JP7824045B2 - アルミニウム合金圧延板及びその製造方法 - Google Patents

アルミニウム合金圧延板及びその製造方法

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Description

本発明は、アルミニウム合金圧延板及びその製造方法に関する。
Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ（アルミニウム－マグネシウム－シリコン）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合金は、ベークハード性、つまり、塗装焼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。
例えば特許文献１には、Ｓｉ：０．６０～１．８％（質量％、以下同じ）、Ｍｇ：０．２０～１．０％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有し、算術平均粗さＲａが０．３０μｍ以下であり、圧延方向のｒ値（ランクフォード値）をｒ0、圧延直角方向のｒ値をｒ90、圧延方向に対して４５°方向のｒ値をｒ45としたときに、ｒ値の平均値ｒave（但し、ｒave＝（ｒ0＋ｒ90＋ｒ45×２）／４）が０．７０以上であり、ｒ値の異方性Δｒの絶対値（但し、Δｒ＝（ｒ0＋ｒ90－ｒ45×２）／２）が０．１０未満であり、圧延方向の引張強さをσ0、圧延直角方向の引張強さをσ90、圧延方向に対して４５°方向の引張強さをσ45としたときに、引張強さの平均値σave（但し、σave＝（σ0＋σ90＋σ45×２）／４）が２３０ＭＰａ以上であり、圧延方向の伸びをδ0、圧延直角方向の伸びをδ90、圧延方向に対して４５°方向の伸びをδ45としたときに、伸びの平均値δave（但し、δave＝（δ0＋δ90＋δ45×２）／４）が２５％以上である、アルミニウム合金板が記載されている。
特開２０１７－２１０６６１号公報
近年、環境負荷の低減の観点から、アルミニウム合金板を作製する際の鋳造原料として、廃棄された自動車用アルミニウム製品や自動車用アルミニウム製品の屑等のアルミニウム廃材を使用することが望まれている。しかし、アルミニウム廃材の化学成分は一様ではなく、アルミニウム廃材中に含まれる元素の種類や各元素の含有量は、アルミニウム廃材の用途等に応じて異なっている。また、アルミニウム廃材には、場合によってはアルミニウム以外の金属を主成分とする部品等が付随していることもある。そのため、鋳造原料の少なくとも一部にアルミニウム廃材を使用する場合には、最終的に得られるアルミニウム合金板における、アルミニウム以外の元素の含有量が多くなりやすい。このような化学成分を有するアルミニウム合金板は、成形性が低くなりやすいという問題がある。
特に、自動車用ボディシートやボディパネル等の用途には、強度、成形性及び耐食性等の種々の特性に優れていることが求められる。そのため、このような用途に用いられるアルミニウム合金板を作製するにあたっては、アルミニウムの純度が９９．９％以上であるアルミニウム新地金を鋳造原料として用いているのが実情である。
本発明は、かかる背景に鑑みてなされたものであり、鋳造原料中のアルミニウム新地金の比率を低減した場合や、アルミニウム新地金を鋳造原料として使用しない場合においても高い強度及び優れた成形性を有するアルミニウム合金圧延板及びその製造方法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）：０．８０質量％以上２．５質量％以下、Ｍｎ（マンガン）：０．４０質量％以上１．２質量％以下、Ｍｇ（マグネシウム）：０．２５質量％以上０．６５質量％以下、Ｆｅ（鉄）：０．０５０質量％以上０．４５質量％以下、Ｃｕ（銅）：０．００１０質量％以上１．０質量％以下及びＴｉ（チタン）：０．００５０質量％以上０．２０質量％以下を含有し、さらに、Ｃｒ（クロム）：０．００１０質量％以上０．１０質量％以下及びＺｎ（亜鉛）：０．００１０質量％以上１．０質量％以下からなる群より選択される１種または２種の元素を含有し、残部がＡｌ（アルミニウム）及び不可避的不純物からなり、
圧延直角方向における均一伸びが１９．５％以上であり、
２％の予歪みを導入し、次いで保持温度１７０℃、保持時間２０分の条件で時効処理を施した後の０．２％耐力が１７５ＭＰａ以上となる特性を有し、
下記式（１）で表されるランクフォード値の異方性Δｒの値が－０．５０以上０以下であり、圧延方向に対して４５°方向のランクフォード値ｒ 45 が０．４５以上であり、かつ、下記式（２）で表されるランクフォード値の平均値ｒ ave が０．６５以上である、アルミニウム合金圧延板にある。
Δｒ＝（ｒ0－２×ｒ45＋ｒ90）／２ ・・・（１）
ｒ ave ＝（ｒ 0 ＋２×ｒ 45 ＋ｒ 90 ）／４ ・・・（２）
ただし、前記式（１）におけるｒ0は圧延方向のランクフォード値を表し、ｒ 90は圧延直角方向のランクフォード値を表す。
本発明の他の態様は、前記の態様のアルミニウム合金圧延板の製造方法であって、
前記化学成分を有する鋳塊を作製し、
その後、前記鋳塊に熱間圧延を行うことにより熱延板を作製し、
前記熱間圧延の後、中間焼鈍を行うことなく前記熱延板に１パス以上の冷間圧延を行ってアルミニウム合金圧延板を作製し、
前記冷間圧延の後、前記アルミニウム合金圧延板を加熱し、次いで前記アルミニウム合金圧延板に焼入れを行うことにより、前記アルミニウム合金圧延板に溶体化処理を施す、アルミニウム合金圧延板の製造方法にある。
前記アルミニウム合金圧延板は、前記特定の化学成分を備えた上で、さらに、圧延直角方向における均一伸び、前記特定の処理を施した後の０．２％耐力及びランクフォード値（以下、「ｒ値」という。）の異方性Δｒがそれぞれ前記特定の範囲となる機械的特性を有している。かかるアルミニウム合金圧延板は、鋳造原料中のアルミニウム新地金の比率を低減した場合や、アルミニウム新地金を鋳造原料として使用しない場合においても高い強度及び優れた成形性を有している。
また、前記アルミニウム合金圧延板の製造方法においては、前記特定の化学成分を有する鋳塊に熱間圧延を施した後、熱間圧延後の熱延板に中間焼鈍を施すことなく冷間圧延を行う。これにより、熱延板中のアルミニウム合金以外の元素の含有量が比較的多い場合であっても、これらの元素が成形性に及ぼす影響を軽減することができる。その結果、前記製造方法によれば、鋳造原料中のアルミニウム新地金の比率を低減した場合や、アルミニウム新地金を鋳造原料として使用しない場合においても高い強度及び優れた成形性を有するアルミニウム合金圧延板を容易に作製することができる。
