WO2016002489A1 - プレス成形性および形状凍結性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 - Google Patents

プレス成形性および形状凍結性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 Download PDF

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WO2016002489A1
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WO
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aluminum alloy
annealing
final
cold rolling
slab
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PCT/JP2015/067179
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English (en)
French (fr)
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智将 平山
岳士 半田
敏也 穴見
山田　雄一
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日本軽金属株式会社
日産自動車株式会社
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/06—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/047—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with magnesium as the next major constituent

Definitions

  • the present invention relates to an aluminum alloy plate having press formability and shape freezing property suitable for automobile body sheets and a method for producing the same.
  • Al-Mg based aluminum alloy plate of 5000 series to automobile body panels as an alternative material for steel plate is being studied.
  • 5000 series aluminum alloy sheet In order to form a 5000 series aluminum alloy sheet into a desired shape, it is necessary to form it with a press die. For this reason, conventionally, 5000 series aluminum alloy plates excellent in so-called press formability have been developed.
  • 5000 series aluminum alloy plates are inferior in press formability compared to steel plates. For this reason, in the press forming of a 5000 series aluminum alloy plate, it is necessary to devise such as press forming by dividing a part, and there are problems such as an increase in the number of parts and the number of molds. Particularly in press molding with a complicated shape, defects such as cracks often occur in the vicinity of the plane strain region. For this reason, the 5000 series aluminum alloy sheet is required to further improve the so-called plane strain fracture limit.
  • Patent Document 1 when the texture is measured on the thickness surface of the product plate, any one of the Cu orientation, S orientation, and BRASS orientation belonging to the rolling texture
  • Aluminum alloy can lid materials whose components are more than 6 times the random orientation and the number of intermetallic compounds with a maximum length of 5 ⁇ m or more measured on the plate thickness surface are 30 or more and 480 or less per 1 mm 2. ing. According to Patent Document 1, this aluminum alloy can lid material is excellent in rivet formability and score workability. Further, Patent Document 1 focuses on the relationship between the texture of cold-rolled aluminum alloy sheets and press formability, and controls the texture to identify the volume fraction of crystal orientation, thereby providing an aluminum alloy. It describes that the formability of the plate is improved.
  • Patent Document 2 discloses an Al—Mg alloy plate having a CUBE orientation volume fraction to S orientation volume fraction ratio (S / Cube) of 1.
  • S / Cube S orientation volume fraction ratio
  • an Al—Mg alloy plate having a texture with a GOSS orientation of 5% or less and a crystal grain size in the range of 20 to 100 ⁇ m has been described.
  • this Al—Mg alloy plate has a large limit drawing ratio (LDR), which is an index of deep drawing formability, and is excellent in deep drawing formability.
  • LDR limit drawing ratio
  • Patent Document 2 describes that deep drawing formability of a 5000 series aluminum alloy sheet is improved by paying attention to the relationship between the limit drawing ratio (LDR) and texture in deep drawing.
  • Patent Document 3 describes an aluminum alloy plate for forming having a recrystallized grain size of 12 ⁇ m or less and a limit drawing ratio (LDR) of 2.13 or more. According to Patent Document 3, this aluminum alloy sheet for forming is excellent in deep drawability and anti-seizure softening property. Patent Document 3 describes that CC material is superior in deep drawability compared to DC material.
  • a Cube orientation in which the ⁇ 100 ⁇ plane of the face-centered cubic is perpendicular to the rolling surface normal direction and the ⁇ 100> direction is parallel to the rolling direction is used. It is known that it is effective to increase the volume ratio of the crystals. Further, as means for growing the Cube orientation, it is known to perform partial annealing, cold rolling under cold pressure, and annealing.
  • Non-Patent Document 1 by using EBSP, X-ray diffraction, etc., by examining the nucleation and growth behavior of cube-oriented grains when subjected to partial annealing, cold rolling under low pressure, and intermediate annealing, Attempts have been made to elucidate the mechanism of texture development.
  • the development of a cube texture that is partially annealed and under light pressure does not occur due to the promotion of nucleation of cube-oriented grains, and the growth of cube-oriented grains produced during partial annealing is the other side. It is described that it occurs because it is faster than the grain.
  • the main reason why cube-oriented grains are likely to grow is that the increase in residual strain in the cube-oriented grains due to light pressure is less than that of the other grains.
  • the 5000 series aluminum alloy sheet has good formability under the conditions assuming actual press forming, and secures formability in press forming of complicated shapes for application to body materials. Is desired.
  • the 5000 series aluminum alloy sheet produced from the cold rolled material obtained by using the original slab as a thin slab continuous cast material (CC material) has a formability and a complicated shape under the conditions assuming actual press forming. There was a problem that the formability in the press molding was not sufficient.
  • the inventors of the present application investigated the relationship between the texture and formability of the cold-rolled annealed material based on the thin slab continuous cast material as the original slab, and the volume fraction and plane strain of the Cube orientation in the cold-rolled annealed material. Focusing on the relationship with the fracture limit, the inventors studied the alloy composition and the plate making conditions, and succeeded in obtaining an aluminum alloy plate excellent in press formability and shape freezing property.
  • An object of the present invention is to provide an aluminum alloy plate excellent in press formability and shape freezing property and a method for producing the same.
  • the aluminum alloy plate according to the first aspect of the present invention contains 4.0 to 5.5% by mass of Mg and 0.005 to 0.10% by mass of Ti, and contains Fe, Mn and Si as impurities.
  • the ratio of the volume fraction of crystals (volume fraction of S-oriented crystals / volume fraction of Cube-oriented crystals) is less than 0.3
  • the volume fraction of Cube-oriented crystals is 10 to 25%
  • the tensile strength is 250 MPa or more
  • the proof stress is 130 MPa.
  • the elongation is 30% or more
  • the plane strain breaking limit is 0.22 or more.
  • the aluminum alloy plate according to the first aspect preferably further contains 0.03 to 0.2% by mass of Cu.
  • the method for producing an aluminum alloy plate according to the second aspect of the present invention includes 4.0 to 5.5% by mass of Mg and 0.005 to 0.10% by mass of Ti, and Fe, Mn as impurities. And a slab having a thickness of 2 to 15 mm by continuously casting a molten aluminum alloy having a Si content of less than 0.10% by mass and the balance substantially consisting of Al and inevitable impurities.
  • An annealing precipitation treatment step for producing a treated material a final cold rolling step for obtaining a final cold rolled material by subjecting the annealed precipitation treated material to cold rolling at a final cold rolling rate of 70 to 95%, and the final cold rolled material. Holding temperature 400-5 0 and final annealing to obtain a performing final annealing final annealing material to hold 10 to 60 seconds at ° C., and having a.
  • the molten aluminum alloy further contains 0.03 to 0.2% by mass of Cu.
  • the method for producing an aluminum alloy plate according to the third aspect of the present invention includes 4.0 to 5.5% by mass of Mg and 0.005 to 0.10% by mass of Ti, and Fe, Mn as impurities. And a slab having a thickness of 2 to 15 mm by continuously casting a molten aluminum alloy having a Si content of less than 0.10% by mass and the balance substantially consisting of Al and inevitable impurities.
  • An annealing precipitation treatment step for obtaining a treated material a first cold rolling step for cold rolling the annealed precipitation treated material to obtain a primary cold rolled material, and an intermediate annealing for the primary cold rolled material.
  • Intermediate annealing to get intermediate annealing material A final cold rolling step of obtaining a final cold rolled material by subjecting the intermediate annealed material to cold rolling at a final cold rolling rate of 10 to 30%, and the final cold rolled material at a holding temperature of 400 to 500 ° C. for 10
  • the molten aluminum alloy preferably further contains 0.03 to 0.2% by mass of Cu.
  • the intermediate annealing step is preferably held at a holding temperature of 250 to 350 ° C. for 10 to 60 seconds using a continuous annealing furnace.
  • the intermediate annealing step is preferably held at a holding temperature of 200 to 300 ° C. for 0.5 to 8 hours using a batch furnace.
  • the aluminum alloy plate according to the present invention is excellent in press formability and shape freezing property.
  • the method for producing an aluminum alloy plate according to the present invention can efficiently produce an aluminum alloy plate excellent in press formability and shape freezing property.
  • the conventional 5000 series aluminum alloy plate Even if the conventional 5000 series aluminum alloy plate has high strength, defects such as cracks may occur in the vicinity of the plane strain region, particularly in press molding with a complicated shape. For this reason, the fracture limit was low in the plane strain region. Moreover, the conventional 5000 series aluminum alloy plate may have a high yield strength depending on the component composition, and in this case, a springback is likely to occur after press forming. If it does so, there also existed a problem that the so-called shape freezing property that the aluminum alloy plate after press molding did not fit in a predetermined design shape was bad. Furthermore, the conventional 5000 series aluminum alloy plate may have a rough surface appearance after press molding.
  • the average crystal grain size of the recrystallized grains is too large as 30 ⁇ m or more, which sometimes gives a rough skin appearance after press molding. For this reason, it has been desired for the conventional 5000 series aluminum alloy plate to reduce the average crystal grain size of the recrystallized grains to some extent.
  • the conventional 5000 series aluminum alloy plate has the above-mentioned problems. For this reason, the 5000 series aluminum alloy sheet is currently required to have high strength, high elongation, low yield strength, and appropriately adjusted crystal grain size, volume ratio of Cube orientation crystal and S orientation crystal. Yes.
  • the intermetallic compound in the original slab is made fine by thin slab continuous casting, and the recrystallized grains in the final plate (annealed plate) are made as fine as possible. It is also possible to keep it.
  • this method has a problem in that the solid solution amount of the transition element in the original slab is high, and particularly in an aluminum alloy plate having a high Mg composition, the yield strength becomes too high and the shape freezing property is poor.
  • the solid solution amount of the transition element in the original slab becomes high, it becomes difficult to control the ratio of individual crystal orientations in the texture that governs plastic anisotropy in the subsequent cold rolling process.
  • the solid solution amount of the transition element in the original slab is increased. After lowering, it is necessary to adjust the subsequent processes such as cold rolling and to perform appropriate tempering.
  • the aluminum alloy sheet according to the present embodiment has been focused on the relationship between the volume ratio of the Cube orientation in the cold-rolled annealed material and the plane strain fracture limit, and as a result of earnestly examining the alloy composition and sheet-making conditions, the press formability and shape freezing are as follows. It came to obtain the aluminum alloy plate excellent in the property.
  • the aluminum alloy plate according to this embodiment contains a predetermined amount of Mg and Ti, and the contents of Fe, Mn, and Si as impurities are less than a predetermined amount, respectively, and the balance is substantially Al and inevitable impurities.
  • Mg is an essential element contained in order to enhance the strength of the aluminum alloy plate by strengthening the solid solution by solid solution in the matrix.
  • Mg is also an element that uniformly plastically deforms the material and improves the fracture limit in the plane strain region in order to enhance work hardening ability during press molding.
  • the Mg content of the aluminum alloy plate is limited to the range of 4.0 to 5.5% by mass.
  • a preferable Mg content is in the range of 4.3 to 5.2 mass%.
  • a more preferable Mg content is in the range of 4.5 to 5.0% by mass.
  • the content of Mg in the aluminum alloy plate is less than 4.0% by mass, the strength and elongation of the aluminum alloy plate are decreased, the breaking limit in the plane strain region is decreased, and press formability is decreased. Absent.
  • the Mg content exceeds 5.5% by mass, the yield strength becomes too high, and the shape freezing property at the time of press molding is lowered, which is not preferable.
  • Ti is an essential element included to act as a crystal grain refining agent during ingot casting and prevent casting cracks.
  • the Ti content of the aluminum alloy plate is limited to a range of 0.005 to 0.10% by mass.
  • a preferable Ti content is in the range of 0.005 to 0.07 mass%.
  • a more preferable Ti content is in the range of 0.01 to 0.05 mass%. If the Ti content of the aluminum alloy plate is less than 0.005% by mass, the effect of refining at the time of ingot casting is insufficient, which may cause casting cracks, which is not preferable. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.10% by mass, coarse intermetallic compounds such as TiAl 3 may precipitate during ingot casting, which may reduce press formability in the final plate, which is not preferable. .
  • the aluminum alloy plate according to this embodiment when Ti and B coexist, the effect of crystal grain refinement tends to be stronger. For this reason, it is preferable that the aluminum alloy plate according to this embodiment includes B in addition to Ti.
  • Ti and B are contained in the aluminum alloy plate by adding a rod hardener (grain refiner) such as Al-5% Ti-1% B in the manufacturing process of the aluminum alloy plate.
  • the aluminum alloy plate according to the present embodiment limits the contents of Fe, Mn, and Si as impurities within the range of less than 0.10% by mass of the aluminum alloy plate, respectively. In this way, by regulating the contents of Fe, Mn, Si, etc., even in the thin slab continuous casting method described later, it is possible to keep the solid solution amount of these transition elements as small as possible in the state of the original slab. Become. Among Fe, Mn, and Si, Mn is an element that is easily dissolved in a matrix (matrix).
  • the preferable Mn content is in the range of less than 0.04% by mass.
  • a more preferable content of Mn is in a range of less than 0.02% by mass.
  • Fe is an element that is easily crystallized as an intermetallic compound during casting.
  • the content of Fe contained in the molten aluminum alloy is 0.10% by mass or more, the size of intermetallic compounds such as Al 6 Fe and Al—Fe—Si that crystallize during casting increases, and the aluminum alloy There is a possibility that formability may be reduced due to concentration of strain around a relatively coarse intermetallic compound during press forming of a plate. Therefore, the content of Fe in the aluminum alloy plate is limited to a range of less than 0.10% by mass.
  • Si is crystallized as an intermetallic compound during casting, and part of it is an element dissolved in the matrix in the original slab.
  • the Si content of the aluminum alloy plate is 0.10% by mass or more, the following problems may occur.
  • the size of the intermetallic compound such as Al—Fe—Si that crystallizes during casting becomes large, and the moldability decreases due to the concentration of strain around the relatively coarse intermetallic compound during press forming of an aluminum alloy sheet. There is a fear. Therefore, the Si content of the aluminum alloy plate is limited to a range of less than 0.10% by mass.
