記式における記号ＴＳ_aveは引張強さの三方向平均値、記号ＴＳ₀は圧延方向に平行な方向における引張強さ、記号ＴＳ₄₅は圧延方向に対して４５°傾いた方向における引張強さ、記号ＴＳ₉₀は圧延方向に直角な方向における引張強さを示す。また、上記式における記号ＹＳ_aveは０．２％耐力の三方向平均値、記号ＹＳ₀は圧延方向に平行な方向における０．２％耐力、記号ＹＳ₄₅は圧延方向に対して４５°傾いた方向における０．２％耐力、記号ＹＳ₉₀は圧延方向に直角な方向における０．２％耐力を示す。また、上記式における記号ＥＬ_aveは伸びの三方向平均値、記号ＥＬ₀は圧延方向に平行な方向における伸び、記号ＥＬ₅は圧延方向に対して４５°傾いた方向における伸び、記号ＥＬ₉₀は圧延方向に直角な方向における伸びを示す。

表３に、引張強さ、０．２％耐力及び伸びの三方向平均値を示す。

・加工硬化特性
試験材から、長手方向と圧延方向とが平行になるようにして、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に規定される５号試験片を採取する。この試験片を用い、前述した方法により、各試験材の加工硬化指数を算出する。表３に、加工硬化指数を示す。

・耐食性
ＩＳＯ １１８４６に規定されたＢ法に準拠した方法により粒界腐食試験を行う。具体的には、試験材から長さ２０ｍｍ、幅５０ｍｍの長方形状試験片を採取する。この試験片を硝酸で洗浄し、次いで蒸留水で洗浄する。その後、試験片を、ＮａＣｌ濃度が３０ｇ／Ｌ、ＨＣｌ濃度が１０ｍｌ／Ｌであり、温度が２０℃の水溶液中に２０時間浸漬する。

水溶液から取り出した試験片を硝酸で洗浄し、次いで蒸留水で洗浄する。その後、試験片の圧延方向に平行な断面を観察し、粒界腐食深さを測定する。表３の「最大粒界腐食深さ」欄に、観察した断面における粒界腐食深さの最大値を示す。なお、粒界腐食試験を行わなかった試験材については、「最大粒界腐食深さ」欄に記号「−」を記載した。

表１及び表３に示すように、試験材Ａ１〜Ａ１０は、前記特定の化学成分を有している。これにより、公称ひずみ３％における加工硬化指数を前記特定の範囲内とすることができる。そして、試験材Ａ１〜Ａ１０は、公称ひずみ３％における加工硬化指数が前記特定の範囲内であるため、プレス成形などの、導入されるひずみの大きさが比較的小さい塑性加工においても、加工硬化による強度の上昇量を大きくすることができる。

また、これらの試験材の中でも、Ｎｉが含まれる試験材Ａ１〜Ａ３、試験材Ａ５〜Ａ７及び試験材Ａ９〜Ａ１０は、Ｎｉが含まれていない試験材に比べてさらに加工硬化指数を大きくすることができる。さらに、試験材Ａ１〜Ａ３については、Ｎｉが含まれていない試験材に比べて最大粒界腐食深さを浅くし、耐食性を向上させることができる。

試験材Ａ１１におけるＳｉの含有量及びＳｉ／Ｍｎの値は前記特定の範囲外である。そのため、試験材Ａ１１の加工硬化指数は試験材Ａ１〜Ａ１０よりも小さい。

試験材Ａ１２におけるＳｉの含有量、Ｍｎの含有量及びＳｉ／Ｍｎの値は前記特定の範囲外である。そのため、試験材Ａ１２の加工硬化指数は試験材Ａ１〜Ａ１０よりも小さい。

試験材Ａ１３におけるＭｎの含有量及びＳｉ／Ｍｎの値は前記特定の範囲外である。そのため、試験材Ａ１３の加工硬化指数は試験材Ａ１〜Ａ１０よりも小さい。

試験材Ａ１４におけるＦｅの含有量及びＭｇの含有量は前記特定の範囲外である。そのため、試験材Ａ１４の伸びは試験材Ａ１〜Ａ１０よりも小さい。

Claims (4)

1. Ｓｉ：２．３質量％以上３．８質量％以下、Ｍｎ：０．３５質量％以上１．０５質量％以下、Ｍｇ：０．３５質量％以上０．６５質量％以下、Ｆｅ：０．０１質量％以上０．４５質量％以下を含有し、更に、Ｃｕ：０．００１０質量％以上１．０質量％以下、Ｃｒ：０．００１０質量％以上０．１０質量％以下、Ｚｎ：０．００１０質量％以上０．５０質量％以下及びＴｉ：０．００５０質量％以上０．２０質量％以下からなる群より選択される１種または２種以上の元素を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、Ｍｎの含有量に対するＳｉの含有量の質量比Ｓｉ／Ｍｎが２．５以上９．０以下である化学成分を有し、
   伸びが２３％以上であり、
   ３％の公称ひずみを導入した際の加工硬化指数が０．２８以上となる特性を有している、アルミニウム合金板。
2. 前記アルミニウム合金板には、更に、Ｎｉ：０．００５０質量％以上０．１５質量％以下が含まれている、請求項１に記載のアルミニウム合金板。
3. 前記アルミニウム合金板中のＣｕの含有量は０．２０質量％未満である、請求項１または２に記載のアルミニウム合金板。
4. 請求項１〜３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であって、
   前記化学成分を備えた鋳塊を作製し、
   前記鋳塊を３００℃以上５５０℃以下の温度に加熱した後、完了時の温度が２００℃以上３５０℃以下となるようにして前記鋳塊に熱間圧延を行って熱延板を作製し、
   前記熱延板に総圧下率が５０％以上となるように冷間圧延を行って冷延板を作製し、
   前記冷延板を４８０℃以上５６０℃以下の温度に加熱した後、温度が１５０℃に達するまでの冷却速度が１００℃／分以上となるように前記冷延板を冷却して溶体化処理を行い、
   前記冷延板を５０℃以上１５０℃以下の温度に１時間以上１００時間以下保持して予備時効処理を行う、アルミニウム合金板の製造方法。