JPWO2015155911A1

JPWO2015155911A1 - 曲げ加工性と形状凍結性に優れた高強度アルミニウム合金板およびその製造方法

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Publication number: JPWO2015155911A1
Application number: JP2016512571A
Authority: JP
Inventors: 岳士半田; 土屋　清美; 清美土屋; 敏也穴見
Original assignee: Nippon Light Metal Co Ltd
Current assignee: Nippon Light Metal Co Ltd
Priority date: 2014-04-09
Filing date: 2014-12-24
Publication date: 2017-04-13
Anticipated expiration: 2034-12-24
Also published as: CN105593392B; CN105593392A; US20160265095A1; WO2015155911A1; US10221471B2; JP6176393B2; MX2016002744A

Abstract

自動車用ボディーシートに適用可能な高強度を有しており、曲げ加工性と形状凍結性に優れた３０００系アルミニウム合金板を提供する。Ｍｎ：１．０〜１．６質量％、Ｆｅ：０．１〜０．８質量％、Ｓｉ：０．５〜１．０質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０質量％を含有し、不純物としてのＭｇを０．１０質量％未満に規制し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、金属組織は、円相当径１μｍ以上の第二相粒子の面積率が１．５〜３．５％であり、平均結晶粒径が２０〜５０μｍ、板面に平行な｛１００｝方位結晶の面積率と板面に平行な｛１２３｝＜６３４＞方位結晶の面積率との比であるＡＲ｛１００｝／ＡＲ｛１２３｝＜６３４＞比が４．８以上である再結晶集合組織を呈するとともに、引張強度１５５ＭＰａ以上、０.２％耐力１００ＭＰａ以下、伸び２６％以上である曲げ加工性と形状凍結性に優れた高強度アルミニウム合金板。さらに、Ｃｕ：０．８質量％未満を含有するものであってもよい。

Description

本発明は、自動車用ボディーパネル等に用いられる、曲げ加工性および形状凍結性に優れた３０００系アルミニウム合金板に関するものである。

自動車用ボディーシートとして、アルミニウム合金板を適用するためには、プレス金型によって所望の形状に成形する必要があり、集合組織を制御した、いわゆるプレス成形性に優れた５０００系アルミニウム合金板が開発されてきた。５０００系アルミニウム合金板は、マトリックスにＭｇが固溶することで強度が高く、さらに集合組織を制御することでプレス成形性にも優れているため、従来から自動車用ボディーシート材料として使用されてきた。

例えば、特許文献１では、Ａｌ−Ｍｇ系合金板であって、２ｗｔ％≦Ｍｇ≦６ｗｔ％のＭｇを含有し、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、及びＣｕの内から選ばれる１種以上を総和で０．０３ｗｔ％以上（Ｃｕが選択される場合はＣｕとして０．２ｗｔ％以上）含有し、且つ個々の元素の含有率の上限がＦｅ≦０．２ｗｔ％、Ｍｎ≦０．６ｗｔ％、Ｃｒ≦０．３ｗｔ％、Ｚｒ≦０．３ｗｔ％、Ｃｕ≦１．０％であり、残部がＡｌおよび不可避不純物である組成であり、ＣＵＢＥ方位の体積分率とＳ方位の体積分率の比（Ｓ／Ｃｕｂｅ）が１以上、ＧＯＳＳ方位が５％以下の集合組織を有し、且つ結晶粒径が２０〜１００μｍの範囲にあることを特徴とする深絞り成形性に優れるＡｌ−Ｍｇ系合金板が開発されている。特許文献１では、限界絞り比（ＬＤＲ）と集合組織の関係について詳細に研究されており、上記のような集合組織を有するアルミニウム合金板は、深絞り成形性の指標とされる限界絞り比（ＬＤＲ）の大きいことが示されている。

さらに自動車用ボディーシートは、プレス成形後に焼き付け塗装されるため、いわゆるべークハード性に優れたものが要求されている。このため、集合組織を制御した、いわゆるプレス成形性に優れた６０００系アルミニウム合金板も開発されてきた。

例えば、特許文献２には、アルミニウム又はアルミニウム合金板（以下、アルミニウム合金板）の集合組織について、ＣＲ方位（｛００１｝＜５２０＞、以下同じ）の方位密度が、ＣＲ方位以外のいずれの方位の方位密度よりも高いことを特徴とするプレス成形用アルミニウム合金板であって、例えば、その成分組成が、Ｓｉ：０．２％〜２．０％（質量％、以下同様）、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、残部は不可避的不純物及びアルミニウムからなるものが記載されている。
これによると、熱間圧延の圧延方向に対する冷間圧延の圧延方向を９０°となるように設定することで、等二軸変形、平面ひずみ変形、及び一軸変形での破断限界を高めて、プレス成形に適したプレス成形用アルミニウム合金板を提供することができるとのことである。

さらに、特許文献３には、Ｍｇ０．３〜２．０％（ｍａｓｓ％、以下同じ）、Ｓｉ０．３〜２．５％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる組成を有し溶体化処理されたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板であって、すべての結晶方位の結晶粒総面積に対して｛４３２｝面が板面と平行から９．０°以内の範囲にある結晶粒の面積比が０．１５以上であり、｛１１１｝＜１１２＞、｛３３２｝＜１１３＞、｛２２１｝＜１１４＞および｛２２１｝＜１２２＞からなる方位の方位分布関数のうち最も高いものをαとし、｛００１｝＜１００＞および｛００１｝＜１１０＞の方位分布関数の高い方をβとした時にα／βが２．０以上であり、平均ランクフォード値が０．９以上である高成形性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板が記載されている。
これによると、鋳塊に１５０℃以上でしかも非再結晶温度域内の温度で、５０％を越える圧下率で粗圧延を行ない、さらに１５０℃以上でしかも非再結晶温度域内の温度で、ロール周速比１．２〜４．０の異周速圧延を、５０％を越える圧下率で行なって最終板厚とし、その後溶体化処理を行なうことにより、上記したような再結晶集合組織が得られるとのことである。