  • Cu 0.2% by mass or less
  • Cu is an element that increases the strength and is an arbitrary element.
  • the aluminum alloy plate according to the present embodiment contains Cu in a range of 0.2% by mass or less, the effect of the present invention is not hindered.
  • the preferable Cu content of the aluminum alloy plate is in the range of 0.03 to 0.2% by mass.
  • a more preferable Cu content is in the range of 0.03 to 0.15 mass%.
  • a more preferable Cu content is in the range of 0.03 to 0.1% by mass.
  • Inevitable impurities are inevitably mixed from raw metal, return material and the like.
  • Examples of inevitable impurities include Cr, Zn, Ni, Ga, V, Pb, Bi, Sn, Na, Ca, and Sr.
  • Inevitable impurities contained in the aluminum alloy sheet include, for example, Cr of less than 0.02% by mass, Zn of less than 0.10% by mass, Ni of less than 0.02% by mass, and Ga and V of 0.05. It is less than mass%.
  • the content of inevitable impurities allowable in the aluminum alloy plate is, for example, Pb, Bi, Sn, Na, Ca and Sr are each less than 0.02% by mass, and other elements are each less than 0.05% by mass. It is. Even if the aluminum alloy plate according to the present embodiment contains inevitable impurities in the above amount, the effect of the present invention is not hindered.
  • the aluminum alloy plate according to this embodiment has an average crystal grain size of less than 30 ⁇ m. If the average crystal grain size is less than 30 ⁇ m, rough skin after press molding can be prevented, and a press-molded product having an excellent surface appearance can be obtained.
  • the ratio of the volume ratio of the S orientation crystal to the volume ratio of the Cube orientation crystal is less than 0.3.
  • a Taylor factor in so-called plane strain deformation (Taylor Factor) Therefore, the aluminum alloy plate is excellent in press formability.
  • the volume ratio of Cube-oriented crystals is 10 to 25%.
  • the Taylor factor in so-called plane strain deformation becomes small, so that an aluminum alloy plate excellent in press formability is obtained.
  • the volume ratio of the Cube-oriented crystal is preferably 12 to 25%.
  • the Taylor factor in plane strain deformation becomes smaller, so that the aluminum alloy plate is more excellent in press formability.
  • the aluminum alloy plate according to the present embodiment has the above composition, crystal grain size and crystal orientation, and has a large tensile strength, elongation and plane strain fracture limit, and a low yield strength. In addition, it shows that the amount of springback at the time of press molding becomes smaller and the shape freezing property is better as the proof stress is smaller.
  • the 5000 series aluminum alloy plate according to the present embodiment exhibits high strength, has excellent press formability and shape freezing property, and is suitable for uses such as body sheets for automobiles.
  • the high strength property of the aluminum alloy plate can be evaluated by the magnitude of the tensile strength when the tensile test is performed.
  • the press formability of an aluminum alloy plate can be evaluated by the numerical value of the plane strain fracture limit during a tensile test.
  • the shape freezing property of the aluminum alloy plate can be evaluated by the yield strength during the tensile test. In addition, it shows that the amount of springback at the time of press molding becomes smaller and the shape freezing property is better as the proof stress is smaller.
  • the aluminum alloy plate according to the present embodiment has the following numerical values such as tensile strength, proof stress, elongation, and plane strain fracture limit, and therefore is suitable for applications such as automobile body sheets.
  • the aluminum alloy plate according to this embodiment has a tensile strength of 250 MPa or more.
  • the aluminum alloy plate is suitable for uses such as automobile body sheets that require high strength.
  • the aluminum alloy plate according to this embodiment has a yield strength of less than 130 MPa.
  • the yield strength during the tensile test of the aluminum alloy sheet is an index for evaluating the shape freezing property. It shows that shape freezing property is so favorable that a yield strength is small. That is, the aluminum alloy plate according to the present embodiment has a good shape freezing property.
  • the proof stress is less than 130 MPa, the aluminum alloy plate is suitable for applications such as automobile body sheets that require good shape freezing properties.
  • the aluminum alloy plate according to this embodiment has an elongation of 30% or more.
  • the aluminum alloy plate is suitable for uses such as automobile body sheets that require high elongation.
  • Plane strain fracture limit 0.22 or more
  • the aluminum alloy plate according to this embodiment has a plane strain fracture limit of 0.22 or more.
  • a plane strain fracture limit of 0.22 or more is preferable because of excellent press formability.
  • the fracture limit in the plane strain region is simply referred to as plane strain fracture limit.
  • the aluminum alloy plate according to this embodiment is excellent in press formability and shape freezing property.
  • the aluminum alloy plate according to the present embodiment is manufactured by, for example, the following method for manufacturing an aluminum alloy plate.
  • the manufacturing method of the aluminum alloy plate according to the present embodiment includes a first manufacturing method and a second manufacturing method.
  • the difference between the first manufacturing method and the second manufacturing method is whether or not the intermediate annealing process is performed during the cold rolling process, and the other processes are substantially the same.
  • the first method is a method in which only the cold rolling process is continuously performed for several passes without performing the intermediate annealing step, and the second method is in the middle of the cold rolling process of several passes. This is a method of performing an intermediate annealing step.
  • the cold rolling process of the first method is referred to as a final cold rolling process.
  • the cold rolling process before the intermediate annealing process is called a primary cold rolling process
  • the cold rolling process after the intermediate annealing process is called a final cold rolling process.
  • the first manufacturing method includes a slab manufacturing process, a winding process, an annealing precipitation process, a final cold rolling process, and a final annealing process.
  • the slab manufacturing step is a step of obtaining a slab having a thickness of 2 to 15 mm by continuously casting a molten aluminum alloy having a specific composition.
  • the molten aluminum alloy used in the slab manufacturing process is a molten metal having the same composition as the aluminum alloy plate according to the present embodiment. For this reason, the description about the composition of the molten aluminum alloy is omitted.
  • the molten aluminum alloy used in this process is cast into a slab using a thin slab continuous casting machine after the raw material is put into a melting furnace, through a melting and melting process, for example, as follows. .
  • the melting / melting step is a step of melting a raw material to melt a molten aluminum alloy having a specific composition.
  • the raw material is charged into a melting furnace, and when a predetermined melting temperature is reached, the flux is appropriately charged and stirred, and further, if necessary, degassing in the furnace using a lance or the like. After carrying out, a process of separating the soot from the surface of the molten metal by holding it calm is used.
  • raw materials such as Mg are usually charged, but may be charged again as necessary.
  • the sedation time is usually 30 minutes or longer, preferably 45 minutes or longer.
  • the aluminum alloy melt melted in the melting furnace is cast after being transferred to the holding furnace once, or cast after being discharged directly from the melting furnace.
  • the molten aluminum alloy may be passed through an in-line degassing device or a filter as necessary.
  • an in-line degassing apparatus for example, an apparatus in which an inert gas is blown into a molten aluminum from a rotating rotor, and hydrogen gas in the molten metal is diffused and removed in bubbles of the inert gas is used.
  • nitrogen gas is used as the inert gas, the dew point is controlled to, for example, ⁇ 60 ° C. or lower.
  • the ingot obtained through the melting / melting step has a hydrogen gas content of usually 0.20 cc / 100 g or less, preferably 0.15 cc / 100 g or less. If the amount of hydrogen gas contained in the ingot is large, porosity may occur in the final solidified portion of the ingot. For this reason, it is preferable to crush the porosity contained in the ingot by regulating the rolling reduction per pass in the cold rolling process to, for example, 20% or more. When the hydrogen gas content of the ingot is 0.15 cc / 100 g or less, swelling in the annealing precipitation treatment step can be prevented.
  • the molten aluminum alloy as described above is continuously cast to obtain a slab having a thickness of 2 to 15 mm.
  • Examples of a method for continuously casting the molten aluminum alloy include a method using a thin slab continuous casting machine.
  • a thin slab continuous casting machine and a continuous casting method using the same will be described.
  • a thin slab continuous casting machine When a thin slab continuous casting machine is used, a thin slab having a thickness of 2 to 15 mm can be continuously cast from a molten aluminum alloy.
  • the thin slab continuous casting machine used in this step include a twin belt casting machine and a twin roll casting machine.
  • the twin-belt casting machine is provided with a pair of rotating belt portions provided with an endless belt and facing each other, a cavity formed between the pair of rotating belt portions, and an inside of the rotating belt portion. And a cooling means, and a molten metal is supplied into the cavity through a nozzle made of a refractory to continuously cast a thin slab.
  • twin roll casting machine is provided with a pair of rotating roll parts provided with endless rolls and facing each other, a cavity formed between the pair of rotating roll parts, and an inside of the rotating roll part.
  • a cooling means, and a molten metal is supplied into the cavity through a nozzle made of a refractory to continuously cast a thin slab.
  • the thickness of the slab obtained by continuously casting the molten aluminum alloy is limited to a range of 2 to 15 mm.
  • a preferred slab thickness is in the range of 3-12 mm.
  • a more preferable slab thickness is in the range of 5 to 10 mm.
  • the thickness of the slab is less than 2 mm, it is difficult to obtain a final plate having a predetermined thickness when the final cold rolling rate is set to 70 to 95%.
  • the thickness of the slab exceeds 15 mm, it is difficult to wind the slab directly on the roll.
  • the slab thickness is in the range of 2 to 15 mm, the solidification cooling rate of the slab is preferably about 40 to 1000 ° C./sec in the vicinity of the slab thickness 1 ⁇ 4.
  • the slab produced using the thin slab continuous casting machine has contents of Fe, Mn, and Si as inevitable impurities, each less than 0.10% by mass.
  • the metal structure of the slab is a finely crystallized intermetallic compound such as Al 6 Fe or Al—Fe—Si.
  • transition elements such as Fe, Mn, and Si dissolved in the original slab are Al 6 Fe, Al—Fe. Since it is diffused and absorbed by fine intermetallic compounds such as —Si and Al— (Fe ⁇ Mn) —Si, the amount of these transition elements dissolved can be further reduced.
  • the solid solution amount of the transition element in the slab can be further reduced by the annealing precipitation process described later.
  • the winding process is a process of winding the slab around a roll without hot rolling. At this process, it winds up on a roll as it is, without performing the hot rolling normally performed with respect to a slab.
  • the annealing precipitation treatment step is a step in which the slab (coil) wound around the roll is held at a holding temperature of 380 to 470 ° C. for 1 to 15 hours using a batch annealing furnace to produce an annealing precipitation treatment material.
  • the annealing precipitation treatment step is an important step for reducing the solid solution amount of Fe, Mn and Si dissolved in the matrix (matrix phase) in the first production method and the second production method described later. .
  • Al 6 Fe, Al—Fe in which transition elements such as Fe, Mn, and Si dissolved in the slab wound around the roll are crystallized finely are crystallized. It is diffused and absorbed by intermetallic compounds such as -Si and Al- (Fe.Mn) -Si. Thereby, the solid solution amount of transition elements such as Fe, Mn and Si in the slab can be reduced.
  • the annealing precipitation treatment step makes it possible to reduce the solid solution amount of the transition element in the slab in advance, so that it is possible to promote the growth of the Cube orientation crystal in the final annealing. Therefore, the final annealed plate finally obtained using this slab has an average crystal grain size of less than 30 ⁇ m, and the ratio of the volume ratio of the S-oriented crystal to the volume ratio of the Cube-oriented crystal (volume ratio of S-oriented crystal / Cube The volume ratio of the orientation crystal is less than 0.3, and the volume ratio of the Cube orientation crystal is in the range of 10 to 25%.
  • the final annealed plate is an aluminum alloy plate according to the present embodiment.
  • a batch annealing furnace can be used as an annealing furnace used in the annealing precipitation treatment process.
  • the holding temperature is limited to a range of 380 to 470 ° C.
  • a preferred holding temperature is in the range of 400 to 450 ° C. If the holding temperature is less than 380 ° C., the amount of transition element dissolved cannot be sufficiently reduced. On the other hand, if the holding temperature exceeds 470 ° C., it takes too much time to cool the coil, and productivity is lowered, which is not preferable.
  • the holding time in the annealing precipitation treatment process is limited to the range of 1 to 15 hours.
  • a preferred holding time is in the range of 2 to 10 hours. If the holding time is less than 1 hour, the solid solution amount of the transition element may not be sufficiently reduced. On the other hand, when the holding time exceeds 15 hours, the productivity decreases.
  • the slab (coil) wound around the roll is passed through a cold rolling machine, and cold rolling treatment is performed.
  • This cold rolling process usually consists of several passes of cold rolling process.
  • the final cold rolling process is performed in which only the cold rolling process is continuously performed for several passes without performing the intermediate annealing process.
  • the final cold rolling step is a step of obtaining the final cold rolled material by subjecting the annealed precipitation treated material to cold rolling with a final cold rolling rate of 70 to 95%. After the final cold rolling process, a final annealing process, which will be described later, is performed on the final cold rolled material.
  • the final cold rolling rate of the final cold rolled material is limited to a range of 70 to 95%.
  • a preferred final cold rolling rate is in the range of 70-90%.
  • a more preferable final cold rolling rate is in the range of 70 to 85%.
  • the final cold rolling rate is in the range of 70 to 95%, a final annealed plate having an average crystal grain size of less than 30 ⁇ m can be obtained. As a result, the appearance skin of the aluminum alloy plate after press forming can be finished finely.
  • the final cold rolling rate is less than 70%, the amount of work strain accumulated during cold rolling is too small, and it becomes difficult to obtain a recrystallized structure having an average crystal grain size of less than 30 ⁇ m by final annealing.
  • the final cold rolling rate exceeds 95%, the amount of work strain accumulated during cold rolling is too large, and thus the edge cracks at the edges, making rolling difficult.
  • the final annealing step is a step of obtaining a final annealed material by subjecting the final cold rolled material to continuous annealing at a holding temperature of 400 to 500 ° C. for 10 to 60 seconds using a continuous annealing furnace.
  • This final annealing material becomes the aluminum alloy plate according to the present embodiment.