以上のように、前記の態様によれば、鋳造原料中のアルミニウム新地金の比率を低減した場合や、アルミニウム新地金を鋳造原料として使用しない場合においても高い強度及び優れた成形性を有するアルミニウム合金圧延板及びその製造方法を提供することができる。
（アルミニウム合金圧延板）
前記アルミニウム合金圧延板の化学成分及び特性について説明する。
［化学成分］
前記アルミニウム合金圧延板には、必須成分として、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｇ及びＦｅが含まれている。
・Ｓｉ：０．８０質量％以上２．５質量％以下
前記アルミニウム合金圧延板中のＳｉの含有量は０．８０質量％以上２．５質量％以下である。前記アルミニウム合金圧延板中におけるＳｉの一部はＡｌマトリクスに固溶している。Ａｌマトリクス中に固溶しているＳｉは、加工硬化による強度の上昇量を高める作用を有するとともに、アルミニウム合金圧延板の均一伸びを向上させる作用を有している。
また、Ａｌマトリクス中に固溶していないＳｉは、Ａｌマトリクス中に分散した第二相粒子として存在している。Ｓｉを含む第二相粒子は、例えば、Ｓｉの単体や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から構成されている。これらの第二相粒子は、前記アルミニウム合金圧延板の製造過程において、溶体化処理時に再結晶核の生成サイトとなり、溶体化処理後のアルミニウム合金圧延板におけるＣｕｂｅ方位の発達を抑制する作用を有している。
前記アルミニウム合金圧延板中のＳｉの含有量を０．８０質量％以上、好ましくは０．９０質量％以上、より好ましくは１．０質量％以上とすることにより、アルミニウム合金圧延板の均一伸びを高めるとともにｒ値の異方性Δｒを前記特定の範囲とし、アルミニウム合金圧延板の成形性を向上させることができる。さらに、アルミニウム合金圧延板中のＳｉの含有量を０．８０質量％以上とすることにより、アルミニウム合金圧延板の強度を向上させることができる。また、鋳造原料中のアルミニウム新地金の比率を容易に低減することができる。
一方、前記アルミニウム合金圧延板中のＳｉの含有量が過度に多くなると、アルミニウム合金圧延板中に形成される第二相粒子の量が過度に多くなり、アルミニウム合金圧延板の成形性の悪化を招くおそれがある。アルミニウム合金圧延板中のＳｉの含有量を２．５質量％以下、好ましくは２．３質量％以下、より好ましくは２．１質量％以下とすることにより、アルミニウム合金圧延板の成形性の悪化を容易に回避することができる。
・Ｍｎ：０．４０質量％以上１．２質量％以下
前記アルミニウム合金圧延板中のＭｎの含有量は０．４０質量％以上１．２質量％以下である。前記アルミニウム合金圧延板中におけるＭｎの一部はＡｌマトリクスに固溶している。Ａｌマトリクス中に固溶しているＭｎは、加工硬化による強度の上昇量を高める作用を有するとともに、アルミニウム合金圧延板の均一伸びを向上させる作用を有している。
また、Ａｌマトリクス中に固溶していないＭｎは、Ａｌマトリクス中に分散した第二相粒子として存在している。Ｍｎを含む第二相粒子は、例えば、Ａｌ－（Ｆｅ、Ｍｎ）－Ｓｉ系金属間化合物やＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物などから構成されている。前述したように、これらの第二相粒子は、前記アルミニウム合金圧延板の製造過程において、溶体化処理時に再結晶核の生成サイトとなり、溶体化処理後のアルミニウム合金圧延板におけるＣｕｂｅ方位の発達を抑制する作用を有している。
前記アルミニウム合金圧延板中のＭｎの含有量を０．４０質量％以上とすることにより、アルミニウム合金圧延板の均一伸びを高めるとともにｒ値の異方性Δｒを前記特定の範囲とし、アルミニウム合金圧延板の成形性を向上させることができる。さらに、アルミニウム合金圧延板中のＭｎの含有量を０．４０質量％以上とすることにより、アルミニウム合金圧延板の強度を向上させることができる。また、アルミニウム合金圧延板中のＭｎの含有量を０．４０質量％以上とすることにより、鋳造原料中のアルミニウム新地金の比率を容易に低減することができる。これらの作用効果をより高める観点からは、前記アルミニウム合金圧延板中のＭｎの含有量は、０．４５質量％以上であることが好ましく、０．５０質量％以上であることがより好ましく、０．５５質量％以上であることがさらに好ましく、０．６５質量％を超えることが特に好ましく、０．７０質量％以上であることが最も好ましい。
一方、前記アルミニウム合金圧延板中のＭｎの含有量が過度に多くなると、アルミニウム合金圧延板中に形成される第二相粒子の量が過度に多くなり、アルミニウム合金圧延板の成形性の悪化を招くおそれがある。アルミニウム合金圧延板中のＭｎの含有量を１．２質量％以下、好ましくは１．１質量％以下、より好ましくは１．０質量％以下とすることにより、アルミニウム合金圧延板の成形性の悪化を容易に回避することができる。
・Ｆｅ：０．０５０質量％以上０．４５質量％以下
前記アルミニウム合金圧延板中のＦｅの含有量は０．０５０質量％以上０．４５質量％以下である。アルミニウム合金圧延板中のＦｅは、主に、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第二相粒子として存在している。前述したように、これらの第二相粒子は、前記アルミニウム合金圧延板の製造過程において、溶体化処理時に再結晶核の生成サイトとなり、溶体化処理後のアルミニウム合金圧延板におけるＣｕｂｅ方位の発達を抑制する作用を有している。
前記アルミニウム合金圧延板中のＦｅの含有量を０．０５０質量％以上、好ましくは０．１０質量％以上とすることにより、ｒ値の異方性Δｒを前記特定の範囲とし、アルミニウム合金圧延板の成形性を向上させることができる。
一方、アルミニウム合金圧延板中のＦｅの含有量が過度に多くなると、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物やＡｌ－（Ｆｅ、Ｍｎ）－Ｓｉ系金属間化合物等の形成によってＳｉやＭｎが消費され、アルミニウム合金圧延板中に固溶したＳｉ及びＭｎの量が少なくなりやすい。そして、アルミニウム合金圧延板中に固溶したＳｉ及びＭｎの量が少なくなると、アルミニウム合金圧延板の強度や均一伸びの低下を招くおそれがある。アルミニウム合金圧延板中のＦｅの含有量を０．４５質量％以下、好ましくは０．４０質量％以下とすることにより、かかる問題を容易に回避することができる。