ところで、自動車用ボディーシートは、アウタパネルとインナーパネルとをカシメて一体化させるため、ヘム曲げ加工を施す必要がある。しかしながら、６０００系アルミニウム合金板は５０００系アルミニウム合金板に比べ、いわゆる曲げ加工性などが劣るため、曲げ加工後の微小割れや肌荒れを防止することが必要となっている。さらに薄肉高強度化が要求される中で、プレス成形時のスプリングバックを抑制する必要も生じている。特に曲げ加工では、高密度なせん断帯の形成が原因とみられる微小割れなどの不良が発生するケースも多く見られ、再結晶集合組織を適切に制御することも課題となっている。

例えば、非特許文献１では、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金板材を供試材として単結晶を作製し、各結晶方位が曲げ加工性に及ぼす影響をせん断帯形成の観点から詳細に調査している。この調査によると、結晶方位と曲げ加工性との間には密接な関係があることが明らかとなっており、調査した中では〈００１〉//ＮＤ方位を有する試験片の曲げ加工性が最も良好であり、また曲げ異方性も最も小さかったとのことである。

さらに、特許文献４には、Ｆｅを１．０〜２．０質量％、さらにＭｎを２．０質量％以下含有し、残部がアルミニウムおよび不可避不純物からなり、当該不可避不純物としてのＴｉが０．０１質量%以下に制限された成分組成を有するとともに、平均結晶粒径が２０μｍ以下、{１１０}方位結晶の面積率が２５％以上に調整された組織を有することを特徴とする成形性に優れたアルミニウム合金板が記載されている。
これによると、電磁撹拌しながらＤＣ鋳造することで、３５％以上の伸び、０．８５以上の平均ｒ値、３３ｍｍ以上の球頭張出高さ、および２．１７以上の限界絞り比の全てを達成できるとのことである。

特許第４３３９８６９号公報特開２００９−０１９２６７号公報特開２０１２−２２４９２９号公報特開２０１０−１２１１６４号公報

軽金属第６０巻第５号（２０１０），ｐ２３１-２３６

確かに５０００系、６０００系のアルミニウム合金板は、成形性に優れており、自動車用ボディーシートとしての特性を備えている。しかしながら、Ｍｇを必須元素として含むアルミニウム合金板では、表面に生成される酸化皮膜が比較的厚く、プレス成形前に酸洗い等の表面処理が必要とされる場合がある。さらに、プレス成形時にストレッチャ・ストレインマークや、リジングなどの表面模様が発生する場合がある。また、６０００系のアルミニウム合金板は、最終板製造後の自然時効によって、その機械的特性が経時変化することが懸念される。

また、特許文献４には、必須元素としてＭｇを含有しない３０００系、８０００系のアルミニウム合金板が記載されているが、得られた鋳塊の両面を面削した後、均質化熱処理、圧延加工、最終焼鈍する必要があり、工程数が多くコスト高となっていた。

以上のことから、工程数の少ない製造方法でＭｇ含有量を規制した３０００系アルミニウム合金板を製造する必要がある。また、自動車用ボディーシートとして使用する場合には、優れた成形性、特に曲げ加工性を備えることは当然のこととして、さらなる薄肉化が要求されることもあり、プレス成形後のスプリングバックを抑制する必要もある。したがって、成形性、特に曲げ加工性および形状凍結性に優れた高強度の３０００系アルミニウム合金板の開発が望まれている。

本発明は、このような課題を解決するために案出されたものであり、自動車用ボディーシートに適用可能な高強度を有しており、圧延集合組織を焼鈍して得られた再結晶集合組織を調整し、成形性、特に曲げ加工性および形状凍結性に優れた３０００系アルミニウム合金板を提供することを目的とするものである。

本発明の成形性に優れた高強度アルミニウム合金板は、その目的を達成するために、Ｍｎ：１．０〜１．６質量％、Ｆｅ：０．１〜０．８質量％、Ｓｉ：０．５〜１．０質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０質量％を含有し、不純物としてのＭｇを０．１０質量％未満に規制し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、金属組織は、円相当径１μｍ以上の第二相粒子の面積率が１．５〜３．５％であり、平均結晶粒径が２０〜５０μｍ、板面に平行な｛１００｝方位結晶の面積率と板面に平行な｛１２３｝＜６３４＞方位結晶の面積率との比であるＡＲ_{｛１００｝}／ＡＲ_{｛１２３｝＜６３４＞}比が４．８以上である再結晶集合組織を呈するとともに、引張強度１５５ＭＰａ以上、０.２％耐力１００ＭＰａ以下、伸び２６％以上であることを特徴とする。
強度を高めるために、さらに、Ｃｕ：０．８質量％未満を含有するものであってもよい。

本発明の成形性および形状凍結性に優れた高強度アルミニウム合金板は、前記成分組成を有するアルミニウム合金溶湯を薄スラブ連続鋳造機を用いて、厚み２〜１５ｍｍのスラブを連続的に鋳造し、前記スラブに熱間圧延を施すことなく直接ロールに巻き取った後、冷間圧延を施し、最終冷延率７０〜９５％の冷間圧延を施した後、最終焼鈍を施すことにより製造される。
前記最終焼鈍として、保持温度４５０〜５６０℃で１０〜６０秒保持する連続焼鈍を施すことが望ましい。

