WO2018003709A1 - 耐リジング性及びヘム曲げ性に優れたアルミニウム合金板及びその製造方法 - Google Patents

耐リジング性及びヘム曲げ性に優れたアルミニウム合金板及びその製造方法 Download PDF

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博貴 竹田
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Definitions

  • the present invention is an aluminum alloy suitably used for various automobiles such as automobile body sheets and body panels, ships, aircraft, etc., parts, building materials, structural materials, various machinery and equipment, home appliances and parts thereof, etc. Regarding the board.
  • the present invention relates to an aluminum alloy plate excellent in ridging resistance and hem bendability suitable for the above-mentioned use and a method for producing the same.
  • an automotive body sheet applied to a body panel of an automobile is also increasingly used as an aluminum alloy plate from a conventional cold-rolled steel plate.
  • the aluminum alloy plate has substantially the same strength as a conventional cold-rolled steel plate and has a specific gravity of about 1/3, which can contribute to weight reduction of an automobile.
  • aluminum alloy plates have recently been increasingly used for molded parts such as panels and chassis for electronic and electrical equipment. And like an automobile body sheet, an aluminum alloy plate is often used after being pressed.
  • an Al—Mg—Si alloy or an Al—Mg—Si—Cu alloy is mainly used in addition to an Al—Mg alloy.
  • An Al—Mg—Si alloy and an Al—Mg—Si—Cu alloy are aging alloys, and their strength is improved before and after paint baking using a heating process of paint baking. In other words, it has a relatively low strength before mold baking and excellent moldability, while it has an advantage that the strength after baking is increased, and thus has recently been applied to automobile materials.
  • the aluminum alloy plate material for automobile body sheets is particularly excellent in formability and surface quality.
  • the formability of the aluminum alloy sheet generally, when the outer panel and the inner panel are integrated, hemm bending is often applied to the edge of the sheet.
  • the hem bending process is a 180 degree bend with an extremely small bending radius, so it can be said that the hem bending process is an extremely severe process on the material. Therefore, aluminum alloy sheet materials for automobile body sheets are strongly required to be particularly excellent in hem bendability among formability.
  • the surface quality of the aluminum alloy sheet is a characteristic characterizing the appearance quality after forming.
  • the Al—Mg—Si based alloy and the Al—Mg—Si—Cu based alloy have the advantage that the Ruders mark, which is a problem in the Al—Mg based alloy, is difficult to occur.
  • these aluminum alloys also often have a problem that ridging marks are generated in which streaky irregularities are formed on the plate surface after press molding.
  • a ridging mark is a fine concavo-convex pattern that appears in a streak pattern in a direction parallel to the rolling direction in the manufacturing process of a raw material plate when the plate is formed. Ridging marks are particularly likely to occur when the press molding conditions are severe. Along with the recent increase in the shape and thickness of automobile bodies, there is a strong demand for materials that do not generate ridging marks. In the present specification, the property that ridging marks are not easily generated during molding is referred to as “riding resistance”.
  • Japanese Patent No. 2823797 Japanese Patent No. 3590685 JP 2009-263781 A JP 2010-242215 A JP 2014-234542 A Japanese Patent No. 5113318 Japanese Patent No. 4939901
  • Al-Mg-Si-based alloy sheets and Al-Mg-Si-Cu-based alloy sheets that have strength improvement characteristics (bake hardness) in the paint baking process should have better ridging resistance. Is strongly demanded. And it is naturally required to have moldability such as hem bendability as well as ridging resistance. However, it has been difficult for the above-described conventional technology to sufficiently satisfy these required performances.
  • the aluminum alloy plate in order to eliminate the structure in which the crystal grains close to the crystal orientation causing the ridging mark are grouped in the rolling direction, the aluminum alloy plate is specified.
  • the crystal orientation is controlled. This method has a certain effect on improving ridging resistance. However, the effect is insufficient with respect to the further request
  • Patent Document 5 proposes improving ridging resistance by controlling the crystal grain size.
  • the aluminum alloy sheet produced by this method has not been sufficiently studied for compatibility with bendability. Further, this aluminum alloy sheet manufacturing method requires different peripheral speed rolling and a plurality of intermediate annealing treatments in addition to normal hot rolling and cold rolling, and requires a very complicated manufacturing process. It was.
  • Patent Documents 6 and 7 propose that the hem bendability, which is an important characteristic as an automobile body sheet material, is greatly improved by the development of the Cube orientation.
  • the improvement of ridging resistance and the improvement of heme bendability by controlling the crystal orientation require contradictory structure control, and in order to realize this, a very complicated and expensive manufacturing process is used. There is a need.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, has excellent ridging resistance, can reliably prevent generation of ridging marks even under severe molding conditions, and is excellent in hem bendability.
  • a board is provided.
  • Another object of the present invention is to provide a manufacturing method capable of producing an aluminum alloy sheet for forming having such excellent performance reliably and stably on a mass production scale at a low cost.
  • the cause of the ridging marks in the aluminum alloy sheet is a band-like structure (striated) formed by crystal grains stretched in the rolling direction in the hot rolling process or the cold rolling process. Organization). Therefore, in order to suppress the generation of ridging marks, it is necessary to suppress the formation of a band-like structure or to decompose the band-like structure before manufacturing a product plate.
  • a solution treatment process performed after the cold rolling process can be considered. Since recrystallization proceeds in the solution treatment step, recrystallized grains generated by recrystallization can decompose the band-like structure.
  • the inventors of the present invention have repeatedly studied a method for effectively decomposing the band-like structure that is the origin of ridging marks. As a result, it was found that the resolving power of the band-like structure increases by increasing the grain size of the recrystallized grains generated by recrystallization. By decomposing the band-like structure with these coarse recrystallized grains, the strong linearity in the rolling direction, which is a characteristic of the ridging marks, is greatly reduced, and as a result, the generation of ridging marks can be suppressed.
  • the band-like structure formed during hot rolling is made fine as a technique for enhancing the decomposition effect of the band-like structure by recrystallized grains. Furthermore, in order to make the band-like structure formed in the hot rolling process fine, it has been conceived that it is effective to lower the hot rolling temperature.
  • lowering the hot rolling temperature also leads to improved bendability. That is, a rolling texture can be developed by performing cold rolling at a sufficient rolling rate after hot rolling at a low temperature. This developed rolling texture can contribute to the development of the Cube orientation during the solution treatment. As described above, since the improvement in the Cube orientation density of the product plate leads to the possibility of improvement in bendability, it can be said that there is a relationship between lowering the hot rolling temperature and improving bendability. However, in general, such texture control may limit a part of the manufacturing process, and it becomes difficult to construct a manufacturing method that simultaneously improves other characteristics.
  • the texture control is performed by adjusting the processing and the thermal history, and there is a possibility that the processing and the thermal history are mutually limited.
  • it is required to coarsen the recrystallized grains during the solution treatment simultaneously with the texture control.
  • grain size control to coarsen the recrystallized grains, it may be necessary to reduce strain energy accumulated in rolling by heat treatment other than solution treatment (for example, implementation of intermediate annealing)
  • Such heat treatment may be an impediment to the formation of a rolling texture that contributes to the development of the Cube orientation.
  • the present inventors have made extensive studies on means for achieving both ridging resistance improvement based on coarsening of recrystallized grains and bendability improvement based on the development of Cube orientation by texture control. As a result, it was decided to study from the viewpoint of the composition of components in Al—Mg—Si alloys and Al—Mg—Si—Cu alloys. Specifically, it has been found that by regulating the amount of Mn and the amount of Cr for the constituent elements of the aluminum alloy, it is possible to achieve both ridging resistance improvement and bendability improvement.
  • Mn and Cr are elements that suppress grain growth.
  • the amount of Mn and Cr to be less than usual, the coarsening of the recrystallized grain size during the solution treatment is promoted, and the ridging resistance can be improved by decomposing the band-like structure.
  • the process of developing the rolling texture by hot rolling and cold rolling can be selected. The coarsening of the crystal grain size is also achieved while developing the Cube orientation during the solution treatment.
  • the present inventors have conducted various experiments and studies, and as a result, restricted the amounts of Mn and Cr in Al-Mg-Si alloys and Al-Mg-Si-Cu alloys to be less than usual.
  • the crystal grain size and crystal orientation of the final plate are controlled by controlling the hot rolling temperature, omitting the intermediate annealing, adopting a sufficient cold rolling rate, and performing the solution treatment.
  • the present invention contains Mg: 0.20 to 1.50 mass%, Si: 0.30 to 2.00 mass%, Mn: 0.005 to 0.080 mass%, Cr: 0.005 to It contains one or two of 0.080 mass%, satisfies 0.005 ⁇ Mn + Cr ⁇ 0.080 mass%, and consists of an aluminum alloy composed of the balance Al and inevitable impurities, and the aluminum alloy plate has a plate thickness t.
  • the crystal grain size d1 of the L-LT plane at a plate thickness in the range of ⁇ (t / 8) from the center of the plate thickness center (t / 2) is 30 to 80 ⁇ m.
  • Aluminium excellent in ridging resistance and hem bendability characterized in that the crystal grain size d2 of the L-ST plane is 60 ⁇ m or less and the Cube orientation area ratio C of the crystal orientation on the plate surface is 10% or more.
  • the aluminum alloy constituting the aluminum alloy plate of the present invention is Zr: 0.01-0.40 mass%, Fe: 0.03-1.00 mass%, Ti: 0.005-0.300 mass%, and Zn: 0.03 to 2.50 mass%, or one or more of Zn may be further contained, and Cu may be regulated to 1.50 mass% or less.
  • this invention is the casting process which casts the said aluminum alloy, the hot rolling process which hot-rolls an ingot to make a hot rolled sheet, A cold rolling step for cold rolling the hot rolled plate without annealing and a solution treatment step for solution treatment of the cold rolled plate, and the hot rolling.
  • the hot rolling start temperature is set to 300 to 450 ° C.
  • the hot rolling end temperature is set to 200 to 450 ° C.
  • the rolling reduction is set to 50.0% or more and the final sheet thickness is cold rolled.
  • a method for producing an aluminum alloy plate excellent in ridging resistance and hem bendability characterized in that in the solution treatment step, the cold-rolled plate is subjected to a solution treatment at a temperature of 480 to 590 ° C. .
  • the hot rolling start temperature may be 300 to 450 ° C., and the hot rolling end temperature may be 200 to 350 ° C. In the manufacturing method, the hot rolling start temperature may be 350 to 450 ° C., and the hot rolling end temperature may be higher than 350 ° C. and 450 ° C. or lower.
  • the above manufacturing method may further include a homogenization treatment step of homogenizing the ingot at a temperature of 480 to 590 ° C. for 0.5 to 24 hours between the casting step and the hot rolling step.
  • the manufacturing method of the aluminum alloy plate which concerns on this invention can manufacture the aluminum alloy plate excellent in ridging resistance and hem bendability, reducing cost compared with the conventional manufacturing method.
  • the aluminum alloy plate excellent in ridging resistance and hem bendability according to the present invention and the production method thereof will be described in detail.
  • the component composition of the aluminum alloy constituting the aluminum alloy plate according to the present invention will be described, and the crystal grain size control and crystal orientation control of the aluminum alloy plate will be described. And the manufacturing method of the aluminum alloy plate including the process of performing this crystal grain size control and crystal orientation control is demonstrated.
  • % is simply described with respect to the description of the component composition of the alloy, it means “mass%”.