・Ｍｇ：０．２５質量％以上０．６５質量％以下
前記アルミニウム合金圧延板中のＭｇの含有量は０．２５質量％以上０．６５質量％以下である。前記アルミニウム合金圧延板中において、Ｍｇは主にＭｇ2Ｓｉなどの第二相粒子として存在しており、析出強化によりアルミニウム合金圧延板の強度を向上させる作用を有している。
前記アルミニウム合金圧延板中のＭｇの含有量を０．２５質量％以上、好ましくは０．３０質量％以上とすることにより、前記アルミニウム合金圧延板の強度を向上させることができる。Ｍｇの含有量が０．２５質量％未満の場合には、前記アルミニウム合金圧延板の製造過程において形成されるＧＰゾーンの量が少なくなり、析出強化による強度向上の効果が低くなりやすい。そのため、この場合には、アルミニウム合金圧延板の強度の低下を招くおそれがある。
一方、Ｍｇの含有量が過度に多くなると、アルミニウム合金圧延板中に粗大なＭｇ－Ｓｉ系の金属間化合物が形成されやすくなり、強度の低下、伸びの低下及び成形性の悪化を招くおそれがある。アルミニウム合金圧延板中のＭｇの含有量を０．６５質量％以下、好ましくは０．６０質量％以下、より好ましくは０．５５質量％以下とすることにより、これらの問題を容易に回避することができる。
前記アルミニウム合金圧延板中には、必須成分としてのＳｉ、Ｍｎ、Ｆｅ及びＭｇに加えて、さらに、Ｃｕ（銅）及びＴｉ（チタン）と、Ｃｒ（クロム）及びＺｎ（亜鉛）のうち少なくとも１種の元素とが含まれている。前記アルミニウム合金圧延板中には、さらに、任意成分として、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｂｉ（ビスマス）及びＢ（ホウ素）からなる群より選択される１種または２種以上の元素が含まれていてもよい。
例えば、前記アルミニウム合金圧延板は、Ｓｉ：０．８０質量％以上２．５質量％以下、Ｍｎ：０．４０質量％以上１．２質量％以下、Ｍｇ：０．２５質量％以上０．６５質量％以下及びＦｅ：０．０５０質量％以上０．４５質量％以下を含有し、さらに、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１．０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る化学成分を有していてもよい。
また、前記アルミニウム合金圧延板は、Ｓｉ：０．８０質量％以上２．５質量％以下、Ｍｎ：０．４０質量％以上１．２質量％以下、Ｍｇ：０．２５質量％以上０．６５質量％以下及びＦｅ：０．０５０質量％以上０．４５質量％以下を含有し、さらに、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１．０質量％以下、Ｔｉ：０．００５０質量％以上０．２０質量％以下、Ｚｒ：０質量％を超え０．１０質量％未満及びＢｉ：０質量％を超え０．２０質量％未満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る化学成分を有していてもよい。
・Ｃｕ：０．００１０質量％以上１．０質量％以下
前記アルミニウム合金圧延板は、０．００１０質量％以上１．０質量％以下のＣｕを含有している。前記アルミニウム合金圧延板中において、Ｃｕの一部はＡｌマトリクスに固溶している。また、Ａｌマトリクス中に固溶していないＣｕは、Ａｌ－Ｃｕ系などのＣｕを含む第二相粒子として存在している。Ａｌマトリクス中に固溶しているＣｕは、加工硬化による強度の上昇量を高める作用を有している。前記アルミニウム合金圧延板中のＣｕの含有量を好ましくは０．００１０質量％以上、より好ましくは０．０１０質量％以上、さらに好ましくは０．０５０質量％以上とすることにより、前記アルミニウム合金圧延板の加工硬化による強度の上昇量を高めることができる。
一方、Ｃｕの含有量が過度に多くなると、前記アルミニウム合金圧延板中に形成されるＣｕを含む第二相粒子の数が多くなりやすい。Ｃｕを含む第二相粒子はＡｌマトリクスとの自然電位差により腐食の起点となりやすいため、Ｃｕの含有量が過度に多くなると、アルミニウム合金圧延板の耐食性の悪化を招くおそれがある。前記アルミニウム合金圧延板中のＣｕの含有量を好ましくは１．０質量％以下、より好ましくは０．４０質量％以下、さらに好ましくは０．１９質量％以下、特に好ましくは０．１４質量％以下とすることにより、アルミニウム合金圧延板の耐食性の悪化を容易に回避することができる。
Ｃｒ：０．００１０質量％以上０．１０質量％以下
前記アルミニウム合金圧延板は、任意成分として、０．００１０質量％以上０．１０質量％以下のＣｒを含有していてもよい。Ｃｒは、アルミニウム合金圧延板の強度の向上や結晶粒の微細化、表面処理性の向上などの作用を有している。一方、Ｃｒの含有量が過度に多くなると、アルミニウム合金圧延板中にＣｒを含む金属間化合物からなる粗大な第二相粒子が形成されやすい。このような粗大な第二相粒子は、成形性の悪化を招くおそれがあるため好ましくない。前記アルミニウム合金圧延板中のＣｒの含有量を前記特定の範囲とすることにより、粗大な第二相粒子の形成を回避しつつ前述した効果を得ることができる。
・Ｚｎ：０．００１０質量％以上１．０質量％以下
前記アルミニウム合金圧延板は、任意成分として、０．００１０質量％以上１．０質量％以下のＺｎを含有していてもよい。Ｚｎは、アルミニウム合金圧延板の強度の向上や結晶粒の微細化、表面処理性の向上などの作用を有している。一方、Ｚｎの含有量が過度に多くなると、アルミニウム合金圧延板の耐食性の悪化を招くおそれがある。前記アルミニウム合金圧延板中のＺｎの含有量を前記特定の範囲とすることにより、耐食性の悪化を回避しつつ前述した効果を得ることができる。
・Ｔｉ：０．００５０質量％以上０．２０質量％以下
前記アルミニウム合金圧延板は、０．００５０質量％以上０．２０質量％以下のＴｉを含有している。Ｔｉは、鋳塊組織を微細化し、鋳造時における鋳塊の割れを抑制するとともに、熱間圧延時の圧延性を向上させる作用を有している。一方、Ｔｉの含有量が過度に多くなると、鋳塊中にＴｉを含む金属間化合物からなる粗大な晶出物が形成されやすくなる。このような粗大な晶出物は、圧延性や成形性の悪化を招くおそれがあるため好ましくない。
前記アルミニウム合金圧延板中のＴｉの含有量を前記特定の範囲とすることにより、圧延性及び成形性の悪化を回避しつつ前述した効果を得ることができる。粗大な晶出物の形成をより確実に回避する観点からは、Ｔｉの含有量は０．１５質量％以下であることがより好ましい。