本発明のアルミニウム合金板は、高い強度を有するとともに伸び値も高く、しかも耐力が比較的低いので、プレス成形時のスプリングバックが抑制され、その結果、形状凍結性に優れている。また、その再結晶集合組織が、板面に平行な｛１００｝方位結晶の面積率と板面に平行な｛１２３｝＜６３４＞方位結晶の面積率との比であるＡＲ_{｛１００｝}／ＡＲ_{｛１２３｝＜６３４＞}が４．８以上であるので、特に曲げ加工性に優れている。また、再結晶集合組織の平均結晶粒径を２０〜５０μｍの範囲内に規制することにより、プレス成形後や曲げ加工後の肌荒れを防止し、優れた表面外観を呈する成型加工品を得ることができる。
したがって、本発明により、自動車用ボディーパネル等に適用可能な成形性および形状凍結性に優れた高強度アルミニウム合金板が廉価で提供される。

従来の３０００系アルミニウム合金板は、高強度であっても、特に曲げ加工では、微小割れや外観肌荒れなどの不良が発生するケースも多く見られる。このため、再結晶集合組織を適切に制御して、再結晶粒径および結晶方位についても適切に調整しておく必要がある。しかも、３０００系アルミニウム合金板は、その成分組成あるいは製造工程にもよるが耐力が高い場合もあり、プレス成形後にスプリングバックが発生しやすく、所定の設計形状に収まらないという、いわゆる形状凍結性の問題もある。また、３０００系アルミニウム合金板は、プレス成形後や曲げ加工後の表面外観に肌荒れが生じる場合もある。
したがって、用いる材料として、高強度で、伸びが高く、耐力が低く、且つ再結晶集合組織を適切に制御したものが求められる。

前述のように、アルミニウム合金板の圧延集合組織を制御するために、例えば、上下のロール周速を異なるものとする異周速圧延を利用する等、圧延工程に工夫を凝らす方法もある。いずれにしても、自動車用ボディーシートに使用する３０００系アルミニウム合金板において、曲げ加工性を向上させるためには、最終板（焼鈍板）における再結晶集合組織を制御しておくことが必要である。

また一方、曲げ加工性の評価方法として、従来は曲げ試験において試験片の曲げ部の外観を評価見本と照合し、例えば、５段階で評価することが一般的に普及している。しかしながら、この場合の評価は、見本と照合するという手法を採用しているものの、曲げ部の外観については目視に頼らざるを得ない。したがって、曲げ加工における微小割れや外観肌荒れなどの不良発生率を低減するためには、曲げ試験による曲げ加工性評価とともに、再結晶集合組織における結晶方位、結晶粒径等を測定して、金属組織を定量的に評価しておくことが重要になる。
本発明者等は、再結晶集合組織の調査を通じて、成形性、特に曲げ加工性と形状凍結性に優れたアルミニウム合金板を得るべく鋭意検討を重ね、本発明に到達した。
以下にその内容を説明する。

まず、本発明の３０００系アルミニウム合金板に含まれる各元素の作用、適切な含有量等について説明する。

Ｍｎ：１．０〜１．６質量％
Ｍｎは、アルミニウム合金板の強度を増加させる元素であり、一部はマトリックス中に固溶して固溶体強化を促進するため、必須元素である。また、Ｍｎは、本発明の合金組成の範囲内では、鋳造時にＡｌ-（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の微細な金属間化合物を構成する元素でもあり、さらに最終焼鈍時には、マトリックスに固溶していたＭｎも、一部微細な金属間化合物として析出し、強度を高くする。

Ｍｎ含有量が１．６質量％を超えると、アルミニウム合金板の耐力が高くなりすぎて、プレス成形時の形状凍結性が低下するため、好ましくない。さらに、最終焼鈍時に再結晶させるために必要な温度が高くなり過ぎ、生産性が低下するため好ましくない。また、Ｍｎ含有量が１．０質量％未満であると、アルミニウム合金板の強度が低くなりすぎて、好ましくない。

したがって、好ましいＭｎ含有量は、１．０〜１．６質量％の範囲とする。より好ましいＭｎ含有量は、１．０５〜１．６質量％の範囲である。さらに好ましいＭｎ含有量は、１．１〜１．６質量％の範囲である。

Ｆｅ：０．１〜０．８質量％
Ｆｅは、鋳塊鋳造時の冷却速度にもよるが、Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の微細な金属間化合物を晶出させ、アルミニウム合金板の強度を増加させる。また、最終焼鈍時には、マトリックスに固溶するＭｎの一部がこれら金属間化合物に拡散吸収されるので、最終焼鈍板の耐力を低下させるとともに伸びを高める。これら微細な金属間化合物が最終焼鈍時において再結晶粒の核として作用して、再結晶の結晶粒径を所定の範囲に調整することにより、プレス成形後の肌荒れを防止することができるので、必須の元素である。

Ｆｅ含有量が０．１質量％未満であると、Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の金属間化合物のサイズと数が減少することにより、第二相粒子の面積率が減少し、再結晶粒の微細化効果が弱まり、さらにマトリックスに固溶するＭｎの再結晶阻止作用によって、所定の再結晶組織が得られず、好ましくない。Ｆｅ含有量が０．８質量％を超えると、Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の金属間化合物のサイズと数が増加することにより、第二相粒子の面積率が増加し、最終焼鈍時にマトリックスにおけるＭｎ固溶量が減少して、伸びは高く、耐力は低くなるものの、強度は低下するため、好ましくない。