  • the holding time is less than 10 seconds, the body temperature of the plate does not reach a predetermined temperature, and the annealing process may be insufficient. On the other hand, if the holding time exceeds 60 seconds, the process takes too much time and productivity is lowered. In the final annealing step, it is preferable to perform continuous annealing using a continuous annealing furnace.
  • batch processing annealing using an annealing furnace or continuous annealing using a continuous annealing furnace is performed.
  • continuous annealing using a continuous annealing furnace is preferable because it can be rapidly cooled after annealing.
  • the average crystal grain size is less than 30 ⁇ m, and the ratio of the volume ratio of the S-oriented crystal to the volume ratio of the Cube-oriented crystal (volume ratio of the S-oriented crystal / volume ratio of the Cube-oriented crystal) ) Is less than 0.3 and the volume ratio of Cube oriented crystals is 10 to 25%.
  • the final annealing step can also serve as a softening treatment for increasing the elongation.
  • the aluminum alloy sheet obtained through the final annealing process is an annealed material and has high press formability in the forming process.
  • the second manufacturing method includes a slab manufacturing step, a winding step, an annealing precipitation treatment step, a primary cold rolling step, an intermediate annealing step, a final cold rolling step, and a final annealing step.
  • the second manufacturing method replaces the final cold rolling step of the first manufacturing method with a primary cold rolling step, an intermediate annealing step, and a final cold rolling step. It differs in that it performs the process.
  • description of the 2nd manufacturing method abbreviate
  • the following first cold rolling process is performed.
  • a primary cold rolling process is a process of cold-rolling the said annealing precipitation treatment material obtained at the annealing precipitation treatment process, and obtaining a primary cold-rolled material.
  • this primary cold rolling process is a cold rolling process performed before an intermediate annealing process, and distinguishes it from the below-mentioned cold rolling process (final cold rolling process) performed after an intermediate annealing process. Therefore, it is particularly called a primary cold rolling process.
  • the cold rolling rate of the primary cold rolled material is limited to a range of 70 to 95%.
  • the cold rolling ratio of the preferred primary cold rolled material is in the range of 80 to 90%. It is preferable that the cold rolling rate of the primary cold-rolled material is in the range of 70 to 95% because nuclei of Cube-oriented crystals are generated during intermediate annealing.
  • the intermediate annealing step is a step of performing intermediate annealing on the primary cold rolled material to obtain an intermediate annealing material.
  • This intermediate annealing process is a process in which the cold-rolled material that has become a rolling texture by the first cold rolling process described above is subjected to a partial annealing process that is held at a relatively low temperature to be partially recrystallized.
  • the compressive stress in the ND direction and the tensile stress in the RD direction act on the cold-rolled material by the rolling roll, and a number of dislocations are introduced by plastic deformation. Dislocations are deposited in the vicinity of the region corresponding to the crystal grain boundaries. Therefore, in the intermediate annealing step, a large number of small recrystallized grains grow from the vicinity of the region corresponding to the crystal grain boundary of the original slab.
  • Intermediate annealing is performed using a continuous annealing furnace or a batch annealing furnace.
  • the treatment conditions for intermediate annealing vary depending on whether a continuous annealing furnace or a batch annealing furnace is used.
  • the intermediate annealing step is preferably a step of holding the primary cold rolled material at a holding temperature of 250 to 350 ° C. for 10 to 60 seconds.
  • a preferred holding temperature is in the range of 250-350 ° C.
  • a more preferable holding temperature is in the range of 250 to 300 ° C.
  • the holding temperature is less than 250 ° C., partial recrystallization does not occur and the metal structure becomes an unrecrystallized structure, which is not preferable.
  • the holding temperature exceeds 350 ° C., recrystallization proceeds excessively, which is not preferable.
  • the holding time is less than 10 seconds, the temperature of the plate may be uneven, which is not preferable. If the holding time exceeds 60 seconds, productivity is lowered, which is not preferable.
  • the intermediate annealing step is preferably a step of holding the primary cold rolled material at a holding temperature of 200 to 300 ° C. for 0.5 to 8 hours.
  • a preferred holding temperature is in the range of 200-300 ° C.
  • a more preferable holding temperature is in the range of 250 to 300 ° C.
  • the holding temperature is less than 200 ° C.
  • partial recrystallization does not occur and the metal structure becomes an unrecrystallized structure, which is not preferable.
  • the holding temperature exceeds 300 ° C.
  • recrystallization proceeds excessively, which is not preferable.
  • the holding time is less than 0.5 hours, the temperature of the coil may be non-uniform, which is not preferable.
  • productivity is not preferable.
  • the final cold rolling step is a step of obtaining the final cold rolled material by subjecting the intermediate annealed material to cold rolling at a final cold rolling rate of 10 to 30%.
  • this final cold rolling process is a cold rolling process performed after an intermediate annealing process, and is distinguished from the above-mentioned cold rolling process (primary cold rolling process) performed before an intermediate annealing process. Therefore, it is called the final cold rolling process. Since this final cold rolling process is the second cold rolling process in the second manufacturing method, it should be referred to as a secondary cold rolling process.
  • the final cold rolling rate of the final cold rolled material is limited to a range of 10 to 30%.
  • a preferred final cold rolling rate is in the range of 10-25%.
  • a more preferable final cold rolling rate is in the range of 15 to 25%.
  • the final cold rolling rate is less than 10%, the amount of processing strain accumulated during cold rolling is too small, and the driving force necessary for crystal growth from the nucleus of the Cube orientation crystal is insufficient during final annealing. It becomes difficult to increase the volume ratio of the Cube orientation crystal in the plate.
  • the final cold rolling rate exceeds 30%, the crystal structure of the Cube orientation crystal formed in the metal structure by the intermediate annealing may be crushed by plastic deformation, leading to a decrease in the Cube orientation volume ratio in the final annealing plate. This is not preferable.
  • the final annealing process is performed in the same manner as in the first manufacturing method.
  • the recrystallized grains that were Cube orientation crystals acted as nuclei (seed crystals), and the surrounding area was recrystallized.
  • the region around the Cube-oriented crystal is not recrystallized even by the partial annealing treatment, and dislocations are further accumulated by the final cold rolling. Therefore, this strain energy becomes a driving force for recrystallization, and the growth of the Cube-oriented crystal is promoted.
  • the second manufacturing method it is possible to further increase the volume ratio of the Cube orientation crystal in the final annealed plate, the average crystal grain size is less than 30 ⁇ m, and the S orientation crystal with respect to the volume ratio of the Cube orientation crystal.
  • a final annealed plate with a volume ratio (volume ratio of S-oriented crystals / volume ratio of Cube-oriented crystals) of less than 0.3 and a volume ratio of Cube-oriented crystals of 10 to 25% can be obtained.
  • an aluminum alloy plate excellent in press formability and shape freezing property can be efficiently manufactured.
  • the aluminum alloy plate of the present invention is suitable as a vehicle body panel and a structural member.
  • it is suitable as outer panels, inner panels, and reinforcements such as the hood 10, the door 11, the fender 12, the roof 13, and the trunk 14 shown in FIG.
  • Example 1 First, alloy no. After inserting the original slab material No. 1 into the annealer and performing annealing precipitation treatment at 440 ° C. for 10 hours, cold rolling was performed without intermediate annealing treatment to obtain a final cold rolled material having a thickness of 1.0 mm. Obtained. In this case, the final cold rolling rate of the final cold rolled material was 90%.
  • the final cold-rolled material is inserted into a salt bath to simulate the final annealing treatment by continuous annealing, and held at 460 ° C. for 15 seconds, and then from the salt bath.
  • the final annealing process which took out rapidly and water-cooled was performed, and the final annealing board with a board thickness of 1.0 mm was obtained.
  • Table 2 shows the manufacturing conditions. The production conditions of the following examples and comparative examples are also shown in Table 2.
  • alloy no. No. 1 slab material was inserted into an annealer and annealed at 440 ° C. for 10 hours, followed by cold rolling to obtain a primary cold rolled material having a thickness of 1.33 mm.
  • this primary cold-rolled material is inserted into a salt bath and held at 290 ° C. for 15 seconds, and then subjected to an intermediate annealing treatment in which it is quickly taken out from the salt bath and water-cooled, and then the final cold-rolling rate is 25%.
  • Cold rolling was performed to obtain a final cold rolled material having a thickness of 1.0 mm.
  • the final cold-rolled material is inserted into a salt bath simulating the final annealing process by continuous annealing, held at 460 ° C. for 15 seconds, and then quickly removed from the salt bath.
  • the final annealing process which took out and water-cooled was performed, and the final annealing board with a board thickness of 1.0 mm was obtained.
  • Example 3 Alloy No. In place of the original slab material No. 1 A final annealed plate having a thickness of 1.0 mm was obtained in the same manner as in Example 2 except that the original slab material No. 2 was used.
  • alloy no. The original slab material No. 2 was inserted into an annealer and subjected to annealing precipitation treatment at 440 ° C. for 10 hours, followed by cold rolling to obtain a primary cold rolled material having a plate thickness of 1.25 mm.
  • the final cold-rolled material is inserted into a salt bath simulating the final annealing process by continuous annealing, held at 460 ° C. for 15 seconds, and then quickly from the salt bath The final annealing process which took out and water-cooled was performed, and the final annealing board with a board thickness of 1.0 mm was obtained.
  • Example 5 Alloy No. In place of the original slab material No. 1 A final annealed plate having a thickness of 1.0 mm was obtained in the same manner as in Example 2 except that the former 3 slab material was used.
  • Example 6 Alloy No. In place of the original slab material No. 2, alloy no. A final annealed plate having a thickness of 1.0 mm was obtained in the same manner as in Example 4 except that the former 3 slab material was used.
  • the cold-rolled material is inserted into an annealer, imitating the final annealing process by batch annealing, held at 390 ° C. for 1 hour, and then cooled to 200 ° C. Furthermore, the final annealing process which air-cools was performed, and the final annealing board with a board thickness of 1.0 mm was obtained.
  • JIS-5 tensile test pieces were sampled from the aluminum alloy sheet along the three directions of the rolling parallel direction, the vertical direction, and the 45 ° direction.
  • the tensile test piece was pulled at a strain rate of 6.7 ⁇ 10 ⁇ 4 / sec in the region of 0.2% proof stress or less, and exceeded 0.2% proof stress. Then, the film was pulled at a strain rate of 3.3 ⁇ 10 ⁇ 3 / sec. And the tensile strength (UTS) and 0.2% yield strength (YS) at this time were measured.
  • the elongation (%) is ⁇ (length L 1 obtained by joining tensile test pieces broken at the time of measuring the tensile strength) ⁇ (length L 0 of tensile test pieces before measuring the tensile strength) ⁇ / (Length L 0 of tensile test piece before measurement of tensile strength) ⁇ 100.
  • Crystal orientation was measured using an EBSD (Electron Backscatter Diffraction) method.
  • a specimen was cut out from the obtained aluminum alloy sheet so that a longitudinal section parallel to the rolling direction (longitudinal section perpendicular to the LT direction) was observed.
  • the polished surface was electrolytically polished to remove distortion caused by polishing.
  • the crystal orientation of the obtained test piece was measured using EBSD. Specifically, JSM6490A manufactured by JEOL Ltd. was used as the scanning electron microscope, and the acceleration voltage was set to 15 kV, the WD was 3 mm, and the sample tilt angle was 65 °. Then, an OIM type manufactured by TSL Solutions Inc. was used, and a 400 ⁇ m ⁇ 800 ⁇ m region was measured in 2 ⁇ m steps. The obtained results were analyzed by analysis software (OIM analysis), and the volume fraction of the Cube orientation crystal and the volume fraction of the S orientation crystal were obtained.
  • the Cube orientation was set to an orientation in the range of 15 ° from ⁇ 100 ⁇ ⁇ 100>.
  • the S direction was set to a range of 15 ° from ⁇ 123 ⁇ ⁇ 634>.
  • FIG. 2 is a diagram showing an example of the crystal orientation measurement result by EBSD of Example 2.
  • FIG. 3 is a diagram showing an example of the crystal orientation measurement result by EBSD of Comparative Example 1. 2 and 3, reference numeral 20 denotes a Cube-oriented crystal.
  • the test piece 40 shown in FIG. 4 was cut out from the obtained aluminum alloy plate as a test piece for measuring the plane strain fracture limit.
  • 4 is a plan view of the test piece 40, and the thickness direction of the test piece 40 is perpendicular to the paper surface of FIG.
  • Three types of test pieces 40 were produced by changing the method of cutting out from the aluminum alloy plate. Specifically, the aluminum is so arranged that the tensile direction (longitudinal direction, the direction of length of 200 mm in FIG. 4) is three directions, a direction parallel to the rolling direction, a 45 ° direction, and a 90 ° direction.
  • a specimen was cut out from the alloy plate.
  • a circular pattern of ⁇ 10 mm for the scribed circle test was drawn at the center of each of these test pieces.
  • a tensile test was performed at a strain rate of 10 ⁇ 3 / sec. After the tensile test, the strain in the tensile direction (maximum strain) and the strain in the width direction at a plurality of measurement points in the center portion of the test piece and within a range of about 20 mm from the vicinity of the fracture portion were read from the scribed circle.
  • the plate thickness strain was measured about every 1 mm from the vicinity of the fracture portion of the test piece.
  • region of the uniform elongation of the test piece was specified from the strain distribution created based on the measured value of plate thickness distortion.
  • the maximum strain value of a plurality of measurement points in the uniform elongation in the region the largest maximum distortion value, and a plane strain fracture limit e c.
  • the tensile direction (longitudinal direction) of the plane strain fracture limit (rolling direction parallel with the test piece formed in a direction measured three times a plane strain fracture limit e c, the average value to the rolling direction ) was e L.
  • the tensile direction (longitudinal direction) is 45 ° with a test piece formed in a direction measured three times a plane strain fracture limit e c, the average value of the plane strain fracture limit (rolling direction 45 °) to the rolling direction e X.
  • the tensile direction (longitudinal direction) is 90 ° with a test piece formed in a direction measured three times a plane strain fracture limit e c, the plane average breaking strain limit (rolling direction 90 °) to the rolling direction e LT .