・Ｂ：０質量ｐｐｍを超え５００質量ｐｐｍ以下
前記アルミニウム合金圧延板中にＴｉが含まれている場合、アルミニウム合金圧延板は、更に０質量ｐｐｍを超え５００質量ｐｐｍ以下のＢを含んでいることが好ましい。この場合、鋳塊組織を微細化する効果をより高めるとともに、鋳造過程における、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。
・その他の元素
前記アルミニウム圧延板中には、さらに、Ｚｒ：０質量％を超え０．１０質量％未満及びＢｉ：０質量％を超え０．２０質量％未満からなる群より選択される１種または２種以上の元素が含まれていてもよい。前記アルミニウム圧延板中のＢｉの含有量は、０．０６０質量％以下であることが好ましい。この場合には、アルミニウム合金圧延板の耐食性をより向上させることができる。
［特性］
・均一伸び
前記アルミニウム合金圧延板の圧延直角方向における均一伸びは１９．５％以上である。ここで、均一伸びとは、アルミニウム合金圧延板の引張試験を行った場合に、アルミニウム合金圧延板が一様に変形する永久伸びの最大値をいう。均一伸びの値は、より具体的には、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に規定された方法により引張試験を行った際の、最大試験力時に対応する公称ひずみの値である。
均一伸びの値が１９．５％以上であるアルミニウム合金圧延板は、変形量を大きくしてもアルミニウム合金圧延板が一様に変形しやすい。そのため、このようなアルミニウム合金圧延板は優れた成形性を有しており、例えば張出成形や深絞り成形などの成形加工を行う場合に容易に所望の形状に成形することができる。アルミニウム合金圧延板の成形性をより高める観点からは、均一伸びの値は２０．０％以上であることが好ましい。
アルミニウム合金圧延板の均一伸びの値が１９．５％未満の場合には、変形量が大きくなった際にネッキングなどの塑性不安定性現象が生じ、アルミニウム合金圧延板の変形が不均一となりやすい。そのため、この場合には、アルミニウム合金圧延板の成形性が悪化し、成形不良が発生しやすくなり、成形加工後の外観の悪化を招くおそれがある。
・ｒ値
前記アルミニウム合金圧延板のｒ値の異方性Δｒの値は－０．５０以上０以下である。ここで、ｒ値の異方性Δｒは、圧延方向のｒ値ｒ0、圧延方向に対して４５°方向のｒ値ｒ45及び圧延直角方向のｒ値ｒ90を用い、下記式（１）により表される。
Δｒ＝（ｒ0－２×ｒ45＋ｒ90）／２ ・・・（１）
また、圧延方向のｒ値ｒ0、圧延方向に対して４５°方向のｒ値ｒ45及び圧延直角方向のｒ値ｒ90の値は、各方向を長手方向とする引張試験片を引張変形させ、例えば１５％の歪みを付与した場合における、引張試験片の幅方向の対数歪みを厚み方向の対数歪みで除した値である。
アルミニウム合金における主な結晶方位はＣｕｂｅ方位と呼ばれる方位であり、Ｃｕｂｅ方位が発達すると、圧延方向に対して４５°方向のｒ値ｒ45の値が圧延方向のｒ値ｒ0及び圧延直角方向のｒ値ｒ90の値よりも低くなる傾向がある。従来のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金においては、Ｃｕｂｅ方位が発達しやすく、圧延方向に対して４５°方向のｒ値ｒ45の値が低くなりやすい。それ故、従来のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金におけるｒ値の異方性Δｒの値は、通常は正の値となっている。
これに対し、前記アルミニウム合金圧延板においては、前記特定の範囲の化学成分を有する鋳塊に、前述した態様により熱間圧延、冷間圧延及び溶体化処理を行うことにより、Ｃｕｂｅ方位の発達を抑制し、圧延方向に対して４５°方向のｒ値ｒ45の値を高くすることができる。そして、圧延方向に対して４５°方向のｒ値ｒ45の値が高くなる結果、ｒ値の異方性Δｒの値を前記特定の範囲とすることができる。
ｒ値の異方性Δｒの値が前記特定の範囲内であるアルミニウム合金圧延板は、成形性に優れており、例えば角筒絞り成形等の成形加工を行う場合にも容易に所望の形状に成形することができる。かかる作用効果をより高める観点からは、アルミニウム合金圧延板の成形性をより高める観点からは、ｒ値の異方性Δｒの値は－０．５０以上－０．０１以下であることが好ましく、－０．４５以上－０．０５以下であることがより好ましく、－０．４０以上－０．０８以下であることがさらに好ましい。
アルミニウム合金圧延板のｒ値の異方性Δｒの値が前記特定の範囲から外れる場合には、アルミニウム合金圧延板の成形性の悪化を招き、成形不良が発生しやすくなり、成形加工後の外観の悪化を招くおそれがある。
アルミニウム合金圧延板の成形性をより高める観点からは、圧延方向に対して４５°方向のｒ値ｒ45は０．４５以上である。同様の観点から、圧延方向に対して４５°方向のｒ値ｒ 45 は０．５５以上であることがより好ましく、０．６５以上であることがさらに好ましく、０．７５以上であることが特に好ましい。
同様の観点から、下記式（２）で表されるｒ値の平均値は０．６５以上である。ｒ値の平均値は０．７０以上であることがより好ましい。
ｒave＝（ｒ0＋２×ｒ45＋ｒ90）／４ ・・・（２）
・引張強さ、０．２％耐力及び破断伸び
前記アルミニウム合金圧延板の圧延直角方向における引張強さＴＳは１９０ＭＰａ以上であることが好ましく、２３０ＭＰａ以上であることがより好ましい。この場合には、アルミニウム合金圧延板を用いて作製されるアルミニウム製品の強度をより向上させることができる。
また、前記アルミニウム合金圧延板の圧延直角方向における０．２％耐力ＹＳは１００ＭＰａ以上であることが好ましい。この場合には、アルミニウム合金圧延板を用いて作製されるアルミニウム製品の剛性をより向上させることができる。
一方、アルミニウム合金圧延板の成形性をより向上させる観点からは、前記アルミニウム合金圧延板の圧延直角方向における０．２％耐力ＹＳは１６０ＭＰａ以下であることが好ましい。
また、前記引張強さＴＳと０．２％耐力ＹＳとの差ＴＳ－ＹＳは１１０ＭＰａ以上であることが好ましく、１２５ＭＰａ以上であることがより好ましい。この場合には、アルミニウム合金圧延板の成形性をより向上させ、例えば深絞り加工等の成形加工を行う場合にもより容易に所望の形状に成形することができる。
また、前記アルミニウム合金圧延板の圧延直角方向における破断伸びは２２％以上であることが好ましく、２３％以上であることがより好ましい。この場合には、アルミニウム合金圧延板の成形性をより向上させることができる。
