JP7744752B2 - 自動車レインフォース用アルミニウム合金板 - Google Patents
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Description
本発明は、自動車レインフォース用アルミニウム合金板に関する。
尚、レインフォースはリンフォース、リーンフォース、ｒｅｉｎｆｏｒｃｅ、ｒｅｉｎｆｏｒｃｅｍｅｎｔとも呼ばれている。
尚、レインフォースはリンフォース、リーンフォース、ｒｅｉｎｆｏｒｃｅ、ｒｅｉｎｆｏｒｃｅｍｅｎｔとも呼ばれている。
近年、地球環境を保護するために、環境負荷を低減できる材料の採用が求められている。アルミニウム合金板においても、各種使用済みアルミニウム合金部品のくず（以下、アルミニウムスクラップ材という）を再利用して製造するニーズは非常に高い。このアルミニウムスクラップ材を再利用してアルミニウム合金板を製造すると、アルミニウム地金を採用する場合に比べて、ＣＯ２の発生量を大幅に抑制し、環境負荷を低減できる。このようなアルミニウムスクラップ材を再利用したアルミニウム合金を今回対象の自動車レインフォース部材として用いる場合、部品成型時のプレス成形性や塗装性、製品としての構造強度、耐食性等の確保が重要となる。しかし、アルミニウムスクラップ材を再利用したアルミニウム合金板は様々な添加元素が含まれるため、これら構造体に求められる全ての要求特性を満足する事が難しかった。例えば、材料強度に関して、部品成型時のプレス成形性を確保するためには一定の強度範囲に収める必要があり、強度が高すぎても低すぎてもプレス成形性が劣る。一方で最終製品としては構造強度を確保するため、高強度であることが必要とされる。これらレインフォース用部材はプレス成形後の塗装工程（ベーキング工程）で負荷される温度によって材料強度が向上し最終製品の強度となるが、このベーキングによる強度向上を考慮してもプレス成形性と最終製品の構造強度確保を両立する事が難しかった。
このようなアルミニウムスクラップ材を再利用したアルミニウム合金板として、例えば、特許文献１に記載のアルミニウム合金板が知られている。
このようなアルミニウムスクラップ材を再利用したアルミニウム合金板として、例えば、特許文献１に記載のアルミニウム合金板が知られている。
例えば、特許文献１のアルミニウム合金板は、Ｓｉ：０．４～２．０質量％、Ｆｅ：０．２～０．６質量％、Ｃｕ：０．１～０．７質量％、Ｍｎ：０．５～１．５質量％、Ｍｇ：０．５～２．０質量％、Ｚｎ：０．０５～１．０質量％を含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金により形成されている。この特許文献１に記載のアルミニウム合金板は、板厚全断面にわたって再結晶組織を有し、かつ、再結晶粒径：５０μｍ以下、導電率：４３．０～４９．５％ＩＡＣＳとされており、これによりプレス成形性及び耐食性を向上させている。
ところで、特許文献１では、アルミニウム合金板のプレス成形性や耐食性についての記述はあるものの、対象製品が自動車等のヒートインシュレータであり、当該発明の自動車レインフォース用アルミニウム合金板とは異なるため、必ずしも必要特性が一致しない。また、前述のプレス成形性と最終製品の構造強度確保を達成するのは難しいと考えられる。
本発明は、上記事情に鑑みてなされたもので、アルミニウムスクラップ材を原料とすることで環境負荷を抑制しつつ、成形性、製品強度および耐食性を有する自動車レインフォース用アルミニウム合金板及びその製造方法を提供することを目的とする。
本研究者らは、鋭意研究の結果、アルミニウム圧延工場で発生するアルミニウムスクラップ材の成分を分析し、アルミニウムスクラップ材に多く含まれる合金元素の影響を詳細に検討して、合金成分範囲の選択と、その後の製造条件の組み合わせを適切に制御することで、成形性、製品強度および耐食性を有する自動車レインフォース用アルミニウム合金材を見出した。
すなわち、本発明者らは上記課題を鑑み、アルミニウムスクラップ材を再利用したアルミニウム合金の成分最適化に加えて、鋳造、圧延、熱処理等の製造工程を最適化する事で各添加成分の固溶・析出状態、各種金属間化合物のサイズ、数密度などの分散状態、集合組織を制御し、自動車レインフォ―スに求められる要求特性をいずれも高い次元で満足する発明品を得る事ができた。例えば、金属間化合物の分散状態に関しては、粗大なＭｇ－Ｓｉ化合物の存在割合を適正化する事で部品成型時のプレス成形性に必要な材料強度を確保しつつ、その後の部品塗装工程における熱負荷によって、時効硬化を生じさせて最終製品での高い強度を得ることができる。
本発明の自動車レインフォース用アルミニウム合金板は、Ｆｅ:０．５質量％以下、Ｓｉ：１．２質量％以上１．６質量％以下、Ｃｕ：０.２質量％以下、Ｍｎ：０.８質量％以上１．２質量％以下、Ｍｇ：０．４５質量％以上０．７質量％以下、Ｚｎ：０．７質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる組成を有し、平均結晶粒径が３０μｍ以下であり、０．２％耐力が１００ＭＰａ以上１５５ＭＰａ以下で、伸びが２０％以上であり、圧延方向に２％の一軸ひずみ付与後に１７０℃で２０分間の熱処理を施した後の０．２％耐力が１７０ＭＰａ以上である。
本発明では、０．２％耐力が１００ＭＰａ以上１５５ＭＰａ以下、伸びが２０％以上とされているので、プレス加工を適切に施すことができる。また、２％の一軸ひずみ付与後に１７０℃で２０分間の熱処理を施した後の０．２％耐力を１７０ＭＰａ以上と非常に高くでき、最終製品の強度を高めることができる。また、Ｃｕが０．２質量％以下、Ｚｎが０．７質量％以下と少ないので、耐食性を高めることができる。さらに、平均結晶粒径が３０μｍ以下と小さいので、加工性を向上できる。
なお、平均結晶粒径が３０μｍを超えると加工性が低下する。また、０．２％耐力が１００ＭＰａ未満であるとプレス加工時にアルミニウム合金板が破断するおそれがあり、１５０ＭＰａを超えると加工性が低下する。さらに、伸びが２０％未満では、加工性が低下する。加えて、圧延方向に２％の一軸ひずみ付与後に１７０℃で２０分間の熱処理を施した後の０．２％耐力が１７０ＭＰａ未満であると、最終製品（自動車レインフォース）の強度が低下する。
Ｆｅは、アルミニウム合金板の耐力向上に寄与し、０．５質量％を超えると金属間化合物の割合が増加して、耐力が高くなりすぎることにより、成形性が悪化する。
Ｓｉは、アルミニウム合金板の耐力向上に寄与し、１．２質量％未満であると十分な１７０℃熱処理後の耐力が得られず製品強度が不足する。一方、１．６質量％を超えると金属間化合物の割合が増加して、耐力が高くなりすぎることにより、成形性が悪化する。
Ｃｕは、アルミニウム合金板の耐力向上及び耐食性に寄与し、０．２質量％を超えると耐食性が大幅に低下する。