  • the plane strain rupture limit (rolling direction) e L , the plane strain rupture limit (rolling direction 45 °) e X , and the plane strain rupture limit (rolling direction 90 °) e LT are applied to the following formula (2):
  • the plane strain rupture limit (average value) e ave was calculated.
  • e ave. (e L + e LT + 2e X ) / 4 (2)
  • the visual evaluation which visually confirms the presence or absence of an orange peel was performed about the scribed circle nearest to the crack part and not contacting the crack part.
  • the orange peel is a surface pattern having small irregularities generated on the surface of a test piece when a tensile test or stretch forming is performed on a metal such as an Al—Mg alloy.
  • orange peel generally tends to occur as the Mg concentration increases. Those in which no orange peel was observed were evaluated as having good skin roughness ( ⁇ ), and those in which orange peel was observed were evaluated as having poor skin roughness ( ⁇ ).
  • the tensile strength was measured using the test piece. Those having a tensile strength of 250 MPa or more were evaluated as having good strength ( ⁇ ), and those having a tensile strength of less than 250 MPa were evaluated as having poor strength (x).
  • ⁇ Shape freezing> The 0.2% proof stress was measured using the test piece. Those having a 0.2% proof stress of less than 130 MPa were evaluated as having good shape freezing properties ( ⁇ ), and those having a 0.2% proof stress of 130 MPa or higher were evaluated as having poor shape freezing properties ( ⁇ ).
  • the press formability was evaluated from the average value e ave of the plane strain rupture limit. When the average value e ave of the plane strain rupture limit is 0.22 or more, the press formability is evaluated as good ( ⁇ ), and when the average value e ave of the plane strain rupture limit is less than 0.22, the press formability is It was evaluated as defective (x).
  • Table 3 shows the results of tensile properties (tensile strength, 0.2% yield strength, elongation), average crystal grain size, crystal orientation, plane strain rupture limit, skin roughness, strength, shape freezing property, and press formability. .
  • Examples 1 to 6 the alloy composition is within the scope of the present invention, and the production conditions are within the scope of the present invention. Examples 1 to 6 were good ( ⁇ ) in all evaluation items of rough skin, strength, shape freezing property, and press formability, and the overall evaluation was good ( ⁇ ).
  • Comparative Example 1 the alloy composition was within the range of the present invention, but the annealing treatment was not performed, and therefore the evaluation of press formability was poor (x).
  • the alloy composition had a low Mg content, and the Fe and Mn contents were too high, and because the annealing precipitation treatment was not performed, the shape freezeability and press formability were poorly evaluated ( ⁇ )Met.
  • the ratio of the volume ratio of the S-oriented crystal to the volume ratio of the Cube-oriented crystal (the volume ratio of the S-oriented crystal / Cube is set to less than 30 ⁇ m).
  • the aluminum alloy plate according to the present invention can be used for automobile body sheets and the like.
  • the method for manufacturing an aluminum alloy plate according to the present invention can be used for manufacturing body sheets for automobiles and the like.

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Abstract

　本発明のアルミニウム合金板は、Ｍｇを４．０～５．５質量％、Ｔｉを０．００５～０．１０質量％含有するとともに、不純物としてのＦｅ、Ｍｎ及びＳｉの含有量がそれぞれ０．１０質量％未満であり、かつ残部が実質的にＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金板であって、平均結晶粒径が３０μｍ未満、Ｃｕｂｅ方位結晶の体積率に対するＳ方位結晶の体積率の比率（Ｓ方位結晶の体積率／Ｃｕｂｅ方位結晶の体積率）が０．３未満、Ｃｕｂｅ方位結晶の体積率が１０～２５％であり、引張強度が２５０ＭＰａ以上、耐力が１３０ＭＰａ未満、伸びが３０％以上、平面ひずみ破断限界が０．２２以上である。

Description

プレス成形性および形状凍結性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法
　本発明は、自動車用ボディーシートに適するプレス成形性および形状凍結性を備えたアルミニウム合金板およびその製造方法に関する。
　Ａｌ－Ｍｇ系の５０００系アルミニウム合金板を、鋼板の代替材料として、自動車用ボディーパネル等へ適用することが検討されている。５０００系アルミニウム合金板を所望形状に成形するためには、プレス金型によって成形する必要がある。このため、従来、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。
　しかしながら、５０００系アルミニウム合金板は鋼板に比べてプレス成形性に劣る。このため、５０００系アルミニウム合金板のプレス成形においては、部品を分割してプレス成形するなどの工夫が必要となり、部品点数、金型数が増加する等の弊害が生じている。特に形状の複雑なプレス成形では、平面ひずみ領域近傍において割れなどの不良が発生する場合が多い。このため、５０００系アルミニウム合金板には、いわゆる平面ひずみ破断限界のさらなる向上が要求されている。
　ところで、成形性に優れるアルミニウム合金板としては、たとえば特許文献１に、製品板の板厚表面で集合組織を測定した場合に圧延集合組織に属するＣｕ方位、Ｓ方位、ＢＲＡＳＳ方位の何れかの方位成分がランダム方位の６倍以上、且つ、最大長さ５μｍ以上の金属間化合物数を板厚表面で測定した場合に１ｍｍ2あたり３０個以上、４８０個以下であるアルミニウム合金缶蓋材が記載されている。特許文献１によれば、このアルミニウム合金缶蓋材が、リベット成形性やスコア加工性に優れる。また、特許文献１には、冷間圧延されたアルミニウム合金板の集合組織とプレス成形性との関係に着目し、集合組織を制御して結晶方位の体積分率を特定することにより、アルミニウム合金板の成形性を向上させることが記載されている。
　また、成形性に優れるアルミニウム合金板としては、たとえば特許文献２に、Ａｌ－Ｍｇ系合金板であって、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Ａｌ－Ｍｇ系合金板が記載されている。特許文献２によれば、このＡｌ－Ｍｇ系合金板は、深絞り成形性の指標とされる限界絞り比（ＬＤＲ）が大きく、深絞り成形性に優れる。特許文献２には、特に深絞り成形における限界絞り比（ＬＤＲ）と集合組織との関係に着目することにより、５０００系アルミニウム合金板の深絞り成形性を向上させることが記載されている。
　さらに、成形性に優れるアルミニウム合金板としては、たとえば特許文献３に、再結晶粒径が１２μｍ以下、限界絞り比（ＬＤＲ）が２．１３以上である成形加工用アルミニウム合金板が記載されている。特許文献３によれば、この成形加工用アルミニウム合金板は、深絞り性及び耐焼付け軟化性に優れる。また、特許文献３には、ＤＣ材に比べてＣＣ材が深絞り性に優れることが記載されている。
　ところで、アルミニウム合金板の成形性を向上させる技術として、圧延面法線方向に対して面心立方の{１００}面が垂直であり、＜１００＞方向が圧延方向に平行である、Ｃｕｂｅ方位を有する結晶の体積率を高くすることが有効であることが知られている。また、Ｃｕｂｅ方位を成長させる手段として、部分焼鈍、軽圧下冷延、焼鈍を施すことが知られている。たとえば非特許文献１には、ＥＢＳＰ、Ｘ線回折等を用いて、部分焼きなまし、軽圧下冷延、中間焼きなましを施した際の立方体方位粒の核生成および成長挙動を検討することにより、立方体方位集合組織が発達する機構の解明が試みられている。非特許文献１には、部分焼きなましがされかつ軽圧下にある立方体集合組織の発達は、立方体方位粒の核生成の促進により生じるものではなく、部分焼きなまし時に生成した立方体方位粒の成長が他方位粒よりも速いために生じると記載されている。また、非特許文献１では、立方体方位粒が成長しやすい主な理由は、軽圧下による立方体方位粒中の残留ひずみの増加が他方位粒より少ないためであると考察されている。
特許第３９０４８６８号公報 特許第４３３９８６９号公報 特許第５０５０５７７号公報
３００４アルミニウム合金の立方体集合組織の形成に及ぼす部分焼なましと軽圧下圧延の影響（軽金属　第４９巻　第１２号（１９９９），５８３-５８８）
　上記従来の知見に鑑みると、５０００系アルミニウム合金板の製造において、元スラブを薄スラブ連続鋳造材（ＣＣ材）とすれば、最終焼鈍板の金属組織における再結晶粒の平均結晶粒径を１２μｍ以下とすることが可能となり、深絞り性に優れたアルミニウム合金板が得られると考えられる。しかしながら、５０００系アルミニウム合金板の製造において、元スラブを単に薄スラブ連続鋳造材（ＣＣ材）とすると、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｓｉ等の遷移元素のマトリックスへの固溶量が高くなり、最終焼鈍板の耐力が高くなるという問題があった。また、５０００系アルミニウム合金板には、実際のプレス成形を想定した条件下で成形性が良好であること、及びボディー材への適用のために複雑な形状のプレス成形での成形性を確保することが所望されている。しかし、元スラブを薄スラブ連続鋳造材（ＣＣ材）として得られた冷間圧延材から作製された５０００系アルミニウム合金板は、実際のプレス成形を想定した条件下での成形性や複雑な形状のプレス成形での成形性が十分でないという問題があった。
　そこで、本願発明者らは、薄スラブ連続鋳造材を元スラブとした冷延焼鈍材の集合組織と成形性との関係を調査する中で、冷延焼鈍材におけるＣｕｂｅ方位の体積率と平面ひずみ破断限界との関係に着目し、合金組成や製板条件について鋭意検討したところ、プレス成形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に成功した。