したがって、Ｆｅ含有量は、０．１〜０．８質量％の範囲とする。より好ましいＦｅ含有量は、０．１〜０．７質量％の範囲である。さらに好ましいＦｅ含有量は、０．１５〜０．６質量％の範囲である。

Ｓｉ：０．５〜１．０質量％
Ｓｉは、鋳塊鋳造時の冷却速度にもよるが、Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の微細な金属間化合物を晶出させ、アルミニウム合金板の強度を増加させる。また、一部はマトリックス内に固溶し、強度を高める。最終焼鈍時には、マトリックスに固溶するＭｎの一部がこれら金属間化合物に拡散吸収されるので、最終焼鈍板の耐力を低下させるとともに伸びを高める。これら微細な金属間化合物が最終焼鈍時において再結晶粒の核として作用して、再結晶の結晶粒径を所定の範囲に調整することにより、プレス成形後の肌荒れを防止することができるので、必須の元素である。

Ｓｉ含有量が０．５質量％未満であると、Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の金属間化合物のサイズと数が減少することにより、第二相粒子の面積率が減少し、さらにマトリックスのＳｉ固溶量も減少するため、所定の強度が得られず、好ましくない。Ｓｉ含有量が１．０質量％を超えると、アルミニウム合金板の強度は高くなるものの、伸びは低下して成形性が低下するため、好ましくない。

したがって、Ｓｉ含有量は、０．５〜１．０質量％の範囲とする。より好ましいＳｉ含有量は、０．５５〜１．０質量％の範囲である。さらに好ましいＳｉ含有量は、０．６〜１．０質量％の範囲である。

Ｔｉ：０．００５〜０．１０質量％
Ｔｉは鋳塊鋳造時に結晶粒微細化剤として作用し、鋳造割れを防止することができるので、必須の元素である。勿論、Ｔｉは単独で添加してもよいが、Ｂと共存することによりさらに強力な結晶粒の微細化効果を期待できるので、Ａｌ−５％Ｔｉ−１％Ｂなどのロッドハードナーでの添加であってもよい。

Ｔｉ含有量が、０．００５質量％未満であると、鋳塊鋳造時の微細化効果が不十分なため、鋳造割れを招くおそれがあり、好ましくない。Ｔｉ含有量が、０．１０質量％を超えると、鋳塊鋳造時にＴｉＡｌ_３等の粗大な金属間化合物が晶出して、最終板におけるプレス成形性や曲げ加工性を低下させるおそれがあるため、好ましくない。

したがって、Ｔｉ含有量は、０．００５〜０．１０質量％の範囲とする。より好ましいＴｉ含有量は、０．００５〜０．０７質量％の範囲である。さらに好ましいＴｉ含有量は、０．０１〜０．０５質量％の範囲である。

Ｍｇ：０．１０質量％未満
Ｍｇは、最終板（焼鈍板）の表面に比較的厚い酸化皮膜を生成させる原因となり、その結果、最終板を十分に酸洗いする必要が生じコストアップの要因となる。さらに本発明の合金組成の範囲内では、Ｓｉ含有量が比較的高いため、Ｍｇを含有すると、Ｍｇ_２Ｓｉが晶析出するため、伸びが低くなり成形性を低下させる。したがって、好ましいＭｇの含有量は、０．１０質量％未満の範囲とする。より好ましいＭｇ含有量は、０．０５質量％未満の範囲である。さらに好ましいＭｇ含有量は、０．０３質量％未満の範囲である。

Ｃｕ：０．８質量％未満
Ｃｕは、アルミニウム合金板の強度を増加させる元素であり、任意の元素である。本発明において、Ｃｕ含有量は、０．８質量％未満の範囲であれば、曲げ加工性および形状凍結性等の特性について低下することはない。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．８質量％以上であると、耐食性が著しく低下する。したがって、好ましいＣｕの含有量は、０．８質量％未満の範囲とする。より好ましいＣｕ含有量は、０．５質量％未満の範囲である。さらに好ましいＣｕ含有量は、０．２質量％未満の範囲である。

その他の不可避的不純物
不可避的不純物は原料地金、返り材等から不可避的に混入するもので、それらの許容できる含有量は、例えば、Ｃｒの０．２０質量％未満、Ｚｎの０．２０質量％未満、Ｎｉの０．１０質量％未満、Ｇａ及びＶの０．０５質量％未満、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｎａ、Ｃａ、Ｓｒについては、それぞれ０．０２質量％未満、その他各０．０５質量％未満であって、この範囲で管理外元素を含有しても本発明の効果を妨げるものではない。

引張強度が１５５ＭＰａ以上、０.２％耐力が１００ＭＰａ以下、伸び２６％以上
ところで、３０００系アルミニウム合金板を自動車用ボディーシート等に適用するに当たっては、高強度と優れた成形性を有するだけでなく、プレス成形時の形状凍結性にも優れることが必要である。
材料の強度は引張り試験を行った時の引張強度で、成形性は引張り試験時の伸びの値で、また形状凍結性は引張り試験時の耐力によって知ることができる。

詳細は後記の実施例の記載に譲るとして、自動車用ボディーシート等に適用する本発明の３０００系アルミニウム合金板としては、最終焼鈍板として、引張強度が１５５ＭＰａ以上、０.２％耐力が１００ＭＰａ以下、伸び２６％以上なる特性を有するものが好適である。

