JPWO2018012597A1 - プレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材 - Google Patents

Abstract

本発明は、Ｃｕを０．３０ｍａｓｓ％以上含むＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金からなる成形加工用アルミニウム合金圧延材であって、引張強さと０．２％耐力との差が１２０ＭＰａ以上であり、板厚方向と直交し、かつ、表面から全板厚の１／４の深さにある面において、ランダム方位に対するＣｕｂｅ方位密度の比が１０以上であり、更に、板厚方向と直交し、かつ、表面から全板厚の１／２の深さにある面において、圧延幅方向に１０ｍｍ、圧延方向に２ｍｍの領域を圧延幅方向に１０等分に分割した同一面内での各分割領域における、成形加工が圧延幅方向を主ひずみ方向とする平面ひずみ変形であるとみなしたときの平均テイラー因子の最大値と最小値の差が、絶対値で１．０以内である成形加工用アルミニウム合金圧延材である。

Description

本発明は、自動車ボディシート、ボディパネルのような各種自動車、船舶、航空機等の部材、部品、あるいは建築材料、構造材料、そのほか各種機械器具、家電製品やその部品等の素材として、成形加工及び塗装焼付を施して使用されるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系のアルミニウム合金圧延材に関する。特に、前記用途に好適な、プレス成形性、曲げ加工性、及び、耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材に関する。

最近の地球温暖化抑制やエネルギーコスト低減等の要求を背景として、自動車の軽量化による燃費向上の要望が高まっている。この要望を受けて、自動車のボディパネルに適用される自動車用ボディシートも、従来の冷延鋼板からアルミニウム合金板が使用される傾向が増大しつつある。アルミニウム合金板は、従来の冷延鋼板とほぼ同等の強度を有しながら、比重が約１／３であり、自動車の軽量化に寄与することができる。また、自動車用途以外に、電子・電気機器等のパネル、シャーシの様な成形加工部品についても、最近ではアルミニウム合金板を用いることが多くなっている。そして、自動車用ボディシートのように、アルミニウム合金板はプレス加工を施して使用されることが多い。

ところで、近年の自動車等の形状に対するデザイン性への要求の高まりから、上記成形加工用の板材においては、プレス成形性に対する要求がより厳しくなっている。また、自動車用ボディパネルにおいては、アウターパネルとインナーパネルを接合して一体化させるために、板の縁部にヘム加工を施して使用することが多い。このヘム加工は、曲げ半径が極端に小さい１８０°曲げであるため、材料に対して極めて過酷な加工であるということができる。よって、かかる用途を考慮したヘム加工性、曲げ加工性が優れていることも要求される。更に、自動車のボディシートは、塗装焼付を施して使用されるのが通常であることから、成形性と強度のバランスにおいて強度を重視する場合に、塗装焼付後に高強度が得られること、逆に成形性を重視する場合には、塗装焼付後に若干の強度を犠牲にする代わりに高いプレス成形性が得られることが要求される。

このように、成形加工用のアルミニウム合金板に対しては、特に最近になってより苛酷な成形加工が施されることが多くなっている。そして、苛酷な成形加工条件に加えて、表面外観品質が重視されるようになっている。この表面外観品質については、上記した苛酷な成形加工に際してもリューダースマークが発生しないことはもちろん、リジングマークが発生しないことが強く求められている。

リジングマークとは、板に成形加工を施した際に、板の製造工程における圧延方向に平行な方向に筋状に現れる微細な凹凸模様である。このリジングマークが発生する部位においては、板表面に塗装を施した後にも、例えば光沢の少ない箇所等として現れるので表面外観品質を損なうおそれがある。そのため、特に高度な表面外観品質が要求される自動車ボディシート等の素材としては、成形加工時にリジングマークの発生がないことが強く要求される。尚、以下この明細書では、成形加工時にリジングマークが発生しにくい性質を「耐リジング性」と記す。

ここで、自動車用ボディシート向けに一般に使用されているアルミニウム合金としては、Ａｌ−Ｍｇ系合金の他、時効性を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金若しくはＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金が知られている。特に、時効性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金、及び、時効性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金は、塗装焼付前の成形加工時においては比較的強度が低くて成形性が優れている一方、塗装焼付時の加熱によって時効されて塗装焼付後の強度が高くなる利点を有するほか、リューダースマークが発生しにくい等の長所を有する。

上記したように、成形加工用のアルミニウム合金板材に対しては、プレス成形性や曲げ加工性に対してより厳しい加工条件が要求されている。そして、プレス成形性や曲げ加工性の確保を前提としつつ、表面外観品質向上のため耐リジング性も求められている。上記のアルミニウム合金板材においても各種の取り組みがなされている。

プレス成形性には、絞り成形性や張出し成形性が要求される。このプレス成形性の改善に関しては、従来から多くの知見が得られている。特に、アルミニウム合金の添加元素量を制御して強度調整を行い、引張試験での伸びの他に引張強さと耐力の差を大きくすることプレス成形性が改善することが提案されている（特許文献１、２）。

また、アルミニウム合金板材の曲げ加工性については、合金中の析出物であるＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系粒子やＭｇ−Ｓｉ系粒子等の粒子サイズや合金の集合組織と深く関わっていることが指摘されている。例えば、特許文献３〜６では、粒子サイズやその分散状態の制御、集合組織やそれに起因するｒ値の制御の観点からの提案がなされている。

一方、上記のような加工性改善に関する提案と並行して、加工後の外観品質に関する耐リジング性の改善についての取り組みもいくつか報告されている。それらによると、リジングマークの発生は、材料の再結晶挙動と深く関わっていることが確認されている。そして、リジングマークの発生を抑制するための方策として、合金鋳塊の均質化処理後に行われる熱間圧延等による板製造過程で再結晶を制御することが提案されている。

このような耐リジング性向上の具体的方策としては、例えば、特許文献７、８では、主として熱間圧延の開始温度を４５０℃以下と比較的低温にすることで、熱間圧延途中の結晶粒が粗大化することを抑制して、その後冷間加工や溶体化処理後の材料組織を制御しようとしている。また、特許文献９では、熱間圧延後に温間領域での異周速圧延と冷間領域での異周速圧延の実施が挙げられている。尚、特許文献８、９、１０においては、熱間圧延後に中間焼鈍を行う、又は一旦冷間圧延を行った後に中間焼鈍を行うことも提案されている。

更に、特許文献１０、１１では、熱間圧延された圧延板の巻き取り時の熱で自己焼鈍を行うことで、鋳塊結晶粒に起因する筋状組織を一度分解することが提案されている。そして、溶体化処理時に再度再結晶させた際、筋状組織が十分に分解されるため良好な耐リジング性の板材が製造できるとされている。

また、特許文献１２には、合金鋳塊を均質化処理後、熱間圧延により厚みが４〜２０ｍｍの圧延材とし、これを板厚減少率２０％以上かつ板厚が２ｍｍ以上となるように冷間圧延することで、板材のＣｕｂｅ方位の適切なものとすることが記載されている。

特開２００１−３４２５７７号公報 特開２００２−１４６４６２号公報 特開２０１２−７７３１９号公報 特開２００６−２４１５４８号公報 特開２００４−１０９８２号公報 特開２００３−２２６９２６号公報 特許第２８２３７９７号公報 特許第３５９０６８５号公報 特開２０１２−７７３１８号公報 特開２０１０−２４２２１５号公報 特開２００９−２６３７８１号公報 特開２０１５−６７８５７号公報

以上の従来の製造プロセスの改善手法、及び、それらにより製造される成形加工用アルミニウム合金板材は、プレス加工性、曲げ加工性、耐リジング性の個々の特性についての改善が確認されている。しかしながら、近年のより厳しい成形特性と表面品質改善の要求に応えるためには、プレス加工性、曲げ加工性、耐リジング性について相互に両立させることが必要となるが、これは容易に達成されることではない。特許文献１〜６で示されたプレス成形性、曲げ加工性、耐リジング性向上のための基準は、３つの特性をすべて満たすことを本来想定しているものではないからである。

製造プロセスに関しても、例えば、プレス成形性向上に有用である強度調整のために添加元素の制御を図ったとき、そこで好適とされた合金組成に、曲げ加工性や耐リジング性を改善するための製造プロセスや、製造される板材に対して指標となる基準が適用できないことがあると考えられる。従来は有効であると考えられた製造プロセスであっても、合金組成の調整によって材料組織、特に、析出物の構成や性質が相違するとその効果を受けることはできない。特許文献７、８における熱間圧延の開始温度を比較的低温にすることも、成形条件がより厳しくなった場合にはその効果が必ずしも十分でないこともある。また、特許文献２、８、９、１０でなされる熱間圧延後の中間焼鈍や、特許文献９での異周速圧延は、プレス成形性が考慮された合金組成の下では耐リジング性改善の効果がないことがある。更に、特許文献１０、１１で提案された熱間圧延の巻き取り時の熱で自己焼鈍を行うことについても、これらの文献で想定されていない析出物によって再結晶が妨げられ自己焼鈍ができない場合がある。更に、本発明者等によれば、特許文献１２のように熱間圧延後の板厚等の規定を行ったとしても、曲げ加工性と耐リジング性との双方が改善されたアルミニウム合金板材を得ることはできない。