Ｍｎは、アルミニウム合金板の耐力向上に寄与し、０．８質量％未満であると十分な１７０℃熱処理後の耐力が得られず、製品強度が不足する。一方、１．２質量％を超えると、金属間化合物が粗大化して、やはり十分な１７０℃熱処理後の耐力が得られない。
Ｍｇは、アルミニウム合金板の耐力向上に寄与し、０．４５質量％未満であると十分な１７０℃熱処理後の耐力が得られない。一方、０．７質量％を超えると耐力が高くなりすぎて、伸びが低下する他、成形性が悪化する。
Ｚｎは、アルミニウム合金板の耐食性に寄与し、０．７質量％を超えると耐食性が悪化する。
Ｓｉは、アルミニウム合金板の耐力向上に寄与し、１．２質量％未満であると十分な１７０℃熱処理後の耐力が得られず製品強度が不足する。一方、１．６質量％を超えると金属間化合物の割合が増加して、耐力が高くなりすぎることにより、成形性が悪化する。
Ｃｕは、アルミニウム合金板の耐力向上及び耐食性に寄与し、０．２質量％を超えると耐食性が大幅に低下する。
Ｍｎは、アルミニウム合金板の耐力向上に寄与し、０．８質量％未満であると十分な１７０℃熱処理後の耐力が得られず、製品強度が不足する。一方、１．２質量％を超えると、金属間化合物が粗大化して、やはり十分な１７０℃熱処理後の耐力が得られない。
Ｍｇは、アルミニウム合金板の耐力向上に寄与し、０．４５質量％未満であると十分な１７０℃熱処理後の耐力が得られない。一方、０．７質量％を超えると耐力が高くなりすぎて、伸びが低下する他、成形性が悪化する。
Ｚｎは、アルミニウム合金板の耐食性に寄与し、０．７質量％を超えると耐食性が悪化する。
本発明の自動車レインフォース用アルミニウム合金板の好ましい態様としては、Ｃｒ：０.０１質量％以上０．１０質量％以下、Ｔｉ：０.０１質量％以上０．１０質量％以下、Ｚｒ：０.０１質量％以上０．１０質量％以下のうち、１種または２種以上をさらに含有するとよい。
Ｃｒ及びＺｒのそれぞれは、強度向上と結晶粒の微細化および組織の安定化に寄与し、０.０１質量％未満では上記効果が十分に得られず、０．１０質量％を超えると上記の効果が飽和する他、多数の金属間化合物が生成されて、成形性に悪影響を及ぼすおそれがある。
Ｔｉは、強度向上と鋳塊組織の微細化に寄与し、０．０１質量％未満では上記効果が十分に得られず、０．１０質量％を超えると、上記効果が飽和する他、粗大な晶出物が生じるおそれがある。
Ｃｒ及びＺｒのそれぞれは、強度向上と結晶粒の微細化および組織の安定化に寄与し、０.０１質量％未満では上記効果が十分に得られず、０．１０質量％を超えると上記の効果が飽和する他、多数の金属間化合物が生成されて、成形性に悪影響を及ぼすおそれがある。
Ｔｉは、強度向上と鋳塊組織の微細化に寄与し、０．０１質量％未満では上記効果が十分に得られず、０．１０質量％を超えると、上記効果が飽和する他、粗大な晶出物が生じるおそれがある。
本発明の自動車レインフォース用アルミニウム合金板の好ましい態様としては、円相当径が１．０μｍ以上のＭｇ－Ｓｉ系第二相粒子が５．０×１０３個／ｍｍ２以下であるとよい。
上記態様では、粗大なＭｇ－Ｓｉ化合物の存在割合を５．０×１０３個／ｍｍ２以下と適正化することにより、部品成型時のプレス成形性に必要な材料強度を確保しつつ、その後の部品塗装工程における負荷熱によって、時効硬化を生じさせて最終製品での高い強度を得ることができる。
上記態様では、粗大なＭｇ－Ｓｉ化合物の存在割合を５．０×１０３個／ｍｍ２以下と適正化することにより、部品成型時のプレス成形性に必要な材料強度を確保しつつ、その後の部品塗装工程における負荷熱によって、時効硬化を生じさせて最終製品での高い強度を得ることができる。
本発明の自動車レインフォース用アルミニウム合金板の好ましい態様としては、圧延方向の断面の立方体方位との方位差が１５°以内にある方位を持つ結晶粒の全結晶粒に対する面積率と、Ｇｏｓｓ方位との方位差が１５°以内にある方位を持つ結晶粒の全結晶粒に対する面積率との和が３％以上であるとよい。
ここで、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法における集合組織の表現は、圧延による板材の集合組織の場合、圧延面と圧延方向で表されており、圧延面は｛ｈｋｌ｝で表現され、圧延方向は＜ｕｖｗ＞で表現される。この表現を用いた場合、立方体方位（Ｃｕｂｅ方位）は、｛００１｝＜１００＞と表現され、Ｇｏｓｓ方位は｛１１０｝＜００１＞と表現される。
上記Ｃｕｂｅ方位｛００１｝＜１００＞及びＧｏｓｓ方位｛１１０｝＜００１＞では、結晶面（圧延面）上のすべり線は、曲げ軸に対して４５°および１３５°と対称性を良好にすることができる。このため、上記態様では、圧延面の全結晶粒における立方体方位との方位差が１５°以内にある方位を持つ結晶粒の全結晶粒に対する面積率と、Ｇｏｓｓ方位との方位差が１５°以内にある方位を持つ結晶粒の全結晶粒に対する面積率との和（以下、方位面積率という）を一定以上に高めることで、曲げ外側におけるせん断帯形成が抑制され、曲げ加工性を大幅に向上できる。
ここで、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法における集合組織の表現は、圧延による板材の集合組織の場合、圧延面と圧延方向で表されており、圧延面は｛ｈｋｌ｝で表現され、圧延方向は＜ｕｖｗ＞で表現される。この表現を用いた場合、立方体方位（Ｃｕｂｅ方位）は、｛００１｝＜１００＞と表現され、Ｇｏｓｓ方位は｛１１０｝＜００１＞と表現される。
上記Ｃｕｂｅ方位｛００１｝＜１００＞及びＧｏｓｓ方位｛１１０｝＜００１＞では、結晶面（圧延面）上のすべり線は、曲げ軸に対して４５°および１３５°と対称性を良好にすることができる。このため、上記態様では、圧延面の全結晶粒における立方体方位との方位差が１５°以内にある方位を持つ結晶粒の全結晶粒に対する面積率と、Ｇｏｓｓ方位との方位差が１５°以内にある方位を持つ結晶粒の全結晶粒に対する面積率との和（以下、方位面積率という）を一定以上に高めることで、曲げ外側におけるせん断帯形成が抑制され、曲げ加工性を大幅に向上できる。
本発明の自動車レインフォース用アルミニウム合金板の製造方法は、アルミニウムスクラップ材を含み、Ｆｅ：０．５質量％以下、Ｓｉ：１．２質量％以上１．６質量％以下、Ｃｕ：０．２質量％以下、Ｍｎ：０．８質量％以上１．２質量％以下、Ｍｇ：０．４５質量％以上０．７質量％以下、Ｚｎ：０．７質量％以下を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金を溶解鋳造した後、５００℃以上６００℃以下で２時間以上保持する均質化処理を施し、次いで、５０ｍ／ｍｉｎ以上の圧延速度で複数パスの熱間圧延を行った後、冷間圧延することにより、厚さ０．８ｍｍ以上２．５ｍｍ以下の板材を形成し、前記板材を１００℃／秒以上の加熱速度で５００℃以上５５０℃以下に加熱して１５秒以上１２０秒以下保持してから、２００℃／秒以上の冷却速度で１００℃以下に冷却する溶体化処理を施した後、１４日以上の室温保管による時効処理または５０℃で７２時間の時効処理を施す。