円相当径１μｍ以上の第二相粒子の面積率：１．５〜３．５％
平均結晶粒径：２０〜５０μｍ
ＡＲ _{｛１００｝} ／ＡＲ _{｛１２３｝＜６３４＞} 比：４．８以上
上記のような特性は、前記特定の成分組成を有する３０００系アルミニウム合金板の金属組織を細かく調整することにより発現される。
具体的には、金属組織は、円相当径１μｍ以上の第二相粒子の面積率が１．５〜３．５％であり、平均結晶粒径を２０〜５０μｍ、板面に平行な｛１００｝方位結晶の面積率と板面に平行な｛１２３｝＜６３４＞方位結晶の面積率との比であるＡＲ_{｛１００｝}／ＡＲ_{｛１２３｝＜６３４＞}比を４．８以上である再結晶集合組織にすればよい。特に、再結晶集合組織における平均結晶粒径を２０〜５０μｍにすることにより、プレス成形後や曲げ加工後の肌荒れを防止することができ、表面外観の優れたプレス成型品を得ることができる。また、曲げ加工における微小割れなどの不良発生率を低減するためには、再結晶集合組織における板面に平行な｛１００｝方位結晶の面積率と板面に平行な｛１２３｝＜６３４＞方位結晶の面積率との比であるＡＲ_{｛１００｝}／ＡＲ_{｛１２３｝＜６３４＞}比を４．８以上とする必要がある。

詳細は後記の実施例の記載に譲るとして、自動車用ボディーシート等に適用する本発明の３０００系アルミニウム合金板としては、最終焼鈍板として、円相当径１μｍ以上の第二相粒子の面積率が１．５〜３．５％、平均結晶粒径が２０〜５０μｍ、ＡＲ_{｛１００｝}／ＡＲ_{｛１２３｝＜６３４＞}が４．８以上なる再結晶集合組織を有するものが好適である。

また詳細は後記の実施例の記載に譲るとして、いずれにしても、前記特定の成分組成を有し、且つ上記のような再結晶集合組織を有していれば、最終焼鈍板として、引張強度が１５５ＭＰａ以上、０.２％耐力が１００ＭＰａ以下、伸び２６％以上なる値を呈する。

次に、上記のようなプレス成形用アルミニウム合金板を製造する方法の一例について簡単に紹介する。
溶解・溶製
溶解炉に原料を投入し、所定の溶解温度に到達したら、フラックスを適宜投入して攪拌を行い、さらに必要に応じてランス等を使用して炉内脱ガスを行った後、鎮静保持して溶湯の表面から滓を分離する。

この溶解・溶製では、所定の合金成分とするため、母合金等再度の原料投入も重要ではあるが、前記フラックス及び滓がアルミニウム合金溶湯中から湯面に浮上分離するまで、鎮静時間を十分に取ることが極めて重要である。鎮静時間は、通常３０分以上取ることが望ましい。

溶解炉で溶製されたアルミニウム合金溶湯は、場合によって保持炉に一端移湯後、鋳造を行なうこともあるが、直接溶解炉から出湯し、鋳造する場合もある。より望ましい鎮静時間は４５分以上である。

必要に応じて、インライン脱ガス、フィルターを通してもよい。
インライン脱ガスは、回転ローターからアルミニウム溶湯中に不活性ガス等を吹き込み、溶湯中の水素ガスを不活性ガスの泡中に拡散させ除去するタイプのものが主流である。不活性ガスとして窒素ガスを使用する場合には、露点を例えば−６０℃以下に管理することが重要である。鋳塊の水素ガス量は、０．２０ｃｃ／１００ｇ以下に低減することが好ましい。

鋳塊の水素ガス量が多い場合には、鋳塊の最終凝固部にポロシティが発生するおそれがあるため、冷間圧延工程における１パス当たりの圧下率を例えば２０％以上に規制してポロシティを潰しておくことが好ましい。また、鋳塊に過飽和に固溶している水素ガスは、冷間ロールの焼鈍等熱処理条件にもよるが、最終板のプレス成形後であっても、例えばスポット溶接時に析出して、スポットビードに多数のブローホールを発生させる場合もある。このため、より好ましい鋳塊の水素ガス量は、０．１５ｃｃ／１００ｇ以下である。

薄スラブ連続鋳造
薄スラブ連続鋳造機は、双ベルト鋳造機、双ロール鋳造機の双方を含むものとする。
双ベルト鋳造機は、エンドレスベルトを備え上下に対峙する一対の回転ベルト部と、当該一対の回転ベルト部の間に形成されるキャビティーと、前記回転ベルト部の内部に設けられた冷却手段とを備え、耐火物からなるノズルを通して前記キャビティー内に金属溶湯が供給されて連続的に薄スラブを鋳造するものである。

双ロール鋳造機は、エンドレスロールを備え上下に対峙する一対の回転ロール部と、当該一対の回転ロール部の間に形成されるキャビティーと、前記回転ロール部の内部に設けられた冷却手段とを備え、耐火物からなるノズルを通して前記キャビティー内に金属溶湯が供給されて連続的に薄スラブを鋳造するものである。