そこで本発明は、成形加工用のアルミニウム合金板材について、厳しい成形条件に対応しつつ加工後の表面品質も確保することができる、プレス加工性、曲げ加工性、耐リジング性が相互に両立されたものを提供する。

本発明者等は、上記課題を解決すべく鋭意検討を行い、まず、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金を対象として、プレス成形性改善の指針となる引張強さと０．２％耐力との差が大きいアルミニウム合金を見出すこととした。そして、その結果として、Ｃｕ濃度を０．３０ｍａｓｓ％（以下、単に「％」と記す）以上としたアルミニウム合金を採用することとした。上記の通り、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金は、時効性アルミニウム合金であるが、Ｃｕを０．３０％以上添加することで、溶体化処理後、時効日数に関わらず高強度とすることができる。本発明者等によれば、このＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金は、高強度であることに加えて、引張強さと０．２％耐力との差を大きくすることができ、プレス成形性を確保することができる。

そこで、本発明者等は、０．３０％以上のＣｕが添加されたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金の適用によりプレス成形性を確保した上で、合金板材の曲げ加工性と対リジング性を両立させる手段を検討することとした。そして、本発明者等は、その手段に密接に関連する事項として、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金の板製造過程における挙動・特徴があることに想到した。

この本発明者等の検討によると、Ｃｕを含むＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材においては、熱間圧延前までの製造工程中、析出物であるＭｇ−Ｓｉ系粒子が、Ｃｕを含んだ粒子（Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子）として、非常に微細に析出するようになる。Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子の析出は、均質化処理後の冷却過程、熱間圧延温度までの加熱過程、及び、熱間圧延開始までの加熱保持過程で生じる。そして、Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子の微細な分散状態を放置した場合、熱間圧延を行っても、この微細析出物は再結晶組織の起点として機能し難く、むしろ再結晶を抑制する要因となる。そのため、熱間圧延によって期待される再結晶組織が発現しない、或いは、再結晶が生じていても非常に粗大な再結晶組織となっており耐リジング性が改善されない状態になる。

上記のように微細析出物の影響により再結晶化が不十分な熱延材については、上記した従来技術（特許文献１０、１１）のように、熱間圧延された圧延板の巻き取り温度を３００℃以上として自己焼鈍しても十分な組織改善はみられない。また、熱間圧延後の中間焼鈍を実施しても効果は期待できない。

そこで、本発明者等は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金板材に対して、Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子の分布状態を制御することとした。この検討において、Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子の特徴を以下のように整理した。

（ａ）Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子の析出状態は、均質化処理後の冷却速度の影響を受ける。均質化処理後の冷却速度が高い場合、Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子の析出がより低温で生じるようになり、粒子の大きさも小さくなる。また、固溶状態で取り込まれるＭｇ量、Ｓｉ量、Ｃｕ量が多くなるため、その後の加熱時に更に微細析出が生じる。
（ｂ）均質化処理後に析出したＭｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子は、アルミニウム合金の鋳塊を熱間圧延温度に加熱し保持したとき、その加熱過程及び保持過程で粗大化する。
（ｃ）上記（ａ）のＭｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子の析出状態と、（ｂ）の加熱による粗大化の速度は、アルミニウム合金中のＣｕの含有量の影響を受ける。具体的には、Ｃｕ含有量の増加に伴い、Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子はより微細になる傾向がある。また、Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子の加熱による粗大化の速度は、Ｃｕ含有量の増加に伴い低下する。Ｃｕによるこれらの作用は、Ｃｕ含有量が０．３０ｍａｓｓ％以上となると顕著になる傾向がある。例えば、Ｃｕ０．３０％以上のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金におけるＭｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子の粗大化速度は、Ｃｕ０．３０％未満のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金において析出するＭｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子の粗大化速度と比較すると非常に遅い。

上記（ａ）、（ｂ）、（ｃ）の知見より、Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子の分布状態を制御する方策としては、まず、（ａ）の知見から、均質化処理後の冷却速度を低くすることが挙げられる。この対応は、微細なＭｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子の析出そのものを抑制する方策となる。（ａ）から、均質化処理後の冷却速度を低くすることが挙げられる。

また、（ｂ）の知見から、均質化処理後に熱間圧延温度近傍の温度で意識的に加熱保持することにより、微細なＭｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子を適切な大きさまで粗大化させることも有効であると考えられる。均質化処理後の冷却速度を低くしても、微細Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子の析出を完全に抑制できるとは限らない。また、製造設備や工程管理等の立場から、均質化処理後の冷却速度を低くできないような場合も想定される。そこで、アルミニウム合金の鋳塊を熱間圧延温度近傍の温度で保持する処理により、Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子を粗大化させることができ、この対応は特に有効な方策といえる。

そして、（ｃ）の知見から、本発明が対象とする０．３０％以上のＣｕを含むアルミニウム合金の場合、Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子の析出状態及び析出速度の双方に対して厳密な配慮が必要となる。特に、上記の加熱保持時間については、Ｃｕの拡散を考慮しＣｕの含有量に応じた適切に設定を検討すべきである。

本発明では、Ｃｕを０．３０％以上添加するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金板材に対して、以上のようにして析出物の制御を行い、その上で熱間圧延後に適切な温度で巻き取ることによる自己焼鈍に行うこととした。そして、これにより製造されるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金板材は、プレス成形性に優れると共に、集合組織が適切に制御されており曲げ加工性も向上している。更に、耐リジング性にも優れている。本発明者等は、この諸特性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金板材の構成として、板材の機械的性質と、板材の所定の面における、Ｃｕｂｅ方位密度とランダム方位との関係、及び、平均テイラー因子の偏差を明らかにして本発明に想到した。

即ち、本発明は、Ｃｕ：０．３０〜１．５０％、Ｓｉ：０．３０〜１．５０％、Ｍｇ：０．３０〜１．５０％を含有し、更に、０．５０％以下のＭｎ、０．４０％以下のＣｒ、０．４０％以下のＦｅの少なくともいずれかを含み、残部Ａｌ及び不可避的不純物のアルミニウム合金からなる成形加工用アルミニウム合金圧延材であって、引張強さと０．２％耐力との差が１２０ＭＰａ以上であり、板厚方向と直交し、かつ、表面から全板厚の１／４の深さにある面において、ランダム方位に対するＣｕｂｅ方位密度の比が１０以上であり、更に、板厚方向と直交し、かつ、表面から全板厚の１／２の深さにある面において、圧延幅方向に１０ｍｍ、圧延方向に２ｍｍの領域を圧延幅方向に１０等分に分割した同一面内での各分割領域における、成形加工が圧延幅方向を主ひずみ方向とする平面ひずみ変形であるとみなしたときの平均テイラー因子の最大値と最小値の差が、絶対値で１．０以内であること、を特徴とするプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材である。

また、本発明のアルミニウム合金圧延材は、Ｍｎ：０．０３〜０．５０％、Ｃｒ：０．０１〜０．４０％、Ｆｅ：０．０３〜０．４０％の少なくともいずれかを含むことができ、更に、Ｍｎ：０．０３〜０．１５％、Ｃｒ：０．０１〜０．０４％、Ｆｅ：０．０３〜０．４０％の少なくともいずれかを含むことができる。

更に本発明のアルミニウム合金圧延材では、引張強さと０．２％耐力との差を好適には１２１〜１３３ＭＰａとした。

更に本発明のアルミニウム合金圧延材では、ランダム方位に対するＣｕｂｅ方位密度の比を好ましくは１２以上とし、更に好ましくは１２〜１８とした。

更に本発明のアルミニウム合金圧延材では、平均テイラー因子の最大値と最小値の差を、好ましくは絶対値で０．９以内とし、好適には絶対値で０．５〜０．９とした。

更に本発明のアルミニウム合金圧延材では、１８０°曲げ加工において、加工性評価見本と照らし合わせ際の評点を６以上とし、好ましくは７以上とし、更に好ましくは８以上とした。

更に本発明のアルミニウム合金圧延材は、熱間圧延加工を含む圧延加工によって得られるものとし、熱間圧延加工前の圧延前加熱保持において、粒子直径０．４〜４．０μｍの析出粒子の平均粒子径を好ましくは０．６μｍ以上とし、好適には０．７〜１．９μｍとした。