  • the aluminum alloy plate according to the present invention is made of an Al—Mg—Si alloy or an Al—Mg—Si—Cu alloy, and Mg: 0.20 to 1. 50%, containing Si: 0.30 to 2.00%, further containing one or two of Mn: 0.005 to 0.080%, Cr: 0.005 to 0.080 mass%, 0.005 ⁇ Mn + Cr ⁇ 0.08 mass% is satisfied. Further, the aluminum alloy of the present invention further comprises Zr: 0.01 to 0.40%, Fe: 0.03 to 1.00%, Ti: 0.005 to 0.300%, and Zn: 0.03 to 2. One or more selected from 50% is further contained, Cu: 1.50% or less, and the remaining Al and unavoidable impurities are also preferably used. Next, the reasons for limiting the above elements will be described.
  • Mg is an alloy element that is the basis of the Al—Mg—Si alloy or Al—Mg—Si—Cu alloy that is the subject of the present invention, and contributes to improving the strength together with Si.
  • the Mg content is 0.20 to 1.50%. If the Mg content is less than 0.20%, G. contributes to strength improvement by precipitation hardening during baking. P. Since the amount of zone formation is reduced, a sufficient strength improvement effect cannot be obtained. On the other hand, if the Mg content exceeds 1.50%, a coarse Mg—Si-based intermetallic compound is generated, and press formability, mainly bending workability, is deteriorated. In particular, in order to improve the bending workability of the final plate, the Mg content is preferably 0.30 to 0.90%.
  • Si is also an alloy element that is the basis of the Al—Mg—Si alloy or Al—Mg—Si—Cu alloy that is the subject of the present invention, and contributes to strength improvement together with Mg. Further, Si is generated as a crystallized product of metal Si particles during casting.
  • the Si content is 0.30 to 2.00%. If the Si content is less than 0.30%, the above effects cannot be obtained sufficiently. On the other hand, when the Si content exceeds 2.00%, coarse Si particles and coarse Mg—Si intermetallic compounds are generated, which causes a decrease in press formability, particularly bending workability. In order to obtain a better balance between press formability and bending workability, the Si content is preferably 0.50 to 1.30%.
  • Mn, Cr: Mn and Cr contribute to strength improvement and refinement and stabilization of the crystal grain structure.
  • the content of these additive elements is strictly regulated from the viewpoint of controlling the crystal grain size of the final plate.
  • the Mn content is 0.005 to 0.080%
  • the Cr content is 0.005 to 0.080%. If both Mn and Cr are less than 0.005%, mass production stability is lacking, and if it exceeds 0.080%, the crystal grain size becomes fine and it becomes difficult to obtain the crystal grain size defined in the present invention.
  • 1 type or 2 types are contained among Mn and Cr.
  • Mn and Cr it is further required to satisfy 0.005 ⁇ Mn + Cr ⁇ 0.080%.
  • the total amount of Mn and Cr also needs to be regulated in order to obtain the crystal grain size defined in the present invention. If Mn + Cr is less than 0.005%, the crystal grain size becomes excessively coarse, and if it exceeds 0.080%, the crystal grain size becomes too fine.
  • Mn + Cr preferably satisfies 0.010% ⁇ Mn + Cr ⁇ 0.050%.
  • Mn and Cr form an intermetallic compound that lowers the hem bendability and formability in the material, reducing these contents also leads to an improvement in hem bendability and formability.
  • Zr, Fe, Zn, Ti These elements are effective in improving the strength, refining crystal grains, improving aging (bake hardenability) and / or improving surface treatment properties, and contain one or more of these elements. preferable. Of these elements, Zr is effective in improving the strength and refining and stabilizing the grain structure. If the content of Zr is less than 0.01%, the above effect cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the content of Zr exceeds 0.40%, not only the above effects are saturated, but also a large number of intermetallic compounds are produced, and the moldability, particularly hem bendability, may be reduced. Therefore, the Zr content is preferably 0.01 to 0.40%. The Zr content is more preferably 0.01 to 0.30%.
  • Fe is also an effective element for improving strength and refining crystal grains. If the Fe content is less than 0.03%, the above effect cannot be obtained sufficiently. On the other hand, when the Fe content exceeds 1.00%, a large number of intermetallic compounds are produced, the press formability and bending workability are lowered, and the crystal grain size after solution treatment is extremely refined, It becomes difficult to obtain the crystal grain size specified in the present invention. Therefore, the Fe content is preferably 0.03 to 1.00%. In particular, in order to suppress a decrease in bending workability to a minimum and make it easy to obtain the crystal grain size defined in the present invention, the Fe content is more preferably 0.05 to 0.50%.
  • Zn is an element that contributes to the improvement of strength through the improvement of aging properties and is effective in improving the surface treatment properties. If the Zn content is less than 0.03%, the above effect cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the Zn content exceeds 2.50%, the moldability deteriorates. Therefore, the Zn content is preferably 0.03 to 2.50%. The Zn content is more preferably 0.03 to 1.00%.
  • Ti exhibits the effect of refining the ingot structure.
  • the Ti content is preferably 0.005 to 0.300%. If the Ti content is less than 0.005%, the above effects cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.300%, not only the effect of addition of Ti is saturated but also a coarse crystallized product may be generated.
  • the Ti content is more preferably 0.005 to 0.200%. Further, by adding B of 500 ppm or less simultaneously with Ti, the effect of refining and stabilizing the ingot structure becomes more remarkable.
  • Cu is an element that may be added to improve strength and formability. However, if the Cu content exceeds 1.50%, the corrosion resistance (intergranular corrosion resistance, yarn rust resistance) decreases. Therefore, the Cu content is preferably regulated to 1.50% or less. Further, when it is desired to further improve the corrosion resistance, it is preferable to limit the Cu content to 1.00% or less, and particularly when corrosion resistance is important, the Cu content is preferably limited to 0.05% or less. .
  • B, Ca, Na, etc. as inevitable impurities are each less than 0.05%, and if the total is less than 0.15%, the characteristics of the aluminum alloy sheet according to the present invention are affected. Since it is not, it may be contained.
  • Zr, Fe, Zn, and Ti are shown as ranges in the case where they are positively added. Therefore, these elements do not exclude the case where an amount less than the lower limit of the above content is contained as an impurity.
  • Fe when a normal aluminum ingot is used, Fe of less than 0.03% is usually contained as an inevitable impurity.
  • the band-like structure that has a particularly strong influence on the generation of ridging marks is present in the region near the center in the thickness direction of the aluminum alloy plate. Therefore, by recrystallizing the crystal grain size in this region to an appropriate size, decomposition of the band-like structure is promoted, and generation of ridging marks is prevented.
  • the region near the center in the plate thickness direction is a region in the range of ⁇ (t / 8) in the thickness direction from the center of the plate thickness t (t / 2), where the plate thickness is t. (Hereinafter, this region may be referred to as a “near central region”).
  • the crystal grain size d1 on the L-LT plane in the region near the center is required to be 30 ⁇ m or more.
  • the crystal grain size d1 is preferably 45 ⁇ m or more, more preferably 60 ⁇ m or more.
  • the crystal grain size d1 is set to 80 ⁇ m or less, preferably 70 ⁇ m or less.
  • the crystal grain size d2 in the L-ST plane of the entire plate thickness is set to 60 ⁇ m or less.
  • the crystal grain size d2 is preferably 50 ⁇ m or less. If the crystal grain size d2 is less than 10 ⁇ m, a problem of surface properties called an SS mark is likely to occur. Therefore, it is preferable to set 10 ⁇ m as the lower limit.
  • the crystal orientation control is required simultaneously with the crystal grain size control of the aluminum alloy plate described above.
  • the Cube orientation area ratio C of the crystal orientation on the plate surface is set to 10% or more.
  • the Cube orientation area ratio C is more preferably 15% or more. It should be noted that the upper limit is appropriately set to 60% because molding may become difficult as a result of increased material anisotropy.
  • the orientation data of the texture is acquired by measuring each measurement surface with a backscattered electron diffraction measurement device (SEM-EBSD) attached to the scanning electron microscope.
  • crystal grain sizes d1 and d2 are obtained from the obtained orientation data using EBSD analysis software (“OIM Analysis” manufactured by TSL).
  • EBSD analysis software (“OIM Analysis” manufactured by TSL).
  • a crystal boundary line having a misorientation of 5 ° or more is regarded as a crystal grain boundary, and a diameter calculated as a circle is defined as a crystal grain size.
  • the crystal orientation area ratio C is measured using EBSD analysis software.
  • a crystal orientation within 15 ° from the (001) ⁇ 100> orientation is calculated as the Cube orientation.
  • the measurement area on each measurement surface is an area of 1000 ⁇ m ⁇ 1000 ⁇ m or more for the L-LT surface, and an area of 1000 ⁇ m ⁇ 1000 ⁇ m or more (or the total plate thickness) for the L-ST surface, and the measurement step interval is the crystal grain size It is preferable to set it to about 1/10. In addition, it is preferable to measure at least three locations and determine d1, d2 and C based on the arithmetic average value.
  • the crystal grain size d1 in the L-LT plane in the region near the center during recrystallization in the solution treatment is coarsened to an appropriate size to form a band-like structure.
  • the crystal grain size d2 in the L-ST plane of the entire plate thickness while preventing decomposition, surface roughness and the like are prevented, and by controlling the Cube orientation area ratio C of the crystal orientation on the plate surface, hem bendability Has improved.
  • ADVANTAGE OF THE INVENTION According to this invention, it becomes possible to obtain the aluminum alloy plate excellent in surface properties, such as ridging resistance and rough skin resistance, and hem bendability.
  • the thickness that can prevent ridging marks by controlling the crystal grain size is not particularly limited, and can be applied to a final rolled sheet having a predetermined thickness required for a product. This is because the band-like structure that strongly affects the generation of ridging marks covers the region near the center from the time of hot rolling ( ⁇ (t / 8) along the thickness direction centering on the plate thickness center (t / 2)). This is because the ratio of the area near the center to the total sheet thickness t is not a ratio that changes even if the sheet thickness decreases as rolling progresses. Of course, a thickness of 0.5 to 5.0 mm is generally used as long as the thickness is suitable for the present invention.
  • the crystal grain sizes d1 and d2 and the Cube orientation area ratio C defined in the present invention it is necessary to make the recrystallized grain size during solution treatment coarser than the recrystallized grain size produced by the conventional method. .
  • the crystal grain size is appropriately coarsened during the solution treatment, and it becomes possible to obtain a grain size d1 of 30 ⁇ m to 80 ⁇ m in the region near the center of the plate thickness. .
  • the present inventors in order to effectively decompose the band-like structure by the recrystallized grains during the solution treatment, the band-like structure formed during the hot rolling. The knowledge that it is suitable to make it fine is obtained. Therefore, in the present invention, the hot rolling temperature is limited to suppress recrystallization during hot rolling, and coarse recrystallization during hot rolling is prevented.
  • the cold rolling rate needs to be appropriately controlled in order to obtain characteristics such as a predetermined crystal grain size, Cube orientation density, and ridging resistance, depending on the end temperature of hot rolling.
  • the aluminum alloy sheet manufacturing method according to the present invention described above is a technique for regulating the composition of aluminum alloy, controlling the hot rolling temperature in hot rolling, omitting intermediate annealing, and controlling the cold rolling rate.
  • the process generally used as a manufacturing method of an automobile body sheet material at present that is, the process according to the order of casting, homogenization treatment, hot rolling, cold rolling, intermediate annealing, cold rolling, solution treatment.
  • the number of steps can be equal to or less. This is also a good feature from the viewpoint of cost reduction for automobile body sheet materials.
  • a representative and preferable production method for obtaining the aluminum alloy plate having the above d1, d2 and C defined in the present invention will be described.
  • a molten aluminum alloy melt is cast, optionally subjected to a homogenization treatment, and then hot rolling, cold rolling, and solution treatment are performed in this order.
  • Casting process An aluminum alloy having the above-described composition is melted in accordance with a conventional method, and a normal casting method such as a continuous casting method (CC casting method) or a semi-continuous casting method (DC casting method) is appropriately selected and cast.