本発明では、熱間圧延及び冷間圧延により、最終の厚さが０．８ｍｍ以上２．５ｍｍ以下の板材を形成し、この板材に対して溶体化処理及び工業的乃至は１４日以上の室温保管による時効処理を実行することで、成形性、強度および耐食性を有する自動車レインフォース用アルミニウム合金板を製造することができる。
均質化処理の温度が５００℃未満であると鋳造時に発生する偏析が残存し、充分な均質化が実施できず、その保持温度が６００℃を超えると鋳塊が溶融するおそれがある。また、保持時間が２時間未満であると均質化が充分に進行しない場合がある。
熱間圧延の１回のパスの圧延速度が５０ｍ／ｍｉｎ未満であると、素材の伸びや、立方体方位との方位差が１５°以内にある方位を持つ結晶粒の全結晶粒に対する面積率と、Ｇｏｓｓ方位との方位差が１５°以内にある方位を持つ結晶粒の全結晶粒に対する面積率との和（方位面積率）が低下するとともに、１７０℃熱処理後の０．２％耐力が低下するため、アルミニウム合金板の成形性や製品強度が低下する。
溶体化処理の加熱速度が１００℃／秒未満であると、アルミニウム合金板の生産性が低下し、その保持温度が５００℃未満であると溶質元素の再固溶が充分に進行せず、６００℃を超えると板が溶融し破断するおそれがある。また、保持時間が１５秒未満であると再固溶が充分に進行せず、１２０秒を超えるとアルミニウム合金板の生産性が低下する。
また、溶体化処理の冷却速度が１０℃／秒未満であると、アルミニウム合金板の生産性が低下する。
溶体化処理後の室温保管が１４日未満であると、時効硬化が不足し、アルミニウム合金板の強度が不足し、成形性が低下する。
熱間圧延の１回のパスの圧延速度が５０ｍ／ｍｉｎ未満であると、素材の伸びや、立方体方位との方位差が１５°以内にある方位を持つ結晶粒の全結晶粒に対する面積率と、Ｇｏｓｓ方位との方位差が１５°以内にある方位を持つ結晶粒の全結晶粒に対する面積率との和（方位面積率）が低下するとともに、１７０℃熱処理後の０．２％耐力が低下するため、アルミニウム合金板の成形性や製品強度が低下する。
溶体化処理の加熱速度が１００℃／秒未満であると、アルミニウム合金板の生産性が低下し、その保持温度が５００℃未満であると溶質元素の再固溶が充分に進行せず、６００℃を超えると板が溶融し破断するおそれがある。また、保持時間が１５秒未満であると再固溶が充分に進行せず、１２０秒を超えるとアルミニウム合金板の生産性が低下する。
また、溶体化処理の冷却速度が１０℃／秒未満であると、アルミニウム合金板の生産性が低下する。
溶体化処理後の室温保管が１４日未満であると、時効硬化が不足し、アルミニウム合金板の強度が不足し、成形性が低下する。
本発明によれば、アルミニウムスクラップ材を原料とすることで環境負荷を抑制しつつ、優れた成形性、強度および耐食性を有する自動車レインフォース部材を提供できる。
以下、本発明に係る自動車レインフォース用アルミニウム合金板（以下、アルミニウム合金板という）の実施形態について説明する。
［アルミニウム合金板の構成］
本実施形態のアルミニウム合金板は、例えば、自動車のフード、トランクの内側に挿入されており、構造体の剛性を高めるために用いられるレインフォ―スメント等として用いられるいわゆるレインフォース材に加工される。このアルミニウム合金板は、アルミニウムスクラップ材を原料とするアルミニウム合金から形成されている。具体的には、アルミニウム合金板となるアルミニウム合金には、アルミニウムスクラップ材が５０もしくは６０質量％以上含まれており、全てアルミニウムスクラップ材により形成されていてもよい。
また、このようなアルミニウムスクラップ材は、アルミニウム圧延工場や各種使用済みアルミニウム合金部品のくずからなる。
本実施形態のアルミニウム合金板は、例えば、自動車のフード、トランクの内側に挿入されており、構造体の剛性を高めるために用いられるレインフォ―スメント等として用いられるいわゆるレインフォース材に加工される。このアルミニウム合金板は、アルミニウムスクラップ材を原料とするアルミニウム合金から形成されている。具体的には、アルミニウム合金板となるアルミニウム合金には、アルミニウムスクラップ材が５０もしくは６０質量％以上含まれており、全てアルミニウムスクラップ材により形成されていてもよい。
また、このようなアルミニウムスクラップ材は、アルミニウム圧延工場や各種使用済みアルミニウム合金部品のくずからなる。
また、アルミニウム合金板は、上述したように、アルミニウムスクラップ材を主原料とするため、複数の元素を含んでいる。具体的には、アルミニウム合金板は、Ｆｅ：０．５質量％以下、Ｓｉ：１．２質量％以上１．６質量％以下、Ｃｕ：０．２質量％以下、Ｍｎ：０．８質量％以上１．２質量％以下、Ｍｇ：０．４５質量％以上０．７質量％以下、Ｚｎ：０．７質量％以下を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなる。
Ｆｅは、アルミニウム合金板の耐力向上に寄与し、０．５質量％を超えると金属間化合物の割合が増加して、耐力が高くなりすぎることにより、成形性が悪化する。
Ｓｉは、アルミニウム合金板の耐力向上に寄与し、１．２質量％未満であると、後述する１７０℃熱処理後の耐力が十分に得られず製品強度が不足する。一方、１．６質量％を超えると金属間化合物の割合が増加して、耐力が高くなりすぎることにより、成形性が悪化する。
Ｃｕは、アルミニウム合金板の耐力向上及び耐食性に寄与し、０．２質量％を超えると耐食性が大幅に低下する。
Ｍｎは、アルミニウム合金板の耐力向上に寄与し、０．８質量％未満であると十分な１７０℃熱処理後の耐力が得られず、製品強度が不足する。一方、１．２質量％を超えると、金属間化合物が粗大化して、やはり十分な１７０℃熱処理後の耐力が得られない。
Ｍｇは、アルミニウム合金板の耐力向上に寄与し、０．４５質量％未満であると十分な１７０℃熱処理後の耐力が得られない。一方、０．７質量％を超えると耐力が高くなりすぎて、伸びが低下する他、成形性が悪化する。
Ｚｎは、アルミニウム合金板の耐食性に寄与し、０．７質量％を超えると耐食性が悪化する。
Ｓｉは、アルミニウム合金板の耐力向上に寄与し、１．２質量％未満であると、後述する１７０℃熱処理後の耐力が十分に得られず製品強度が不足する。一方、１．６質量％を超えると金属間化合物の割合が増加して、耐力が高くなりすぎることにより、成形性が悪化する。
Ｃｕは、アルミニウム合金板の耐力向上及び耐食性に寄与し、０．２質量％を超えると耐食性が大幅に低下する。
Ｍｎは、アルミニウム合金板の耐力向上に寄与し、０．８質量％未満であると十分な１７０℃熱処理後の耐力が得られず、製品強度が不足する。一方、１．２質量％を超えると、金属間化合物が粗大化して、やはり十分な１７０℃熱処理後の耐力が得られない。