なお、破断伸びとは、アルミニウム合金圧延板の引張試験を行った場合に、アルミニウム合金圧延板が破断した後の永久伸びの値をいう。破断伸びの値は、より具体的には、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に規定された方法により引張試験を行った際の、試験片が破断した時点における公称ひずみの値である。
・予歪みの付与及び時効処理後の０．２％耐力
前記アルミニウム合金圧延板は、２％の予歪みを導入し、次いで保持温度１７０℃、保持時間２０分の条件で時効処理を施した後の圧延直角方向における０．２％耐力（以下、「ＢＨＹＳ」という。）が１７５ＭＰａ以上となる特性を有している。ＢＨＹＳの値は、前記アルミニウム合金圧延板にプレス成形を施し、その後塗装焼付を施した後の強度の指標となる。
アルミニウム合金圧延板を自動車用ボディパネルやボディシートとして使用する場合、通常、アルミニウム合金圧延板にプレス成形を施した後に、焼付塗装が施される。そのため、焼付塗装後のアルミニウム合金圧延板の強度を高くすることにより、製品設計の自由度が高くなり、前記アルミニウム合金圧延板を種々の部位に適用することが可能となる。そのため、ＢＨＹＳの値が１７５ＭＰａ以上となる特性を有するアルミニウム合金圧延板は、焼付塗装後の強度に優れ、自動車用ボディパネルやボディシートなどの自動車用外装材として好適である。製品設計の自由度をより高める観点からは、ＢＨＹＳの値は１８０ＭＰａ以上であることがより好ましく、１９０ＭＰａ以上であることがさらに好ましい。
［アルミニウム合金圧延板の厚み］
前記アルミニウム合金圧延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圧延板を自動車用ボディパネルやボディシートなどの自動車用外装材として使用する場合、前記アルミニウム合金圧延板の厚みは０．５～２．５ｍｍの範囲から適宜設定することができる。
（アルミニウム合金圧延板の製造方法）
前記アルミニウム合金圧延板を作製するに当たっては、
前記化学成分を有する鋳塊を作製し、
その後、前記鋳塊に熱間圧延を行うことにより熱延板を作製し、
前記熱間圧延の後、中間焼鈍を行うことなく前記熱延板に１パス以上の冷間圧延を行ってアルミニウム合金圧延板を作製し、
前記冷間圧延の後、前記アルミニウム合金圧延板を加熱し、次いで前記アルミニウム合金圧延板に焼入れを行うことにより、前記アルミニウム合金圧延板に溶体化処理を施せばよい。以下、前記アルミニウム合金圧延板の製造方法の各工程を詳説する。
・鋳塊の作製
前記製造方法において、鋳塊を作製する方法は特に限定されることはない。例えば、前記製造方法においては、ＤＣ鋳造により鋳塊を作製してもよい。
前記製造方法においては、鋳塊を作製する際に、鋳造原料の少なくとも一部にアルミニウム廃材を使用することが好ましい。鋳造原料の少なくとも一部にアルミニウム廃材を使用することにより、鋳造原料に占めるアルミニウム新地金の割合を低減して、またはアルミニウム新地金を使用せずに鋳塊を作製することができる。その結果、前記アルミニウム合金圧延板を作製する際の環境負荷を低減することができる。かかる作用効果をより高める観点からは、鋳造原料に占めるアルミニウム廃材の割合を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、鋳造原料の全部がアルミニウム廃材であることが最も好ましい。
前記製造方法において鋳造原料として使用し得るアルミニウム廃材には、例えば、廃棄された自動車用アルミニウム製品や、自動車用アルミニウム製品の製造過程で発生する端材及び切りくず等が含まれる。また、アルミニウム廃材には、例えば、他の部品等との結合のために使用されたリベットなどの、アルミニウム以外の金属を主成分とする部品が混入していてもよい。前述した自動車用アルミニウム製品としては、例えば、ボディパネル、熱交換器、熱交換器用フィン、熱交換器用チューブ及びエンジンブロックなどが挙げられる。
・均質化処理
前記製造方法においては、前記鋳塊を作製した後、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。均質化処理を行う場合、鋳塊を４８０℃以上５６０℃以下の温度に０．５時間以上２４時間以下保持することが好ましい。均質化処理における保持温度及び保持時間を前記特定の範囲とすることにより、Ａｌマトリクス中にＳｉ、Ｍｎ及びＭｇ等の元素を十分に固溶させることができる。その結果、アルミニウム合金圧延板の強度及び成形性をより向上させることができる。
また、均質化処理を行う場合には、均質化処理が完了した後の鋳塊を、鋳塊の温度が３００℃に到達するまでの平均冷却速度が５５℃／時間以上となるように冷却することが好ましく、６０℃／時間以上にすることがより好ましく、１００℃／時間以上にすることが特に好ましい。均質化処理後の鋳塊を前記特定の範囲の平均冷却速度で冷却することにより、鋳塊内に形成されるＭｇ２ＳｉやＳｉの単体等の第二相粒子の粗大化を抑制し、Ｓｉ、Ｍｇ及びＭｎ等の元素の固溶量の低下を抑制し、最終的に得られるアルミニウム合金圧延板の強度及び成形性をより向上させることができる。均質化処理後の冷却方法は特に限定されることはなく、例えば、ファン空冷、ミスト冷却、シャワー冷却及び水冷等の冷却方法から適宜選択することができる。
前記アルミニウム合金圧延板の生産性をより高めるとともに製造過程におけるエネルギー消費量をより低減する観点からは、鋳塊を作製した後、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
前記製造方法においては、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、圧延開始前に鋳塊を３００℃以上５６０℃以下の温度に加熱することが好ましい。熱間圧延前の鋳塊の加熱温度を前記特定の範囲とすることにより、鋳塊の変形抵抗を低減し、圧延性及び生産性を向上させることができるとともに、熱間圧延中における鋳塊の割れの発生を抑制することができる。かかる作用効果をより確実に得る観点からは、圧延開始前の鋳塊を３００℃以上５６０℃以下の温度に加熱し、０．５時間以上２４時間以下保持した後に熱間圧延を行うことがより好ましい。