更に本発明のアルミニウム合金圧延材では、粒子直径０．４〜４．０μｍの析出粒子の密度を好ましくは１５００個／１００μｍ^２以下とし、好適には４０２〜１４１１個／１００μｍ^２とした。

更に本発明のアルミニウム合金圧延材では、熱間圧延加工後における再結晶率を好ましくは９５％以上とし、より好ましくは１００％とした。

本発明に係るアルミニウム合金圧延材は、Ｃｕを含有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金においてＣｕ添加量を０．３０％以上としつつ、板製造過程で析出するＭｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子の制御により製造され、高いプレス成形性、耐リジング性と曲げ加工性が両立したアルミニウム合金圧延材である。

本発明に係るアルミニウム合金圧延材の集合組織を規定する面（面Ｓ２、面Ｓ３）の説明図である。 本願の実施形態における、曲げ試験結果を評価するための見本サンプルの外観図である。

以下、本発明に係るアルミニウム合金圧延材の実施様態について具体的に説明する。以下の説明においては、まず、本発明に係るアルミニウム合金圧延材を構成するアルミニウム合金の合金組成及び機械的特性について説明した後、集合組織の特徴を説明する。また、本発明に係るアルミニウム合金圧延材を製造するのに好適な方法についても詳細に説明する。

（１）本発明に係るアルミニウム合金圧延材の合金組成
上述の通り、本発明に係るアルミニウム合金圧延材は、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｍｇを必須の添加元素とし、更にＣｒ、Ｍｎ、Ｆｅの少なくともいずれかを含み、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金を基本とする。以下、各添加元素について、その作用と共に添加量について説明する。

Ｃｕ：０．３０〜１．５０％
Ｃｕは、本発明の合金系で基本となる合金元素であって、後述するＳｉ、Ｍｇと共同して強度向上に寄与する。そして、これまで述べたように、本発明に係るアルミニウム合金圧延材においては、プレス成形性向上の観点から、Ｃｕ添加量の規定が重要となる。即ち、本発明においては、Ｃｕ添加量を０．３０％以上とすることで溶体化処理後の合金板を高強度とすると共に、引張強さと０．２％耐力との差を大きくしてプレス成形性を確保している。Ｃｕ量が０．３０％未満ではこの効果が充分に得られない。一方、上限に関しては、１．５０％を超えると耐食性（耐粒界腐食性、耐糸錆性）が劣化する。以上の観点から、Ｃｕの含有量は０．３０〜１．５０％の範囲内とした。このＣｕ量０．３０％という下限値は、プレス成形性確保のための基準であると共に、後述するＣｕｂｅ方位密度とランダム方位との関係と、平均テイラー因子の偏差との両立の可否を明示する基準としての意義を有する。

Ｓｉ：０．３０〜１．５０％
Ｓｉは、本発明の合金系で基本となる合金元素であって、Ｍｇ、Ｃｕと共同して強度向上に寄与する。Ｓｉ量が０．３０％未満では上記の効果が充分に得られず、一方１．５０％を超えれば粗大なＳｉ粒子や粗大なＭｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子が生じて、プレス成形性、特に曲げ加工性の低下を招く。従って、Ｓｉ量は０．３０〜１．５０％の範囲内とした。尚、プレス成形性と曲げ加工性とのバランスをより良好なものとするためには、Ｓｉ量は０．６０〜１．３０％の範囲内が好ましい。

Ｍｇ：０．３０〜１．５０％
Ｍｇも本発明で対象としている合金系で基本となる合金元素であり、Ｓｉ、Ｃｕと共同して強度向上に寄与する。Ｍｇ量が０．３０％未満では塗装焼付時に析出硬化によって強度向上に寄与するＧ．Ｐ．ゾーンの生成量が少なくなるため、充分な強度向上が得られず、一方、１．５０％を超えれば、粗大なＭｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子が生成され、プレス成形性、特に曲げ加工性が低下する。よってＭｇ量は０．３０〜１．５０％の範囲内とした。尚、最終板のプレス成形性、特に曲げ加工性をより良好にするためには、Ｍｇ量は０．３０〜０．８０％の範囲内が好ましい。

Ｍｎ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．４０％以下
Ｍｎ、Ｃｒは、結晶粒の微細化及び組織の安定化に効果がある元素である。但し、Ｍｎの含有量が０．５０％を超えるか、あるいは、Ｃｒの含有量が０．４０％を超えると、上記の効果が飽和するばかりでなく、多数の金属間化合物が生成されて成形性、特にヘム曲げ性に悪影響を及ぼすおそれがある。従って、Ｍｎは０．５０％以下、Ｃｒは０．４０％以下とする。また、Ｍｎ、Ｃｒの含有量の下限値については、Ｍｎの含有量が０．０３％未満、若しくはＣｒの含有量が０．０１％未満の場合、上記の効果が充分に得られず、溶体化処理時に結晶粒が粗大化し、ヘム曲げ時に肌荒れを起こすおそれがある。そこで、Ｍｎ、Ｃｒの含有量については、Ｍｎ：０．０３〜０．５０％、Ｃｒ：０．０１〜０．４０％とするのが好ましい。

尚、ＭｎとＣｒについては、Ｍｎが０．１５％を超える場合、或いは、Ｃｒが０．０５％を超える場合において、上記の効果が強くなりすぎて、熱延巻取後の自己焼鈍時の再結晶が抑制されるおそれが生じる。よって、Ｍｎ、Ｃｒに関しては、他の添加元素とのバランスも考慮しつつ、より制限することが好ましい場合がある。このとき、Ｍｎは０．０３％以上０．１５％以下がより好ましい。そして、Ｃｒは、０．０１％以上０．０５％以下がより好ましい。

Ｆｅ：０．４０％以下
Ｆｅも強度向上と結晶粒微細化に有効な元素であるが、０．４０％を超えると多数の金属間化合物が生成されて、曲げ加工性が低下するおそれがある。よって、Ｆｅ量は０．４０％以下とする。また、Ｆｅ量の下限としては、Ｆｅ量が０．０３％未満では充分な効果が得られないことがある。そこで、Ｆｅ量は０．０３〜０．４０％の範囲内とするのが好ましい。そして、更なる曲げ加工性が求められる場合には、０．０３％〜０．２０％とするのがより好ましい。

本発明におけるアルミニウム合金は、以上説明したＳｉ、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅの他、基本的にはＡｌ及び不可避的不純物からなっていれば良い。不可避的不純物としては、Ｚｎ、Ｔｉ、Ｖなどが挙げられ、Ｚｎは０．３０％以下、Ｚｎ以外の元素は０．１０％以下、Ｚｎ以外の不純物元素全体で０．２０％以下であれば本発明の効果が損なわれることは無い。

（２）本発明に係るアルミニウム合金圧延材の機械的特性
上述の通り、アルミニウム合金圧延材のプレス成形性を高めるためには、引張強さと０．２％耐力との差を大きくすることが有効である。機械的特性に関するこれらの値の差は、塑性変形が開始してから局部変形が進行して破断が起こるまでの余裕度に対応している。そのため、引張強さと０．２％耐力との差を大きくすることで成形性を向上させることができる。具体的には、本発明に係るアルミニウム合金圧延材は、引張強さと０．２％耐力との差が１２０ＭＰａ以上である。この値が１２０ＭＰａ未満のアルミニウム合金圧延材は、近年のより厳しいプレス成形条件のもとでは成形性が不十分となる。なお、引張強さと０．２％耐力との差は、好適には１２１〜１３３ＭＰａである。また、引張強さは、２２５ＭＰａ以上であるのが好ましい。

既に述べたように、本発明に係るアルミニウム合金圧延材は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金を採用すると共に、Ｃｕを０．３０％以上添加することで合金板の引張強さと０．２％耐力との差が１２０ＭＰａ以上となるようにしている。Ｃｕを積極的に添加することで、溶体化処理後に形成される微細なクラスターの状態が変化し、加工硬化特性が大きく向上した効果が得られる。尚、Ｃｕを積極的に添加しない、一般的な自動車パネル用のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金では、引張強さと０．２％耐力との差が１１５ＭＰａ以下となる。

（３）本発明に係るアルミニウム合金圧延材の集合組織
また、本発明に係る方法により製造されるアルミニウム合金圧延材は、プレス成形性に加え、耐リジング性及び曲げ加工性において良好な特性を有する。このアルミニウム合金圧延材は、その集合組織において特徴的な特性を示す。具体的には、アルミニウム合金板材の所定の面における、Ｃｕｂｅ方位密度とランダム方位との関係、及び、平均テイラー因子の偏差のそれぞれにおいて特徴を有すると共に、それらの指標を同時に好適範囲としている。以下、それぞれの特性について説明する。