  • a normal casting method such as a continuous casting method (CC casting method) or a semi-continuous casting method (DC casting method) is appropriately selected and cast.
  • Homogenization treatment process You may perform a homogenization process as needed with respect to the ingot obtained by a casting process.
  • the homogenization treatment is preferably performed at a temperature of 480 to 590 ° C. for 0.5 to 24 hours.
  • Hot Rolling Step Hot rolling is performed on the ingot after the homogenization treatment, or when the homogenization treatment is not performed. In the process from the homogenization process or casting process to the start of hot rolling, any of the following processing methods can be applied as necessary.
  • the ingot when homogenization is performed, the ingot is cooled to normal temperature or near normal temperature in the cooling process after homogenization, and then heated again to the start temperature of hot rolling and maintained for 24 hours or less as necessary. (Preliminary heating) and hot rolling is started at this temperature. Further, there is a method of cooling to the starting temperature of hot rolling in the cooling process after the homogenization treatment and holding (preliminary heating) for 24 hours or less as required, and starting hot rolling at this temperature. In any preheating, the lower limit of the holding time is not particularly limited, and hot rolling may be started immediately after reaching a predetermined temperature. A faster cooling rate after the homogenization treatment is preferable because mechanical characteristics such as AYA, ASEL, and BHYS that are required as an automobile body sheet material are easily improved.
  • the temperature is again heated to the hot rolling start temperature and maintained for 24 hours or less, and the hot rolling is started at this temperature.
  • the lower limit of the holding time is not particularly limited, and hot rolling may be started immediately after reaching a predetermined temperature.
  • the basic content of hot rolling is a general aluminum alloy hot rolling process. However, as described above, in the present invention, it is essential to limit the hot rolling conditions in order to suppress excessively coarsening of crystal grains in the hot rolling step.
  • a hot rolling start temperature and a hot rolling end temperature are defined.
  • the hot rolling start temperature is set to 300 to 450 ° C.
  • the hot rolling end temperature is set to 200 to 450 ° C.
  • Condition A is a hot rolling start temperature of 300 to 450 ° C. and a hot rolling end temperature of 200 to 350 ° C. If the hot rolling start temperature is less than 300 ° C., rolling becomes difficult, or productivity is significantly reduced. On the other hand, when the hot rolling start temperature exceeds 450 ° C., recrystallization is likely to occur during hot rolling, and an excessively coarse recrystallized structure is formed in the aluminum alloy having a small amount of Mn and Cr used in the present invention. In some cases, a strong ridging mark may be generated on the product plate. Furthermore, if the hot rolling end temperature is less than 200 ° C., rolling becomes difficult.
  • the hot rolling start temperature is 300 to 450 ° C. and the hot rolling end temperature is 200 to 350 ° C.
  • condition A it is more preferable that the hot rolling start temperature is 300 to 420 ° C. and the hot rolling end temperature is 200 to 300 ° C.
  • Condition B is that the hot rolling start temperature is 350 to 450 ° C., and the hot rolling end temperature is more than 350 ° C. and 450 ° C. or less.
  • the hot rolling end temperature of the condition B is a temperature range in which a coarse recrystallized grain structure may be formed in the condition A, but the hot rolling end temperature described in the condition A is Even when the temperature exceeds 350 ° C., which is a condition, the band-like structure that causes ridging marks can be decomposed by appropriately controlling the subsequent cold rolling rate.
  • Condition B is characterized in that the hot rolling start temperature is set to 350 to 450 ° C., and the lower limit is set higher than that in Condition A.
  • the upper limit of the hot rolling start temperature is set to 450 ° C. as in the condition A. The reason is also the same as in condition A. If it exceeds 450 ° C., recrystallization is likely to occur during hot rolling.
  • the hot rolling end temperature is set to more than 350 ° C. and not more than 450 ° C. This range is beyond the range defined by Condition A. Combined with setting the hot rolling start temperature to 350 ° C.
  • the hot rolling end temperature is set to 450 ° C. or lower because if it exceeds 450 ° C., the recrystallized grains during hot rolling become excessively coarse, and the band-like structure is sufficiently decomposed in the subsequent steps. It is not possible.
  • the hot rolling start temperature is 350 to 450 ° C. and the hot rolling end temperature is more than 350 ° C. and 450 ° C. or less.
  • the hot rolling start temperature is 370 to 450 ° C., and the hot rolling end temperature is more than 350 ° C. and 420 ° C. or less.
  • the hot rolled sheet is cold rolled to obtain a cold rolled sheet having a final sheet thickness (product sheet thickness).
  • the desired cold rolling rate is different.
  • the rolling reduction in the cold rolling step is set to 50.0% or more, preferably 66.0% or more.
  • the rolling reduction is less than 50.0%, the rolling texture formed during rolling does not sufficiently develop, and the Cube orientation area ratio C formed during the solution treatment becomes insufficient.
  • the upper limit of the rolling reduction depends on the equipment used, but is 90% from the viewpoint of productivity.
  • the material having a hot rolling end temperature of 300 ° C. to 350 ° C. can prevent ridging marks more reliably by setting the cold rolling rate to 76.5% or more. The reason is the same as the condition B of hot rolling described later.
  • the hot rolling end temperature is high, and the strain energy accumulated at the completion of the hot rolling due to the recovery is lower than that in the hot rolling condition A.
  • a method of adopting a higher cold rolling rate than that of Condition A is adopted. Further, when the cold rolling rate is increased, recrystallization around the second phase particles inherent in the material structure is promoted (particle promoted nucleation), and the band-like structure is decomposed more effectively.
  • the hot rolling finish temperature of condition B is higher than that of condition A, and coarse recrystallized grains are easily formed during hot rolling, but the cold rolling rate is increased and the decomposition power of the band-like structure is increased. This also ensures ridging resistance.
  • the rolling reduction in the cold rolling step is preferably 76.5% or more, more preferably 80.0% or more. By setting the rolling reduction to 76.5% or more, the rolling texture formed during rolling is sufficiently developed, the Cube orientation area ratio C formed during the solution treatment is sufficient, and the ridging resistance is also sufficient.
  • the suitable upper limit of the rolling reduction in condition B depends on the equipment used, it is 90% from the viewpoint of productivity.
  • Solution Treatment Step Following the cold rolling, a solution treatment is performed on the rolled sheet.
  • the material arrival temperature in the solution treatment is 480 to 590 ° C., preferably 500 to 590 ° C. If the material arrival temperature is lower than 480 ° C., recrystallization may not occur, or solutionization may be insufficient and a suitable strength may not be obtained. On the other hand, if the material arrival temperature exceeds 590 ° C., the plate may melt and stable production may become difficult.
  • the retention time of the solution treatment is not particularly limited, but is preferably 0 second to 5 minutes, more preferably 0 second to 1 minute from the viewpoint of productivity. Here, 0 seconds means cooling immediately after reaching the material arrival temperature.
  • cooling rate in the temperature range from the holding temperature to 150 ° C. to 100 ° C./min or more, whereby sufficient moldability and bake hardenability can be obtained.
  • the cooling rate is more preferably 300 ° C./min or more.
  • the upper limit of the cooling rate depends on the cooling device and the cooling method, but in the present invention, it is set to 10,000 ° C./min from the viewpoint of productivity and operability.
  • the pre-aging treatment conditions are preferably a temperature of 50 to 150 ° C. and a holding time of 1 to 100 hours.
  • this preliminary aging treatment does not essentially affect the crystal grain size and crystal orientation, and therefore the preliminary aging treatment may not be performed in the present invention.
  • the structures of the invention that achieve the improvement of ridging resistance and hem bendability, which are the main problems, are the above-described crystal grain sizes d1 and d2 and the Cube orientation area ratio C. Therefore, in the present embodiment, the above-described configuration of the invention is controlled by defining the alloy component composition and the manufacturing process conditions within a specific range. Moreover, since the rough skin property is also suppressed by d1 and d2, the rough skin property was also evaluated in this example. Furthermore, in addition to these main problems, in this example, the strength as mechanical characteristics was also evaluated.
  • Each cast slab is homogenized at 530 ° C for 8 hours, and then, after various conditions shown in Table 2, cooling after homogenization, preheating before hot rolling, and hot rolling are sequentially performed. It was.
  • the cooling after the homogenization treatment is “cooled to room temperature”, after the homogenization treatment, once cooled to room temperature, reheated from room temperature to the hot rolling start temperature, and kept at that temperature for 2 hours Heating was performed.
  • preheating was performed for 10 minutes. Further, after any preheating, hot rolling was performed at the start temperature and the end temperature shown in Table 2. Table 2 shows the thickness after hot rolling.
  • the hot-rolled sheet was cold-rolled at a cold rolling rate shown in Table 2 to obtain a cold-rolled sheet having a final sheet thickness of 1.0 mm.
  • manufacturing process number 25 performed cold annealing to 2.0 mm with respect to a hot rolled sheet of 4 mm, and then performed an intermediate annealing for 10 seconds at 500 ° C. using a continuous annealing furnace. Cold rolling was performed again to obtain a cold rolled sheet having a final sheet thickness of 1.0 mm.
  • the solution treatment was carried out under the conditions shown in Table 2.
  • a continuous annealing furnace was used for the solution treatment.
  • a preliminary aging treatment was immediately performed at 80 ° C. for 5 hours. This preliminary aging treatment affects the mechanical properties, but does not affect the crystal grain size or crystal orientation.
  • the crystal grain sizes d1 and d2 and the Cube orientation area ratio C were measured by the method described above.
  • a sample was taken from a region within 50 mm from the center in the width direction of the plate, and the crystal grain size and Cube orientation area ratio C were measured.
  • the measurement of the particle diameter d1 the L-LT plane at a thickness position of ⁇ 0.05 mm from the thickness center (t / 2) was measured.
  • the measurement of the particle size d2 the L-ST plane of the collected sample was measured.
  • the Cube orientation area ratio C was measured on the L-LT plane obtained by polishing the surface of the collected sample to a thickness of about 60 to 100 ⁇ m.
  • Hem bendability evaluation test Each plate material sample was subjected to a hemming test for evaluating heme bendability.
  • a JIS No. 5 test piece having a direction of 90 ° with respect to the rolling direction was collected 90 days after the solution treatment.
  • the hemming test was performed based on JISH7701. The pre-strain was 8%, the punch tip radius during pre-hemming was 0.5 mm, and the thickness of the intermediate plate during main hemming was 1.0 mm. After the hemming test, the surface of the outer peripheral portion was observed, and 0 to 2 points described in JISH7701 were accepted as “good”, and 3 to 4 points were judged as unacceptable “x”.
  • Table 3 shows the measurement results of the crystal grain size and crystal orientation, and the evaluation results regarding ridging resistance, rough skin resistance, hem bendability, and strength for each aluminum alloy sheet material sample produced in this example.
  • the alloy composition is within the range specified by the present invention, and the crystal grain sizes d1 and d2 after solution treatment and the Cube orientation area ratio C Is within the range defined by the present invention.
  • ridging marks did not occur with 5% and 15% stretches, and skin roughness did not occur. It was confirmed that there was no problem in either case.
  • all of ASYA, ASEL, and BHYS sufficiently satisfy the required performance.
  • the hot rolling start temperature is high, and coarse recrystallization progressed during hot rolling is performed by subsequent cold rolling and recrystallization in solution treatment. It could not be decomposed sufficiently and the ridging resistance was lowered. Moreover, since the rolling texture was not sufficiently developed even by cold rolling, the Cube orientation area ratio C was less than 10%, and the hem bendability was inferior.