Ｍｇは、アルミニウム合金板の耐力向上に寄与し、０．４５質量％未満であると十分な１７０℃熱処理後の耐力が得られない。一方、０．７質量％を超えると耐力が高くなりすぎて、伸びが低下する他、成形性が悪化する。
Ｚｎは、アルミニウム合金板の耐食性に寄与し、０．７質量％を超えると耐食性が悪化する。
また、アルミニウム合金板は、Ｃｒ：０.０１質量％以上０．１０質量％以下、Ｔｉ：０.０１質量％以上０．１質量％以下、Ｚｒ：０.０１質量％以上０．１０質量％以下のうち、１種または２種以上をさらに含有することが好ましい。
Ｃｒ及びＺｒのそれぞれは、強度向上と結晶粒の微細化および組織の安定化に寄与し、０.０１質量％未満では上記効果が十分に得られず、０．１０質量％を超えると上記の効果が飽和する他、多数の金属間化合物が生成されて、成形性に悪影響を及ぼすおそれがある。
Ｔｉは、強度向上と鋳塊組織の微細化に寄与し、０．０１質量％未満では上記効果が十分に得られず、０．１０質量％を超えると、上記効果が飽和する他、粗大な晶出物が生じるおそれがある。
Ｃｒ及びＺｒのそれぞれは、強度向上と結晶粒の微細化および組織の安定化に寄与し、０.０１質量％未満では上記効果が十分に得られず、０．１０質量％を超えると上記の効果が飽和する他、多数の金属間化合物が生成されて、成形性に悪影響を及ぼすおそれがある。
Ｔｉは、強度向上と鋳塊組織の微細化に寄与し、０．０１質量％未満では上記効果が十分に得られず、０．１０質量％を超えると、上記効果が飽和する他、粗大な晶出物が生じるおそれがある。
このアルミニウム合金板は、平均結晶粒径が３０μｍ以下であり、０．２％耐力が１００ＭＰａ以上１５５ＭＰａ以下で、伸びが２０％以上であり、圧延方向に２％の一軸ひずみ付与後に１７０℃で２０分間の熱処理を施した後の０．２％耐力が１７０ＭＰａ以上である。２％の一軸ひずみ付与は、レインフォースとしてのプレス成形を想定した条件であり、１７０℃で２０分間の熱処理は、レインフォースへの加工後の塗装を想定した条件である。つまり、この圧延方向に２％の一軸ひずみ付与後に１７０℃で２０分間の熱処理を施した後の０．２％耐力（１７０℃熱処理後の耐力という場合がある）は、レインフォースの製品としての強度を想定している。
また、平均結晶粒径が３０μｍを超えると加工性が低下する。さらに、０．２％耐力が１００ＭＰａ未満であるとプレス加工時にアルミニウム合金板が破断するおそれがあり、１５０ＭＰａを超えると加工性が低下する。加えて、伸びが２０％未満では、加工性が低下する。また、圧延方向に２％の一軸ひずみ付与後に１７０℃で２０分間の熱処理を施した後の０．２％耐力が１７０ＭＰａ未満であると、最終製品（自動車レインフォース）の強度が低下する。
なお、平均結晶粒径は２５μｍ以下がより好ましい。０．２％耐力は１２５ＭＰａ以上１５０ＭＰａ以下がより好ましい。また、１７０℃熱処理後の耐力は１８５ＭＰａ以上がより好ましい。
なお、平均結晶粒径は２５μｍ以下がより好ましい。０．２％耐力は１２５ＭＰａ以上１５０ＭＰａ以下がより好ましい。また、１７０℃熱処理後の耐力は１８５ＭＰａ以上がより好ましい。
また、アルミニウム合金板は、円相当径が１．０μｍ以上のＭｇ－Ｓｉ系第二相粒子が５．０×１０3個／ｍｍ２以下である。なお、円相当径が１．０μｍ以上のＭｇ－Ｓｉ系第二相粒子が５．０×１０3個／ｍｍ２を超えると、部品成型時のプレス成形性に必要な材料強度を確保しにくく、その後の部品塗装工程における熱負荷によって、時効硬化が生じにくくなる可能性がある。
さらに、アルミニウム合金板は、圧延方向の断面の立方体方位との方位差が１５°以内にある方位を持つ結晶粒の全結晶粒に対する面積率（Ｃｕｂｅ方位面積率）と、Ｇｏｓｓ方位との方位差が１５°以内にある方位を持つ結晶粒の全結晶粒に対する面積率（Ｇｏｓｓ方位面積率）との和（方位面積率）が３％以上である。この方位面積率は、３％以上であれば曲げ加工性の向上に寄与するものの、方位面積率の数値が３％を大きく超えてもその効果は飽和することから、３％以上であればよい。なお、上記結晶粒の全結晶粒に対する面積率が３％未満であると、曲げ外側におけるせん断帯形成を抑制しにくくなることから、曲げ加工性を大幅に向上させることが難しい。
また、アルミニウム合金板は、素材の導電率が４０％ＩＡＣＳ以上４５％ＩＡＣＳ以下であるのが好ましい。導電率は各添加元素（特に、ＳｉとＭｇ）の固溶・析出状態を表す指標ともなり、アルミニウム合金板の強度（０．２％耐力及び１７０℃で２０分間の熱処理後の０．２％耐力）等に影響を与える。アルミニウムマトリクスへの固溶が進むと導電率は低くなり、金属間化合物として析出が進むと導電率は高くなる。このため、素材の導電率が低すぎても高すぎても素材強度や時効後強度が低下する傾向にあり、上記範囲とすることが望ましい。
なお、導電率が４０％ＩＡＣＳ未満である場合、及び４５％ＩＡＣＳを超える場合、アルミニウム合金板に対する各添加元素の固溶度が適切な範囲外となるため、０．２％耐力及び１７０℃で２０分間の熱処理後の０．２％耐力が低下する可能性がある。また、導電率が４５％ＩＡＣＳを超えると金属間化合物が粗大化する傾向にあることから、耐食性がやや低下する可能性がある。
この導電率は４２％ＩＡＣＳ以上４４％ＩＡＣＳ以下がより好ましい。
なお、導電率が４０％ＩＡＣＳ未満である場合、及び４５％ＩＡＣＳを超える場合、アルミニウム合金板に対する各添加元素の固溶度が適切な範囲外となるため、０．２％耐力及び１７０℃で２０分間の熱処理後の０．２％耐力が低下する可能性がある。また、導電率が４５％ＩＡＣＳを超えると金属間化合物が粗大化する傾向にあることから、耐食性がやや低下する可能性がある。
この導電率は４２％ＩＡＣＳ以上４４％ＩＡＣＳ以下がより好ましい。
［アルミニウム合金板の製造方法］
アルミニウム合金板は、以下の手順にて製造される。まず、５０質量％以上のアルミニウムスクラップ材を含んだ上記組成のアルミニウム合金に対して、溶解鋳造処理、均質化処理、均熱処理、熱間圧延処理、冷間圧延処理、溶体化処理及び時効処理をこの順で施すことにより製造する。以下、具体的に説明する。
アルミニウム合金板は、以下の手順にて製造される。まず、５０質量％以上のアルミニウムスクラップ材を含んだ上記組成のアルミニウム合金に対して、溶解鋳造処理、均質化処理、均熱処理、熱間圧延処理、冷間圧延処理、溶体化処理及び時効処理をこの順で施すことにより製造する。以下、具体的に説明する。
［溶解鋳造処理］
５０質量％以上のアルミニウムスクラップ材を含んだＦｅ：０．５質量％以下、Ｓｉ：１．２質量％以上１．６質量％以下、Ｃｕ：０．２質量％以下、Ｍｎ：０．８質量％以上１．２質量％以下、Ｍｇ：０．４５質量％以上０．７質量％以下、Ｚｎ：０．７質量％以下を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金を溶解してアルミニウム合金溶湯を生成する。そして、アルミニウム合金溶湯を半連続鋳造法（ＤＣ鋳造）により鋳造する。