（３．１）Ｃｕｂｅ方位密度を指標とした集合組織と曲げ加工性
本発明に係るアルミニウム合金圧延材は、合金の成分組成を前述のように調整することに加え、最終板であるアルミニウム合金圧延板の集合組織が、Ｃｕｂｅ方位密度を指標として適切に制御されている。特に曲げ加工性を安定して向上させるためである。Ｃｕｂｅ方位密度は、Ｃｕｂｅ方位（｛１００｝＜００１＞方位）を有する結晶粒の方位密度である。そして、本発明では、具体的には、板厚方向と直交し、かつ、表面から全板厚の１／４の深さにある面において、ランダム方位に対するＣｕｂｅ方位密度の比が１０以上であることを要する。Ｃｕｂｅ方位を持つ結晶粒は、ヘム曲げ加工時にせん断帯が発生しにくく、せん断帯に沿った曲げ割れの発生、伝播が起こりにくい。Ｃｕｂｅ方位密度の比を１０以上に制御することで、せん断帯の形成及び伝播を抑制するＣｕｂｅ方位結晶粒の割合を増加させることで曲げ加工性を向上させることが出来る。尚、更に厳しい曲げ加工後の外観品質をクリアするためには、Ｃｕｂｅ方位密度の比は好ましくは１２以上であり、より好ましくは１２〜１８である。

曲げ加工性向上の基準として、板厚方向と直交し、かつ、表面から全板厚の１／４の深さにある面における集合組織を定義するのは、本発明者等によれば、ヘム曲げという極めて苛酷な加工条件において、表面品質に特に影響を与えるのは、板の表層付近にあるからである。

ここで、Ｃｕｂｅ方位密度の測定について、図１を参照して具体的に説明する。まず、板厚方向Ｔと直交しかつ板表面Ｓ１から、全板厚ｔの１／４の深さにある面Ｓ２を機械研磨を行うことで露出させる。次に、傾斜角が１５−９０°の範囲でＸ線回折測定法の一つであるＳｃｈｕｌｚの反射法により、（１１１）面、（２２０）面、（２００）面の不完全極点図を測定することによって、集合組織の方位情報を取得する。そして、得られた集合組織の方位情報から、極点図解析ソフトを使用してＣｕｂｅ方位密度を求めることができる。

解析ソフトとしては、例えば、大阪府立大学の井上博史准教授により公開配布されている解析ソフト「Ｓｔａｎｄａｒｄ ＯＤＦ」、１ＴＳＬ社製の「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ」を用いれば良い。具体的には、まず上述の方法で得られた集合組織の方位情報に対し、必要に応じて回転操作を行い、「偶数項」，「奇数項」の展開次数がそれぞれ「２２」，「１９」の条件で級数展開を行い結晶方位分布関数（ＯＤＦ）を求める。また、ＯＤＦにより得られた各方位の方位密度は、アルミニウム粉末を焼結したランダムな集合組織を有する標準試料の方位密度に対する比（ランダム比）として算出することができる。

（３．２）テイラー因子を指標とした集合組織と耐リジング性
本発明では、プレス成形性、曲げ加工性と共に耐リジング性をも向上させ、これらの特性を好適にバランスさせる。耐リジング性については、最終板であるアルミニウム合金圧延材の集合組織を、テイラー因子を指標として適切に制御することが極めて重要である。即ち、圧延幅方向での平均テイラー因子のばらつきが適切な範囲内となるよう集合組織を制御することによって、高レベルの耐リジング性を実現することができる。

リジングマークとは、圧延板を成形加工したときに、圧延方向と平行な方向に筋状に生じる微小な凹凸模様である。このリジングマークの発生の原因としては、成形加工時において、隣接する結晶方位の塑性変形量が異なってしまうことにあると考えられている。

圧延板をプレス成形したときの実際のプレス成形部品のひずみ状態は、主に、平面ひずみ状態と等二軸ひずみ状態の間の領域に分布することが知られている。この領域内のひずみのうち、圧延幅方向（圧延方向に対して直交しかつ板表面と平行な方向）が主ひずみ方向である平面ひずみによって、最も顕著にリジングマークが発生すると考えられている。ここで、圧延幅方向への平面ひずみ変形とは、圧延幅方向への伸長と、板厚の減少のみが起こるひずみ状態、ということができる。

成形加工が圧延幅方向を主ひずみ方向とする平面ひずみ変形であるとみなしたときの圧延幅方向でのテイラー因子の値のばらつき（変動幅）が、耐リジング性についての有効な指標となる。テイラー因子は、集合組織中に存在するすべての結晶方位から算出されるものであるが、圧延板の板表面、あるいはそれと平行な板内部の面において、成形加工が圧延幅方向を主ひずみ方向とする平面ひずみ変形であるとみなしたときのテイラー因子の、圧延幅方向へのばらつきを抑えることが、耐リジング性の向上に有効である。

そして、本発明では、テイラー因子を指標とする集合組織の制御について、板厚方向と直交し、かつ、表面から全板厚の１／２の深さにある面において、圧延幅方向に１０ｍｍ、圧延方向に２ｍｍの領域を圧延幅方向に１０等分に分割した同一面内での各分割領域における、成形加工が圧延幅方向を主ひずみ方向とする平面ひずみ変形であるとみなしたときの平均テイラー因子の最大値と最小値の差が、絶対値で１．０以内としている。この平均テイラー因子の最大値と最小値の差に関しては、絶対値で０．９以内のものが好ましい。

この指標について、具体的に図１を参照して説明する。図１には、板厚方向Ｔと直交する板表面Ｓ１、板厚方向Ｔと直交しかつ前記板表面Ｓ１から全板厚ｔの１／４の深さにある面Ｓ２、及び板厚方向Ｔと直交しかつ前記板表面Ｓ１から全板厚ｔの１／２の深さにある面Ｓ３、の３つの面Ｓ１、Ｓ２、Ｓ３が明示されている。本発明においては、これらの面のうち、面Ｓ３において、圧延幅方向Ｑに１０ｍｍ、圧延方向Ｐに２ｍｍの領域ＳＡを、その面内の任意の箇所にとり、その領域ＳＡを圧延幅方向Ｑに１０等分に分割して同一面内で分割領域ＳＡ１、ＳＡ２、・・・、ＳＡ１０をとり、それらの各分割領域ＳＡ１、ＳＡ２、・・・、ＳＡ１０のそれぞれについての平均テイラー因子の値を測定する。但し、上述の通り、成形加工が圧延幅方向Ｑを主ひずみ方向とする平面ひずみ変形であるとみなしたときのテイラー因子の平均値を測定する。そして、各分割領域ＳＡ１、ＳＡ２、・・・、ＳＡ１０での測定値の最大値と最小値の差が、絶対値で１．０以内となるように制御すること、換言すれば、面Ｓ３における微小領域（各分割領域ＳＡ１、ＳＡ２、・・・、ＳＡ１０）の平均テイラー因子の値の、圧延幅方向におけるばらつきの最大値を１．０以内に抑えることによって、成形加工時のリジングマークの発生を確実かつ安定して抑制することが可能となったのである。

一方、上述のように規定される各分割領域ＳＡ１、ＳＡ２、・・・、ＳＡ１０の平均テイラー因子の値の最大値と最小値の差の絶対値が、１．０を超えると、圧延幅方向における局所的な塑性変形量のばらつきが顕著となって、耐リジング性が低下しリジングマークの発生のおそれが生じる。

尚、本発明においては、圧延幅方向に１０ｍｍ、圧延方向に２ｍｍにとった領域を設定し、この領域を圧延幅方向に１０等分に分割した分割領域を平均テイラー因子の測定対象としている。そして、各分割領域で測定された平均テイラー因子の最大値と最小値との差を耐リジング性評価の指標としている。この平均テイラー因子の測定領域の形状・寸法及び分割数の設定に対する妥当性は、本発明者等により確認されている。本発明者等は、これらの設定に基づくことで、耐リジング性を確実かつ有効に評価し得ることを実験により確認している。

ここで、本発明では、圧延幅方向における平均テイラー因子のばらつきの最大値を、面Ｓ３、即ち、板厚中央部に位置する面に対してのみ規定している。面Ｓ３の平均テイラー因子のばらつきの有無のみを耐リジング性評価の指標とするのは、この領域における結晶の状態によってリジングマーク発生の有無を判断することが好適だからである。板表面（面Ｓ１）及び全板厚の１／４の深さにある面（面Ｓ２）における結晶の状態も、面Ｓ３と同様にリジングマーク発生に影響を与え得るが、リジングマーク発生に影響を与えるバンド状組織は板厚中央付近で最も残りやすい。従って、面Ｓ３の結晶の状態を良好な状態とし、これを確認することで、本発明が目的とする耐リジング性が向上したアルミニウム合金圧延材ということができる。尚、平均テイラー因子のばらつきの最大値を指標とするのは、本発明は、バンド状組織を分解することを意図するものであり、その成否によって形成される集合組織の状態を評価するためには、この指標が好適だからである。