  • the solution treatment temperature was low in the manufacturing process of the plate material sample, and thus the mechanical properties required for the automobile body sheet material were not satisfied. Since the alloy component composition, the hot rolling start and end temperatures, and the cold rolling reduction ratio were appropriate, the crystal grain sizes d1 and d2 and the Cube orientation area ratio C were within the ranges specified in the present invention. It was in. Therefore, ridging marks and rough skin did not occur even with 15% stretch, and sufficient hem bendability could be obtained.
  • Manufacturing process numbers 26 to 31 in Table 3 are examples in which the alloy component composition is outside the range defined by the present invention.
  • the amount of Mn + Cr exceeded 0.080%, so that the crystal grain size d1 after the solution treatment was smaller than the range specified in the present invention.
  • ridging marks did not occur with 5% stretch, but with 15% stretch simulating severe press forming, A ridging mark occurred.
  • the amount of Mn + Cr was less than 0.005%, the crystal grain sizes d1 and d2 after the solution treatment were both larger than the range defined in the present invention, and the skin was rough. There has occurred.
  • Manufacturing process numbers 32 to 35 in Table 3 are alloys in which any of the essential additive elements Si and Mg is less than the range or excessively added relative to the addition range defined in the present invention.
  • These plate material samples had crystal grain diameters d1 and d2 and Cube orientation area ratio C by setting the operating conditions in the manufacturing conditions to the conditions of the present invention.
  • the ridging mark resistance, hem bendability, and rough skin resistance were acceptable.
  • at least one of elongation (ASEL) and 0.2% proof stress (ASYA, BHYS) did not satisfy the criteria of mechanical properties as an automobile body sheet material.
  • Si and Mg are essential additive elements, it can be seen that they should be added in an appropriate amount considering the mechanical properties.
  • the subject matter of the present invention is to improve ridging resistance and hem bendability by adjusting the manufacturing conditions while regulating the addition amount of Mn and Cr, and there is no problem in this respect.
  • the contents of essential elements are within an appropriate range, and the production conditions also satisfy the scope of the present invention.
  • at least any one of Cu, Fe, Zn, Zr, and Ti, which are selective elements, is added excessively. Since the contents of Si, Mg, Mn, and Cr are within appropriate ranges, the crystal grain size d1, d2 and the Cube orientation area ratio C are satisfied, and the ridging mark resistance, hem bend resistance, and rough skin resistance are acceptable. there were.
  • the selective element is excessively contained, at least one of ASYA, ASEL, and BHYS is “x”, and it does not have mechanical properties as an automobile body sheet material. Therefore, when these optional additive elements are added, an alloy composition in consideration of the preferred range should be applied.
  • the aluminum alloy plate according to the present invention can surely suppress the generation of ridging marks even under severe molding conditions, and is excellent in hem bendability. Further, the method for producing an aluminum alloy plate according to the present invention enables reliable and stable production at a low cost on a mass production scale. INDUSTRIAL APPLICABILITY
  • the present invention can be used not only for automobile applications such as an automobile body sheet applied to an automobile body panel, but also for molded parts such as panels for electronic and electric devices and chassis.

Abstract

本発明は、所定量のＭｇ、Ｓｉ、Ｍｎを含有しつつ、０．００５≦Ｍｎ＋Ｃｒ≦０．０８０ｍａｓｓ％の条件を満たす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、板厚中央（ｔ／２）の位置を中心とし、中心から±（ｔ／８）の範囲の板厚におけるＬ－ＬＴ面の結晶粒径ｄ１が３０～８０μｍであり、板厚全体におけるＬ－ＳＴ面の結晶粒径ｄ２が６０μｍ以下であり、更に、板表面における結晶方位のＣｕｂｅ方位面積率Ｃが１０％以上である耐リジング性及びヘム曲げ性に優れたアルミニウム合金板に関する。

Description

耐リジング性及びヘム曲げ性に優れたアルミニウム合金板及びその製造方法
　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、或いは、建築材料、構造材料、各種機械器具、家電製品やその部品等に好適に用いられるアルミニウム合金板に関する。特に、前記用途に好適な耐リジング性及びヘム曲げ性に優れたアルミニウム合金板及びその製造方法に関する。
　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。
　一般に自動車ボディシート用のアルミニウム合金板材としては、Ａｌ－Ｍｇ系合金の他に、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金やＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金が主に使用されている。Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金とＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金は時効性を有する合金であり、塗装焼付けの加熱工程を利用して塗装焼付前後で強度が向上する。つまり、塗装焼付前においては比較的強度が低く成形性が優れている一方、塗装焼付後の強度が高くなる利点を有するため、近年になって自動車材への適用が進んでいる。
　また、自動車ボディシート用のアルミニウム合金板材としては、特に成形性と表面品質に優れていることが必要である。アルミニウム合金板材の成形性に関しては、一般にアウターパネルとインナーパネルとを一体化させる際に、板の縁部にヘム曲げ加工を施すことが多い。ヘム曲げ加工は、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、自動車ボディシート用のアルミニウム合金板材には、成形性の中でも特にヘム曲げ性に優れていることが強く要求されている。
　そして、アルミニウム合金板材の表面品質は、成形後の外観品質を特徴付ける特性である。表面品質に関しては、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金及びＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金が、Ａｌ－Ｍｇ系合金で問題になっているリューダースマークが発生し難いという長所を有している。しかし、これらのアルミニウム合金も、プレス成形後の板表面に筋状の凹凸が形成されるリジングマークが発生することがしばしば問題となる。
　リジングマークとは、板に成形加工を施した際に、素材の板の製造工程における圧延方向と平行な方向に筋状に現れる微細な凹凸模様である。リジングマークは、プレス成形条件が厳しくなった場合に特に発生し易い。近年の自動車ボディの形状複雑化や薄肉化の要求の高まりと共に、リジングマークの発生しない材料が強く要求されている。尚、本明細書において、成形加工時にリジングマークが発生し難い性質を「耐リジング性」というものとする。
　このリジングマークの発生は、材料の再結晶挙動に深く関係していることから、その抑制のためには、板製造過程での金属組織制御が不可欠とされている。このようなことから、耐リジング性を向上させるための従来の技術としては、例えば、特許文献１～５に記載されるように、板材の熱間圧延工程中における再結晶状態を制御する観点、結晶方位を制御する観点、製品板の結晶粒径を制御する観点からの提案がなされている。
　また、ヘム曲げ性向上については、例えば特許文献６、７に記載されるように、結晶方位の観点からの提案がなされている。