スラブの厚み２〜１５ｍｍ
薄スラブ連続鋳造機は、厚み２〜１５ｍｍの薄スラブを連続的に鋳造することが可能である。スラブ厚み２ｍｍ未満の場合には、鋳造が可能な場合であっても、最終板の板厚にもよるが、後述する最終圧延率７０〜９５％を実現することが困難となる。スラブ厚み１５ｍｍを超えると、スラブを直接ロールに巻き取ることが困難となる。このスラブ厚みの範囲であると、スラブの冷却速度は、スラブ厚さ１／４の付近で、４０〜１０００℃/ｓｅｃ程度となり、Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の金属間化合物が微細に晶出する。このため、最終焼鈍板において円相当径１μｍ以上の金属間化合物（第二相粒子）の面積率が１．５〜３．５％である金属組織を発現することが可能となる。これらの微細な金属間化合物は、後述する冷延板の最終焼鈍時に再結晶粒の核となり、最終板における再結晶粒の平均結晶粒径を２０〜５０μｍに調整することが可能となる。

冷間圧延
薄スラブ連続鋳造機を用いて、スラブを連続的に鋳造し、前記スラブに熱間圧延を施すことなく直接ロールに巻き取った後、冷間圧延を施す。このため、従来の半連続鋳造ＤＣスラブに必要となる面削工程、均質化処理工程、熱間圧延工程を省略することができる。薄スラブを直接巻き取ったロールは、冷延機に通され、通常何パスかの冷間圧延が施される。この際、冷間圧延によって導入される塑性歪により加工硬化が起こるため、必要に応じて、バッチ炉内で保持温度３００〜４００℃で１〜８時間保持する中間焼鈍処理を行なってもよい。

最終冷延率７０〜９５％
最終冷延率７０〜９５％の冷間圧延を施した後、最終焼鈍を施す。最終冷延率がこの範囲であれば、焼鈍後の最終板における平均結晶粒径を２０〜５０μｍにして、伸びの値を２６％以上にすることができ、プレス成形後の外観肌を綺麗に仕上げることができる。したがって、加工コストを低く抑えるとともに、遷移金属元素の固溶量を確保しながら加工を加えることで転位が蓄積されて、最終焼鈍工程で２０〜５０μｍに調整された再結晶粒を得ることが可能となる。最終冷延率が７０％未満であると、冷間圧延時に蓄積される加工歪量が少なすぎて、最終焼鈍によって２０〜５０μｍの再結晶粒を得ることができない。最終冷延率が９５％を超えると、冷間圧延時に蓄積される加工歪量が多すぎて、加工硬化が激しく、エッジに耳割れを生じて圧延が困難となる。したがって、好ましい最終冷延率は、７０〜９５％の範囲である。より好ましい最終冷延率は、７５〜９５％の範囲である。さらに好ましい最終冷延率は、７５〜９０％の範囲である。

最終焼鈍
連続焼鈍炉により、保持温度４５０〜５６０℃で１０〜６０秒保持
最終焼鈍は、連続焼鈍炉によって４５０℃〜５６０℃の保持温度で１０〜６０秒間保持する連続焼鈍処理が好ましい。その後急速に冷却すれば、溶体化処理を兼ねることもできる。金型成形工程におけるプレス成形性や曲げ加工性を高めるためには、溶体化処理材としておくことが必要である。最終焼鈍によって、マトリックスに固溶していたＭｎは、微細に晶出していた金属間化合物に吸収されることにより、再結晶が促進されるとともに、最終焼鈍板の耐力を低下させ、伸びを高める。同時に、金属組織における板面に平行な｛１２３｝＜６３４＞方位結晶の存在密度が減少し、板面に平行な｛１００｝方位結晶の存在密度が増加する。

保持温度が４５０℃未満であると、再結晶組織を得ることが困難となる。保持温度が５６０℃を超えると、熱歪が激しくなるとともに、合金組成にもよるがバーニングを起こすおそれがある。保持時間が１０秒未満であると、コイルの実体温度が所定の温度に到達せず焼鈍処理が不十分となるおそれがある。保持時間が６０秒を超えると、処理に時間がかかりすぎ、生産性が低下する。

本発明の製造方法において最終焼鈍は必須の工程であり、この最終焼鈍によって最終板を再結晶温度以上の温度で保持することで、平均結晶粒径２０〜５０μｍであり、さらに板面に平行な｛１００｝方位結晶の面積率と板面に平行な｛１２３｝＜６３４＞方位結晶の面積率との比であるＡＲ_{｛１００｝}／ＡＲ_{｛１２３｝＜６３４＞}比が４．８以上である再結晶集合組織を発現させることができる。このような再結晶集合組織を有する最終焼鈍板は、曲げ加工におけるTaylor因子が板面内の全方向において統計的に小さくなるので、比較的小さな応力で結晶粒内の{１１１}面内におけるすべり変形が容易となり、曲げ加工性に優れていると考えられる。しかも、平均結晶粒径が２０〜５０μｍに調整されているので、曲げ加工のような局部的な塑性加工に対しては、結晶粒内の可動転位の平均自由行程（mean free path）も、十分に大きくなっていると考えられる。
以上のような通常の連続鋳造工程を経ることにより、曲げ加工性および形状凍結性に優れたアルミニウム合金板を得ることができる。

薄スラブ連続鋳造シミュレート材の作製
表１に示した１１水準の組成（合金Ｎｏ.１〜１１）に配合された各種インゴット各５ｋｇを＃２０坩堝内に挿入し、この坩堝を小型電気炉で加熱しインゴットを溶解した。次いで、溶湯中にランスを挿入して、Ｎ_２ガスを流量１．０Ｌ／ｍｉｎで５分間吹き込んで脱ガス処理を行なった。その後３０分間の鎮静を行なって溶湯表面に浮上した滓を攪拌棒にて除去した。次に坩堝を小型電気炉から取り出して、溶湯を内寸法２００×２００×１６ｍｍの水冷金型に流し込み、薄スラブを作製した。坩堝中の溶湯から採取した各供試材（実施例１〜５、比較例１〜６）のディスクサンプルは、発光分光分析によって組成分析を行なった。その結果を表１に示す。この薄スラブの両面を３ｍｍずつ面削加工して、厚さ１０ｍｍとした後、均質化処理、熱間圧延を施すことなく、冷間圧延を施して板厚１．０ｍｍの冷延材とした。なお、冷間圧延工程の間に中間焼鈍処理は行っていない。この場合の最終冷延率は９０％であった。