従って、本発明は、面Ｓ１及び面Ｓ２について、面Ｓ３と同様に分割領域を設定し、テイラー因子のばらつきを測定することを否定するものではない。更に、面Ｓ１、面Ｓ２におけるテイラー因子のばらつきは、本発明が要求する面Ｓ３のばらつきと同等、或いはそれより良好な結果となることを排除する趣旨ではない。

次に、板厚方向と直交しかつ前記板表面Ｓ１から全板厚の１／２の深さにある面Ｓ３における、前記所定の各分割領域における平均テイラー因子の値の具体的な測定方法について説明する。まず、測定面となる全板厚の１／２の深さにある面Ｓ３を露出させる。これには、機械研磨、バフ研磨、電解研磨を行うことにより対応できる。露出した面Ｓ３において、圧延幅方向に連続する前記所定の各分割領域範囲を、一視野ずつ、走査型電子顕微鏡に付属の後方散乱電子回折測定装置（ＳＥＭ−ＥＢＳＤ）で測定することによって集合組織の方位情報を取得する。なお、測定のＳＴＥＰサイズは結晶粒径の１／１０程度とすれば良い。

得られた方位情報から、ＥＢＳＤ解析ソフトを使用して平均テイラー因子を求めるが、解析ソフトとしては例えばＴＳＬ社製の「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ」を用いれば良い。具体的には、まず上述の方法で得られた集合組織の方位情報に対し、必要に応じて回転操作を行い、測定データが板厚方向から見た際の方位情報を示すようにする。次に、板厚が減少し、圧延幅方向が伸長する平面ひずみ状態下での平均テイラー因子を、各視野の測定データごとに計算することで、各分割領域における平均テイラー因子を算出できる。尚、活動する主すべり系を｛１１１｝＜１１０＞と仮定して計算を行うことができる。このようにして各分割領域における平均テイラー因子を算出し、それらの最大値、最小値の差を算出して耐リジング性が評価される。

（４）本発明に係るアルミニウム合金圧延材に好適な製造方法
次に、本発明に係るアルミニウム合金圧延材を製造するための好適な方法について説明する。本発明に係るアルミニウム合金圧延材は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金からなる板材であって、集合組織が最適化されたものである。既に説明した通り、かかる好適な集合組織を得るためには、板製造の過程でＭｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子の分布状態を制御し、熱間圧延後の再結晶組織を調整することが好ましい。ここで、本発明者等によれば、Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子の分布状態を制御する方法としては、均質化処理後の冷却速度を適切に設定すると共に、均質化処理の後の鋳塊を熱間圧延温度で意識的に保持することが挙げられる。この熱間圧延温度での保持により、Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子が粗大化し、好適な再結晶組織を発現させるための起点を形成することができる。そして、その後の熱間圧延工程における圧延材の巻き取りの際、その熱を利用した自己焼鈍によって微細に再結晶させることができる。

即ち、本発明に対して好適なアルミニウム合金圧延材の製造方法としては、上記した組成のアルミニウム合金からなる鋳塊を均質化処理する工程と、均質化処理後のアルミニウム合金を、５００℃から冷却温度までの間における鋳塊の表面からの厚さ１／４部の平均冷却速度が２０℃／ｈ〜２０００℃／ｈとなるように冷却する工程であって、前記冷却温度を３２０℃を超える温度又は３２０℃から室温までの温度とする冷却工程と、３７０℃〜４４０℃で熱間圧延を開始し、熱間圧延されたアルミニウム合金を３１０〜３８０℃で巻き取る工程とを含む成形加工用アルミニウム合金圧延材の製造方法であって、冷却工程後のアルミニウム合金を、熱間圧延前に３７０℃〜４４０℃の範囲内で設定される圧延前加熱温度で保持することにより、アルミニウム合金の析出粒子のサイズを制御する方法が挙げられる。以下、このアルミニウム合金圧延材の製造方法について説明する。

まず、上記成分組成のアルミニウム合金を常法に従って溶製し、連続鋳造法、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法）等の通常の鋳造法を適宜選択して鋳造する。そして、得られた鋳塊に対し均質化処理を施す。均質化処理を行う場合の処理条件は特に限定されないが、通常は、５００℃以上、５９０℃以下の温度で０．５時間以上、２４時間以下の加熱をすればよい。

均質化処理を施した鋳塊を冷却して熱間圧延する。本発明に係るアルミニウム合金圧延材の製造方法では、この均質化処理が終了した段階からの冷却速度の範囲が規定されていること、及び、鋳塊を冷却した後に熱間圧延を開始する前に、意図的に鋳塊を設定された圧延前加熱温度で所定の時間以上保持することを要する。ここで、均質化処理が終了した段階からの冷却速度は、鋳塊の表面からの厚さ１／４部の温度が５００℃から冷却温度になるまでの平均冷却速度が、２０℃／ｈ〜２０００℃／ｈの間になるように冷却する。ここで、前記冷却温度とは、３２０℃を超える温度又は３２０℃から室温までの温度である。このように均質化処理後の冷却速度を規定するのは、冷却速度が高すぎると微細なＭｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子が析出する傾向があるからである。また、冷却速度が遅すぎるとＭｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子が再結晶を促進させるために必要なサイズ以上に粗大に析出し、最終熱処理時（溶体化処理時）にその粒子を固溶させるのに無駄に時間を要するからである。この冷却速度は、５０℃／ｈ〜１０００℃／ｈとするのが好ましい。

また、本発明では、冷却速度の測定に際して、鋳塊の温度の測定位置を、表面からの厚さ１／４部とする（以下において同じ）。更に、後述する圧延前加熱温度での保持における温度管理の際にも、鋳塊の温度の測定位置を厚さ１／４部とする。これは、鋳塊の表層は温度変化が激しいことから、冷却速度を適切に測定し難いからである。また、鋳塊の中心部でも安定した温度測定が可能であるものの、温度変化に多少の遅れが生じる可能性があり、冷却速度或いは保持時間の厳密な管理を考慮する上では、鋳塊厚さ１／４部が好適である。尚、鋳塊厚さ１／４部の温度は、熱電対を埋め込んだ鋳塊を用いて測定しても良いし、熱伝達モデルを用いて計算しても良い。以下の説明における鋳塊の温度とは、鋳塊厚さ１／４部の温度の意義である。

均質化処理後の冷却後の鋳塊の熱履歴は、冷却工程後の鋳塊温度を基準として複数のパターンを採用できる。まず、鋳塊を均質化処理温度から３２０℃以下にすることなく冷却し、その後、鋳塊を熱間圧延前に３７０℃〜４４０℃の範囲内に設定された圧延前加熱温度で保持する。このとき、鋳塊の温度が均質化処理温度から圧延前加熱温度になった時点で、その圧延前加熱温度に鋳塊を保持しても良い。また、鋳塊の温度が３２０℃超で圧延前加熱温度未満にまで冷却されたときは、鋳塊をわずかに加熱して圧延前加熱温度にして保持すれば良い。このように、冷却工程後の鋳塊温度に関して３２０℃を基準としたのは、微細Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子の析出を抑制するためである。従って、均質化処理後の冷却工程は、均質化処理温度から３２０℃超になるまで、特に、ストレートに熱間圧延温度となるまで、鋳塊を冷却するのが熱的・エネルギー的に有効である。

但し、冷却工程で鋳塊を一旦３２０℃〜室温の範囲の温度まで冷却しても良い。鋳塊を一旦３２０℃〜室温の範囲の温度まで冷却した場合であっても、鋳塊を圧延前加熱温度に再加熱し、圧延前加熱温度で保持することで、微細Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子を粗大化することができる。よって、耐リジング性、曲げ性に優れたアルミニウム合金の最終板を製造する上で、鋳塊がこのような熱履歴を受けていても全く問題はない。そして、鋳塊を一旦３２０℃〜室温の範囲の温度まで冷却し再加熱するのは、安定した製品特性を得る上で有用である。このような再加熱を行う場合、後述する式Ａの熱履歴係数で表されるようにＭｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子を粗大化させるために時間を要するが、その分、圧延前加熱温度で長時間保持しても過剰な粗大化が起こり難くなる。これにより、溶体化処理時に粗大粒子が溶け残ることで生じる、強度特性や曲げ加工性の低下が起こりにくい。