　本発明は、プレス成形性及び形状凍結性に優れた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。
　本発明の第１の態様に係るアルミニウム合金板は、Ｍｇを４．０～５．５質量％、Ｔｉを０．００５～０．１０質量％含有するとともに、不純物としてのＦｅ、Ｍｎ及びＳｉの含有量がそれぞれ０．１０質量％未満であり、かつ残部が実質的にＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金板であって、平均結晶粒径が３０μｍ未満、Ｃｕｂｅ方位結晶の体積率に対するＳ方位結晶の体積率の比率（Ｓ方位結晶の体積率／Ｃｕｂｅ方位結晶の体積率）が０．３未満、Ｃｕｂｅ方位結晶の体積率が１０～２５％であり、引張強度が２５０ＭＰａ以上、耐力が１３０ＭＰａ未満、伸びが３０％以上、平面ひずみ破断限界が０．２２以上であることを特徴とする。
　前記第１の態様に係るアルミニウム合金板は、Ｃｕを０．０３～０．２質量％さらに含有することが好ましい。
　本発明の第２の態様に係るアルミニウム合金板の製造方法は、Ｍｇを４．０～５．５質量％、Ｔｉを０．００５～０．１０質量％含有するとともに、不純物としてのＦｅ、Ｍｎ及びＳｉの含有量がそれぞれ０．１０質量％未満であり、かつ残部が実質的にＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金溶湯を、連続的に鋳造して厚さ２～１５ｍｍのスラブを得るスラブ作製工程と、前記スラブを、熱間圧延をせずにロールに巻き取る巻き取り工程と、前記ロールに巻き取ったスラブを、保持温度３８０～４７０℃で１～１５時間保持して、焼鈍析出処理材を作製する焼鈍析出処理工程と、前記焼鈍析出処理材に最終冷延率７０～９５％の冷間圧延を行って最終冷延材を得る最終冷間圧延工程と、前記最終冷延材を、保持温度４００～５００℃で１０～６０秒保持する最終焼鈍を行って最終焼鈍材を得る最終焼鈍工程と、を有することを特徴とする。
　前記第２の態様に係るアルミニウム合金板の製造方法は、前記アルミニウム合金溶湯が、Ｃｕを０．０３～０．２質量％さらに含有することが好ましい。
　本発明の第３の態様に係るアルミニウム合金板の製造方法は、Ｍｇを４．０～５．５質量％、Ｔｉを０．００５～０．１０質量％含有するとともに、不純物としてのＦｅ、Ｍｎ及びＳｉの含有量がそれぞれ０．１０質量％未満であり、かつ残部が実質的にＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金溶湯を、連続的に鋳造して厚さ２～１５ｍｍのスラブを得るスラブ作製工程と、前記スラブを、熱間圧延をせずにロールに巻き取る巻き取り工程と、前記ロールに巻き取ったスラブを、保持温度３８０～４７０℃で１～１５時間保持して、焼鈍析出処理材を得る焼鈍析出処理工程と、前記焼鈍析出処理材に冷間圧延を行って第一次冷延材を得る第一次冷間圧延工程と、前記第一次冷延材に中間焼鈍を行って中間焼鈍材を得る中間焼鈍工程と、前記中間焼鈍材に最終冷延率１０～３０％の冷間圧延を行って最終冷延材を得る最終冷間圧延工程と、前記最終冷延材を、保持温度４００～５００℃で１０～６０秒保持する最終焼鈍を行って最終焼鈍材を得る最終焼鈍工程と、を有することを特徴とする。
　前記第３の態様に係るアルミニウム合金板の製造方法は、前記アルミニウム合金溶湯が、Ｃｕを０．０３～０．２質量％さらに含有することが好ましい。
　前記第３の態様に係るアルミニウム合金板の製造方法は、前記中間焼鈍工程は、連続焼鈍炉を用いて保持温度２５０～３５０℃で１０～６０秒間保持することが好ましい。
　前記第３の態様に係るアルミニウム合金板の製造方法は、前記中間焼鈍工程は、バッチ炉を用いて保持温度２００～３００℃で０．５～８時間保持することが好ましい。
　本発明に係るアルミニウム合金板は、プレス成形性及び形状凍結性に優れる。本発明に係るアルミニウム合金板の製造方法は、プレス成形性及び形状凍結性に優れるアルミニウム合金板を効率よく製造することができる。
プレス成型品の一例を示す図である。 ＥＢＳＤによる結晶方位測定結果の一例を示す図（実施例２）である。 ＥＢＳＤによる結晶方位測定結果の一例を示す図（比較例１）である。 平面ひずみ破断限界の試験片の形状及び寸法を示す平面図である。
［アルミニウム合金板］
　本実施形態に係るアルミニウム合金板の説明の前に、従来の５０００系アルミニウム合金板の課題について説明する。
　従来の５０００系アルミニウム合金板は、高強度であっても、特に形状の複雑なプレス成形では平面ひずみ領域近傍において割れなどの不良が発生する場合があった。このため、平面ひずみ領域においてその破断限界が低かった。また、従来の５０００系アルミニウム合金板は、成分組成により耐力が高くなることがあり、この場合には、プレス成形後にスプリングバックが発生しやすい。そうすると、プレス成形後のアルミニウム合金板が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が悪いという問題もあった。さらに、従来の５０００系アルミニウム合金板は、プレス成形後の表面外観に肌荒れが生じることがあった。従来のＤＣ鋳造材では、再結晶粒の平均結晶粒径が３０μｍ以上と大きすぎて、プレス成形後に肌荒れ外観となる場合があった。このため、従来の５０００系アルミニウム合金板には、再結晶粒の平均結晶粒径をある程度小さくすることが望まれていた。
　従来の５０００系アルミニウム合金板には上記のような課題があった。このため、５０００系アルミニウム合金板には、現在、高強度で、伸びが高く、耐力が低く、結晶粒径、Ｃｕｂｅ方位結晶及びＳ方位結晶の体積率が適切に調整されたものが求められている。
　従来の５０００系アルミニウム合金板のプレス成形性を改善する方法としては、薄スラブ連続鋳造法により、元スラブにおける金属間化合物を細かくして、最終板（焼鈍板）における再結晶粒をできるだけ微細化しておく方法も考えられる。しかしながら、この方法では、元スラブにおける遷移元素の固溶量が高くなるため、特に高Ｍｇ組成のアルミニウム合金板において、耐力が高くなりすぎて形状凍結性が劣るという問題がある。また、元スラブにおける遷移元素の固溶量が高くなるため、その後の冷間圧延工程において、塑性異方性を支配する集合組織につき、個々の結晶方位の割合を制御することが困難になる。このため、薄スラブ連続鋳造法を採用する場合において、集合組織、特に最終焼鈍板におけるＣｕｂｅ方位の体積率等を高めて成形性を向上させるためには、元スラブにおける遷移元素の固溶量を低下させた上で、その後の冷間圧延等の工程を調整し、適切な調質を施す必要がある。
　また一方、成形性の評価方法として、従来は引張り試験における伸びの値を採用する場合が多く、この場合は、一軸引張り試験となるため、いわゆる絞り領域における成形性の評価となり、実際のプレス成形における成形性を評価するには不適切であった。アルミニウム合金板のプレス成形における割れは、一般的に、絞り領域と張出し領域の中間領域である平面ひずみ領域において起こり易い。このため、プレス成形における割れなどの不良発生率を低減するためには、アルミニウム合金板のプレス成形において成形限界が最も低いとされる平面ひずみ領域において破断限界を評価する必要がある。
　本実施形態に係るアルミニウム合金板は、冷延焼鈍材におけるＣｕｂｅ方位の体積率と平面ひずみ破断限界との関係に着目し、合金組成や製板条件について鋭意検討した結果、プレス成形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に至ったものである。
　以下、本実施形態に係るアルミニウム合金板について説明する。本実施形態に係るアルミニウム合金板は、Ｍｇ及びＴｉを所定量含有するとともに、不純物としてのＦｅ、Ｍｎ及びＳｉの含有量がそれぞれ所定量未満であり、かつ残部が実質的にＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金板である。
　（Ｍｇ：４．０～５．５質量％）
　本実施形態に係るアルミニウム合金板において、Ｍｇは、マトリックス中に固溶して固溶体強化を図り、アルミニウム合金板の強度を高めるために含まれる必須元素である。また、Ｍｇは、プレス成形時における加工硬化能を高めるため、材料を均一に塑性変形させ、平面ひずみ領域における破断限界を向上させる元素でもある。
　本実施形態に係るアルミニウム合金板は、アルミニウム合金板のＭｇの含有量を４．０～５．５質量％の範囲内に限定する。好ましいＭｇの含有量は、４．３～５．２質量％の範囲内にある。より好ましいＭｇの含有量は、４．５～５．０質量％の範囲内にある。アルミニウム合金板のＭｇの含有量が４．０質量％未満であると、アルミニウム合金板の強度および伸びが低下するとともに、平面ひずみ領域における破断限界が低下し、プレス成形性が低下するため、好ましくない。一方、Ｍｇの含有量が５．５質量％を超えると、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。
　（Ｔｉ：０．００５～０．１０質量％）
　本実施形態に係るアルミニウム合金板において、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ために含まれる必須元素である。
　本実施形態に係るアルミニウム合金板は、アルミニウム合金板のＴｉの含有量を０．００５～０．１０質量％の範囲内に限定する。好ましいＴｉの含有量は、０．００５～０．０７質量％の範囲内にある。より好ましいＴｉの含有量は、０．０１～０．０５質量％の範囲内にある。アルミニウム合金板のＴｉの含有量が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るため、好ましくない。一方、Ｔｉの含有量が０．１０質量％を超えると、鋳塊鋳造時にＴｉＡｌ３等の粗大な金属間化合物が析出して、最終板におけるプレス成形性を低下させるおそれがあるため、好ましくない。
　なお、本実施形態に係るアルミニウム合金板において、ＴｉとＢとが共存すると、結晶粒の微細化効果がより強くなりやすい。このため、本実施形態に係るアルミニウム合金板はＴｉに加えＢも含むことが好ましい。Ｔｉ及びＢは、アルミニウム合金板の製造工程において、Ａｌ－５％Ｔｉ－１％Ｂ等のロッドハードナー（結晶粒微細化剤）の添加等により、アルミニウム合金板に含有される。
　（Ｆｅ、Ｍｎ及びＳｉ：各々０．１０質量％未満）
　本実施形態に係るアルミニウム合金板は、不純物としてのＦｅ、Ｍｎ及びＳｉの含有量を、それぞれアルミニウム合金板の０．１０質量％未満の範囲内に限定する。このようにＦｅ、Ｍｎ及びＳｉ等の含有量を規制することにより、後述する薄スラブ連続鋳造法においても、元スラブの状態でこれら遷移元素の固溶量をできるだけ少なくしておくことが可能となる。Ｆｅ、Ｍｎ及びＳｉのうち、Ｍｎはマトリックス（母相）中に固溶しやすい元素である。このため、元スラブにおけるＭｎの含有量が０．１０質量％以上であると、アルミニウム合金板の０．２％耐力が高くなりすぎて形状凍結性が低下するおそれがある。また、マトリックス中の固溶ＭｎやＡｌ６（Ｆｅ・Ｍｎ）、Ａｌ６Ｍｎ等の微細なＭｎ系析出物は、最終焼鈍時にＣｕｂｅ方位結晶の成長を妨げる。このため、Ｍｎの含有量が０．１０質量％以上であると、マトリックス中に固溶Ｍｎや微細なＭｎ系析出物が生じることにより、アルミニウム合金板の平面ひずみ領域における破断限界が低下して、プレス成形性が低下するおそれがある。したがって、好ましいＭｎの含有量は、０．０４質量％未満の範囲内にある。より好ましいＭｎの含有量は、０．０２質量％未満の範囲内にある。
　また、Ｆｅは鋳造時に金属間化合物として晶出しやすい元素である。アルミニウム合金溶湯中に含有されるＦｅの含有量が０．１０質量％以上であると、鋳造時に晶出するＡｌ６Ｆｅ、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ等の金属間化合物のサイズが大きくなり、アルミニウム合金板のプレス成形時に比較的粗い金属間化合物の周囲にひずみが集中することにより成形性が低下するおそれがある。したがって、アルミニウム合金板のＦｅの含有量は、０．１０質量％未満の範囲内に限定する。
　また、Ｓｉは鋳造時に金属間化合物として晶出するほか、一部は元スラブにおいてマトリックスに固溶している元素である。アルミニウム合金板のＳｉの含有量が０．１０質量％以上であると、以下の問題が生じることがある。すなわち、鋳造時に晶出するＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ等の金属間化合物のサイズが大きくなり、アルミニウム合金板のプレス成形時に比較的粗い金属間化合物の周囲にひずみが集中することにより成形性が低下するおそれがある。したがって、アルミニウム合金板のＳｉの含有量は、０．１０質量％未満の範囲内に限定する。
　（Ｃｕ：０．２質量％以下）
　本実施形態に係るアルミニウム合金板において、Ｃｕは、強度を高める元素であり、任意の元素である。
　本実施形態に係るアルミニウム合金板は、Ｃｕを０．２質量％以下の範囲で含有していても、本発明の効果を妨げるものではない。アルミニウム合金板の、好ましいＣｕの含有量は、０．０３～０．２質量％の範囲内にある。より好ましいＣｕの含有量は、０．０３～０．１５質量％の範囲内にある。さらに好ましいＣｕの含有量は、０．０３～０．１質量％の範囲内にある。アルミニウム合金板のＣｕの含有量が０．０３質量％未満であると、強度を高める効果を十分に発揮することができない。一方、Ｃｕの含有量が０．２質量％を超えると、アルミニウム合金板の耐食性が低下するため、好ましくない。
　（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ある。不可避的不純物としては、例えば、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｇａ、Ｖ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｎａ、Ｃａ、Ｓｒが挙げられる。アルミニウム合金板において許容できる不可避的不純物の含有量は、例えば、Ｃｒが０．０２質量％未満、Ｚｎが０．１０質量％未満、Ｎｉが０．０２質量％未満、Ｇａ及びＶが０．０５質量％未満である。また、アルミニウム合金板において許容できる不可避的不純物の含有量は、例えば、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｎａ、Ｃａ及びＳｒが、それぞれ０．０２質量％未満、その他の元素が各０．０５質量％未満である。本実施形態に係るアルミニウム合金板が、上記量で不可避的不純物を含有していても、本発明の効果を妨げるものではない。