なお、鋳造法については、半連続鋳造法に限らず、連続鋳造法等、その他の常法を用いてもよい。また、アルミニウム合金鋳塊に対して、均質化処理の前後に面削加工を実施してもよい。
５０質量％以上のアルミニウムスクラップ材を含んだＦｅ：０．５質量％以下、Ｓｉ：１．２質量％以上１．６質量％以下、Ｃｕ：０．２質量％以下、Ｍｎ：０．８質量％以上１．２質量％以下、Ｍｇ：０．４５質量％以上０．７質量％以下、Ｚｎ：０．７質量％以下を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金を溶解してアルミニウム合金溶湯を生成する。そして、アルミニウム合金溶湯を半連続鋳造法（ＤＣ鋳造）により鋳造する。
なお、鋳造法については、半連続鋳造法に限らず、連続鋳造法等、その他の常法を用いてもよい。また、アルミニウム合金鋳塊に対して、均質化処理の前後に面削加工を実施してもよい。
［均質化処理］
半連続鋳造法により得られた鋳塊に対して、偏析など不均質な組織を除去する事を目的に均質化処理を実施する。高温の均質化処理により、鋳造時にマトリクスに過飽和に固溶した添加元素が金属間化合物として析出する。析出する金属間化合物のサイズや分散量は均質化処理の温度、時間に影響を及ぼされるため、添加元素の種類に応じた熱処理条件を選択する必要がある。
半連続鋳造法により得られた鋳塊に対して、偏析など不均質な組織を除去する事を目的に均質化処理を実施する。高温の均質化処理により、鋳造時にマトリクスに過飽和に固溶した添加元素が金属間化合物として析出する。析出する金属間化合物のサイズや分散量は均質化処理の温度、時間に影響を及ぼされるため、添加元素の種類に応じた熱処理条件を選択する必要がある。
例えば、アルミニウムスクラップ材を含んだアルミニウム合金が上記組成とされていることから、得られた鋳塊について均質化処理を５００℃以上６００℃以下の温度で２時間以上行う。この均質化処理は、５３５～５９５℃の温度で３～８時間保持することがより好ましい。
なお、均質化処理の保持温度が５００℃未満であると、鋳造時に発生する偏析が残存し、充分な均質化が実施できず、その保持温度が６００℃を超えると鋳塊が溶融するおそれがある。また、保持時間が２時間未満であると均質化が充分に進行しない場合がある。
なお、均質化処理の保持温度が５００℃未満であると、鋳造時に発生する偏析が残存し、充分な均質化が実施できず、その保持温度が６００℃を超えると鋳塊が溶融するおそれがある。また、保持時間が２時間未満であると均質化が充分に進行しない場合がある。
［均熱処理］
均質化処理がなされた鋳塊に対して均熱処理を実施する。この均熱処理は、均質化処理よりも若干低い温度で実行され、例えば、４８０℃以上５５０℃以下の温度で１時間以上保持する。なお、均熱処理と熱間圧延前の均熱処理を兼ねて実施しても良い。
均質化処理がなされた鋳塊に対して均熱処理を実施する。この均熱処理は、均質化処理よりも若干低い温度で実行され、例えば、４８０℃以上５５０℃以下の温度で１時間以上保持する。なお、均熱処理と熱間圧延前の均熱処理を兼ねて実施しても良い。
［熱間圧延処理］
均質化処理がなされた鋳塊（均熱処理がなされた場合には、均熱処理がなされた鋳塊）に対して熱間圧延処理を実施する。この熱間圧延は、５００℃前後の高温で実施される。具体的には、出側の温度が４００℃～４６０℃となる熱間粗圧延後、シングルリバース式の熱間仕上圧延機に５０ｍ／ｍｉｎ以上の圧延速度で３回通過させることにより、板材の厚さを２ｍｍ～６ｍｍとする。具体的には、圧延速度が５０ｍ／ｍｉｎ以上１５０ｍ／ｍｉｎ以下で、巻取り温度を３５０℃以上４００℃以下の条件で熱間仕上げの１パス目を実行する。次に、圧延速度が５０ｍ／ｍｉｎ以上１５０ｍ／ｍｉｎ以下で、巻取り温度を３３０℃以上３８０℃以下の条件で熱間仕上げの２パス目を実行する。最後に、圧延速度が１５０ｍ／ｍｉｎ以上３００ｍ／ｍｉｎ以下で、巻取り温度を２３０℃以上３３０℃以下の条件で熱間仕上げの３パス目を実行する。
均質化処理がなされた鋳塊（均熱処理がなされた場合には、均熱処理がなされた鋳塊）に対して熱間圧延処理を実施する。この熱間圧延は、５００℃前後の高温で実施される。具体的には、出側の温度が４００℃～４６０℃となる熱間粗圧延後、シングルリバース式の熱間仕上圧延機に５０ｍ／ｍｉｎ以上の圧延速度で３回通過させることにより、板材の厚さを２ｍｍ～６ｍｍとする。具体的には、圧延速度が５０ｍ／ｍｉｎ以上１５０ｍ／ｍｉｎ以下で、巻取り温度を３５０℃以上４００℃以下の条件で熱間仕上げの１パス目を実行する。次に、圧延速度が５０ｍ／ｍｉｎ以上１５０ｍ／ｍｉｎ以下で、巻取り温度を３３０℃以上３８０℃以下の条件で熱間仕上げの２パス目を実行する。最後に、圧延速度が１５０ｍ／ｍｉｎ以上３００ｍ／ｍｉｎ以下で、巻取り温度を２３０℃以上３３０℃以下の条件で熱間仕上げの３パス目を実行する。
なお、熱間圧延の圧延速度が５０ｍ／ｍｉｎ未満であると、素材の伸びや立方体方位率が低下するとともに、１７０℃熱処理後の０．２％耐力が低下するため、アルミニウム合金板の成形性や製品強度が低下する。
本実施形態では、上記熱間仕上圧延の条件を種々変更する事で材料の集合組織を制御し、最終圧延品における圧延面の立方体方位との方位差が１５°以内にある方位を持つ結晶粒の全結晶粒に対する面積率と、Ｇｏｓｓ方位との方位差が１５°以内にある方位を持つ結晶粒の全結晶粒に対する面積率との和（方位面積率）を所望の範囲に調整した。
本実施形態では、上記熱間仕上圧延の条件を種々変更する事で材料の集合組織を制御し、最終圧延品における圧延面の立方体方位との方位差が１５°以内にある方位を持つ結晶粒の全結晶粒に対する面積率と、Ｇｏｓｓ方位との方位差が１５°以内にある方位を持つ結晶粒の全結晶粒に対する面積率との和（方位面積率）を所望の範囲に調整した。
［冷間圧延］
次に、熱間圧延後の板材に対して、冷間圧延処理を実施する。この冷間圧延処理の方法は、特に限定されないが、例えば、圧延機に板材を通過させることにより実施できる。この冷間圧延後の板材の厚さは、例えば、０．８ｍｍ以上２．５ｍｍ以下とされる。
次に、熱間圧延後の板材に対して、冷間圧延処理を実施する。この冷間圧延処理の方法は、特に限定されないが、例えば、圧延機に板材を通過させることにより実施できる。この冷間圧延後の板材の厚さは、例えば、０．８ｍｍ以上２．５ｍｍ以下とされる。
［溶体化処理］
冷間圧延処理後の板材に対して、溶体化処理を実施する。この溶体化処理では、板材を１００℃／秒以上の加熱速度で５００℃以上５５０℃以下に加熱して１５秒以上１２０秒以下保持してから、２００℃／秒以上の冷却速度で１００℃以下に冷却する。
なお、溶体化処理の加熱速度が１００℃／秒未満であると、アルミニウム合金板の生産性が低下し、その保持温度が５００℃未満であると再結晶化が充分に進行せず、６００℃を超えるとアルミニウム合金板が溶融し破断するおそれがある。また、保持時間が１５秒未満であると再結晶化が充分に進行せず、１２０秒を超えるとアルミニウム合金板の生産性が低下する。また、溶体化処理の冷却速度が２００℃／秒未満であると、アルミニウム合金板の生産性が低下する。