そして、本発明においては、熱間圧延の開始前に鋳塊を３７０℃〜４４０℃の範囲内で設定される圧延前加熱温度で保持するのが好ましい。この圧延前加熱温度での保持によりＭｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子を成長させて粗大化させることができる。

圧延前加熱温度を３７０℃〜４４０℃とするのは、微細析出したＭｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子の粗大に必要な温度だからである。この温度が３７０℃未満では元素の拡散距離が十分に取れず、好ましい粒子サイズを得ることができなくなり、４４０℃を超えると熱延中に粗大な再結晶粒が形成され、耐リジング性が低下する。この圧延前加熱温度の範囲は、熱間圧延温度の範囲と同じである。従って、圧延前加熱温度と熱間圧延温度とを同じ温度に設定しても良い。この場合、冷却工程後の鋳塊は、熱間圧延温度で保持され、そのまま熱間圧延を開始することができる。また、圧延前加熱温度と熱間圧延温度とを相違する温度に設定しても良い。この場合には、圧延前加熱温度で加熱保持した鋳塊を冷却又は再加熱した後に熱間圧延を開始することとなる。但し、圧延前加熱温度と熱間圧延温度とを相違する温度に設定する場合であっても、両者の温度が、３７０℃〜４４０℃の範囲で設定されていれば問題ない。尚、上記のとおり、鋳塊の温度とは、鋳塊の表面からの厚さ１／４部の温度である。

ここで、圧延前加熱温度での保持時間は、アルミニウム合金の組成や均質化処理後の熱履歴等の各種の条件に応じた最適範囲が存在すると考えられる。この条件としては、まず、アルミニウム合金中のＣｕ含有量が挙げられる。上記の通り、Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子の分散状態と粗大化速度は、Ｃｕ含有量によって変化するからである。

また、保持時間を決定付けることができる条件としては、均質化処理後のアルミニウム合金の熱履歴も対象となる。この熱履歴とは、均質化処理後にアルミニウム合金を３２０℃以下まで冷却することなく圧延前加熱温度で保持したか、若しくは、均質化処理後にアルミニウム合金を３２０℃〜室温の範囲の温度まで冷却し、その後圧延前加熱温度まで再加熱し圧延前加熱温度で保持したか、のいずれかの履歴である。

更に、圧延前加熱温度での保持時間は、均質化処理後の冷却速度（５００℃から上記冷却温度までの間における鋳塊の平均冷却速度）によっても決定付けることができる。

本願発明者等は、これらの諸条件を考慮して、好適な保持時間を見出している。圧延前加熱温度での保持時間については、下記の式Ａにて算出される下限保持時間（ｈ）以上とすることが好ましい。

上記の式Ａから算出される下限保持時間以上、アルミニウム合金を保持することで、Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子を適切な粒子サイズに容易に制御することができる。これらの式は、種々の実験データを元に、均質化処理後の冷却条件とＡｌ中のＣｕ量を整理して導出した数式である。

均質化処理後の温度から３２０℃以下まで冷却することなく、圧延前加熱温度で保持する場合には、Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子が新たに析出するよりも既に析出した当該粒子の成長が促進されるため、適切な粒子サイズまで粗大化させる時間が短時間で良い。式Ａにおける熱履歴係数を０．３としたのは、このことを意図したからである。一方、一旦３２０℃〜室温の範囲の温度まで冷却後、圧延前加熱温度まで再加熱する場合、均質化処理後の冷却中の低温域にある過程、及び、室温からの昇温過程でＭｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子の微細な析出が生じる。本発明では、この析出物を粗大化させる必要があるため、冷却後３２０℃以下まで冷却することなく、圧延前加熱温度で保持する場合と比較すると、適切な粒子サイズに制御するまでに長時間を要することが分かる。式Ａにおける熱履歴係数を１．０としたのは、このことを意図したからである。

尚、熱間圧延前の保持時間は、式Ａで算出される下限保持時間以上であれば特に制限されない。また、鋳塊の温度が圧延前加熱温度の範囲内にあれば、鋳塊が炉内にある時間や移動時間、更には熱延テーブル上での待ち時間を積算させて下限保持時間を達成しても良い。保持時間の上限は、特に制限されないが、通常の操業時においては、２４時間以内の保持後に熱間圧延される。

圧延前加熱温度での保持により成長した粗大な析出粒子は、再結晶の核生成サイトになり再結晶を促進させる作用を有する。ここで、圧延前加熱温度での保持を適切に行った合金の材料組織としては、走査型電子顕微鏡にて観察し得る結晶粒内の粒子直径０．４μｍ〜４．０μｍまでの析出粒子を抽出したとき、当該析出粒子の平均粒子径が０．６μｍ以上であることが好ましく、０．８μｍ以上であることがより好ましい。また、再結晶のための粒界移動の障害となる微細粒子を少なくすることも再結晶を促進できる。そこで、走査型電子顕微鏡にて観察しうる結晶粒内の粒子直径が０．０４μｍ〜０．４０μｍまでの析出粒子の総数が１５００個／１００μｍ^２以下であることが好ましい。

以上のようにして均質化処理と冷却、及び、熱間圧延での保持を行った後には、従来の一般的な方法に従って熱間圧延を行う。熱間圧延温度は、３７０℃〜４４０℃の範囲内の温度が設定される。尚、この熱間圧延温度、及び、後述する巻き取り温度とは、被加工材の板表面若しくはコイル側壁面の温度である。これらの温度は、接触式温度計若しくは非接触式温度計にて測定することができる。

熱間圧延の工程においては、熱間圧延後の巻き取り温度の設定が重要となる。本発明では、上述の均質化後の冷却及び圧延前加熱温度での保持により、適切な粒子分布を得ており、粗大な析出粒子による再結晶の促進作用と粒界移動を妨げる微細粒子が少ない状態の鋳塊を熱間圧延することとなる。そして、得られた熱延板に対して、巻き取りの温度を適切に設定することで自己焼鈍による再結晶が生じ、耐リジング性向上のための材料組織の基礎となる微細再結晶組織を得ることができる。

本発明では、この熱間圧延後の巻き取り温度を３１０〜３８０℃、好ましくは３２５〜３６５℃とする。巻き取り温度が３１０℃未満では、熱間圧延開始までに適切な粒子分布を得ていても、安定して自己焼鈍により再結晶組織を得ることはできない。一方、３８０℃を超えると、自己焼鈍により再結晶組織を得ても、その再結晶粒が粗大なため、それにより耐リジング性が低下してしまう。

熱間圧延後の自己焼鈍を施した後には、冷間圧延を行い製品板厚まで圧延する。熱間圧延板厚から製品板厚までの総冷間圧延率は６５％以上であることが好ましく、７５％以上であることがより好ましい。このような冷間圧延により、圧延集合組織が発達し、それにより、冷間圧延に続く溶体化処理時に再結晶粒が圧延集合組織成分を侵食しながら成長し好適な集合組織を有するアルミニウム合金圧延材を得ることができる。なお、総冷間圧延率の上限値は特に限定されるものではないが、本発明では８５％とする。

以上のようにして所定の板厚としたアルミニウム合金板に対して、更に再結晶処理を兼ねる溶体化処理を施すことにより、曲げ性及び耐リジング性に特に優れた成形加工用アルミニウム合金板を得ることができる。この再結晶処理と兼ねた溶体化処理の条件としては、板厚１／４部の材料到達温度を、５００℃以上５９０℃以下とし、その材料到達温度での保持時間を保持無し〜５分以内とすることが好ましく、５３０℃以上５８０℃以下とし、その材料到達温度での保持時間を保持無し〜１分以内とすることが更に好ましい。

尚、以上のようにして製造されるアルミニウム合金板に対して、良好な焼付け硬化性を付与するため、溶体化処理後に、直ちに５０〜１５０℃の温度範囲で１時間以上保持する予備時効処理を行うことができる。但し、この予備時効処理は、集合組織に対して本質的な影響は与えることはない。よって、材料組織による影響を受ける耐リジング性の改善を目指す本発明において、予備時効処理を行うか否かは本質的な要件ではない。

次に、本発明に係る成形加工用アルミニウム合金圧延材についてのより具体的な実施例について説明する。この実施例では、製造条件を調整しながら、組成の異なる複数の成形加工用アルミニウム合金圧延板材を製造した。そして、製造したアルミニウム合金圧延板材の機械的性質、集合組織の測定・評価を行うと共に、機械的特性（引張強さ及び０．２％耐力）、曲げ加工性、及び、耐リジング性の評価試験を行った。