また、熱間圧延前の鋳塊の加熱温度は、５００℃以上５６０℃以下であることがより好ましく、５１０℃以上５６０℃以下であることがさらに好ましい。この場合には、熱間圧延前の加熱により、前述した均質化処理と同様にＡｌマトリクス中にＳｉ、Ｍｎ及びＭｇ等の元素を固溶させることができる。その結果、均質化処理を省略する場合にも、アルミニウム合金圧延板の成形性を向上させることができる。かかる作用効果をより確実に得る観点からは、鋳塊を５００℃以上５６０℃以下の温度に０．５時間以上２４時間以下保持した後に熱間圧延を行うことがより好ましく、５００℃以上５６０℃以下の温度に２時間以上１２時間以下保持した後に熱間圧延を行うことがさらに好ましい。
熱間圧延完了時の熱延板の温度は特に限定されることはないが、生産性の観点からは、例えば２００℃以上３５０℃以下の範囲であればよい。
・冷間圧延
前記製造方法においては、熱間圧延を行った後、中間焼鈍を行うことなく熱延板に１パス以上の冷間圧延を行うことにより、アルミニウム合金圧延板を作製する。ここで、中間焼鈍とは、熱間圧延の後から冷間圧延が完了するまでの間に行われる焼鈍をいう。前記製造方法においては、熱延板に中間焼鈍を行うことなく冷間圧延を行うことにより、焼鈍による熱延板への第二相粒子の析出や第二相粒子の成長を抑制し、Ａｌマトリクス中へのＳｉ等の固溶量を維持したまま冷間圧延を行うことができる。そして、このようにして得られるアルミニウム合金圧延板に後述する溶体化処理を行うことにより、Ｓｉ等の固溶量を更に多くし、最終的に得られるアルミニウム合金圧延板の強度及び成形性を向上させることができる。
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冷間圧延における厚みの減少量の比率は、５０％以上であることが好ましく、６６％以上であることがより好ましい。冷間圧延における総圧下率を前記特定の範囲とすることにより、熱延板中に存在する第二相粒子を冷間圧延において破砕することができる。その結果、アルミニウム合金圧延板中に粗大な第二相粒子が残存することを容易に回避し、粗大な第二相粒子に由来する均一伸びの低下や成形性の悪化をより容易に回避することができる。
・溶体化処理
前記製造方法においては、冷間圧延後のアルミニウム合金圧延板を溶体化温度以上の温度まで加熱し、次いでアルミニウム合金圧延板に焼入れを行うことにより、アルミニウム合金圧延板に溶体化処理を施す。アルミニウム合金圧延板に溶体化処理を行うことにより、アルミニウム合金圧延板をＳｉやＭｇ等の過飽和固溶体とし、ＳｉやＭｎ、Ｍｇ等の固溶量を増加させるとともにアルミニウム合金圧延板中に存在する第二相粒子の量を低減することができる。その結果、アルミニウム合金圧延板の強度及び成形性を向上させることができる。かかる作用効果をより確実に得る観点からは、溶体化処理におけるアルミニウム合金圧延板の処理温度は、４５０℃以上５６０℃以下であることが好ましく、５００℃以上５６０℃以下であることがより好ましく、５２０℃以上５６０℃以下であることがさらに好ましい。
溶体化処理においては、アルミニウム合金圧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てもよいし、所望の温度をある程度の時間保持した後に加熱を終了してもよい。しかし、溶体化処理におけるアルミニウム合金圧延板の温度の保持時間が過度に長くなると、生産性の悪化を招くとともに、アルミニウム合金圧延板の強度が過度に上昇し、成形性の悪化を招くおそれがある。かかる問題を回避する観点から、溶体化処理におけるアルミニウム合金圧延板の温度の保持時間は、１分以下であることが好ましく、５秒以下であることがより好ましく、１秒以下であることがさらに好ましい。
また、溶体化処理においては、アルミニウム合金圧延板の加熱が終了した後、直ちに焼入れを行う。これにより、アルミニウム合金圧延板への第二相粒子の析出や第二相粒子の成長を抑制し、Ｓｉ等の固溶量の減少を回避することができる。その結果、成形性に優れたアルミニウム合金圧延板を容易に得ることができる。かかる作用効果をより確実に得る観点からは、加熱終了時の温度から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アルミニウム合金圧延板の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。焼入れにおける冷却方法は特に限定されることはなく、例えば、ファン空冷、ミスト冷却、シャワー冷却及び水冷等の冷却方法から適宜選択することができる。
・予備時効処理
前記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圧延板に、必要に応じて予備時効処理を施してもよい。アルミニウム合金圧延板に更に予備時効処理を施すことにより、アルミニウム合金圧延板のベークハード性をより高め、塗装焼付けによるアルミニウム合金圧延板の強度の上昇量をより高くすることができる。かかる作用効果をより確実に得る観点からは、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、予備時効処理においては、アルミニウム合金圧延板を４０℃以上１５０℃以下の温度に１時間以上１００時間以下保持することが好ましい。この場合には、アルミニウム合金圧延板のベークハード性をより高めるとともに、予備時効処理後のアルミニウム合金圧延板の強度の過度の上昇や伸びの低下を回避することができる。その結果、優れた成形性を確保しつつベークハード性をより高めることができる。かかる作用効果をより高める観点からは、予備時効処理における保持温度は４０℃以上１００℃以下であることがより好ましく、６０℃以上９０℃以下であることがさらに好ましい。
前記アルミニウム合金圧延板及びその製造方法の実施例を以下に説明する。本例のアルミニウム合金圧延板は、Ｓｉ：０．８０質量％以上２．５質量％以下、Ｍｎ：０．４０質量％以上１．２質量％以下、Ｍｇ：０．２５質量％以上０．６５質量％以下及びＦｅ：０．０５０質量％以上０．４５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化学成分を有している。アルミニウム合金圧延板の圧延直角方向における均一伸びは１９．５％以上であり、下記式（１）で表されるランクフォード値の異方性Δｒの値が－０．５０以上０以下である。また、アルミニウム合金圧延板は、２％の予歪みを導入し、次いで保持温度１７０℃、保持時間２０分の条件で時効処理を施した後の圧延直角方向における０．２％耐力が１７５ＭＰａ以上となる特性を有している。
Δｒ＝（ｒ0－２×ｒ45＋ｒ90）／２ ・・・（１）