冷間圧延処理後の板材に対して、溶体化処理を実施する。この溶体化処理では、板材を１００℃／秒以上の加熱速度で５００℃以上５５０℃以下に加熱して１５秒以上１２０秒以下保持してから、２００℃／秒以上の冷却速度で１００℃以下に冷却する。
なお、溶体化処理の加熱速度が１００℃／秒未満であると、アルミニウム合金板の生産性が低下し、その保持温度が５００℃未満であると再結晶化が充分に進行せず、６００℃を超えるとアルミニウム合金板が溶融し破断するおそれがある。また、保持時間が１５秒未満であると再結晶化が充分に進行せず、１２０秒を超えるとアルミニウム合金板の生産性が低下する。また、溶体化処理の冷却速度が２００℃／秒未満であると、アルミニウム合金板の生産性が低下する。
［時効処理］
最後に、溶体化処理が施された板材に対して、室温で１４日以上保管するか、５０℃で７２時間保持する室温相当の時効処理を実行する。これらアルミニウム合金板の圧延終了後の時効処理後の耐力、伸びは当該製品のプレス成形性に大きく影響する。この時効処理後のアルミニウム合金板の０．２％耐力が１００ＭＰａ以上１５５ＭＰａ以下で、伸びが２０％以上となる。
最後に、溶体化処理が施された板材に対して、室温で１４日以上保管するか、５０℃で７２時間保持する室温相当の時効処理を実行する。これらアルミニウム合金板の圧延終了後の時効処理後の耐力、伸びは当該製品のプレス成形性に大きく影響する。この時効処理後のアルミニウム合金板の０．２％耐力が１００ＭＰａ以上１５５ＭＰａ以下で、伸びが２０％以上となる。
さらに、このようにして製造されたアルミニウム合金板（時効処理後のアルミニウム合金板）に、当該製品におけるプレス成形後の塗装工程における熱負荷を想定し、以下の方法により０．２％耐力を測定した。具体的には、ＪＩＳＺ２２４１に基づく引張試験により２％のひずみを付与した後の試験片に対して、１０℃/秒以上の加熱速度で１７０℃に加熱して２０分保持してから、１０℃/秒以上の冷却速度で冷却する熱処理を施した後に耐力を測定した。これらアルミニウム合金板の１７０℃熱処理後の耐力は、当該製品の製品強度に値する。この１７０℃熱処理後のアルミニウム合金板の０．２％耐力は、１７０ＭＰａ以上となる。
次に、結晶方位について説明する。立方体方位（Ｃｕｂｅ方位）は、ＥＢＳＤ法における集合組織の表現では、｛００１｝＜１００＞と表現され、Ｇｏｓｓ方位は｛１１０｝＜００１＞と表現される。このＣｕｂｅ方位及びＧｏｓｓ方位は、圧延面の厚さ方向ＮＤ、圧延方向ＬＤ、圧延方向に対して直角方向ＴＤの三つの方向に同様の特性を示す。このＣｕｂｅ方位｛００１｝＜１００＞及びＧｏｓｓ方位｛１１０｝＜００１＞では、結晶面（圧延面）上のすべり線は、曲げ軸に対して４５°および１３５°と対称性を良好にすることができる。このため、全結晶粒における立方体方位との方位差が１５°以内にある方位を持つ結晶粒の全結晶粒に対する面積率と、Ｇｏｓｓ方位との方位差が１５°以内にある方位を持つ結晶粒の全結晶粒に対する面積率との和（方位面積率）を一定上に高めることで、曲げ外側におけるせん断帯形成が抑制され、曲げ加工性を大幅に向上できることを見出した。
このようにして製造されたアルミニウム合金板は、平均結晶粒径が３０μｍ以下であり、０．２％耐力が１００ＭＰａ以上１５５ＭＰａ以下で、伸びが２０％以上であり、２％の一軸ひずみ付与後に１７０℃で２０分間の熱処理を施した後の０．２％耐力が１７０ＭＰａ以上であるアルミニウム合金板、すなわち、成形性、強度および耐食性を有する自動車レインフォース用アルミニウム合金板となる。また、アルミニウムスクラップ材を５０質量％以上含んだアルミニウム合金からアルミニウム合金板を製造できるので、環境負荷を低減できる。
具体的には、本実施形態のアルミニウム合金板は、０．２％耐力が１００ＭＰａ以上１５５ＭＰａ以下で、伸びが２０％以上とされているので、プレス加工を適切に施すことができる。また、圧延方向に２％の一軸ひずみ付与後に１７０℃で２０分間の熱処理を施した後の０．２％耐力を１７０ＭＰａ以上と非常に高くでき、最終製品（自動車レインフォース）の強度を高めることができる。また、Ｃｕが０．２質量％以下、Ｚｎが０．７質量％以下と少ないので、耐食性を高めることができる。さらに、平均結晶粒径が３０μｍ以下と小さいので、加工性を向上できる。
また、粗大なＭｇ－Ｓｉ化合物の存在割合を５．０×１０３個／ｍｍ２以下と適正化することにより、部品成型時のプレス成形性に必要な材料強度を確保しつつ、その後の部品塗装工程における負荷熱によって、時効硬化を生じさせて最終製品での高い強度を得ることができる。さらに、圧延面の立方体方位との方位差が１５°以内にある方位を持つ結晶粒の全結晶粒に対する面積率と、Ｇｏｓｓ方位との方位差が１５°以内にある方位を持つ結晶粒の全結晶粒に対する面積率との和（方位面積率）が３％以上であり、この立方体方位（Ｃｕｂｅ方位）｛００１｝＜１００＞及びＧｏｓｓ方位｛１１０｝＜００１＞では、結晶面（圧延面）上のすべり線を、曲げ軸に対して４５°および１３５°と対称性を良好にすることができるため、方位面積率を一定上に高めることで、曲げ外側におけるせん断帯形成が抑制され、曲げ加工性を大幅に向上できる。加えて、導電率が４０％ＩＡＣＳ以上４５％ＩＡＣＳ以下とされているので、アルミニウム合金板の０．２％耐力及び１７０℃で２０分間の熱処理後の０．２％耐力のそれぞれを上記数値範囲にすることができる。また、導電率を４５％ＩＡＣＳ以下であれば金属間化合物が粗大化することがないので、耐食性が低下することを抑制できる。
そして、上述したような自動車レインフォース用アルミニウム合金板に対してプレス成形加工を施した後、塗装を施すことにより、優れた成形性、強度および耐食性を有する自動車レインフォースを提供できる。
なお、本発明は上記実施形態に限定されるものではなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲において種々の変更を加えることが可能である。
実施例１～１７及び比較例１～１２のアルミニウム合金を以下に示す方法で製造し、得られた各試料の０．２％耐力及び伸びを測定した後、成形性を評価した。以下に詳しく説明する。
実施例１～１７及び比較例１～１２の原料となるアルミニウム合金の組成（成分）は、表１に示す通りとした。
実施例１～１７及び比較例１～１２の原料となるアルミニウム合金の組成（成分）は、表１に示す通りとした。
これらのアルミニウム合金を溶解しアルミニウム合金溶湯を生成し、半連続鋳造により鋳造した。半連続鋳造法により得られた鋳塊に対して、５６５℃で２時間の均質化処理を施した後、５１０℃で１時間保持する均熱処理を施し、表２に示す各種条件にて熱間圧延を行った後、冷間圧延を施すことにより厚さ１．５ｍｍの板材を形成した。この板材を１００℃／秒以上の加熱速度で５２０℃に加熱して２０秒以下保持してから、１００℃以下に冷却する溶体化処理を施した後、５０℃で７２時間保持する時効処理を施し、各試料とした。