特許第２８２３７９７号公報 特許第３５９０６８５号公報 特開２００９－２６３７８１号公報 特開２０１０－２４２２１５号公報 特開２０１４－２３４５４２号公報 特許第５１１３３１８号公報 特許第４９３９０９１号公報
　最近では、意匠性等の点から材質、特に表面外観品質の一層の向上が求められている。とりわけ、塗装焼付け工程での強度向上特性（ベークハード性）を有するＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板、及び、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金板においては、より優れた耐リジング性を備えることが強く要求されている。そして、耐リジング性と共に前述したヘム曲げ性等の成形性も具備することが当然に要求されている。しかしながら、前述した従来技術では、これらの要求性能を十分に満足させることは困難であった。
　特許文献１、２に記載されているアルミニウム合金板の製造方法では、熱間圧延の開始温度を３５０～４５０℃の範囲としているため、熱間圧延中の粗大な結晶粒の形成はある程度抑制されるものの、その抑制効果が不十分であった。特に、板厚の中央付近に粗大結晶粒が形成されてしまい、その結果、必ずしも十分な耐リジング性が得られないことが本発明者等の実験により判明している。
　また、特許文献３、４に記載されているアルミニウム合金板の製造方法では、リジングマークの原因となる結晶方位の近い結晶粒が圧延方向に群成した組織を解消するため、アルミニウム合金板の特定の結晶方位を制御している。この方法は、耐リジング性の向上に一定の効果はある。しかし、最近高まっている耐リジング性向上の更なる要求に対しては、その効果が不十分である。
　特許文献５では、結晶粒径を制御することで耐リジング性を向上させることが提案されている。しかしながら、この方法で製造されるアルミニウム合金板は曲げ性との両立についての検討が不十分であった。また、このアルミニウム合金板の製造方法は、通常の熱間圧延や冷間圧延に加えて、異周速圧延や複数の中間焼鈍処理を要求するもので、非常に複雑な製造工程が必要であった。
　特許文献６、７では、自動車ボディシート材として重要な特性であるヘム曲げ性をＣｕｂｅ方位の発達によって大きく向上させることが提案されている。しかしながら、結晶方位の制御による耐リジング性の改善とヘム曲げ性の向上は互いに相反する組織制御を必要とするものであり、その実現のためには、非常に複雑かつ高コストの製造工程を用いる必要がある。
　以上のように、従来のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板、及び、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金板においては、耐リジング性及びヘム曲げ性の向上について十分な効果を有するものはなく、更に、これらの特性を両立させることも困難であった。また、最近ではこれらの問題の解消と共に、合金板材の製造コスト抑制の要求への対応も課題となっている。自動車ボディシート材については、従来品よりも高性能でありながら低コストで製造する技術の開発が強く要求されている。この点、合金板材の低コスト化に向けた方策として、製造工程の一部を省略することが挙げられる。しかし、そのような安易な方策では、自動車ボディシート材に要求される耐リジング性、ヘム曲げ性及びベークハード性といった諸性能の低下を引き起こすため採用には至っていない。
　本発明は上記事情を鑑みてなされたものであり、耐リジング性に優れており、厳しい成形条件においてもリジングマークの発生を確実に抑制できると共に、ヘム曲げ性にも優れた成形加工用アルミニウム合金板を提供するものである。また、このような優れた性能を有する成形加工用アルミニウム合金板を、量産規模で確実かつ安定して低コストで生産可能な製造方法の提供も目的とするものである。
　本発明者等の検討によれば、アルミニウム合金板におけるリジングマークの発生原因としては、熱間圧延工程や冷間圧延工程で圧延方向に引き伸ばされた結晶粒によって形成されるバンド状組織（筋状組織）が挙げられる。よって、リジングマークの発生を抑制するためには、バンド状組織の形成を抑制するか、或いは、製品板を製造するまでにバンド状組織を分解することが必要となる。このバンド状組織の分解作用が期待できる工程としては、冷間圧延工程の後に行われる溶体化処理工程が考えられる。溶体化処理工程においては再結晶が進行するので、再結晶によって生じる再結晶粒がバンド状組織を分解することができる。
　本発明者等は、リジングマークの起源となるバンド状組織を効果的に分解する方法について検討を重ねた。その結果、再結晶によって生じる再結晶粒の粒径を粗大化させることで、バンド状組織の分解力が増大することを見出した。この粗大再結晶粒によりバンド状組織を分解することで、リジングマークの特性である圧延方向における強い直線性が大きく低減する、その結果、リジングマークの発生を抑制できると考えられる。
　そして、本発明者等が更に検討を重ねた結果、再結晶粒によるバンド状組織の分解効果を高める手法として、熱間圧延の際に形成されるバンド状組織を微細にすることを見出した。更に、熱間圧延工程で形成されるバンド状組織を微細にするためには、熱間圧延温度を低くすることが有効であることにも想到した。
　ここで、本発明者等によれば、熱間圧延温度を低くすることは、曲げ性の向上にも繋がる。つまり、低い温度での熱間圧延の後に十分な圧延率で冷間圧延を行うことで、圧延集合組織を発達させることができる。この発達した圧延集合組織は、溶体化処理の際にＣｕｂｅ方位の発達に寄与することができる。上述したように、製品板のＣｕｂｅ方位密度の向上は、曲げ性改善の可能性に繋がるので、熱間圧延温度を低くすることと曲げ性改善には関連性があるといえる。但し、一般に、このような集合組織制御は、製造工程の一部を限定することがあり、他の特性を同時に向上させる製造方法を構築することが難しくなる。
　即ち、集合組織制御は、加工と熱履歴の調整によりなされるものであり、加工と熱履歴とが相互に制限し合う可能性がある。本発明においては、集合組織制御と同時に溶体化処理の際に再結晶粒を粗大化させることが要求される。再結晶粒を粗大化するための粒径制御には、溶体化処理以外の熱処理（例えば、中間焼鈍の実施）による圧延にて蓄積されるひずみエネルギーの低減が必要になる可能性があるが、そのような熱処理はＣｕｂｅ方位の発達に寄与する圧延集合組織の形成にとっては阻害要因となることがある。従って、Ｃｕｂｅ方位密度の向上による曲げ性改善と、再結晶粒径の粗大化による耐リジング性改善は、いずれも熱間圧延温度を低くすることで解決の可能性はあるものの、これまでのアルミニウム合金（Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金やＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金）ではそれらの両立は難しいと考えられる。
　そこで、本発明者等は、再結晶粒粗大化に基づく耐リジング性改善と、集合組織制御によるＣｕｂｅ方位の発達に基づく曲げ性改善とを両立させるための手段について鋭意検討を重ねた。その結果、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金やＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金における成分組成の観点からの検討も加えることとした。具体的には、アルミニウム合金の構成元素について、Ｍｎ量及びＣｒ量を規制することによって、耐リジング性改善と曲げ性改善との両立が可能となることを見出した。
　Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金やＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金において、Ｍｎ及びＣｒは結晶粒成長を抑制する元素である。このＭｎ、Ｃｒを通常よりも少ない添加量に制限することで、溶体化処理時における再結晶粒径の粗大化を促進させ、バンド状組織を分解することで耐リジング性を改善できる。このＭｎ及びＣｒの添加量を制限したＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金やＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金においては、熱間圧延及び冷間圧延により圧延集合組織を発達させる工程を選択することで、溶体化処理時にＣｕｂｅ方位を発達させつつ、結晶粒径の粗大化も達成される。
　以上のように、本発明者等は、種々の実験と検討を重ねた結果、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金やＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金においてＭｎ量及びＣｒ量を通常よりも少なく規制すると共に、その製造方法として、熱間圧延温度の制御、中間焼鈍の省略、十分な冷間圧延率の採用、溶体化処理の実施によって、最終板の結晶粒径と結晶方位を制御し、これにより耐リジング性及びヘム曲げ性を確実かつ顕著に向上させることを見出した。
　即ち、本発明は、Ｍｇ：０．２０～１．５０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．３０～２．００ｍａｓｓ％を含有し、更に、Ｍｎ：０．００５～０．０８０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．００５～０．０８０ｍａｓｓ％の１種又は２種を含有し、０．００５≦Ｍｎ＋Ｃｒ≦０．０８０ｍａｓｓ％を満たし、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、アルミニウム合金板は板厚ｔを有し、板厚中央（ｔ／２）の位置を中心とし、前記中心から±（ｔ／８）の範囲の板厚におけるＬ－ＬＴ面の結晶粒径ｄ１が３０～８０μｍであり、板厚全体におけるＬ－ＳＴ面の結晶粒径ｄ２が６０μｍ以下であり、板表面における結晶方位のＣｕｂｅ方位面積率Ｃが１０％以上であること、を特徴とする耐リジング性及びヘム曲げ性に優れたアルミニウム合金板である。
　また、本発明のアルミニウム合金板を構成する前記アルミニウム合金が、Ｚｒ：０．０１～０．４０ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０３～１．００ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００５～０．３００ｍａｓｓ％、及び、Ｚｎ：０．０３～２．５０ｍａｓｓ％の１種又は２種以上を更に含有すると共に、Ｃｕ：１．５０ｍａｓｓ％以下に規制されていても良い。
　そして、本発明は、上記本願発明に係るアルミニウム合金板の製造方法として、前記アルミニウム合金を鋳造する鋳造工程と、鋳塊を熱間圧延して熱間圧延板とする熱間圧延工程と、中間焼鈍を施さずに前記熱間圧延板を冷間圧延して冷間圧延板とする冷間圧延工程と、前記冷間圧延板を溶体化処理する溶体化処理工程とを備え、前記熱間圧延工程において、熱間圧延開始温度を３００～４５０℃とし、熱間圧延終了温度を２００～４５０℃とし、前記冷間圧延工程において、圧下率を５０．０％以上として最終板厚の冷間圧延板とし、前記溶体化処理工程において、冷間圧延板を４８０～５９０℃の温度で溶体化処理すること、を特徴とする耐リジング性及びヘム曲げ性に優れたアルミニウム合金板の製造方法とした。
　上記製造方法において、前記熱間圧延開始温度を３００～４５０℃とし、前記熱間圧延終了温度を２００～３５０℃としてもよい。また、上記製造方法において、前記熱間圧延開始温度を３５０～４５０℃とし、前記熱間圧延終了温度を３５０℃を超えて４５０℃以下としてもよい。
　更に、上記製造方法において、鋳造工程と熱間圧延工程との間に、鋳塊を４８０～５９０℃の温度で０．５～２４時間均質化処理する均質化処理工程を更に備えてもよい。
　本発明によれば、厳しい成形条件においてもリジングマークの発生を確実に抑制でき、かつ、ヘム曲げ性に優れたアルミニウム合金板を提供することができる。また、本発明に係るアルミニウム合金板の製造方法は、耐リジング性及びヘム曲げ性に優れたアルミニウム合金板を、従来の製造方法に比べてコスト低減しつつ製造可能である。
本願発明における粒径ｄ１、ｄ２及びＣｕｂｅ方位面積率Ｃの測定面の説明図である。
　以下、本発明に係る耐リジング性及びヘム曲げ性に優れたアルミニウム合金板及びその製造方法について詳細に説明する。以下の説明では、本発明に係るアルミニウム合金板を構成するアルミニウム合金の成分組成について説明し、アルミニウム合金板の結晶粒径制御と結晶方位制御について説明する。そして、かかる結晶粒径制御と結晶方位制御を行う工程を含むアルミニウム合金板の製造方法について説明する。尚、本願明細書において、合金の成分組成の説明に関して単に「％」と表記している場合は、「ｍａｓｓ％」を意味する。