ただし、前記式（１）におけるｒ0は圧延方向のランクフォード値を表し、ｒ45は圧延方向に対して４５°方向のランクフォード値を表し、ｒ90は圧延直角方向のランクフォード値を表す。
本例のアルミニウム合金圧延板は、例えば、以下のようにして作製される。まず、ＤＣ鋳造により、表１に示す化学成分（合金記号Ａ１～Ａ７）を有する鋳塊を作製する。なお、表１における「Ｂａｌ．」は、当該元素が残部であることを示す。鋳塊を作製するに当たり、鋳造原料としてはアルミニウム新地金及びアルミニウム廃材のいずれも用いることができるが、環境負荷の低減の観点からは、鋳造原料に占めるアルミニウム廃材の割合を高めることが好ましい。
次に、得られた鋳塊に均質化処理を施すことなく表２の製造条件記号Ｃ１～Ｃ３のいずれかに示す温度まで加熱し、当該温度を表２に示す時間保持した後に鋳塊に熱間圧延を行う。熱間圧延完了時の熱延板の温度は表２に示す通りとする。その後、熱間圧延により得られた熱延板に、中間焼鈍を行うことなく冷間圧延を行う。冷間圧延における総圧下率及び冷間圧延後のアルミニウム合金圧延板の厚みは、表２に示す通りとする。
冷間圧延が完了した後、アルミニウム合金圧延板に溶体化処理を行う。溶体化処理においては、アルミニウム合金圧延板を表２の製造条件記号Ｃ１～Ｃ３のいずれかに示す処理温度まで加熱し、アルミニウム合金圧延板の温度が当該処理温度に到達した時点で加熱を終了する。そして、加熱が終了した後、直ちにアルミニウム合金圧延板に焼入れを行う。焼入れにおいては、加熱終了時の温度から１５０℃に到達するまでの平均冷却速度が６００℃／分以上１０００℃／分以下となるようにアルミニウム合金圧延板を冷却する。
溶体化処理が完了した後、直ちにアルミニウム合金圧延板を７０℃以上８０℃以下の温度に５時間保持して予備時効処理を行う。以上により、表３に示す試験材Ｓ１～Ｓ７を得ることができる。
なお、表３に示す試験材Ｒ１～Ｒ５は、試験材Ｓ１～Ｓ７との比較のための試験材である。試験材Ｒ１～Ｒ３の製造方法は、化学成分および製造条件が表３に示すように変更されている以外は、試験材Ｓ１～Ｓ７の製造方法と同様である。
試験材Ｒ４の製造方法は以下の通りである。まず、ＤＣ鋳造により、表１の合金記号Ａ１１に示す化学成分を有する鋳塊を作製する。次に、鋳塊に均質化処理を施す。均質化処理における保持温度及び保持時間は表２の製造条件記号Ｃ６に示す通りとする。均質化処理を行った後、３００℃／時間の平均冷却速度で室温まで鋳塊を冷却する。その後、鋳塊を表２に示す温度まで再度加熱し、当該温度を表２に示す時間保持した後に、鋳塊に熱間圧延を行う。熱間圧延完了時の熱延板の温度は表２に示す通りとする。
熱間圧延が完了した後、熱延板を３５０℃に加熱して中間焼鈍を施す。中間焼鈍が完了した後の熱延板に、表２の製造条件記号Ｃ６に示す条件で冷間圧延を行う。冷間圧延が完了した後、試験材Ｓ１～Ｓ７と同様に、アルミニウム合金圧延板に溶体化処理及び予備時効処理を行うことにより、試験材Ｒ４を得ることができる。
試験材Ｒ５の製造方法は以下の通りである。まず、ＤＣ鋳造により、表１の合金記号Ａ１２に示す化学成分を有する鋳塊を作製する。次に、鋳塊に均質化処理を施す。均質化処理における保持温度及び保持時間は表２の製造条件記号Ｃ７に示す通りとする。均質化処理を行った後、５０℃／時間の平均冷却速度で室温まで鋳塊を冷却する。その後、鋳塊を表２に示す温度まで再度加熱し、当該温度を表２に示す時間保持した後に、鋳塊に熱間圧延を行う。熱間圧延完了時の熱延板の温度は表２に示す通りとする。
熱間圧延が完了した後、熱延板に中間焼鈍を行うことなく冷間圧延を行う。冷間圧延における総圧下率及び冷間圧延後のアルミニウム合金圧延板の厚みは、表２に示す通りとする。冷間圧延が完了した後、試験材Ｓ１～Ｓ７と同様に、アルミニウム合金圧延板に溶体化処理及び予備時効処理を行うことにより、試験材Ｒ５を得ることができる。
試験材Ｓ１～Ｓ５及び試験材Ｒ１～Ｒ５の引張強さ、０．２％耐力、破断伸び、均一伸び、ＢＨＹＳ、ｒ値及び耐食性の評価方法は以下の通りである。
・引張強さ、０．２％耐力、破断伸び及び均一伸び
試験材から、長手方向が圧延方向に対して直角になるようにして、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い、圧延方向に対して直角な方向における引張強さＴＳ90（単位：ＭＰａ）、０．２％耐力ＹＳ90（単位：ＭＰａ）、破断伸びＥＬ90（単位：％）、均一伸びＵＬ90（単位：％）をそれぞれ算出する。各試験材におけるこれらの値は、表３に示した通りである。
・予歪みの付与及び時効処理後の０．２％耐力（ＢＨＹＳ）
試験材から、長手方向が圧延方向に対して直角になるようにして、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に規定される５号試験片を採取する。ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に準拠した方法により、公称ひずみ２％に到達するまで引張試験を行う。その後、試験片を１７０℃のオイルバスに２０分間浸漬して時効処理を施す。ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に準拠した方法により、予歪みの付与及び時効処理を施した後の試験片の引張試験を行う。以上により算出した０．２％耐力（単位：ＭＰａ）の値を、ＢＨＹＳの値とする。各試験材におけるＢＨＹＳの値は、表３に示した通りである。
・ｒ値
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い、試験片に１５％の公称ひずみを付与する。そして、公称ひずみを付与された後の試験片の長手方向の対数歪み及び幅方向の対数歪みを算出する。試験片の体積が一定であると仮定すると、試験片の長手方向の対数歪みεl、幅方向の対数歪みεw及び厚み方向の対数歪みεtの間にεt＝－（εl＋εw）の関係が成立するため、試験片の長手方向の対数歪み及び幅方向の対数歪みに基づいて、圧延方向に対して平行な方向におけるｒ値ｒ0を算出することができる。
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用いて上記と同様に引張試験を行うことにより、圧延方向に対して４５°傾いた方向におけるｒ値ｒ45及び圧延方向に対して直角な方向におけるｒ値ｒ90を算出することができる。そして、これらの値を用い、下記式（１）～（２）に基づいてｒｒ値の異方性Δｒ及びｒ値の平均値ｒaveを算出する。各試験材のｒ値、ｒ値の異方性Δｒ及びｒ値の平均値ｒaveは表３に示した通りである。なお、試験材Ｒ３～Ｒ５については、ｒ値の測定を行っていないため、各方向のｒ値、ｒ値の異方性Δｒ及びｒ値の平均値ｒaveの欄に記号「－」を記載した。