　（平均結晶粒径：３０μｍ未満）
　本実施形態に係るアルミニウム合金板は、平均結晶粒径が３０μｍ未満である。平均結晶粒径が３０μｍ未満であれば、プレス成形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。
　（Ｃｕｂｅ方位結晶の体積率に対するＳ方位結晶の体積率の比率：０．３未満）
　本実施形態に係るアルミニウム合金板は、Ｃｕｂｅ方位結晶の体積率に対するＳ方位結晶の体積率の比率（Ｓ方位結晶の体積率／Ｃｕｂｅ方位結晶の体積率）が０．３未満である。Ｃｕｂｅ方位結晶の体積率に対するＳ方位結晶の体積率の比率（Ｓ方位結晶の体積率／Ｃｕｂｅ方位結晶の体積率）が０．３未満であると、いわゆる平面ひずみ変形におけるテイラー因子（Ｔａｙｌｏｒ　Ｆａｃｔｏｒ）が小さくなるため、プレス成形性に優れたアルミニウム合金板となる。
　（Ｃｕｂｅ方位結晶の体積率：１０～２５％）
　本実施形態に係るアルミニウム合金板は、Ｃｕｂｅ方位結晶の体積率が１０～２５％である。Ｃｕｂｅ方位結晶の体積率が１０～２５％であると、いわゆる平面ひずみ変形におけるテイラー因子が小さくなるため、プレス成形性に優れたアルミニウム合金板となる。Ｃｕｂｅ方位結晶の体積率は、好ましくは１２～２５％である。Ｃｕｂｅ方位結晶の体積率が１２～２５％であると、平面ひずみ変形におけるテイラー因子がより小さくなるため、よりプレス成形性に優れたアルミニウム合金板となる。
　本実施形態に係るアルミニウム合金板は、上記の組成、結晶粒の大きさ及び結晶配向性を有するとともに、引張強度、伸び及び平面ひずみ破断限界が大きく、耐力が小さい。なお、耐力が小さいほど、プレス成形時のスプリングバック量が小さくなり、形状凍結性が良好であることを示す。
　このため、本実施形態に係る５０００系アルミニウム合金板は、高強度性を示し、優れたプレス成形性及び形状凍結性を備えており、自動車用ボディーシート等の用途に好適である。
　ここで、アルミニウム合金板の高強度性は、引張り試験を行った時の引張り強度の大きさで評価することができる。また、アルミニウム合金板のプレス成形性は、引張り試験時の平面ひずみ破断限界の数値で評価することができる。さらに、アルミニウム合金板の形状凍結性は、引張り試験時の耐力によって評価することができる。なお、耐力が小さいほど、プレス成形時のスプリングバック量が小さくなり、形状凍結性が良好であることを示す。
　本実施形態に係るアルミニウム合金板は、引張強度、耐力、伸び及び平面ひずみ破断限界等の数値が以下の通りであるため、自動車用ボディーシート等の用途に好適である。
　（引張強度：２５０ＭＰａ以上）
　本実施形態に係るアルミニウム合金板は、引張強度が２５０ＭＰａ以上である。引張強度が２５０ＭＰａ以上であると、アルミニウム合金板が、高い強度が要求される自動車用ボディーシート等の用途に好適である。
　（耐力：１３０ＭＰａ未満）
　本実施形態に係るアルミニウム合金板は、耐力が１３０ＭＰａ未満である。アルミニウム合金板の引張り試験時の耐力は、形状凍結性の評価の指標となる。耐力が小さいほど、形状凍結性が良好であることを示す。すなわち、本実施形態に係るアルミニウム合金板は、形状凍結性が良好である。耐力が１３０ＭＰａ未満であると、アルミニウム合金板が、形状凍結性が良好であることが要求される自動車用ボディーシート等の用途に好適である。
　（伸び：３０％以上）
　本実施形態に係るアルミニウム合金板は、伸びが３０％以上である。伸びが３０％以上であると、アルミニウム合金板が、高い伸びが要求される自動車用ボディーシート等の用途に好適である。
　（平面ひずみ破断限界：０．２２以上）
　本実施形態に係るアルミニウム合金板は、平面ひずみ破断限界が０．２２以上である。平面ひずみ破断限界が０．２２以上であると、プレス成形性に優れるため好ましい。なお、本明細書において、平面ひずみ領域における破断限界のことを単に平面ひずみ破断限界と記載する。
　本実施形態に係るアルミニウム合金板は、プレス成形性及び形状凍結性に優れる。
　上記の本実施形態に係るアルミニウム合金板は、例えば、下記のアルミニウム合金板の製造方法により製造される。
［アルミニウム合金板の製造方法］
　本実施形態に係るアルミニウム合金板の製造方法は、第１の製造方法と第２の製造方法とがある。第１の製造方法と第２の製造方法との相違点は、冷間圧延工程の途中に中間焼鈍工程を行うか否かにあり、その他の工程についてはほぼ同じである。具体的には、第１の方法は、中間焼鈍工程を行わずに冷間圧延処理のみを数パス連続して行う方法であり、第２の方法は、数パスの冷間圧延処理の途中で中間焼鈍工程を行う方法である。本明細書において、第１の方法の冷間圧延工程を最終冷間圧延工程という。また、第２の方法において、中間焼鈍工程前の冷間圧延工程を第一次冷間圧延工程といい、中間焼鈍工程後の冷間圧延工程を最終冷間圧延工程という。以下、第１の製造方法について詳細に説明し、第２の製造方法については、説明の一部を省略又は簡略化する。
　（第１の製造方法）
　第１の製造方法は、スラブ作製工程と、巻き取り工程と、焼鈍析出処理工程と、最終冷間圧延工程と、最終焼鈍工程と、を有する。
　　＜スラブ作製工程＞
　スラブ作製工程は、特定の組成を有するアルミニウム合金溶湯を、連続的に鋳造して厚み２～１５ｍｍのスラブを得る工程である。スラブ作製工程で用いられるアルミニウム合金溶湯は、本実施形態に係るアルミニウム合金板と同じ組成を有する溶湯である。このため、アルミニウム合金溶湯の組成に付いての説明を省略する。
　本工程で用いられるアルミニウム合金溶湯は、例えば、以下のように、原料を溶解炉に投入し、溶解・溶製工程を経て、薄スラブ連続鋳造機を用いて、鋳塊（スラブ）に鋳造する。
　溶解・溶製工程は、原料を溶解し特定組成のアルミニウム合金溶湯を溶製する工程である。溶解・溶製工程としては、例えば、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用い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工程が用いられる。
　この溶解・溶製工程では、アルミニウム合金溶湯を特定の合金成分に調整するため、通常、Ｍｇ等の原料を投入するが、必要に応じて再度の投入を行う場合もある。また、溶解・溶製工程では、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、好ましくは４５分以上である。
　溶解炉で溶製されたアルミニウム合金溶湯は、保持炉に一旦移湯した後に鋳造したり、直接溶解炉から出湯した後に鋳造したりする。
　また、溶解・溶製工程では、必要に応じて、アルミニウム合金溶湯をインライン脱ガス装置やフィルターに通してもよい。インライン脱ガス装置としては、例えば、回転ローターからアルミニウム溶湯中に不活性ガスを吹き込み、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ものが用いられる。不活性ガスとして窒素ガスを用いる場合は、露点を、例えば－６０℃以下に管理する。
　溶解・溶製工程を経て得られる鋳塊は、水素ガス含有量を、通常０．２０ｃｃ／１００ｇ以下、好ましくは０．１５ｃｃ／１００ｇ以下にする。鋳塊が含有する水素ガス量が多いと、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。このため、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％以上に規制することにより、鋳塊が含むポロシティを潰しておくことが好ましい。鋳塊の水素ガス含有量を０．１５ｃｃ／１００ｇ以下とすると、焼鈍析出処理工程におけるフクレを防止することができる。
　本工程では、上記のようなアルミニウム合金溶湯を、連続的に鋳造して厚み２～１５ｍｍのスラブを得る。アルミニウム合金溶湯を連続的に鋳造する方法としては、例えば、薄スラブ連続鋳造機を用いる方法が挙げられる。
　次に、薄スラブ連続鋳造機及びこれを用いた連続鋳造方法について説明する。薄スラブ連続鋳造機を用いると、アルミニウム合金溶湯から、厚み２～１５ｍｍの薄スラブを連続的に鋳造することが可能になる。本工程で用いられる薄スラブ連続鋳造機としては、例えば、双ベルト鋳造機、双ロール鋳造機が挙げられる。
　ここで、双ベルト鋳造機とは、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。
　また、双ロール鋳造機とは、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。
　アルミニウム合金溶湯を、連続的に鋳造して得られるスラブの厚みは、２～１５ｍｍの範囲内に限定する。好ましいスラブ厚みは、３～１２ｍｍの範囲内にある。より好ましいスラブ厚みは、５～１０ｍｍの範囲内にある。スラブの厚みが２ｍｍ未満であると、最終冷延率７０～９５％に設定した場合に、所定厚みの最終板を得ることが困難となる。一方、スラブの厚みが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。スラブの厚みが２～１５ｍｍの範囲内にあると、スラブの凝固冷却速度が、スラブ厚さ１／４の付近で４０～１０００℃/ｓｅｃ程度となり好ましい。
　薄スラブ連続鋳造機を用いて作製されるスラブは、アルミニウム合金溶湯の組成と同様に、不可避的不純物としてのＦｅ、Ｍｎ、Ｓｉの含有量が、それぞれ０．１０質量％未満である。このため、スラブの金属組織は、Ａｌ６Ｆｅ、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ等の金属間化合物が微細に晶出したものになる。このため、薄スラブ連続鋳造機を用いて作製されるスラブに後述の焼鈍析出工程を行うと、元スラブに固溶しているＦｅ、Ｍｎ、Ｓｉ等の遷移元素はＡｌ６Ｆｅ、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ、Ａｌ－（Ｆｅ・Ｍｎ）－Ｓｉ等の微細な金属間化合物に拡散吸収されるため、これら遷移元素の固溶量をさらに低減させることができる。
　このように、後述する焼鈍析出工程によって、スラブ中の遷移元素の固溶量をさらに低減させることができる。
　　＜巻き取り工程＞
　巻き取り工程は、前記スラブを、熱間圧延をせずにロールに巻き取る工程である。本工程では、スラブに対して通常行われる熱間圧延をせずにそのままロールに巻き取る。
　　＜焼鈍析出処理工程＞
　焼鈍析出処理工程は、前記ロールに巻き取ったスラブ（コイル）を、バッチ焼鈍炉を用いて保持温度３８０～４７０℃で１～１５時間保持して、焼鈍析出処理材を作製する工程である。
　焼鈍析出処理工程は、第１の製造方法及び後述の第２の製造方法において、マトリックス（母相）中に固溶しているＦｅ、Ｍｎ及びＳｉの固溶量を減少させる重要な工程である。具体的には、焼鈍析出処理工程を行うと、ロールに巻き取ったスラブ中に固溶しているＦｅ、Ｍｎ及びＳｉ等の遷移元素を、微細に晶出しているＡｌ６Ｆｅ、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ、Ａｌ－（Ｆｅ・Ｍｎ）－Ｓｉ等の金属間化合物に拡散吸収させる。これにより、スラブにおけるＦｅ、Ｍｎ及びＳｉ等の遷移元素の固溶量を減少させることができる。
　このように、焼鈍析出処理工程によって、スラブ中の遷移元素の固溶量を予め低減させることが可能となるため、最終焼鈍におけるＣｕｂｅ方位結晶の成長を促進することが可能になる。このため、このスラブを用いて最終的に得られる最終焼鈍板は、平均結晶粒径が３０μｍ未満、Ｃｕｂｅ方位結晶の体積率に対するＳ方位結晶の体積率の比率（Ｓ方位結晶の体積率／Ｃｕｂｅ方位結晶の体積率）が０．３未満、Ｃｕｂｅ方位結晶の体積率が１０～２５％の範囲内になる。なお、本明細書において、最終焼鈍板とは、本実施形態に係るアルミニウム合金板である。
　焼鈍析出処理工程で用いられる焼鈍炉としては、例えば、バッチ焼鈍炉を用いることができる。保持温度は、３８０～４７０℃の範囲内に限定する。好ましい保持温度は、４００～４５０℃の範囲内にある。保持温度が３８０℃未満であると、遷移元素の固溶量を十分に低減することができない。一方、保持温度が４７０℃を超えると、コイルの冷却に時間がかかりすぎて、生産性が低下するため、好ましくない。
　焼鈍析出処理工程での保持時間は、１～１５時間の範囲内に限定する。好ましい保持時間は、２～１０時間の範囲内にある。保持時間が１時間未満であると、遷移元素の固溶量を十分に低減することができなくなるおそれがある。一方、保持時間が１５時間を越えると生産性が低下する。
　焼鈍析出処理工程の終了後、前記ロールに巻き取ったスラブ（コイル）は、冷延機に通され、冷間圧延処理が行われる。この冷間圧延処理は、通常、数パスの冷間圧延処理からなる。第１の方法では、中間焼鈍工程を行わずに冷間圧延処理のみを数パス連続して行う最終冷間圧延工程が行われる。
　　＜最終冷間圧延工程＞
　最終冷間圧延工程は、前記焼鈍析出処理材に最終冷延率７０～９５％の冷間圧延を行って最終冷延材を得る工程である。最終冷間圧延工程の後は、最終冷延材に後述の最終焼鈍工程が行われる。
　最終冷延材の最終冷延率は、７０～９５％の範囲内に限定する。好ましい最終冷延率は、７０～９０％の範囲内にある。より好ましい最終冷延率は、７０～８５％の範囲内にある。最終冷延率が７０～９５％の範囲内にあると、平均結晶粒径が３０μｍ未満の最終焼鈍板を得ることができる。この結果、プレス成形後のアルミニウム合金板の外観肌を綺麗に仕上げることができる。
　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るため、最終焼鈍によって平均結晶粒径３０μｍ未満の再結晶組織を得ることが困難となる。一方、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るため、エッジに耳割れを生じて圧延が困難になる。
　　＜最終焼鈍工程＞
　最終焼鈍工程は、連続焼鈍炉を用いて、前記最終冷延材に保持温度４００～５００℃で１０～６０秒保持する連続焼鈍を施して最終焼鈍材を得る工程である。この最終焼鈍材は、本実施形態に係るアルミニウム合金板となる。