１．アルミニウム合金の成分組成
　本発明に係るアルミニウム合金板は、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金又はＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金からなり、このアルミニウム合金の成分組成として、Ｍｇ：０．２０～１．５０％、Ｓｉ：０．３０～２．００％を含有し、更にＭｎ：０．００５～０．０８０％、Ｃｒ：０．００５～０．０８０ｍａｓｓ％のうち１種又は２種を含有し、０．００５≦Ｍｎ＋Ｃｒ≦０．０８ｍａｓｓ％を満たす。また、本発明のアルミニウム合金は、更に、Ｚｒ：０．０１～０．４０％、Ｆｅ：０．０３～１．００％、Ｔｉ：０．００５～０．３００％及びＺｎ：０．０３～２．５０％から選択される１種又は２種以上を更に含有し、Ｃｕ：１．５０％以下に規制され、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるものも好適に用いられる。次に、上記各元素の限定理由について説明する。
Ｍｇ：
　Ｍｇは、本発明で対象とするＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金又はＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金の基本となる合金元素であって、Ｓｉと共に強度向上に寄与する。Ｍｇ含有量は、０．２０～１．５０％とする。Ｍｇ含有量が０．２０％未満では、塗装焼付時における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、十分な強度向上の効果が得られない。一方、Ｍｇ含有量が１．５０％を超えると、粗大なＭｇ－Ｓｉ系の金属間化合物が生成され、プレス成形性、主に曲げ加工性が低下する。特に最終板の曲げ加工性をより良好にするためには、Ｍｇ含有量は０．３０～０．９０％とするのが好ましい。
Ｓｉ：
　Ｓｉも、本発明で対象とするＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金又はＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金の基本となる合金元素であって、Ｍｇと共に強度向上に寄与する。また、Ｓｉは、鋳造時に金属Ｓｉ粒子の晶出物として生成される。Ｓｉ含有量は、０．３０～２．００％とする。Ｓｉ含有量が０．３０％未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が２．００％を超えると、粗大なＳｉ粒子や粗大なＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物が生成して、プレス成形性、特に曲げ加工性の低下を招く。また、プレス成形性と曲げ加工性とのより良好なバランスを得るためには、Ｓｉ含有量は０．５０～１．３０％とするのが好ましい。
Ｍｎ、Ｃｒ：
　Ｍｎ、Ｃｒは、強度向上と結晶粒組織の微細化及び安定化に寄与する。但し、本発明では、最終板の結晶粒径を制御する観点から、これら添加元素の含有量を厳密に規制している。本発明で規定する結晶粒径を得るためには、Ｍｎ含有量は０．００５～０．０８０％、Ｃｒ含有量は０．００５～０．０８０％とする。ＭｎとＣｒは共に０．００５％未満であると量産安定性に欠け、０．０８０％を超えると結晶粒径が微細になり本発明で規定する結晶粒径を得ることが困難となる。本発明では、Ｍｎ、Ｃｒのうち１種又は２種を含有する。
　そして、Ｍｎ、Ｃｒの含有量に関しては、更に、０．００５≦Ｍｎ＋Ｃｒ≦０．０８０％を満たすことが要求される。Ｍｎ量とＣｒ量との合計量も、本発明で規定する結晶粒径を得るために規制が必要である。Ｍｎ＋Ｃｒが０．００５％より少ないと、結晶粒径が過度に粗大化してしまい、０．０８０％より多いと結晶粒径が微細になり過ぎてしまう。Ｍｎ＋Ｃｒは、０．０１０％≦Ｍｎ＋Ｃｒ≦０．０５０％を満たすことが好ましい。尚、Ｍｎ、Ｃｒは、材料中にヘム曲げ性や成形性を低下させる金属間化合物を形成するため、これらの含有量を低減することは、ヘム曲げ性や成形性の向上にも繋がる。
Ｚｒ、Ｆｅ、Ｚｎ、Ｔｉ：
　これらの元素は、強度向上、結晶粒微細化、時効性（焼付硬化性）の向上及び／又は表面処理性の向上に有効であり、これらいずれかの１種又は２種以上を含有するのが好ましい。これらの元素のうちＺｒは、上記の強度向上と結晶粒組織の微細化及び安定化に効果を発揮する。Ｚｒの含有量が０．０１％未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Ｚｒの含有量が０．４０％を超えると、上記効果が飽和するだけでなく多数の金属間化合物が生成され、成形性、特にヘム曲げ性が低下するおそれがある。従って、Ｚｒの含有量を０．０１～０．４０％とするのが好ましい。また、Ｚｒの含有量を０．０１～０．３０％とするのがより好ましい。
　また、Ｆｅも、強度向上と結晶粒微細化に有効な元素である。Ｆｅ含有量が０．０３％未満では上記効果が十分に得られない。一方、Ｆｅ含有量が１．００％を超えると、多数の金属間化合物が生成されて、プレス成形性と曲げ加工性が低下し、また溶体化処理後の結晶粒径が極度に微細化し、本発明で規定する結晶粒径を得ることが困難となる。従って、Ｆｅ含有量は０．０３～１．００％とするのが好ましい。尚、特に曲げ加工性の低下を最小限に抑制し、本発明で規定する結晶粒径を得やすくするためには、Ｆｅ含有量を０．０５～０．５０％とするのがより好ましい。
　更に、Ｚｎは時効性の向上を通じて強度向上に寄与すると共に、表面処理性の向上に有効な元素である。Ｚｎ含有量が０．０３％未満では上記効果が十分に得られない。一方、Ｚｎ含有量が２．５０％を超えると成形性が低下する。従って、Ｚｎ含有量は、０．０３～２．５０％とするのが好ましい。また、Ｚｎ含有量は、０．０３～１．００％とするのがより好ましい。
　Ｔｉは、鋳塊組織の微細化の効果を発揮する。Ｔｉ含有量は、０．００５～０．３００％とするのが好ましい。Ｔｉ含有量が０．００５％未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．３００％を超えると、Ｔｉ添加の効果が飽和するだけでなく粗大な晶出物が生じるおそれがある。尚、Ｔｉ含有量は、０．００５～０．２００％とするのがより好ましい。また、Ｔｉと同時に５００ｐｐｍ以下のＢを添加することによって、鋳塊組織の微細化と安定化の効果が一層顕著となる。
Ｃｕ：
　Ｃｕは、強度向上と成形性向上のために添加しても良い元素である。但し、Ｃｕ含有量が１．５０％を超えると、耐食性（耐粒界腐食性、耐糸錆性）が低下する。従って、Ｃｕ含有量は１．５０％以下に規制するのが好ましい。また、より耐食性の改善を図りたい場合はＣｕ含有量を１．００％以下に規制するのが好ましく、特に耐食性を重視する場合は、Ｃｕ含有量は０．０５％以下に規制することが好ましい。
　以上の各元素の他には不可避的不純物としてＢ、Ｃａ、Ｎａ等を各々０．０５％未満、合計で０．１５％未満であれば、本発明に係るアルミニウム合金板の特性に影響を与えないので含有していても良い。
　尚、上記Ｚｒ、Ｆｅ、Ｚｎ、Ｔｉの含有量は、それぞれ積極的に添加する場合の範囲として示したものである。従って、これらの元素に関しては、上記含有量の下限値未満の量を不純物として含有する場合を排除するものではない。特に、Ｆｅに関しては、通常のアルミニウム地金を用いる場合、通常、０．０３％未満のＦｅが不可避的不純物として含有されている。
２．アルミニウム合金板の結晶粒径制御と結晶方位制御
　本発明に係るアルミニウム合金板においては、最終板であるアルミニウム合金板の結晶粒径と結晶方位を制御することも極めて重要となる。合金板の結晶粒径制御と結晶方位制御は、合金の成分組成の調整と共になされることで、最終板の耐リジング性とヘム曲げ性が確実かつ安定して向上する。以下、本発明に係るアルミニウム合金板を規定するための、粒径ｄ１、ｄ２、及びＣｕｂｅ方位面積率Ｃについて、その測定位置を示す図１を参照しつつ詳細に説明する。
２－１．結晶粒径制御と結晶方位制御の技術的意義
　まず、アルミニウム合金板の結晶粒制御の技術的意義について説明する。本発明者等によると、リジングマーク発生に特に強い影響を与えるバンド状組織は、アルミニウム合金板の板厚方向の中央付近の領域に存在する。そこで、この領域の結晶粒径を適切なサイズまで大きく再結晶させることでバンド状組織の分解を促し、リジングマークの発生を防止する。ここで、板厚方向の中央付近の領域とは、板厚をｔとして、板厚中央（ｔ／２）の位置を中心とし、ここから厚さ方向に±（ｔ／８）の範囲の領域をいうものとする（以下、この領域を「中央付近領域」と称する場合がある）。
　本発明者等の行った実験によれば、製造工程中で形成したバンド状組織を分解するためには、中央付近領域のＬ－ＬＴ面における結晶粒径ｄ１を３０μｍ以上とすることが要求される。結晶粒径ｄ１が３０μｍ未満の場合には、リジングマーク発生の原因であるバンド状組織を十分に分解することができず、リジングマークが発生してしまう。結晶粒径ｄ１は、好ましくは４５μｍ以上、更に好ましくは６０μｍ以上とする。一方、結晶粒径ｄ１が８０μｍを超えてしまうと伸びや成形性が大きく低下してしまうため、結晶粒径ｄ１は８０μｍ以下、好ましくは７０μｍ以下とする。
　また、従来の知見では、最終板の結晶粒径を粗大にすることは、表面性状や成形性を悪化させることに繋がると考えられており、例えば、肌荒れやオレンジピールと呼ばれるような表面性状に関わる問題を引き起こす場合がある。表面性状や成形性の悪化を抑制するためには、結晶粒径を微細化させることが有効であることが知られている。このため、本発明においても、肌荒れやオレンジピールが発生しない程度に板厚全体の所定面における結晶粒径を制御する必要がある。具体的には、板厚全体のＬ－ＳＴ面における結晶粒径ｄ２を６０μｍ以下とする。結晶粒径ｄ２は、５０μｍ以下とするのが好ましい。尚、この結晶粒径ｄ２が１０μｍ未満ではＳＳマークと呼ばれる表面性状の問題が発生しやすくなる場合があるので、１０μｍを下限値とするのが好ましい。
　本発明では、上述したアルミニウム合金板の結晶粒径制御と同時に結晶方位制御を要する。ヘム曲げ性の向上のためには、特にヘム曲げ性に影響の強い板表層の結晶方位を制御することが重要である。このためには、板表面における結晶方位のＣｕｂｅ方位面積率Ｃを１０％以上とする。Ｃｕｂｅ方位面積率Ｃは、１５％以上とするのがより好ましい。尚、上限については、材料の異方性が強くなる結果、成形が困難となる場合があるため６０％とするのが適切といえる。
２－２．結晶粒径と結晶方位の測定方法
　結晶粒径及び結晶方位の具体的な測定方法について説明する。まず、アルミニウム合金板の中央付近領域のＬ－ＬＴ面における結晶粒径ｄ１については、中央付近領域の範囲内の任意のＬ－ＬＴ面まで苛性エッチングで減厚した後に、機械研磨、バフ研磨、電解研磨を行なって測定面とする。次に、アルミニウム合金板の板厚全体のＬ－ＳＴ面における結晶粒径ｄ２については、アルミニウム合金板の任意のＬ－ＳＴ面に対し、機械研磨、バフ研磨、電解研磨を行なって測定面とする。更に、板表面における結晶方位のＣｕｂｅ方位面積率Ｃについては、アルミニウム合金板表面に対し機械研磨、バフ研磨、電解研磨を行なって測定面とする。
　具体的には、上記各測定面を走査電子顕微鏡に付属の後方散乱電子回折測定装置（ＳＥＭ－ＥＢＳＤ）によって測定することで、集合組織の方位データを取得する。次に、得られた方位データから、ＥＢＳＤ解析ソフト（ＴＳＬ社製の「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ」）を使用して結晶粒径ｄ１、ｄ２を得る。ここで、ミスオリエンテーション５°以上の結晶境界線を結晶粒界とみなし、円相当として算出した直径を結晶粒径とする。また、同様に得られた方位データから、ＥＢＳＤ解析ソフトを使用して結晶方位面積率Ｃを測定する。Ｃｕｂｅ方位面積率Ｃは（００１）＜１００＞方位から１５°以内の結晶方位をＣｕｂｅ方位として計算する。各測定面における測定領域は、Ｌ－ＬＴ面の場合は１０００μｍ×１０００μｍ以上の面積、Ｌ－ＳＴ面の場合は１０００μｍ×１０００μｍ以上（又は全板厚）の面積とし、測定ステップ間隔は結晶粒径の１／１０程度とするのが好ましい。また、いずれも３箇所以上測定して、その算術平均値をもってｄ１、ｄ２及びＣを決定するのが好ましい。
　以上説明した通り、本発明では、耐リジング性向上のために、溶体化処理における再結晶時の中央付近領域のＬ－ＬＴ面における結晶粒径ｄ１を適切なサイズまで粗大化してバンド状組織を分解しつつ、板厚全体のＬ－ＳＴ面における結晶粒径ｄ２を制御することで肌荒れ等を防止し、更に、板表面における結晶方位のＣｕｂｅ方位面積率Ｃを制御することで、ヘム曲げ性を向上させている。本発明によれば、耐リジング性及び耐肌荒れ等の表面性状、並びに、ヘム曲げ性に優れたアルミニウム合金板を得ることが可能となる。