なお、表２の熱間圧延条件において、圧延速度は、圧延条件Ｂ～Ｄでは、各欄ごとに下限値以上、上限値未満で範囲を示しており（例えば圧延条件Ｄの１パス目では２０ｍ／ｍｉｎ以上５０ｍ／ｍｉｎ未満）、圧延条件Ａでは各欄ごとに下限値以上、上限値以下（１パス目であれば１００ｍ／ｍｉｎ以上１５０ｍ／ｍｉｎ以下）で範囲を示している。
なお、表２の熱間圧延条件において、圧延速度は、圧延条件Ｂ～Ｄでは、各欄ごとに下限値以上、上限値未満で範囲を示しており（例えば圧延条件Ｄの１パス目では２０ｍ／ｍｉｎ以上５０ｍ／ｍｉｎ未満）、圧延条件Ａでは各欄ごとに下限値以上、上限値以下（１パス目であれば１００ｍ／ｍｉｎ以上１５０ｍ／ｍｉｎ以下）で範囲を示している。
（０．２％耐力の測定）
０．２％耐力については、ＪＩＳＺ２２４１に準ずる方法により測定した。具体的には、得られた各試料から圧延方向と平行にサンプルを切り出してＪＩＳ５号形状の試験片を作成し、常温で引張試験を実施し、耐力（ＭＰａ）を測定した。なお、引張速度は、５ｍｍ／分とした。
０．２％耐力については、ＪＩＳＺ２２４１に準ずる方法により測定した。具体的には、得られた各試料から圧延方向と平行にサンプルを切り出してＪＩＳ５号形状の試験片を作成し、常温で引張試験を実施し、耐力（ＭＰａ）を測定した。なお、引張速度は、５ｍｍ／分とした。
（伸びの測定）
伸びについては、ＪＩＳＺ２２４１に準ずる方法により測定した。具体的には、得られた各試料から圧延方向と平行にサンプルを切り出してＪＩＳ５号形状の試験片を作成し、常温で引張試験を実施し、伸びを測定した。なお、ここでいう伸びとは、ＪＩＳＺ２２４１に基づく破断後の永久伸びを原標点距離に対する百分率で表したものである。
伸びについては、ＪＩＳＺ２２４１に準ずる方法により測定した。具体的には、得られた各試料から圧延方向と平行にサンプルを切り出してＪＩＳ５号形状の試験片を作成し、常温で引張試験を実施し、伸びを測定した。なお、ここでいう伸びとは、ＪＩＳＺ２２４１に基づく破断後の永久伸びを原標点距離に対する百分率で表したものである。
（導電率）
導電率については、４端子法にて測定した。２０～２５℃の室温環境にて試料に対し５００ｍＡの電流を流し、電圧値から抵抗を算出し、その後、導電率を算出した。
導電率については、４端子法にて測定した。２０～２５℃の室温環境にて試料に対し５００ｍＡの電流を流し、電圧値から抵抗を算出し、その後、導電率を算出した。
（化合物粒子分布状態の観察）
製造したアルミニウム合金について、圧延方向に平行な断面を観察した。観察はイオンミリング法に基づくＣＰ加工（断面加工）を施した断面を電界放出型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ）にて行った。観察した画像を基に画像解析によって化合物粒子（Ｍｇ－Ｓｉ化合物粒子）の円相当径と分布密度を算出した。
製造したアルミニウム合金について、圧延方向に平行な断面を観察した。観察はイオンミリング法に基づくＣＰ加工（断面加工）を施した断面を電界放出型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ）にて行った。観察した画像を基に画像解析によって化合物粒子（Ｍｇ－Ｓｉ化合物粒子）の円相当径と分布密度を算出した。
（結晶粒径）
金属組織を露出させる方法として、アルミニウム合金板の圧延方向に対し平行に切断した断面をエメリー紙にて研磨し、荒バフ研磨、仕上げ研磨を施した後、水洗、乾燥を実施し、更に、バーカー氏液中で、浴温：２５℃、印加電圧：３０Ｖ、印加時間：１２０秒の条件で陽極酸化処理を施す方法を適用した。処理後の試料について、偏光をかけた光学顕微鏡を用いて撮影し、切断法により平均結晶粒径を算出した。
金属組織を露出させる方法として、アルミニウム合金板の圧延方向に対し平行に切断した断面をエメリー紙にて研磨し、荒バフ研磨、仕上げ研磨を施した後、水洗、乾燥を実施し、更に、バーカー氏液中で、浴温：２５℃、印加電圧：３０Ｖ、印加時間：１２０秒の条件で陽極酸化処理を施す方法を適用した。処理後の試料について、偏光をかけた光学顕微鏡を用いて撮影し、切断法により平均結晶粒径を算出した。
（方位面積率）
結晶粒のＣｕｂｅ方位との方位差が１５°以内にある方位を持つ結晶粒の全結晶粒に対する面積率（Ｃｕｂｅ方位面積率）と、Ｇｏｓｓ方位との方位差が１５°以内にある方位を持つ結晶粒の全結晶粒に対する面積率（Ｇｏｓｓ方位面積率）との和（方位面積率）は、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法にて測定した結晶粒方位分布マップＯＩＭ(Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｉｎｇ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ)像にＣｕｂｅ｛００１｝＜１００＞方位との方位差が１５°以内にある方位を持つ結晶粒の全結晶粒に対する面積分率と、Ｇｏｓｓ方位との方位差が１５°以内にある方位を持つ結晶粒の全結晶粒に対する面積分率との和を方位面積率として測定した。具体的には、前述したアルミニウム合金板の圧延方向の板厚断面の０．２０ｍｍ×１．５ｍｍ（板厚）の測定領域に対して、１μｍのピッチで電子線を走査して、各測定点の結晶方位を測定し、測定点間の方位差から判定した結晶粒のうち、Ｃｕｂｅ方位との方位差が１５°以内にある方位を持つ結晶粒及びＧｏｓｓ方位との方位差が１５°以内にある方位を有する結晶粒のそれぞれについて、測定領域における全結晶粒の面積に対する平均面積率（％）を測定してＣｕｂｅ方位面積率及びＧｏｓｓ方位面積率を算出し、これらの和を方位面積率とした。
結晶粒のＣｕｂｅ方位との方位差が１５°以内にある方位を持つ結晶粒の全結晶粒に対する面積率（Ｃｕｂｅ方位面積率）と、Ｇｏｓｓ方位との方位差が１５°以内にある方位を持つ結晶粒の全結晶粒に対する面積率（Ｇｏｓｓ方位面積率）との和（方位面積率）は、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法にて測定した結晶粒方位分布マップＯＩＭ(Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｉｎｇ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ)像にＣｕｂｅ｛００１｝＜１００＞方位との方位差が１５°以内にある方位を持つ結晶粒の全結晶粒に対する面積分率と、Ｇｏｓｓ方位との方位差が１５°以内にある方位を持つ結晶粒の全結晶粒に対する面積分率との和を方位面積率として測定した。具体的には、前述したアルミニウム合金板の圧延方向の板厚断面の０．２０ｍｍ×１．５ｍｍ（板厚）の測定領域に対して、１μｍのピッチで電子線を走査して、各測定点の結晶方位を測定し、測定点間の方位差から判定した結晶粒のうち、Ｃｕｂｅ方位との方位差が１５°以内にある方位を持つ結晶粒及びＧｏｓｓ方位との方位差が１５°以内にある方位を有する結晶粒のそれぞれについて、測定領域における全結晶粒の面積に対する平均面積率（％）を測定してＣｕｂｅ方位面積率及びＧｏｓｓ方位面積率を算出し、これらの和を方位面積率とした。