（ｉ）アルミニウム合金圧延板材の製造
まず、表１に示す組成を有するアルミニウム合金をＤＣ鋳造により造塊した。得られた鋳塊（横方向断面寸法：厚さ５００ｍｍ、幅１０００ｍｍ）を５５０℃で６時間の均質化処理を行った後、冷却工程を経て、鋳塊を圧延前加熱温度で保持後、熱間圧延を行った。本実施例では、圧延前加熱温度と熱間圧延温度とを同じ温度に設定した。この均質化処理後の冷却と熱間圧延の実施までの間における熱履歴としては、均質化処理後に圧延前加熱温度まで冷却し、３２０℃以下にすることなく圧延前加熱温度で保持する場合（直接保持）と、均質化処理後に室温まで冷却した後に圧延前加熱温度まで再加熱して圧延前加熱温度で保持する場合（再加熱）の２パターンを実施している。本実施例での冷却速度、熱履歴、圧延前加熱温度について、表２に示す。なお、鋳塊の１／４部の冷却速度は、熱電対を埋め込んだ同サイズのダミースラブを用いて測定した。そして、これら熱履歴に応じて上記数１における式Ａから算出された必要保持時間を参照して、圧延前加熱温度で保持した。

その後、熱間圧延を行ったが、熱間圧延後の熱延板の巻き取り温度を表２で示すように調整している。熱間圧延後は、冷間圧延及び溶体化処理を行った。冷間圧延における圧延率は表２に示している。また、溶体化処理は、連続焼鈍炉で５５０℃、１分の条件で溶体化処理を施し、室温付近までファンにて強制空冷後、直ちに８０℃、５時間の予備時効処理を施した。以上の工程より、発明例及び比較例に係るアルミニウム合金圧延板材を製造した。

尚、本実施例では、熱間圧延前のアルミニウム合金鋳塊におけるＭｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系粒子の分布状態についても検討を行った。この検討では、上記試験材の鋳造後の鋳塊の端部から５００ｍｍの位置において、鋳塊の幅中央で厚さ１/４部から小片サンプルを切り出した。そして、表２の発明例及び比較例と同等の熱履歴（均質化処理から熱間圧延前の熱間圧延温度での保持までの熱履歴）をラボで再現したサンプルを作製し、表面を鏡面研磨後、ＦＥ−ＳＥＭにて撮像し、画像解析を行った。この材料組織の評価では、ＳＥＭ画像にて観察し得る結晶粒内の粒子直径０．４μｍ〜４．０μｍまでの析出粒子を抽出し、その平均粒子径を算出した。また、ＳＥＭ画像にて観察しうる結晶粒内の粒子直径が０．０４μｍ〜０．４０μｍまでの析出粒子の個数を定量化した。表２には、その結果も示している。

更に、熱間圧延後の再結晶の状態を確認した。この確認の方法として、熱延板外巻き部を３巻き分取り除いた後、幅方向中央部からサンプルを採取した。圧延方向に平行な断面において、その結晶粒組織を撮影し、２ｍｍ×４ｍｍの視野において、縦方向および横方向に１０本ずつ等間隔に直線を引き、その格子点１００点において、再結晶しているかどうかを目視判断した。再結晶粒に相当する格子点数を再結晶率と定義し、その再結晶率が９５％以上の場合に、再結晶組織であると定義した。

（ｉｉ）アルミニウム合金圧延板材の機械的性質、集合組織の測定・評価
本実施例で製造した各アルミニウム合金板材について、まず、圧延方向と平行な方向にＪＩＳ５号試験片を切り出し、引張試験により引張強さ（ＡＳＴＳ）及び０．２％耐力（ＡＳＹＳ）を測定した。

そして、各板材について、本発明が規定する、所定の面における集合組織の状態（Ｃｕｂｅ方位密度、平均テイラー因子のばらつき）を測定した。Ｃｕｂｅ方位密度については、上述したように、全板厚の１／４の深さにある面Ｓ２を機械研磨によって露出させてからＸ線回折測定を行い、（１１１）面、（２２０）面、（２００）面の不完全極点図を測定することによって、集合組織の方位情報を取得し、極点図解析ソフトを使用してＣｕｂｅ方位密度を算出した。

更に、上述したように、全板厚の１／２の深さにある面Ｓ３を機械研磨によって露出させて、露出面に対して前述した方法でＳＥＭ−ＥＢＳＤ測定を行った。そして、Ｓ３面に、任意領域の代表例として板幅方向の中央部に領域ＳＡを設定した後に領域ＳＡ内部の各分割領域ＳＡ１、ＳＡ２、・・・、ＳＡ１０における集合組織の方位情報を取得した。得られた方位情報から、前述した方法で平均テイラー因子を計算し、同一面内にある各分割領域間の平均テイラー因子の最大値と最小値の差の絶対値を算出した。

（ｉｉｉ）アルミニウム合金圧延板材の加工性、耐リジング性の評価
本実施例で製造した各アルミニウム合金板材について加工性及び耐リジング性の評価を行い、製造条件及び合金板材の構成と加工性等との関係を検討した。まず、耐リジング性の評価について、従来から行われている簡便な評価手法を用いて評価した。具体的には、圧延方向に対し９０°をなす方向に沿ってＪＩＳ５号試験片を採取し、それぞれ１０％、１５％ストレッチを行い、表面に圧延方向に沿って生じた筋模様（筋状凹凸模様）をリジングマークとして、その発生の有無、程度を目視で判定した。この結果を表３に示す。表３において、◎印は筋模様なし、○印は軽度の筋模様が目視された状態を示し、△印は中程度の筋模様を、×印は筋模様が強い状態を示す。本実施形態では、「◎」又は「○」を耐リジング性が良好であると判定した。

また、曲げ加工性については、１８０°曲げ試験により評価した。圧延方向に対し９０°をなす方向に沿って曲げ試験片を採取し、５％の予ひずみ後、厚さ：１ｍｍ（曲げ半径：０．５ｍｍ）の中板を挟んで１８０°曲げ試験を実施した。そして、曲げ部の外観を、図２に示す曲げ加工性評価見本と照らし合わせ、各方向の曲げ加工性に点数（評点）を付けた。その結果を表３に示す。なお曲げ評点は、その数値が高いほど曲げ加工性が良好であることを表す。本実施形態では、点数「６」以上を曲げ加工性が良好、「７」以上を優良、「８」以上を最優良であると判定した。

本発明の発明例となる、製造プロセスＮｏ.１、Ｎｏ.３、Ｎｏ.４、Ｎｏ.７、Ｎｏ.８、Ｎｏ.１１、Ｎｏ.１２、Ｎｏ.１４、Ｎｏ.１５、Ｎｏ.１７、Ｎｏ.１９、Ｎｏ.２１〜２３、 Ｎｏ.２５〜２７のアルミニウム合金板材は、いずれも成分組成が本発明で規定する範囲内にある。そして、面Ｓ２におけるＣｕｂｅ方位密度、面Ｓ３での平均テイラー因子のばらつきが、本発明で規定する条件を満たしたものである。これらのアルミニウム合金板材は、耐リジング性及び曲げ加工性が良好であることが確認された。

一方、比較例に相当する製造プロセスＮｏ．２、Ｎｏ．６、Ｎｏ．１０のアルミニウム合金板材は、成分組成が本発明の規定範囲外である。これらは、Ｃｕ含有量が０．３％未満の合金Ｂ（Ｎｏ．２）、Ｓｉ含有量が０．３％未満の合金Ｆ（Ｎｏ．６）、Ｍｇ含有量が０．３％未満の合金Ｊ（Ｎｏ．１０）からなるアルミニウム合金板材の結果を示す。これらのアルミニウム合金板は、機械的特性に関係するＣｕ、Ｓｉ、Ｍｇの含有量が本発明の規定量より低いため、引張強さ（ＡＳＴＳ）と０．２％耐力（ＡＳＹＳ）との差が、１２０ＭＰａ未満となっている。

また、製造プロセスＮｏ．５、Ｎｏ．９、Ｎｏ．１３のアルミニウム合金板材も成分組成が本発明の規定範囲外である。これらは、Ｃｕ含有量が１．５％超の合金Ｅ（Ｎｏ．５）、Ｓｉ含有量が１．５％超の合金Ｉ（Ｎｏ．９）、Ｍｇ含有量が１．５％超の合金Ｍ（Ｎｏ．１３）からなるアルミニウム合金板材の結果を示す。これらのアルミニウム合金板材は、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｍｇの含有量が本発明で規定する範囲を超えるため、製造工程内で形成された粗大な粒子が製品板でも残存し、曲げ加工時に割れの起点となるため、十分な曲げ加工性を有しない。これらの比較例では、曲げ試験における評点が低かった。