　保持温度が４００℃未満であると、再結晶が遅延してしまい、平均結晶粒径３０μｍ未満の完全再結晶組織を得ることが困難となる。一方、保持温度が５００℃を超えると、熱歪が激しくなるとともに、連続焼鈍処理中の板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、板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。一方、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。最終焼鈍工程は、連続焼鈍炉を用いて連続焼鈍することが好ましい。
　最終焼鈍工程は、焼鈍炉を用いたバッチ処理の焼鈍、又は連続焼鈍炉を用いた連続焼鈍が行われる。このうち、連続焼鈍炉を用いた連続焼鈍は、焼鈍後に急速に冷却することができるため好ましい。
　最終冷延板に最終焼鈍処理を施すことで、平均結晶粒径が３０μｍ未満、Ｃｕｂｅ方位結晶の体積率に対するＳ方位結晶の体積率の比率（Ｓ方位結晶の体積率／Ｃｕｂｅ方位結晶の体積率）が０．３未満、Ｃｕｂｅ方位結晶の体積率が１０～２５％である最終焼鈍板を得ることができる。また、最終焼鈍工程により、伸びを高めるための軟化処理も兼ねることができる。
　最終焼鈍工程を経て得られたアルミニウム合金板は、焼鈍材であり、成形工程におけるプレス成形性が高い。
（第２の製造方法）
　第２の製造方法は、スラブ作製工程と、巻き取り工程と、焼鈍析出処理工程と、第一次冷間圧延工程と、中間焼鈍工程と、最終冷間圧延工程と、最終焼鈍工程と、を有する。
　第２の製造方法は、第1の製造方法に比較して、第1の製造方法の最終冷間圧延工程に代えて、第一次冷間圧延工程と、中間焼鈍工程と、最終冷間圧延工程とを行う点で相違する。このため、第２の製造方法の説明は、第１の製造方法の工程と同じ工程についての説明を省略又は簡略化し、第一次冷間圧延工程、中間焼鈍工程、及び最終冷間圧延工程について説明する。
　第２の製造方法では、第１の製造方法と同様にスラブ作製工程から焼鈍析出処理工程までが行われた後、下記の第一次冷間圧延工程が行われる。
　　＜第一次冷間圧延工程＞
　第一次冷間圧延工程は、焼鈍析出処理工程で得られた前記焼鈍析出処理材に冷間圧延を行って第一次冷延材を得る工程である。なお、この第一次冷間圧延工程は、中間焼鈍工程の前に行われる冷間圧延工程であり、中間焼鈍工程の後に行われる後述の冷間圧延工程（最終冷間圧延工程）と区別するため特に第一次冷間圧延工程と称する。第一次冷延材の冷延率は、７０～９５％の範囲内に限定する。好ましい第一次冷延材の冷延率は、８０～９０％の範囲内である。第一次冷延材の冷延率が７０～９５％の範囲内にあると、中間焼鈍時にＣｕｂｅ方位結晶の核が生成するため好ましい。
　　＜中間焼鈍工程＞
　中間焼鈍工程は、前記第一次冷延材に中間焼鈍を行って中間焼鈍材を得る工程である。この中間焼鈍工程は、前述の第一次冷間圧延工程によって圧延集合組織となっている冷延材に比較的低温で保持する部分焼鈍処理を施して、部分的に再結晶させる工程である。前述の第一次冷間圧延工程では、圧延ロールによって冷延材に対してＮＤ方向の圧縮応力、ＲＤ方向の引張応力が作用し、塑性変形によって多数の転位が導入されるとともに、特に元スラブの結晶粒界に相当する領域近傍に転位が堆積されている。したがって、中間焼鈍工程では、元スラブの結晶粒界に相当する領域近傍から、多数の小さな再結晶粒が成長する。
　中間焼鈍は、連続焼鈍炉又はバッチ焼鈍炉を用いて行われる。中間焼鈍の処理条件は、連続焼鈍炉又はバッチ焼鈍炉のいずれかを用いるかにより変わる。
　中間焼鈍が連続焼鈍炉を用いる連続焼鈍である場合、中間焼鈍工程は、第一次冷延材を保持温度２５０～３５０℃で１０～６０秒間保持する工程とすることが好ましい。好ましい保持温度は、２５０～３５０℃の範囲内にある。より好ましい保持温度は、２５０～３００℃の範囲内にある。
　保持温度が２５０℃未満であると、部分再結晶が起こらず、金属組織が未再結晶組織となるため、好ましくない。一方、保持温度が３５０℃を超えると、再結晶が進み過ぎるため、好ましくない。保持時間が１０秒未満であると、板の温度が不均一となる虞があるため、好ましくない。保持時間が６０秒を超えると、生産性が低下するため、好ましくない。
　中間焼鈍がバッチ焼鈍炉を用いるバッチ焼鈍である場合、中間焼鈍工程は、第一次冷延材を保持温度２００～３００℃で０．５～８時間保持する工程とすることが好ましい。好ましい保持温度は、２００～３００℃の範囲内にある。より好ましい保持温度は、２５０～３００℃の範囲内にある。
　保持温度が２００℃未満であると、部分再結晶が起こらず、金属組織が未再結晶組織となるため、好ましくない。一方、保持温度が３００℃を超えると、再結晶が進み過ぎるため、好ましくない。保持時間が０．５時間未満であると、コイルの温度が不均一となる虞があるため、好ましくない。保持時間が８時間を超えると、生産性が低下するため、好ましくない。
　以上のような中間焼鈍工程を経ることで、元スラブの結晶粒界に相当する領域近傍から、多数の小さな再結晶粒が成長するが、この部分焼鈍処理によって得られた多数の小さな再結晶粒について、Ｃｕｂｅ方位結晶が特に優先的に成長しているというわけではない。
　　＜最終冷間圧延工程＞
　最終冷間圧延工程は、前記中間焼鈍材に最終冷延率１０～３０％の冷間圧延を行って最終冷延材を得る工程である。なお、この最終冷間圧延工程は、中間焼鈍工程の後に行われる冷間圧延工程であり、中間焼鈍工程の前に行われる前述の冷間圧延工程（第一次冷間圧延工程）と区別するため特に最終冷間圧延工程と称する。この最終冷間圧延工程は、第２の製造方法における２回目の冷間圧延工程であるから、第二次冷間圧延工程とも称すべき工程である。
　最終冷延材の最終冷延率は、１０～３０％の範囲内に限定する。好ましい最終冷延率は、１０～２５％の範囲内である。より好ましい最終冷延率は、１５～２５％の範囲内である。最終冷延率が１０～３０％の範囲内にあると、前述の部分焼鈍によって得られた多数の小さな再結晶粒のうちＣｕｂｅ方位結晶について、その結晶構造を維持させながら、Ｃｕｂｅ方位結晶の周囲の領域において歪エネルギーを蓄積することができ、後述する最終焼鈍処理によって、Ｃｕｂｅ方位結晶の体積率を高めることが可能となる。
　最終冷延率が１０％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、最終焼鈍時にＣｕｂｅ方位結晶の核からの結晶成長に必要な駆動力が不足するため、最終焼鈍板におけるＣｕｂｅ方位結晶の体積率を高めることが困難になる。一方、最終冷延率が３０％を超えると、中間焼鈍によって金属組織に形成されたＣｕｂｅ方位結晶の結晶構造が塑性変形によって潰されてしまい、最終焼鈍板におけるＣｕｂｅ方位体積率の低下を招く虞があるため、好ましくない。
　以上のような最終冷間圧延では、前述の部分焼鈍処理によって得られた多数の小さな再結晶粒のうち、Ｃｕｂｅ方位結晶であった再結晶粒内では、いわゆる圧延加工におけるテイラー因子が小さく、すべり転位の活動が高まっている。このため、Ｃｕｂｅ方位結晶であった再結晶粒は、すべり変形が容易に起こり、圧延加工を受けてもその結晶構造を維持することができる。なお、Ｃｕｂｅ方位結晶の周囲の領域では、前述の部分焼鈍処理によってある程度の回復が起こっているものの、金属組織は再結晶化されていない。このため、Ｃｕｂｅ方位結晶の周囲の領域では、比較的軽圧下の最終冷間圧延であっても、さらに転位が堆積される。
　一方、前述の部分焼鈍処理によって得られた多数の小さな再結晶粒のうち、Ｃｕｂｅ方位以外の方位結晶であった再結晶粒内では、いわゆる圧延加工におけるテイラー因子が比較的大きく、すべり転位の活動が低下している。このため、Ｃｕｂｅ方位以外の方位結晶であった再結晶粒は、圧延加工を受けると転位の導入量が増加して、その結晶構造を維持することが難しくなる。
　最終冷間圧延工程後は、第１の製造方法と同様に、最終焼鈍工程が行われる。この最終焼鈍処理では、前述の部分焼鈍処理によって得られた多数の小さな再結晶粒のうち、Ｃｕｂｅ方位結晶であった再結晶粒が核（種結晶）として作用し、その周囲の領域を再結晶化する。前述のように、Ｃｕｂｅ方位結晶の周囲の領域は、部分焼鈍処理によっても再結晶化されておらず、最終冷間圧延によってさらに転位が堆積している。したがって、この歪エネルギーが再結晶化の駆動力となって、Ｃｕｂｅ方位結晶の成長が促進される。
　一方、前述の部分焼鈍処理によって得られた多数の小さな再結晶粒のうち、Ｃｕｂｅ方位以外の方位結晶であった再結晶粒内では、最終冷間圧延によってその結晶構造に多数の転位が堆積されている。このため、Ｃｕｂｅ方位以外の方位結晶であった再結晶粒は、最終焼鈍処理の際に核（種結晶）として作用し難くなる。
　以上のように、第２の製造方法によれば、最終焼鈍板におけるＣｕｂｅ方位結晶の体積率をさらに高めることが可能となり、平均結晶粒径が３０μｍ未満、Ｃｕｂｅ方位結晶の体積率に対するＳ方位結晶の体積率の比率（Ｓ方位結晶の体積率／Ｃｕｂｅ方位結晶の体積率）が０．３未満、Ｃｕｂｅ方位結晶の体積率が１０～２５％である最終焼鈍板を得ることができる。
　本実施形態（第１の製造方法及び第２の製造方法）に係るアルミニウム合金板の製造方法によれば、プレス成形性及び形状凍結性に優れるアルミニウム合金板を効率よく製造することができる。
　本願発明のアルミニウム合金板は、自動車車体用パネル及び構造用部材等として好適である。例えば、図１に示すフード１０、ドア１１、フェンダー１２、ルーフ１３、トランク１４等のアウターパネル及びインナーパネルやレインフォース類として好適である。
　以下、本発明を実施例及び比較例により更に詳細に説明するが、本発明はこれら実施例に限定されるものではない。
（元スラブ材の作製）
　表１に示す組成（合金Ｎｏ．１～Ｎｏ．６）の合金溶湯を溶製し、双ベルト鋳造機によって厚さ１０ｍｍの薄スラブを連続鋳造（ＣＣ鋳造）し、この薄スラブを直接コイルに巻き取った。次に、この薄スラブから所定の大きさのスラブ材（元スラブ材）を採取した。なお、合金Ｎｏ．４～Ｎｏ．６の元スラブ材は、成分組成が本発明の規定範囲外である元スラブ材である。以下の実施例、比較例では、これらの元スラブ材を原料として用いた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
［実施例１］
　はじめに、合金Ｎｏ．１の元スラブ材をアニーラーに挿入して４４０℃、１０時間の焼鈍析出処理を行った後、中間焼鈍処理を行うことなく、冷間圧延を行って板厚１．０ｍｍの最終冷延材を得た。この場合の最終冷延材の最終冷延率は９０％であった。
　次に、この最終冷延材を所定の大きさに切断後、連続焼鈍による最終焼鈍処理を模して最終冷延材をソルトバスに挿入し、４６０℃で１５秒間保持した後、ソルトバスから素早く取り出して水冷する最終焼鈍処理を行って、板厚１．０ｍｍの最終焼鈍板を得た。表２に製造条件を示す。以下の実施例及び比較例の製造条件も、表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
［実施例２］
　はじめに、合金Ｎｏ．１の元スラブ材をアニーラーに挿入して４４０℃、１０時間の焼鈍析出処理を行った後、冷間圧延を行って、板厚１．３３ｍｍの第一次冷延材を得た。
　次に、この第一次冷延材を、ソルトバスに挿入して２９０℃で１５秒間保持した後、ソルトバスから素早く取り出して水冷する中間焼鈍処理を行った後、最終冷延率２５％の冷間圧延を行って、板厚１．０ｍｍの最終冷延材を得た。
　さらに、この最終冷延材を所定の大きさに切断後、連続焼鈍による最終焼鈍処理を模して最終冷延材をソルトバスに挿入し、４６０℃で１５秒間保持した後、ソルトバスから素早く取り出して水冷する最終焼鈍処理を行って、板厚１．０ｍｍの最終焼鈍板を得た。
［実施例３］
　合金Ｎｏ．１の元スラブ材に代えて合金Ｎｏ．２の元スラブ材を用いた以外は実施例２と同様にして、板厚１．０ｍｍの最終焼鈍板を得た。
［実施例４］
　はじめに、合金Ｎｏ．２の元スラブ材をアニーラーに挿入して４４０℃、１０時間の焼鈍析出処理を行った後、冷間圧延を行って、板厚１．２５ｍｍの第一次冷延材を得た。
　次に、この第一次冷延材を、アニーラーに挿入して２４０℃で１時間保持した後、空冷する中間焼鈍処理を行った後、最終冷延率２０％の冷間圧延を行って、板厚１．０ｍｍの最終冷延材を得た。
　さらに、この最終冷延材を所定の大きさに切断後、連続焼鈍による最終焼鈍処理を模して最終冷延材をソルトバスに挿入し、４６０℃で１５秒間保持した後、ソルトバスから素早く取り出して水冷する最終焼鈍処理を行って、板厚１．０ｍｍの最終焼鈍板を得た。
［実施例５］
　合金Ｎｏ．１の元スラブ材に代えて合金Ｎｏ．３の元スラブ材を用いた以外は実施例２と同様にして、板厚１．０ｍｍの最終焼鈍板を得た。
［実施例６］
　合金Ｎｏ．２の元スラブ材に代えて合金Ｎｏ．３の元スラブ材を用いた以外は実施例４と同様にして、板厚１．０ｍｍの最終焼鈍板を得た。
［比較例１］
　はじめに、合金Ｎｏ．１の元スラブ材を用い、焼鈍析出処理、中間焼鈍処理を行わないで最終冷延率９０％の冷間圧延を行い板厚１．０ｍｍの冷延材を得た。次に、この最終冷延材を所定の大きさに切断後、連続焼鈍による最終焼鈍処理を模して最終冷延材をソルトバスに挿入し、４６０℃で１５秒間保持した後、ソルトバスから素早く取り出して水冷する最終焼鈍処理を行って、板厚１．０ｍｍの最終焼鈍板を得た。
［比較例２］
　合金Ｎｏ．１の元スラブ材に代えて合金Ｎｏ．４の元スラブ材を用いた以外は比較例１と同様にして、板厚１．０ｍｍの最終焼鈍板を得た。
［比較例３］
　はじめに、合金Ｎｏ．４の元スラブ材を用い、焼鈍析出処理、中間焼鈍処理を行わないで最終冷延率９０％の冷間圧延を行い板厚１．０ｍｍの冷延材を得た。
　次に、この冷延材を所定の大きさに切断後、バッチ焼鈍による最終焼鈍処理を模して冷延材をアニーラーに挿入し、３９０℃で１時間保持した後、２００℃まで炉冷し、さらに空冷する最終焼鈍処理を行って、板厚１．０ｍｍの最終焼鈍板を得た。
［比較例４］
　合金Ｎｏ．１の元スラブ材に代えて合金Ｎｏ．４の元スラブ材を用いた以外は実施例１と同様にして、板厚１．０ｍｍの最終焼鈍板を得た。冷延材の最終冷延率は９０％であった。
［比較例５］
合金Ｎｏ．１の元スラブ材に代えて合金Ｎｏ．５の元スラブ材を用いた以外は実施例１と同様にして、板厚１．０ｍｍの最終焼鈍板を得た。冷延材の最終冷延率は９０％であった。
［比較例６］