次にこの冷延材を所定の大きさに切断後、この冷延材をソルトバスに挿入して、５５０℃×１５ｓｅｃ保持し、ソルトバスから素早く供試材を取り出して水冷し溶体化処理を施した。このようにして得られた最終板（供試材）を薄スラブ連続鋳造シミュレート材として、表１にその成分組成を示す。

次に、このようにして得られた最終板（各供試材）について、金属組織の評価を行い、さらに諸特性の測定、評価を行った。

結晶方位および結晶粒径の測定
得られた最終焼鈍板(各供試材)について、ＥＢＳＤによる結晶方位測定を行った。得られた各供試材から圧延方向に平行な縦断面を切出して鏡面研磨を施し、さらに研磨によるひずみを除去するために電解研磨を施した。この試験片について、ＥＢＳＤによる結晶方位の測定を行った。走査電子顕微鏡は日本電子製ＪＳＭ６４９０Ａを用い、加速電圧１５ｋＶ、ＷＤ３ｍｍ、６５°の傾斜の条件に設定した。ＥＢＳＤ測定は（株）ＴＳＬソリューションズ製ＯＩＭ型により、０．１６から０．３２平方ミリメートルの領域を２μｍステップで測定した。得られた結果を、解析ソフト(OIM analysis) によって解析し、板面に平行な｛１００｝方位結晶の面積率と板面に平行な｛１２３｝＜６３４＞方位結晶の面積率を求めた。ここで、｛１００｝方位は{１００}から１０°の範囲にある方位とした。｛１２３｝＜６３４＞方位（Ｓ方位）は{１２３}＜６３４＞から１５°の範囲にある方位とした。同様に、解析ソフトによって平均結晶粒径（円相当径）を算出した。測定結果を、表２に示す。

金属組織における第２相粒子の面積率の測定
得られた最終板の圧延方向に平行な縦断面（ＬＴ方向に垂直な断面）を切り出して、熱可塑性樹脂に埋め込んで鏡面研磨し、フッ化水素酸水溶液にてエッチングを施して、金属組織観察を行った。ミクロ金属組織を光学顕微鏡にて写真撮影し（１視野当たりの面積；０．０１７ｍｍ^２、各試料２０視野撮影）、写真の画像解析を行い、円相当径１μｍ以上の第２相粒子の面積率を求めた。測定結果を、表２に示す。

引張試験による諸特性の測定
得られた最終板（各供試材）の特性評価は、引張り試験の引張強度、０．２％耐力、伸び（％）によって行った。
具体的には、得られた供試材より、引張り方向が圧延方向に対して平行方向になるようにＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１に準じて引張り試験を行って、引張強度、０．２％耐力、伸び（破断伸び）を求めた。なお、これら引張り試験は、各供試材につき３回（ｎ＝３）行い、その平均値で算出した。
最終板において、引張強度が１５５ＭＰａ以上であった供試材を強度良好とし、１５５ＭＰａ未満であった供試材を強度不足とした。また０．２％耐力が１００ＭＰａ以下であった供試材を形状凍結性良好とし、１００ＭＰａを超えた供試材を形状凍結性不良とした。さらに伸びの値が２６％以上であった供試材を成形性良好とし、２６％未満であった供試材を成形性不良とした。評価結果を表３に示す。

曲げ試験による曲げ加工性の評価
曲げ試験用の試験片として、各供試材について圧延方向に対して９０°方向を長手方向として２５ｍｍ×５０ｍｍ寸法の試験片を採取した。曲げ試験は、試験片の長手方向に対して９０°方向をポンチ径１ｍｍのポンチに押し当てた状態で、４０°から６０°に曲げたあと、試験片同士が密着するまで圧縮加工した。曲げ加工性の評価は、密着曲げ後の曲げ部の表面状態によって、割れ・シワなし〜破断までを０〜５点の点数でランク付けすることにより行った。０〜１点であった供試材を曲げ加工性評価良好とし、２〜５点であった供試材を曲げ加工性評価不良とした。

各供試材の金属組織評価結果
各供試材の金属組織評価結果を示す表２における実施例１〜５は、本発明の組成範囲内であり、ＡＲ_{｛１００｝}／ＡＲ_{｛１２３｝＜６３４＞}比、平均結晶粒径、第二相粒子の面積率とも、基準値を満たしていた。すなわち、具体的には、ＡＲ_{｛１００｝}／ＡＲ_{｛１２３｝＜６３４＞}比：４．８以上、平均結晶粒径：２０〜５０μｍ、円相当径１μｍ以上の第二相粒子の面積率：１．５〜３．５％の要件を満たしていた。

比較例１は、本発明の組成範囲外であり、平均結晶粒径が１４μｍであり、基準値を満たしておらず、ＡＲ_{｛１００｝}／ＡＲ_{｛１２３｝＜６３４＞}比が４．６であり、基準値を満たしていなかった。