　尚、本発明のように、結晶粒径の制御によりリジングマークを防止できる板厚は特に制限されるものではなく、製品に要求される所定の板厚の最終圧延板に対して適用できる。これは、リジングマーク発生に強く影響するバンド状組織は、熱間圧延時から中央付近領域（板厚中心（ｔ／２）を中心として厚さ方向に沿った±（ｔ／８）の範囲にわたる領域）で形成され、かつ、この中央付近領域の全板厚ｔに対する割合は、圧延が進んで板厚が減少しても変化する割合ではないからである。もっとも、敢えて具体的に本発明に好適な板厚を示すならば、一般に０．５～５．０ｍｍのものが用いられる。
３．本発明に係るアルミニウム合金板の製造方法
　次に、本発明に係るアルミニウム合金板の製造方法について説明する。本発明では、最終板の材料組織に関して、結晶粒径及び結晶方位を制御するために、その製造過程中の熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理を特定の条件で実施する必要がある。
　本発明で規定する結晶粒径ｄ１、ｄ２及びＣｕｂｅ方位面積率Ｃを得るためには、溶体化処理時の再結晶粒径を、従来法で生じる再結晶粒径よりも粗大化させる必要がある。そのためには、アルミニウム合金の成分組成について、結晶粒成長抑制元素であるＭｎ、Ｃｒの量を通常よりも低減することが有効である。Ｍｎ＋Ｃｒの量が本発明で規定した範囲内とすることで、溶体化処理時に結晶粒径が適度に粗大化し、板厚の中央付近領域において３０μｍ～８０μｍの粒径ｄ１を得ることが可能となる。
　但し、結晶粒成長抑制元素であるＭｎ、Ｃｒの量を低減することは、溶体化処理前の熱間圧延の際、結晶粒が粗大化するおそれを生じさせる。特に、熱間圧延を再結晶温度以上で実施すると、再結晶により結晶粒径が過度に粗大になる。この点、上述したように、本発明者等は、溶体化処理の際に再結晶粒によってバンド状組織を効果的に分解するためには、熱間圧延の際に形成されるバンド状組織を微細にすることが好適であるとの知見を得ている。そこで、本発明では、熱間圧延温度を制限して熱間圧延中の再結晶を抑制し、熱間圧延中の粗大再結晶を防止している。
　そして、熱間圧延後は、中間焼鈍を実施せずに最終板厚まで冷間圧延することができる。中間焼鈍を実施しないので、圧延集合組織を十分に発達させて、本発明で規定するＣｕｂｅ方位面積率Ｃを得ることができる。なお、熱間圧延の終了温度によって、所定の結晶粒径やＣｕｂｅ方位密度、耐リジング性等の特性を得るために冷間圧延率は適切に制御する必要がある。
　以上述べた本発明に係るアルミニウム合金板の製造方法は、アルミニウム合金の成分組成の規制と、熱間圧延における熱間圧延温度の制御、中間焼鈍の省略、及び、冷間圧延率の制御に技術的な意義がある。従って、現在自動車ボディシート材の製造方法として一般的に用いられている工程、即ち、鋳造、均質化処理、熱間圧延、冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延、溶体化処理の順序による工程と同等の工程数以下で実施することができる。これは自動車ボディシート材に対する低コスト化の観点からも良好な特徴である。
　以下、本発明で規定する上記ｄ１、ｄ２及びＣを有するアルミニウム合金板を得るための代表的、かつ好適な製造方法について説明する。このアルミニウム合金板の製造方法は、溶製したアルミニウム合金溶湯を鋳造し、任意的に均質化処理を施し、次いで、熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理をこの順序で行う。
３－１．鋳造工程
　前述の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（ＣＣ鋳造法）や半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法）等の通常の鋳造法を適宜選択して鋳造する。
３－２．均質化処理工程
　鋳造工程で得られる鋳塊に対して、必要に応じて均質化処理を行なってもよい。均質化処理は、４８０～５９０℃の温度で０．５～２４時間の加熱処理を施すのが好ましい。
３－３．熱間圧延工程
　均質化処理を行った後の鋳塊、或いは、均質化処理を行なわない場合には鋳造後の鋳塊に熱間圧延を実施する。均質化処理工程又は鋳造工程から熱間圧延開始までの過程においては、必要に応じて以下のいずれかの処理方法を適用することができる。
　即ち、均質化処理を行なった場合には、均質化処理後の冷却過程で常温又は常温近くまで鋳塊を冷却した後、改めて熱間圧延の開始温度まで加熱して必要に応じて２４ｈ以下保持（予備加熱）し、この温度で熱間圧延を開始する方法がある。また、均質化処理後の冷却過程で熱間圧延の開始温度まで冷却して必要に応じて２４ｈ以下保持（予備加熱）し、この温度で熱間圧延を開始する方法がある。なお、いずれの予備加熱においても、保持時間の下限は特に限定するものではなく、所定温度に到達後に直ちに熱間圧延を開始しても良い。均質化処理後の冷却速度は、早い方が自動車ボディシート材として要求されるＡＳＹＡ、ＡＳＥＬ、及び、ＢＨＹＳ等の機械的特性が向上しやすいので好ましい。
　一方、均質化処理を行なわない場合には、鋳造工程後に常温又は常温近くまで冷却した後、改めて熱間圧延の開始温度まで加熱して２４ｈ以下保持し、この温度で熱間圧延を開始する方法がある。なお、保持時間の下限は特に限定するものではなく、所定温度に到達後に直ちに熱間圧延を開始しても良い。
　熱間圧延の基本的な内容は、一般的なアルミニウム合金の熱間圧延工程が採用される。但し、上記の通り本発明においては、熱間圧延工程での結晶粒が過度に粗大化することを抑制するために、熱間圧延条件を制限することが必須となる。ここで熱間圧延温度については、熱間圧延開始温度及び熱間圧延終了温度が規定される。そして、本発明においては、熱間圧延開始温度を３００～４５０℃とし、熱間圧延終了温度を２００～４５０℃とする。
　ここで、熱間圧延条件は下記Ａ、Ｂ２つの条件に大別される。条件Ａは、熱間圧延開始温度を３００～４５０℃とし、熱間圧延終了温度を２００～３５０℃とするものである。熱間圧延開始温度が３００℃未満では、圧延が困難となり、又は、著しく生産性が低下することとなる。一方、熱間圧延開始温度が４５０℃を超えると、熱間圧延中に再結晶が起こりやすくなり、本発明で用いるＭｎ、Ｃｒの量が少ないアルミニウム合金では過度に粗大な再結晶組織が形成され、製品板に強いリジングマークが発生する場合がある。更に、熱間圧延終了温度が２００℃未満では、圧延が困難となる。一方、熱間圧延終了温度が３５０℃を超えると、再結晶して粗大な再結晶粒組織になる場合がある。以上のように、熱間圧延開始温度を３００～４５０℃とし、熱間圧延終了温度を２００～３５０℃とするのが好ましい。なお、条件Ａでは、熱間圧延開始温度を３００～４２０℃とし、熱間圧延終了温度を２００～３００℃とするのがより好ましい。
　条件Ｂは、熱間圧延開始温度を３５０～４５０℃とし、熱間圧延終了温度を３５０℃を超え４５０℃以下とするものである。ここで、条件Ｂの熱間圧延終了温度は、条件Ａにて粗大な再結晶粒組織が形成する場合があるとした温度域となっているが、条件Ａで記載した熱間圧延終了温度の条件である３５０℃を超えても、その後の冷間圧延率を適切に制御することでリジングマークの原因となるバンド状組織を分解できることを知見して見出した条件である。
　条件Ｂでは、熱間圧延開始温度を３５０～４５０℃として、条件Ａに比べて下限値を高温に設定したことを特徴とする。これによって、均質化処理後又は鋳造後から熱間圧延までの冷却温度範囲を狭くすることができ省エネルギーとなる。なお、熱間圧延開始温度の上限値は、条件Ａと同じく４５０℃とする。その理由も条件Ａと同じで、４５０℃を超えると熱間圧延中に再結晶が起こりやすくなるからである。一方、熱間圧延終了温度については、３５０℃を超え４５０℃以下とする。この範囲は、条件Ａで規定する範囲を超えるものである。熱間圧延開始温度を３５０℃以上とすることとあいまって、熱間圧延終了温度を狙いの温度に調節するのが容易になる。なお、熱間圧延終了温度を４５０℃以下とするのは、４５０℃を超えると熱間圧延中の再結晶粒が過度に粗大になり、その後の工程でバンド状組織を十分に分解することができないからである。以上のように、条件Ｂでは、熱間圧延開始温度を３５０～４５０℃とし、熱間圧延終了温度を３５０℃を超え４５０℃以下とするのが好ましい。なお、条件Ｂでは、熱間圧延開始温度を３７０～４５０℃とし、熱間圧延終了温度を３５０℃を超え４２０℃以下とするのがより好ましい。
３－４．冷間圧延工程
　熱間圧延工程に続いて、熱間圧延板に冷間圧延を施して最終板厚（製品板厚）の冷間圧延板とする。上述の熱間圧延の条件Ａ又は条件Ｂのそれぞれにおいて、望ましい冷間圧延率が異なる。上記熱間圧延の条件Ａの場合には、冷間圧延工程での圧下率を５０．０％以上、好ましくは６６．０％以上とする。圧下率が５０．０％未満の場合は、圧延中に形成される圧延集合組織が十分に発達せず、溶体化処理時に形成するＣｕｂｅ方位面積率Ｃが不十分となる。圧下率の上限値は使用する設備にもよるが、生産性の観点から９０％とする。なお、条件Ａのうち熱間圧延終了温度が３００℃～３５０℃の材料については、冷間圧延率を７６．５％以上とすることで、より確実にリジングマークを防止できる。理由については後述する熱間圧延の条件Ｂと同じである。
　上記熱間圧延の条件Ｂの場合には、熱間圧延終了温度が高く、回復により熱間圧延完了時点で蓄積されている歪みエネルギーが熱間圧延条件Ａに比べて低い。Ｃｕｂｅ方位の形成に寄与する圧延集合組織を条件Ａと同等レベルに発達させるためには条件Ａに比べて高い冷間圧延率とする方式が採用される。また、冷間圧延率を高くすると材料組織内に内在する第二相粒子周辺での再結晶が促進され（粒子促進核生成）、バンド状組織の分解がより効果的に行われる。条件Ｂの熱間圧延終了温度は条件Ａに比べて高く、熱間圧延中の粗大な再結晶粒が形成されやすくなっているが、冷間圧延率を高めてバンド状組織の分解力を高めることで耐リジング性が確保されることにもなる。条件Ｂの場合には、冷間圧延工程での圧下率を好ましくは７６．５％以上、より好ましくは８０．０％以上とする。圧下率を７６．５％以上とすることで、圧延中に形成される圧延集合組織が十分に発達し、溶体化処理時に形成するＣｕｂｅ方位面積率Ｃが十分となり、耐リジング性も十分となる。条件Ｂにおける圧下率の好適な上限値は使用する設備にもよるが、生産性の観点から９０％とする。
３－５．溶体化処理工程
　冷間圧延に続いて、圧延板に溶体化処理を施す。溶体化処理における材料到達温度は、４８０～５９０℃、好ましくは５００～５９０℃である。材料到達温度が４８０℃未満では、再結晶しない場合や、溶体化が不十分で目的に合った強度が得られない場合がある。一方、材料到達温度が５９０℃を超えると、板が溶融してしまい安定した製造が困難となる場合がある。溶体化処理の保持時間は特に限定されるものではないが、生産性の観点から０秒～５分とするのが好ましく、０秒～１分とするのがより好ましい。ここで、０秒とは、材料到達温度に達した後に直ちに冷却するものである。溶体化処理後の冷却については、保持温度から１５０℃までの温度域における冷却速度を１００℃／分以上とするのが好ましく、これにより十分な成形性と焼付硬化性を得ることができる。尚、この冷却速度は３００℃／分以上とするのがより好ましい。また、冷却速度の上限値は冷却装置や冷却方法に依存するが、本発明では生産性と操作性の観点から１００００℃／分とする。
３－６．その他の工程
　本発明においては、良好な焼付け硬化性を得るために、溶体化処理後直ちに予備時効処理を行うのが好ましい。予備時効処理条件は、温度５０～１５０℃で保持時間１～１００時間とするのが好ましい。但し、この予備時効処理は、結晶粒径や結晶方位に対して本質的な影響は与えるものではなく、従って本発明においては予備時効処理を行なわなくてもよい。
　以下に、本発明の実施例を比較例と共に説明する。
　本発明において、その主要課題である耐リジング性及びヘム曲げ性の向上を達成する発明の構成は、上記した結晶粒径ｄ１、ｄ２及びＣｕｂｅ方位面積率Ｃである。そこで、本実施例においては、合金の成分組成及び製造工程の条件を特定範囲に規定することにより、上記した発明の構成を制御している。また、肌荒れ性についても、ｄ１、ｄ２によって抑制されるものであることから、本実施例では肌荒れ性についても評価した。更に、これらの主要な課題の他、本実施例では機械的特性としての強度の評価も行った。強度は、本発明の課題として挙げられていないものの、自動車用ボディシート等において本来的に要求される特性だからである。
　尚、以下の実施例は、本発明の効果を説明するためのものであり、実施例記載のプロセス及び条件が本発明の技術的範囲を制限するものではない。
［アルミニウム合金板材の製造］