Δｒ＝（ｒ0－２×ｒ45＋ｒ90）／２ ・・・（１）
ｒave＝（ｒ0＋２×ｒ45＋ｒ90）／４ ・・・（２）
・耐食性
耐食性の評価に当たっては、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、まず、試験材から長さ２０ｍｍ、幅５０ｍｍの長方形状試験片を採取する。オーブンを用いてこの試験片を温度１７０℃で２０分間加熱して時効処理を施す。時効処理後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。浸漬した時点から２０時間経過した後、試験片を水溶液から取り出す。
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、試験材Ｓ１、Ｓ７、Ｒ２～Ｒ４については、粒界腐食試験を行っていないため、「最大粒界腐食深さ」欄に記号「－」を記載した。
表３に示すように、試験材Ｓ１～Ｓ７は、前記特定の化学成分を有する鋳塊に、中間焼鈍を行うことなく熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理及び予備時効処理を行うことにより作製されている。これにより、試験材Ｓ１～Ｓ７のＢＨＹＳ、均一伸び及びｒ値の異方性Δｒの値を前記特定の範囲とすることができる。このような機械的特性を有する試験材Ｓ１～Ｓ７は、高い強度を有するとともに、優れた成形性を有している。
試験材Ｒ１におけるＭｎの含有量及びＴｉの含有量は前記特定の範囲よりも多いため、試験材Ｒ１の均一伸びは試験材Ｓ１～Ｓ７に比べて低くなる。それ故、試験材Ｒ１は試験材Ｓ１～Ｓ７に比べて成形性に劣る。
試験材Ｒ２におけるＳｉの含有量は前記特定の範囲よりも多いため、試験材Ｒ２の均一伸びは試験材Ｓ１～Ｓ７に比べて低くなる。それ故、試験材Ｒ２は試験材Ｓ１～Ｓ７に比べて成形性に劣る。
試験材Ｒ３におけるＦｅの含有量及びＭｇの含有量は前記特定の範囲よりも多いため、試験材Ｒ３の均一伸びは試験材Ｓ１～Ｓ７に比べて低くなる。それ故、試験材Ｒ３は試験材Ｓ１～Ｓ７に比べて成形性に劣る。
試験材Ｒ４におけるＳｉの含有量及びＭｎの含有量は前記特定の範囲よりも少なく、Ｍｇの含有量は前記特定の範囲よりも多いため、試験材Ｒ３のＢＨＹＳは試験材Ｓ１～Ｓ７に比べて低くなる。それ故、試験材Ｒ３は試験材Ｓ１～Ｓ７に比べて焼付塗装後の強度に劣る。
試験材Ｒ５は均質化処理後の平均冷却速度が遅いため、試験材Ｒ５の均一伸び、ＢＨＹＳは試験材Ｓ１～Ｓ５に比べて低くなる。それ故、試験材Ｒ５は試験材Ｓ１～Ｓ７に比べて強度及び成形性に劣る。
以上、実施例に基づいて本発明に係るアルミニウム合金圧延板及びその製造方法の具体的な態様を説明したが、本発明にかかるアルミニウム合金圧延板及びその製造方法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。

Claims (7)

  1. Ｓｉ：０．８０質量％以上２．５質量％以下、Ｍｎ：０．４０質量％以上１．２質量％以下、Ｍｇ：０．２５質量％以上０．６５質量％以下、Ｆｅ：０．０５０質量％以上０．４５質量％以下、Ｃｕ：０．００１０質量％以上１．０質量％以下及びＴｉ：０．００５０質量％以上０．２０質量％以下を含有し、さらに、Ｃｒ：０．００１０質量％以上０．１０質量％以下及びＺｎ：０．００１０質量％以上１．０質量％以下からなる群より選択される１種または２種の元素を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有し、
    圧延直角方向における均一伸びの値が１９．５％以上であり、
    ２％の予歪みを導入し、次いで保持温度１７０℃、保持時間２０分の条件で時効処理を施した後の圧延直角方向における０．２％耐力が１７５ＭＰａ以上となる特性を有し、
    下記式（１）で表されるランクフォード値の異方性Δｒの値が－０．５０以上０以下であり、圧延方向に対して４５°方向のランクフォード値ｒ 45 が０．４５以上であり、かつ、下記式（２）で表されるランクフォード値の平均値ｒ ave が０．６５以上である、アルミニウム合金圧延板。
    Δｒ＝（ｒ0－２×ｒ45＋ｒ90）／２ ・・・（１）
    ｒ ave ＝（ｒ 0 ＋２×ｒ 45 ＋ｒ 90 ）／４ ・・・（２）
    （ただし、前記式（１）及び式（２）におけるｒ0は圧延方向のランクフォード値を表し、ｒ 90は圧延直角方向のランクフォード値を表す。）
  2. 前記アルミニウム合金圧延板中のＣｕの含有量が０．４０質量％未満である、請求項１に記載のアルミニウム合金圧延板。
  3. 前記アルミニウム合金圧延板は、Ｔｉ：０．００５０質量％以上０．２０質量％以下及びＢ：０質量ｐｐｍを超え５００質量ｐｐｍ以下を含有している、請求項１または２に記載のアルミニウム合金圧延板。
  4. 前記アルミニウム合金圧延板は、さらに、Ｚｒ：０質量％を超え０．１０質量％未満及びＢｉ：０質量％を超え０．２０質量％未満からなる群より選択される１種または２種の元素を含有している、請求項１～３のいずれか１項に記載のアルミニウム合金圧延板。
  5. 前記アルミニウム合金圧延板の圧延直角方向における引張強さＴＳが２３０ＭＰａ以上であり、かつ、前記引張強さＴＳと、０．２％耐力ＹＳとの差ＴＳ－ＹＳが１１０ＭＰａ以上である、請求項１～４のいずれか１項に記載のアルミニウム合金圧延板。
  6. 請求項１～５のいずれか１項に記載のアルミニウム合金圧延板の製造方法であって、
    前記化学成分を有する鋳塊を作製し、
    その後、前記鋳塊に熱間圧延を行うことにより熱延板を作製し、
    前記熱間圧延の後、中間焼鈍を行うことなく前記熱延板に１パス以上の冷間圧延を行ってアルミニウム合金圧延板を作製し、
    前記冷間圧延の後、前記アルミニウム合金圧延板を加熱し、次いで前記アルミニウム合金圧延板に焼入れを行うことにより、前記アルミニウム合金圧延板に溶体化処理を施す、アルミニウム合金圧延板の製造方法。
  7. 前記鋳塊を作製する際に、鋳造原料の少なくとも一部にアルミニウム廃材を使用する、請求項６に記載のアルミニウム合金圧延板の製造方法。
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