比較例２は、本発明の組成範囲外であり、平均結晶粒径が１４μｍであり、基準値を満たしておらず、ＡＲ_{｛１００｝}／ＡＲ_{｛１２３｝＜６３４＞}比が４．６であり、基準値を満たしていなかった。

比較例３は、本発明の組成範囲外であり、平均結晶粒径が１６μｍであり、基準値を満たしていなかった。

比較例４は、本発明の組成範囲外であり、平均結晶粒径が１８μｍであり、基準値を満たしておらず、ＡＲ_{｛１００｝}／ＡＲ_{｛１２３｝＜６３４＞}比が２．８であり、基準値を満たしていなかった。

比較例５は、本発明の組成範囲外であり、第二相粒子の面積率が４．４％であり、基準値を満たしておらず、平均結晶粒径は１７μｍであり、基準値を満たしておらず、ＡＲ_{｛１００｝}／ＡＲ_{｛１２３｝＜６３４＞}比が２．７であり、基準値を満たしていなかった。

比較例６は、本発明の組成範囲外であり、第二相粒子の面積率が４．７％であり、基準値を満たしておらず、未再結晶組織であったため、結晶粒径、結晶方位の測定は行っていない。

各供試材の特性評価
供試材の特性評価結果を示す表３における実施例１〜５は、本発明の組成範囲内であり、引張強度、０.２％耐力、伸び、曲げ加工性とも全て、基準値を満たしていた。具体的には、引張強度：１５５ＭＰａ以上、０.２％耐力：１００ＭＰａ以下、伸び：２６％以上、曲げ加工性：０〜１点の基準値を満たしていた。なお、比較例１，５，６については、曲げ試験を行っていないため、曲げ加工性については不明である。

比較例１は、Ｍｇ含有量が０．３５質量％と高く、合金組成が本発明の範囲外であり、成形性評価不良（×）であった。

比較例２は、Ｍｇ含有量が０．３４質量％と高く、合金組成が本発明の範囲外であり、成形性評価不良（×）、曲げ加工性評価不良（×）であった。

比較例３は、Ｍｇ含有量が０．２５質量％と高く、またＦｅ含有量が０．６１質量％と高く、合金組成が本発明の範囲外であり、成形性評価不良（×）、曲げ加工性評価不良（×）であった。

比較例４は、Ｍｇ含有量が０．２６質量％と高く、合金組成が本発明の範囲外であり、形状凍結性評価不良（×）、成形性評価不良（×）、曲げ加工性評価不良（×）であった。

比較例５は、Ｓｉ含有量が０．４９質量％と低く、またＦｅ含有量が１．００質量％と高く、合金組成が本発明の範囲外であり、強度不足（×）であった。

比較例６は、Ｓｉ含有量が１．０８質量％と高く、またＭｎ含有量が１．９８質量％と高く、Ｚｎ含有量が１．１９質量％と高く、合金組成が本発明の範囲外であり、形状凍結性評価不良（×）、成形性評価不良（×）であった。

以上のことから、前記特定の成分組成を有し、且つ上記のような金属組織を有していれば、最終焼鈍板として、引張強度が１５５ＭＰａ以上、０.２％耐力が１００ＭＰａ以下、伸び２６％以上なる値を呈するとともに、曲げ加工性に優れることがわかる。

本発明の成形性および形状凍結性に優れた高強度アルミニウム合金板は、前記成分組成を有するアルミニウム合金溶湯を薄スラブ連続鋳造機を用いて、厚み２〜１５ｍｍのスラブを連続的に鋳造し、前記スラブに熱間圧延を施すことなく直接ロールに巻き取った後、冷間圧延を施し、最終冷延率７５〜９５％の冷間圧延を施した後、連続焼鈍炉により、保持温度４５０〜５６０℃で１０〜６０秒保持する最終焼鈍を施すことにより製造される。

Claims

Ｍｎ：１．０〜１．６質量％、Ｆｅ：０．１〜０．８質量％、Ｓｉ：０．５〜１．０質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０質量％を含有し、不純物としてのＭｇを０．１０質量％未満に規制し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、金属組織は、円相当径１μｍ以上の第二相粒子の面積率が１．５〜３．５％であり、平均結晶粒径が２０〜５０μｍ、板面に平行な｛１００｝方位結晶の面積率と板面に平行な｛１２３｝＜６３４＞方位結晶の面積率との比であるＡＲ_{｛１００｝}／ＡＲ_{｛１２３｝＜６３４＞}比が４．８以上である再結晶集合組織を呈するとともに、引張強度１５５ＭＰａ以上、０.２％耐力１００ＭＰａ以下、伸び２６％以上であることを特徴とする曲げ加工性と形状凍結性に優れた高強度アルミニウム合金板。
さらに、Ｃｕ：０．８質量％未満含有することを特徴とする請求項１に記載の曲げ加工性と形状凍結性に優れた高強度アルミニウム合金板。
請求項１または請求項２に記載の組成のアルミニウム合金溶湯を薄スラブ連続鋳造機を用いて、厚み２〜１５ｍｍのスラブを連続的に鋳造し、前記スラブに熱間圧延を施すことなく直接ロールに巻き取った後、冷間圧延を施し、最終冷延率７０〜９５％の冷間圧延を施した後、最終焼鈍を施すことを特徴とする曲げ加工性と形状凍結性に優れた高強度アルミニウム合金板の製造方法。
連続焼鈍炉により、保持温度４５０〜５６０℃で１０〜６０秒保持する最終焼鈍を施す請求項３に記載の曲げ加工性と形状凍結性に優れた高強度アルミニウム合金板の製造方法。