（成形性の評価）
成形性の評価については、ＪＩＳＺ２２４８に基づく１８０°密着曲げを実行した際に生じる割れ、しわの発生具合を目視にて評価した。この場合、しわがほとんど発生しておらず、割れていないものを非常に良好（◎）と評価し、一部にしわが発生しているものの割れていないものを良好（〇）と評価し、割れが発生しているものを不可（×）と評価した。
成形性の評価については、ＪＩＳＺ２２４８に基づく１８０°密着曲げを実行した際に生じる割れ、しわの発生具合を目視にて評価した。この場合、しわがほとんど発生しておらず、割れていないものを非常に良好（◎）と評価し、一部にしわが発生しているものの割れていないものを良好（〇）と評価し、割れが発生しているものを不可（×）と評価した。
（製品強度の評価）
試料に圧延方向に２％の一軸歪を付与した後、１７０℃で２０分間の熱処理後の０．２％耐力を製品強度と想定した。その耐力が１９０ＭＰａ以上のものを非常に良好（◎）と評価し、１７０ＭＰａ以上１９０ＭＰａ未満のものを良好（〇）と評価し、１７０ＭＰａ未満のものを不可（×）と評価した。
試料に圧延方向に２％の一軸歪を付与した後、１７０℃で２０分間の熱処理後の０．２％耐力を製品強度と想定した。その耐力が１９０ＭＰａ以上のものを非常に良好（◎）と評価し、１７０ＭＰａ以上１９０ＭＰａ未満のものを良好（〇）と評価し、１７０ＭＰａ未満のものを不可（×）と評価した。
（耐食性の評価）
耐食性評価として、塩水噴霧試験（ＳＳＴ）を１０００時間実施した。この腐食試験後のサンプルについて、リン酸クロムによって腐食生成物を除去後、腐食減量を測定した。この結果に基づいて、腐食減量が１５．０ｍｇ/ｃｍ２未満のものを良好（〇）、１５．０ｍｇ/ｃｍ２以上のものを不可（×）と評価した。
これら耐力、伸び、導電率、Ｍｇ－Ｓｉ化合物の数密度、結晶粒径、Ｃｕｂｅ方位面積率、Ｇｏｓｓ方位面積率、方位面積率、１７０℃熱処理後の耐力については表３に示し、各種評価については、表４に示した。
耐食性評価として、塩水噴霧試験（ＳＳＴ）を１０００時間実施した。この腐食試験後のサンプルについて、リン酸クロムによって腐食生成物を除去後、腐食減量を測定した。この結果に基づいて、腐食減量が１５．０ｍｇ/ｃｍ２未満のものを良好（〇）、１５．０ｍｇ/ｃｍ２以上のものを不可（×）と評価した。
これら耐力、伸び、導電率、Ｍｇ－Ｓｉ化合物の数密度、結晶粒径、Ｃｕｂｅ方位面積率、Ｇｏｓｓ方位面積率、方位面積率、１７０℃熱処理後の耐力については表３に示し、各種評価については、表４に示した。
表３及び表４に示したように、Ｆｅ:０．５質量％以下、Ｓｉ：１．２質量％以上１．６質量％以下、Ｃｕ：０.２質量％以下、Ｍｎ：０.８質量％以上１．２質量％以下、Ｍｇ：０．４５質量％以上０．７質量％以下、Ｚｎ：０．７質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる組成を有し、平均結晶粒径が３０μｍ以下であり、０．２％耐力が１００ＭＰａ以上１５５ＭＰａ以下で、伸びが２０％以上であり、圧延方向に２％の一軸ひずみ付与後に１７０℃で２０分間の熱処理を施した後の０．２％耐力が１７０ＭＰａ以上である実施例１～１７は、成形性及び製品強度がいずれも良好又は非常に良好となり、耐食性もすべて良好であった。
一方、比較例１は、Ｆｅ成分が多すぎて０．２％耐力が高くなったので、成形性が悪化し不可となった。比較例２は、Ｓｉ成分が少なすぎたことから、０．２％耐力及び１７０℃熱処理後の０．２％耐力のいずれもが低くなったので、成形性及び製品強度のいずれもが不可となった。比較例３は、Ｓｉ成分が多すぎたことから、０．２％耐力及び伸びが低くなり、成形性が不可となった。比較例４は、Ｃｕ成分が多すぎたことから、耐食性が不可となった。比較例５は、Ｍｎ成分が少なすぎて導電率が低下し、１７０℃熱処理後の０．２％耐力が低くなったので、製品強度が不可となった。比較例６は、Ｍｎ成分が多すぎて導電率が高くなるのに伴いＭｇ－Ｓｉ化合物の数密度が大きくなり過ぎた結果、１７０℃熱処理後の０．２％耐力が低くなったので、製品強度が不可となった。
また、比較例７は、Ｍｇ成分が少なすぎたことから、０．２％耐力及び１７０℃熱処理後の０．２％耐力のいずれもが低くなったので、成形性及び製品強度のいずれもが不可となった。比較例８は、Ｍｇ成分が多すぎたことから、０．２％耐力及び伸びが低くなり、成形性が不可となった。比較例９は、Ｚｎ成分が多すぎたことから、耐食性が不可となった他、方位面積率が低くなり成形性も不可となった。比較例１０及び１１は、熱間圧延の条件がＤであり、他の条件Ａ～Ｃに比べて、１パス目及び２パス目の圧延速度が低かった。このため、比較例１０は、伸び及び方位面積率が低くなり、成形性が不可となった。また、比較例１１は、伸び及び方位面積率が低くなるとともに、１７０℃熱処理後の０．２％耐力が低くなったので、成形性及び製品強度のいずれもが不可となった。
Claims (2)
- Ｆｅ:０．５質量％以下、Ｓｉ：１．２質量％以上１．６質量％以下、Ｃｕ：０．０２質量％以上０.２質量％以下、Ｍｎ：０.８質量％以上１．２質量％以下、Ｍｇ：０．４５質量％以上０．７質量％以下、Ｚｎ：０．０５質量％以上０．７質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる組成を有し、平均結晶粒径が３０μｍ以下であり、０．２％耐力が１００ＭＰａ以上１５５ＭＰａ以下で、伸びが２０％以上であり、圧延方向に２％の一軸ひずみ付与後に１７０℃で２０分間の熱処理を施した後の０．２％耐力が１７０ＭＰａ以上であり、
円相当径が１．０μｍ以上のＭｇ－Ｓｉ系第二相粒子が５．０×１０３個／ｍｍ２以下であり、
圧延方向の断面の立方体方位との方位差が１５°以内にある方位を持つ結晶粒の全結晶粒に対する面積率と、Ｇｏｓｓ方位との方位差が１５°以内にある方位を持つ結晶粒の全結晶粒に対する面積率との和が３％以上であることを特徴とする自動車レインフォース用アルミニウム合金板。 - Ｃｒ：０.０１質量％以上０．１０質量％以下、Ｔｉ：０.０１質量％以上０．１０質量％以下、Ｚｒ：０.０１質量％以上０．１０質量％以下のうち、１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１に記載の自動車レインフォース用アルミニウム合金板。
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