そして、製造プロセスＮｏ．１６、１８、２０のアルミニウム合金板材は、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｆｅの含有量が好適範囲を超えている。これらのアルミニウム合金板材は、曲げ試験における評点が低く比較例とすべき結果であった。

尚、製造プロセスＮｏ．１４のアルミニウム合金板は、耐リジング性、曲げ加工性に関しては合格ではあったが、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒの含有量が好適な下限値（Ｍｎ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．０１％以下、Ｆｅ：０．０３％以下）より低くなっている。そのため、このアルミニウム合金板には、溶体化処理時の結晶粒粗大化によるものと考えられる肌荒れが僅かに発生していた。よって、この合金に関しては、加工性について一応合格ということができるが、加工品質を特に重視する場合においては推奨されるものではないと考えられる。

そして、比較例に相当する製造プロセスＮｏ．２４、Ｎｏ．２８〜３４のアルミニウム合金板は、成分組成は本発明で規定する範囲内にある。しかし、その製造プロセス条件に起因して、最終板のＣｕｂｅ方位密度と平均テイラー因子のばらつきが本発明の規定範囲外であり、その結果、耐リジング性、曲げ加工性に劣っている。

これらの比較例について具体的に説明する。まず、表２から、製造プロセスＮｏ．２８では、圧延前加熱温度が好適条件より低くなっている。この比較例では、熱間圧延前に式Ａから算出された必要時間以上に熱間圧延温度で保持していたが、自己焼鈍を促進するのに十分な大きさの析出物が得られず、熱間圧延後の再結晶が十分に進行していなかった。また、製造プロセスＮｏ．２９では、圧延前加熱温度での保持時間が、式Ａから算出された必要時間より短時間であった。そのため、微細析出物が多数析出していた。これにより、熱間圧延後の再結晶が十分に進行していなかった。更に、製造プロセスＮｏ．３１では、熱間圧延後の熱延板の巻き取り温度が３１０℃未満であるため、自己焼鈍による再結晶が進行していなかった。これらＮｏ．２８、Ｎｏ．２９、Ｎｏ．３１のアルミニウム合金板材は、熱間圧延巻取り後の状態における再結晶が不十分なアルミニウム合金板材である。そして、表３から、これらＮｏ．２８、Ｎｏ．２９、Ｎｏ．３１のアルミニウム合金板材は、最終板における面Ｓ３の平均テイラー因子の最大値と最小値との差が１．０を超え、耐リジング性に劣っていた。

また、製造プロセスＮｏ．２４は、圧延前加熱温度が４４０℃を超えた設定で製造されたアルミニウム合金板材であり、製造プロセスＮｏ．３０は、熱間圧延後の巻き取り温度が３８０℃を超えて製造されたアルミニウム合金板材である。これらのアルミニウム合金板材では、集合組織の制御が不十分であり、最終板における面Ｓ３の平均テイラー因子の最大値と最小値との差が１．０を超え、耐リジング性に劣っていた。

製造プロセスＮｏ．３２〜３４は、熱間圧延後の熱延板の巻き取り温度を３１０℃未満としつつ、熱間圧延後に中間焼鈍を行った製造例である。これらの結果から、曲げ加工性と耐リジング性をバランス良く向上させるためには、均質化処理後の冷却から圧延前加熱温度での保持を経て、熱間圧延後の熱延板の巻き取り温度までの管理が特に重要であることが分かる。そして、これらのプロセスで好適条件の範囲外の処理がなされると、目的の達成は困難であり、中間焼鈍も効果がないことが分かる。中間焼鈍の効果が少ない点については、Ｎｏ．３２のように、熱間圧延後の中間焼鈍（３６０℃で１２０分のバッチ焼鈍）では、耐リジング性に劣ることから把握される。また、Ｎｏ．３３のように、中間焼鈍（３６０℃で１２０分のバッチ焼鈍）前に冷間圧延（３０％）を行っても、わずかに耐リジング性の向上がみられただけである。そして、Ｎｏ．３４では、連続焼鈍炉にて中間焼鈍（５００℃以上で１分以内）を行ったが、面Ｓ３の平均テイラー因子ばらつきが良好になり耐リジング性が改善された反面、Ｃｕｂｅ方位密度が規定外となり曲げ加工性が悪化している。このように、中間焼鈍の実施はその条件によって、集合組織を変化させることができるものの、最終板のＣｕｂｅ方位密度と面Ｓ３の平均テイラー因子ばらつきを同時に好適な範囲にすることはできない。

以上説明したように、本発明に係るアルミニウム合金圧延材は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を基本とし、Ｃｕ含有量を考慮しつつ、機械的性質と集合組織を適切にすることで、プレス成形性、耐リジング性と曲げ加工性を両立させたアルミニウム合金圧延材である。本発明は、自動車のボディパネルに適用される自動車用ボディシート等の自動車用途の他、電子・電気機器等のパネル、シャーシの様な成形加工部品についても利用可能である。

Claims (19)

1. Ｃｕ：０．３０〜１．５０ｍａｓｓ％（以下、％と示す）、Ｓｉ：０．３０〜１．５０％、Ｍｇ：０．３０〜１．５０％を含有し、更に、０．５０％以下のＭｎ、０．４０％以下のＣｒ、０．４０％以下のＦｅの少なくともいずれかを含み、残部Ａｌ及び不可避的不純物のアルミニウム合金からなる成形加工用アルミニウム合金圧延材であって、
   引張強さと０．２％耐力との差が１２０ＭＰａ以上であり、
   板厚方向と直交し、かつ、表面から全板厚の１／４の深さにある面において、ランダム方位に対するＣｕｂｅ方位密度の比が１０以上であり、
   更に、板厚方向と直交し、かつ、表面から全板厚の１／２の深さにある面において、圧延幅方向に１０ｍｍ、圧延方向に２ｍｍの領域を圧延幅方向に１０等分に分割した同一面内での各分割領域における、成形加工が圧延幅方向を主ひずみ方向とする平面ひずみ変形であるとみなしたときの平均テイラー因子の最大値と最小値の差が、絶対値で１．０以内であること、を特徴とするプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
2. アルミニウム合金は、Ｍｎ：０．０３〜０．５０％、Ｃｒ：０．０１〜０．４０％、Ｆｅ：０．０３〜０．４０％の少なくともいずれかを含む、請求項１に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
3. アルミニウム合金は、Ｍｎ：０．０３〜０．１５％、Ｃｒ：０．０１〜０．０４％、Ｆｅ：０．０３〜０．４０％の少なくともいずれかを含む、請求項２に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
4. アルミニウム合金は、Ｃｕ：０．０３〜０．８０％を含む、請求項１〜３のいずれか一項に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
5. アルミニウム合金は、Ｍｇ：０．０３〜０．８０％を含む、請求項１〜４のいずれか一項に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
6. 前記引張強さと０．２％耐力との差が１２１〜１３３ＭＰａである、請求項１〜５のいずれか一項に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
7. 前記ランダム方位に対するＣｕｂｅ方位密度の比が１２以上である、請求項１〜６のいずれか一項に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
8. 前記ランダム方位に対するＣｕｂｅ方位密度の比が１２〜１８である、請求項７に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
9. 前記平均テイラー因子の最大値と最小値の差が、絶対値で０．９以内である、請求項１〜８のいずれか一項に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
10. 前記平均テイラー因子の最大値と最小値の差が、絶対値で０．５〜０．９である、請求項９に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
11. １８０°曲げ加工において、加工性評価見本と照らし合わせ際の評点が６以上である、請求項１〜１０のいずれか一項に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
12. １８０°曲げ加工において、加工性評価見本と照らし合わせ際の評点が７以上である、請求項１１に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
13. １８０°曲げ加工において、加工性評価見本と照らし合わせ際の評点が８以上である、請求項１２に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
14. 熱間圧延加工を含む圧延加工によって得られるアルミニウム合金圧延材であり、前記熱間圧延加工前の圧延前加熱保持において、粒子直径０．４〜４．０μｍの析出粒子の平均粒子径が０．６μｍ以上である、請求項１〜１３のいずれか一項に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
15. 前記粒子直径０．４〜４．０μｍの析出粒子の平均粒子径が０．７〜１．９μｍである、請求項１４に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
16. 前記粒子直径０．４〜４．０μｍの析出粒子の密度が１５００個／１００μｍ^２以下である、請求項１４又は１５に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
17. 前記粒子直径０．４〜４．０μｍの析出粒子の密度が４０２〜１４１１個／１００μｍ ^２である、請求項１６に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
18. 前記熱間圧延加工後における再結晶率が９５％以上である、請求項１４〜１７のいずれか一項に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
19. 前記熱間圧延加工後における再結晶率が１００％である、請求項１８に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。