　合金Ｎｏ．１の元スラブ材に代えて合金Ｎｏ．６の元スラブ材を用いた以外は比較例１と同様にして、板厚１．０ｍｍの最終焼鈍板を得た。冷延材の最終冷延率は９０％であった。
（評価）
　上記の実施例及び比較例のアルミニウム合金板について、以下のようにして、引張特性（引張強さ、０．２％耐力、伸び）、平均結晶粒径、結晶方位、平面ひずみ破断限界、肌荒れ性、強度、形状凍結性、及びプレス成形性を評価した。
　＜引張特性＞
　得られたアルミニウム合金板について、引張り試験の引張強さ（ＵＴＳ）、０．２％耐力（ＹＳ）及び伸び（Ｅｌ）を測定した。
　具体的には、はじめに、アルミニウム合金板から圧延平行方向、垂直方向、及び４５°方向の３方向に沿ってそれぞれＪＩＳ-５号引張試験片を採取した。
　次に、５０ｋＮオートグラフを用い、室温にて、引張試験片を、０．２％耐力以下の領域では歪速度：６．７×１０－４/ｓｅｃで引っ張り、０．２％耐力を超える領域では歪速度：３．３×１０－３/ｓｅｃで引っ張った。そして、このときの引張強さ（ＵＴＳ）及び０．２％耐力（ＹＳ）を測定した。また、伸び（％）は、｛（引張強さの測定時に破断した引張試験片をつなぎ合わせた長さＬ１）－（引張強さの測定前の引張試験片の長さＬ０）｝／（引張強さの測定前の引張試験片の長さＬ０）×１００により算出した。
　＜平均結晶粒径＞
　はじめに、得られたアルミニウム合金板から、このアルミニウム合金板の圧延方向に平行な縦断面（ＬＴ方向に垂直な縦断面）が観察されるように試片を切り出した。次に、この試片を熱可塑性樹脂に埋め込み、前記縦断面を鏡面研磨した後、ホウフッ化水素酸水溶液中で陽極酸化処理を行い、試片の前記縦断面の再結晶組織が明確に観察できるようにした。再結晶組織の観察の際は、再結晶組織を偏光顕微鏡を用いて写真撮影し（１視野当たりの面積；０．１３５ｍｍ２、各試料３視野撮影）、得られた写真から交線法を用いて平均結晶粒径を測定した。
　＜結晶方位＞
　結晶方位は、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：後方散乱電子回折）法を用いて測定した。
　具体的には、はじめに、得られたアルミニウム合金板から圧延方向に平行な縦断面（ＬＴ方向に垂直な縦断面）が観察されるように試片を切り出した。次に、この試片の前記縦断面を鏡面研磨した後、研磨によるひずみを除去するために研磨面を電解研磨した。
　得られた試験片について、ＥＢＳＤを用いて結晶方位を測定した。具体的には、走査型電子顕微鏡として日本電子製ＪＳＭ６４９０Ａを用い、加速電圧１５ｋＶ、ＷＤ３ｍｍ、試料の傾斜角６５°に設定した。そして、株式会社ＴＳＬソリューションズ製ＯＩＭ型を用い、４００μｍ×８００μｍの領域を２μｍステップで測定するようにした。得られた結果を、解析ソフト（ＯＩＭ ａｎａｌｙｓｉｓ）によって解析し、Ｃｕｂｅ方位結晶の体積率およびＳ方位結晶の体積率を求めた。ここで、Ｃｕｂｅ方位は{１００}＜１００＞から１５°の範囲内にある方位とした。Ｓ方位は{１２３}＜６３４＞から１５°の範囲内にある方位とした。
　なお、図２は、実施例２のＥＢＳＤによる結晶方位測定結果の一例を示す図である。また、図３は、比較例１のＥＢＳＤによる結晶方位測定結果の一例を示す図である。図２及び３において、符号２０はＣｕｂｅ方位結晶を示す。
　＜平面ひずみ破断限界＞
　はじめに、平面ひずみ破断限界測定用の試験片として、得られたアルミニウム合金板から図４に示す試験片４０を切り出した。なお、図４は試験片４０の平面図であり、試験片４０の厚さ方向は図４の紙面に垂直な方向になる。また、試験片４０はアルミニウム合金板からの切り出し方を変えて３種類作製した。具体的には、引張方向（長手方向。図４中２００ｍｍの長さの方向）が、圧延方向に対して平行な方向、４５°方向、及び９０°方向、の３方向になるようにそれぞれアルミニウム合金板から切り出して試験片を作製した。そして、これらの試験片それぞれの中央部に、スクライブドサークルテストのためのφ１０ｍｍの円形パターンを描いた。
　次に、これら３種類の試験片を用い、ひずみ速度１０－３/ｓｅｃに設定して引張試験を行った。引張試験後、試験片の中央部でかつ破断部近傍から２０ｍｍ程度の範囲内の複数個の測定地点での引張方向のひずみ（最大ひずみ）及び幅方向ひずみを、スクライブドサークルから読み取った。
　引張方向に延びたスクライブドサークルの長径を変形後径ｄ１とした。そして、これらの複数個の測定地点の変形後径ｄ１と、変形前径ｄ０（１０ｍｍ）とを、下記式（１）に適用することにより、複数個の測定地点の真ひずみｅを算出した。
　　　ｅ ＝ Ｌｎ（ｄ１/ｄ０）　　　（１）
（ｅ ：真ひずみ、ｄ１ ：変形後径、ｄ０ ：変形前径）
　一方、ポイントマイクロメータを用い、試験片の破断部近傍から約１ｍｍおきに板厚ひずみを測定した。そして、板厚ひずみの測定値に基づいて作成されたひずみ分布から試験片の一様伸びの領域を特定した。そして、一様伸びの領域内にある複数個の測定地点の最大ひずみ値のうち、最も大きな最大ひずみ値を、平面ひずみ破断限界ｅｃとした。
　この平面ひずみ破断限界ｅｃの測定は、３種類の各試験片につき各３回（ｎ＝３）ずつ行った。
　具体的には、引張方向（長手方向）が圧延方向に対して平行な方向になる試験片を用いて平面ひずみ破断限界ｅｃを３回測定し、その平均値を平面ひずみ破断限界（圧延方向）ｅＬとした。また、引張方向（長手方向）が圧延方向に対して４５°方向になる試験片を用いて平面ひずみ破断限界ｅｃを３回測定し、その平均値を平面ひずみ破断限界（圧延方向４５°）ｅＸとした。さらに、引張方向（長手方向）が圧延方向に対して９０°方向になる試験片を用いて平面ひずみ破断限界ｅｃを３回測定し、その平均値を平面ひずみ破断限界（圧延方向９０°）ｅＬＴとした。
　そして、平面ひずみ破断限界（圧延方向）ｅＬ、平面ひずみ破断限界（圧延方向４５°）ｅＸ、及び平面ひずみ破断限界（圧延方向９０°）ｅＬＴを下記式（２）に適用して、平面ひずみ破断限界（平均値）ｅａｖｅを算出した。
　　　ｅａｖｅ.＝（ｅＬ＋ｅＬＴ＋２ｅＸ）／４　　　（２）
（ｅａｖｅ.：平面ひずみ破断限界（平均値）、ｅＬ：平面ひずみ破断限界（圧延方向）、ｅＬＴ：平面ひずみ破断限界（圧延方向９０°）、ｅＸ：平面ひずみ破断限界（圧延方向４５°））
　＜肌荒れ性＞
　平面ひずみ破断限界を測定した試験片について、割れ部分に最も近くかつ割れ部分に接していないスクライブドサークルについて、オレンジピール（ゆず肌）の有無を目視確認する目視評価を行った。ここで、オレンジピールとは、Ａｌ－Ｍｇ合金等の金属について、引張試験や張出し成形すると試験片の表面に生じる、小さな凹凸を有する表面模様のことである。Ａｌ－Ｍｇ合金では、一般的に、Ｍｇ濃度が高いほどオレンジピールが生じやすい。オレンジピールが観察されなかったものを肌荒れ性が良好（○）、オレンジピールが観察されたものを肌荒れ性が不良（×）と評価した。
　＜強度＞
　試験片を用いて引張り強度を測定した。引張り強度が２５０ＭＰａ以上のものを強度が良好（○）と評価し、引張り強度が２５０ＭＰａ未満のものを強度が不良（×）と評価した。
　＜形状凍結性＞
　試験片を用いて０．２％耐力を測定した。０．２％耐力が１３０ＭＰａ未満のものを形状凍結性が良好（○）と評価し、０．２％耐力が１３０ＭＰａ以上のものを形状凍結性が不良（×）と評価した。
　＜プレス成形性＞
　平面ひずみ破断限界の平均値ｅａｖｅからプレス成形性を評価した。平面ひずみ破断限界の平均値ｅａｖｅが０．２２以上のものをプレス成形性が良好（○）と評価し、平面ひずみ破断限界の平均値ｅａｖｅが０．２２未満のものをプレス成形性が不良（×）と評価した。
　＜総合評価＞
　肌荒れ性、強度、形状凍結性、及びプレス成形性の全項目で良好（○）と評価されたものを、総合評価が良好（○）と評価した。肌荒れ性、強度、形状凍結性、及びプレス成形性のうち１個以上に不良（×）と評価されたものを、総合評価が不良（×）と評価した。
　表３に、引張特性（引張強さ、０．２％耐力、伸び）、平均結晶粒径、結晶方位、平面ひずみ破断限界、肌荒れ性、強度、形状凍結性、及びプレス成形性の結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　実施例１～６は、合金組成が本願発明の範囲内であり、且つ製造条件が本願発明の範囲内である。実施例１～６は、肌荒れ性、強度、形状凍結性、及びプレス成形性の全ての評価項目において良好（○）であり、総合評価が良好（○）であった。
　なお、比較例１は、合金組成は本願発明の範囲内であったが、焼鈍析出処理を施さなかったため、プレス成形性の評価が不良（×）であった。
　また、比較例２は、合金組成においてＭｇ含有量が低く、Ｆｅ、Ｍｎ含有量が高すぎたことに加え、焼鈍析出処理を施さなかったため、形状凍結性、プレス成形性の評価が不良（×）であった。
　さらに、比較例３は、合金組成においてＭｇ含有量が低く、Ｆｅ、Ｍｎ含有量が高すぎたこと、焼鈍析出処理を施さなかったことに加え、最終焼鈍処理をアニーラー内でのバッチ焼鈍により行ったため、形状凍結性、プレス成形性の評価が不良（×）であった。
　また、比較例４は、合金組成においてＭｇ含有量が低く、Ｆｅ、Ｍｎ含有量が高すぎたため、焼鈍析出処理を施したものの、形状凍結性、プレス成形性の評価が不良（×）であった。
　さらに、比較例５は、合金組成においてＦｅ含有量が高すぎたため、焼鈍析出処理を施したものの、プレス成形性の評価が不良（×）であった。
　また、比較例６は、合金組成においてＦｅ、Ｍｎ含有量が高すぎたことに加え、焼鈍析出処理を施さなかったため、形状凍結性、プレス成形性の評価が不良（×）であった。
　以上の結果から、本願発明の成分組成の範囲内であれば、平均結晶粒径３０μｍ未満にして、Ｃｕｂｅ方位結晶の体積率に対するＳ方位結晶の体積率の比率（Ｓ方位結晶の体積率／Ｃｕｂｅ方位結晶の体積率）が０．３未満、Ｃｕｂｅ方位結晶の体積率が１０～２５％の範囲内である再結晶組織を有することにより、引張強度２５０ＭＰａ以上、耐力１３０ＭＰａ未満、伸び３０％以上、歪速度１０－３/ｓｅｃにおける平面ひずみ破断限界が０．２２以上である、という特性を発現できることがわかる。
　特願２０１４－１３３５５４号（出願日：２０１４年６月３０日）の全内容は、ここに援用される。
　以上、本発明を実施形態によって説明したが、本発明はこれらに限定されるものではなく、本発明の要旨の範囲内で種々の変形が可能である。
　本発明に係るアルミニウム合金板は、自動車用ボディーシート等に使用することができる。本発明に係るアルミニウム合金板の製造方法は、自動車用ボディーシート等の製造に用いることができる。
２０　Ｃｕｂｅ方位結晶
４０　試験片

Claims (8)

  1. 　Ｍｇを４．０～５．５質量％、Ｔｉを０．００５～０．１０質量％含有するとともに、不純物としてのＦｅ、Ｍｎ及びＳｉの含有量がそれぞれ０．１０質量％未満であり、かつ残部が実質的にＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金板であって、
    　平均結晶粒径が３０μｍ未満、Ｃｕｂｅ方位結晶の体積率に対するＳ方位結晶の体積率の比率（Ｓ方位結晶の体積率／Ｃｕｂｅ方位結晶の体積率）が０．３未満、Ｃｕｂｅ方位結晶の体積率が１０～２５％であり、
    　引張強度が２５０ＭＰａ以上、耐力が１３０ＭＰａ未満、伸びが３０％以上、平面ひずみ破断限界が０．２２以上であることを特徴とするアルミニウム合金板。
  2. 　Ｃｕを０．０３～０．２質量％さらに含有することを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金板。
  3. 　Ｍｇを４．０～５．５質量％、Ｔｉを０．００５～０．１０質量％含有するとともに、不純物としてのＦｅ、Ｍｎ及びＳｉの含有量がそれぞれ０．１０質量％未満であり、かつ残部が実質的にＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金溶湯を、連続的に鋳造して厚さ２～１５ｍｍのスラブを得るスラブ作製工程と、
    　前記スラブを、熱間圧延をせずにロールに巻き取る巻き取り工程と、
    　前記ロールに巻き取ったスラブを、保持温度３８０～４７０℃で１～１５時間保持して、焼鈍析出処理材を作製する焼鈍析出処理工程と、
    　前記焼鈍析出処理材に最終冷延率７０～９５％の冷間圧延を行って最終冷延材を得る最終冷間圧延工程と、
    　前記最終冷延材を、保持温度４００～５００℃で１０～６０秒保持する最終焼鈍を行って最終焼鈍材を得る最終焼鈍工程と、
    　を有することを特徴とするアルミニウム合金板の製造方法。
  4. 　前記アルミニウム合金溶湯が、Ｃｕを０．０３～０．２質量％さらに含有することを特徴とする請求項３に記載のアルミニウム合金板の製造方法。
  5. 　Ｍｇを４．０～５．５質量％、Ｔｉを０．００５～０．１０質量％含有するとともに、不純物としてのＦｅ、Ｍｎ及びＳｉの含有量がそれぞれ０．１０質量％未満であり、かつ残部が実質的にＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金溶湯を、連続的に鋳造して厚さ２～１５ｍｍのスラブを得るスラブ作製工程と、
    　前記スラブを、熱間圧延をせずにロールに巻き取る巻き取り工程と、
    　前記ロールに巻き取ったスラブを、保持温度３８０～４７０℃で１～１５時間保持して、焼鈍析出処理材を得る焼鈍析出処理工程と、
    　前記焼鈍析出処理材に冷間圧延を行って第一次冷延材を得る第一次冷間圧延工程と、
    　前記第一次冷延材に中間焼鈍を行って中間焼鈍材を得る中間焼鈍工程と、
    　前記中間焼鈍材に最終冷延率１０～３０％の冷間圧延を行って最終冷延材を得る最終冷間圧延工程と、
    　前記最終冷延材を、保持温度４００～５００℃で１０～６０秒保持する最終焼鈍を行って最終焼鈍材を得る最終焼鈍工程と、
    　を有することを特徴とするアルミニウム合金板の製造方法。
  6. 　前記アルミニウム合金溶湯が、Ｃｕを０．０３～０．２質量％さらに含有することを特徴とする請求項５に記載のアルミニウム合金板の製造方法。
  7. 　前記中間焼鈍工程は、連続焼鈍炉を用いて保持温度２５０～３５０℃で１０～６０秒間保持することを特徴とする請求項５又は６に記載のアルミニウム合金板の製造方法。
  8. 　前記中間焼鈍工程は、バッチ炉を用いて保持温度２００～３００℃で０．５～８時間保持することを特徴とする請求項５又は６に記載のアルミニウム合金板の製造方法。
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