　表１の合金符号Ａ～Ｓに示す各成分組成のアルミニウム合金を常法に従って溶解し、ＤＣ鋳造法によりスラブに鋳造した。次に、得られた各スラブに対して均質化処理を施した後、室温付近まで放冷した。そして、均質化処理後のスラブについて、熱間圧延、冷間圧延、及び、溶体化処理を行い板材試料とした。他にも均質化処理後に熱間圧延開始温度まで冷却を行い、そのまま熱間圧延、冷間圧延、及び、溶体化処理を行った板材試料も作製した。これらの製造工程について、表２で処理条件を示しつつ以下に説明する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　鋳造した各スラブに５３０℃で８時間の条件で均質化処理を行った後、表２に示す各種条件で、均質化処理後の冷却、熱間圧延前の予備加熱、熱間圧延を順次行った。均質化処理後の冷却を「室温まで放冷」としたものは、均質化処理後に一旦室温まで冷却してから室温から熱間圧延開始温度まで再加熱を行い、その温度で２時間保持する予備加熱を行った。一方、「熱間開始温度まで冷却」としたものは、均質化処理後に熱間圧延開始温度まで冷却した後、その温度で１０分間保持する予備加熱を行った。更に、いずれの予備加熱後においても、熱間圧延を表２に示す開始温度と終了温度で実施した。熱間圧延後の板厚を表２に示す。
　次に、熱間圧延板に対して、表２に示す冷間圧延率で冷間圧延を施し、最終板厚１．０ｍｍの冷間圧延板を得た。また、製造プロセス番号２５は、４ｍｍの熱間圧延板に対し、２．０ｍｍまで冷間圧延を施した後、連続焼鈍炉を用いて５００℃で保持時間１０秒の中間焼鈍を実施し、その後再度冷間圧延を施し最終板厚１．０ｍｍの冷間圧延板を得た。
　そして、表２に示す条件で溶体化処理を実施した。溶体化処理には、連続焼鈍炉を用いた。その後、室温付近まで６００～１０００℃／分の冷却速度で冷却後、直ちに８０℃で５時間の予備時効処理を施した。この予備時効処理は機械的性質に影響するが、結晶粒径や結晶方位への影響はない。
［結晶粒径及び結晶方位の測定］
　以上のようにして得られた最終板厚１ｍｍの各板材試料について、前述した方法で結晶粒径ｄ１、ｄ２及びＣｕｂｅ方位面積率Ｃを測定した。本実施例においては、板材の幅方向中心部より５０ｍｍ以内の領域からサンプルを採取し結晶粒径、Ｃｕｂｅ方位面積率Ｃを測定した。粒径ｄ１の測定としては、板厚中心（ｔ／２）から±０．０５ｍｍの厚さ位置のＬ－ＬＴ面を測定した。粒径ｄ２の測定としては、上記採取サンプルのＬ－ＳＴ面を測定した。Ｃｕｂｅ方位面積率Ｃは、上記採取サンプルの表面を約６０～１００μｍの厚さ研磨したＬ－ＬＴ面について測定した。
［耐リジング性・肌荒れ性の評価試験］
　各板材試料について、従来から行われている簡便な評価手法を用いて耐リジング性の評価を行った。具体的には、圧延方向に対して９０°をなす方向に沿ってＪＩＳ５号試験片を採取した。この試験片に５％及び１５％のストレッチをそれぞれ行い、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、その発生の有無を目視で判定した。５％ストレッチは通常のプレス成形を想定したひずみ量であり、１５％ストレッチは特に成形の厳しい成形を想定したひずみ量である。○印は筋模様なし、×印は筋模様が強い状態を示す。また、同様にして肌荒れの有無も判定した。○印は肌荒れ発生なし、×印は表面性状として問題となる程度の肌荒れが発生したことを示す。結果を表３に示す。
［ヘム曲げ性の評価試験］
　また、各板材試料について、ヘム曲げ性を評価するためのヘミング試験を行った。ヘミング試験においては、溶体化処理を行った日から９０日後において、圧延方向に対して９０°方向のＪＩＳ５号試験片を採取した。ヘミング試験は、ＪＩＳＨ７７０１に基づき実施した。予歪は８％、プリヘミング時のポンチ先端半径は０．５ｍｍ、本ヘミング時の中板の厚さは１．０ｍｍとした。ヘミング試験後は外周部表面の観察を行い、ＪＩＳＨ７７０１に記載される０～２点を合格「○」とし、３～４点を不合格「×」とした。
［強度評価試験］
　最後に、機械的特性として強度の評価も行なった。上記のようにして製造された各板材試料について、溶体化処理を行った日から７日後において、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０．２％耐力（ＡＳＹＳ）と伸び（ＡＳＥＬ）を評価した。また、試験片を２％ストレッチした後に、塗装焼付け処理相当の加熱処理としてオイルバス中での１７０℃×２０分の加熱処理を施した後の０．２％耐力値（ＢＨＹＳ）も測定した。成形性や強度の判断基準として、自動車ボディシート材として要求される基準に基づいて、ＡＳＹＳが９０ＭＰａ以上、ＡＳＥＬが２５％以上、ＢＨＹＳが１６０ＭＰａ以上を合格として「○」とし、それ以外は不合格として「×」とした。結果を表３に示す。
　本実施例で製造した各アルミニウム合金板材試料についての、結晶粒径及び結晶方位の測定結果と、耐リジング性・肌荒れ性・ヘム曲げ性・強度に関する評価結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３の製造プロセス番号１～１９の例は、いずれも合金の成分組成がこの発明で規定する範囲内であって、かつ、溶体化処理後の結晶粒径ｄ１、ｄ２及びＣｕｂｅ方位面積率Ｃが本発明で規定する範囲内にある。これらの例では、５％及び１５％のストレッチではリジングマークが発生せず、また肌荒れも発生せず、いずれにおいても問題がないことが確認された。また、自動車ボディシート材として要求される機械的性質について、ＡＳＹＡ、ＡＳＥＬ、及び、ＢＨＹＳのいずれもが十分に要求性能を満たすものであった。
　これに対して、表３の製造プロセス番号２０、２１では、熱間圧延開始温度が高く、熱間圧延中に進行した粗大再結晶を、その後の冷間圧延と溶体化処理での再結晶によって十分に分解できず耐リジング性が低下した。また、冷間圧延によっても十分に圧延集合組織が発達しなかったため、Ｃｕｂｅ方位面積率Ｃが１０％を下回り、ヘム曲げ性に劣っていた。
　表３の製造プロセス番号２２では、熱間圧延開始温度及び熱間圧延終了温度が共に高過ぎた。そのため、冷間圧延を高い圧下率で実施しても熱間圧延中に進行した粗大再結晶を、その後の冷間圧延と溶体化処理での再結晶によって十分に分解できず耐リジング性が低下した。
　表３の製造プロセス番号２３では、板材試料の製造プロセスにおいて、冷間圧延率が低かったため、Ｃｕｂｅ方位面積率Ｃが本発明で規定する面積率（１０％）の範囲外となった。その結果、ヘム曲げ性に劣っていた。尚、この板材試料は、熱間圧延の温度（開始温度及び終了温度）は適切に設定されており、結晶粒径ｄ１、ｄ２は本発明で規定する範囲内にあった。そのため、過酷なプレス成形を模擬した１５％ストレッチでもリジングマークや肌荒れは発生しなかった。
　表３の製造プロセス番号２４では、板材試料の製造プロセスにおいて、溶体化処理温度が低かったため、自動車ボディシート材として要求される機械的性質を満たさなかった。尚、合金の成分組成、熱間圧延の開始及び終了温度、ならびに、冷間圧下率については適切であったので、結晶粒径ｄ１、ｄ２及びＣｕｂｅ方位面積率Ｃは本発明で規定する範囲内にあった。そのため、１５％ストレッチでもリジングマークや肌荒れは発生せず、また十分なヘム曲げ性を得ることができた。
　表３の製造プロセス番号２５では、板材試料の製造プロセスにおいて、冷間圧延工程の間で中間焼鈍を施したため、Ｃｕｂｅ方位面積率Ｃが本発明で規定する面積率よりも低かった。その結果、ヘム曲げ性に劣っていた。
　表３の製造プロセス番号２６～３１では、いずれも合金の成分組成が本発明で規定する範囲外となる例である。製造プロセス番号２６～２９では、Ｍｎ＋Ｃｒ量が０．０８０％を超えていたため、溶体化処理後の結晶粒径ｄ１が本発明で規定する範囲よりも小さくなった。これらの例については、熱間圧延の開始温度及び終了温度は本発明で規定する範囲内のため、５％ストレッチではリジングマークが発生しなかったが、過酷なプレス成形を模擬した１５％ストレッチではリジングマークが発生した。また、製造プロセス番号３０、３１では、Ｍｎ＋Ｃｒ量が０．００５％未満であったので、溶体化処理後の結晶粒径ｄ１及びｄ２が共に本発明で規定する範囲よりも大きくなっており、肌荒れが発生した。
　表３の製造プロセス番号３２～３５は、必須の添加元素であるＳｉ、Ｍｇのいずれかが、本発明で規定する添加範囲に対して範囲未満、或いは、過剰に添加された合金である。これらの板材試料は、製造条件における操作条件を本発明の条件下とすることで、結晶粒径ｄ１、ｄ２及びＣｕｂｅ方位面積率Ｃを具備していた。その結果、耐リジングマーク性、ヘム曲げ性及び耐肌荒れ性は合格であった。但し、伸び（ＡＳＥＬ）又は０．２％耐力（ＡＳＹＡ、ＢＨＹＳ）の少なくともいずれかについて、自動車ボディシート材としての機械的性質の基準を満たしていなかった。Ｓｉ及びＭｇは必須の添加元素であることから、機械的性質も考慮した適切な添加量とすべきであることが分かる。但し、本願発明の主題事項は、Ｍｎ及びＣｒの添加量を規制しつつ、製造条件を適正にすることで、耐リジング性やヘム曲げ性を改善することにあり、この点では問題がない。
　一方、表３の製造プロセス番号３６～３８の例では、必須元素（Ｓｉ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｃｒ）の含有量は適正範囲内にあり、またその製造条件も本発明範囲を満たしているが、選択元素であるＣｕ、Ｆｅ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｔｉの少なくともいずれかを過剰に添加した例である。Ｓｉ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｃｒの含有量が適正範囲内にあるため、結晶粒径ｄ１、ｄ２及びＣｕｂｅ方位面積率Ｃを満たしており、耐リジングマーク性、ヘム曲げ性及び耐肌荒れ性は合格であった。しかしながら、選択元素が過剰に含有されているため、ＡＳＹＡ、ＡＳＥＬ、ＢＨＹＳの少なくともいずれかが「×」となっており、自動車ボディシート材としての機械的性質を具備していない。よって、これら任意的添加元素を添加する場合には、その好適範囲を考慮した合金組成を適用すべきである。
　本発明に係るアルミニウム合金板は、厳しい成形条件においてもリジングマークの発生を確実に抑制でき、成形性についてはヘム曲げ性に優れる。また、本発明に係るアルミニウム合金板の製造方法は、量産規模で確実かつ安定して低コストでの生産を可能とする。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 (6)

  1. 　Ｍｇ：０．２０～１．５０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．３０～２．００ｍａｓｓ％を含有し、更に、Ｍｎ：０．００５～０．０８０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．００５～０．０８０ｍａｓｓ％の１種又は２種を含有し、０．００５≦Ｍｎ＋Ｃｒ≦０．０８０ｍａｓｓ％を満たし、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、
    　アルミニウム合金板は板厚ｔを有し、
    　板厚中央（ｔ／２）の位置を中心とし、前記中心から±（ｔ／８）の範囲の板厚におけるＬ－ＬＴ面の結晶粒径ｄ１が３０～８０μｍであり、
    　板厚全体におけるＬ－ＳＴ面の結晶粒径ｄ２が６０μｍ以下であり、
    　板表面における結晶方位のＣｕｂｅ方位面積率Ｃが１０％以上であること、を特徴とする耐リジング性及びヘム曲げ性に優れたアルミニウム合金板。
  2. 　前記アルミニウム合金が、Ｚｒ：０．０１～０．４０ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０３～１．００ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００５～０．３００ｍａｓｓ％、及び、Ｚｎ：０．０３～２．５０ｍａｓｓ％の１種又は２種以上を更に含有すると共に、Ｃｕ：１．５０ｍａｓｓ％以下に規制される、請求項１に記載の耐リジング性及びヘム曲げ性に優れたアルミニウム合金板。
  3. 　請求項１又は請求項２に記載の耐リジング性及びヘム曲げ性に優れたアルミニウム合金板の製造方法であって、
    　前記アルミニウム合金を鋳造する鋳造工程と、鋳塊を熱間圧延して熱間圧延板とする熱間圧延工程と、中間焼鈍を施さずに前記熱間圧延板を冷間圧延して冷間圧延板とする冷間圧延工程と、前記冷間圧延板を溶体化処理する溶体化処理工程とを備え、
    　前記熱間圧延工程において、熱間圧延開始温度を３００～４５０℃とし、熱間圧延終了温度を２００～４５０℃とし、
    　前記冷間圧延工程において、圧下率を５０．０％以上として最終板厚の冷間圧延板とし、
    　前記溶体化処理工程において、前記冷間圧延板を４８０～５９０℃の温度で溶体化処理すること、を特徴とするアルミニウム合金板の製造方法。
  4. 　前記熱間圧延開始温度を３００～４５０℃とし、前記熱間圧延終了温度を２００～３５０℃とする、請求項３に記載の耐リジング性及びヘム曲げ性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。
  5. 　前記熱間圧延開始温度を３５０～４５０℃とし、前記熱間圧延終了温度を３５０℃を超えて４５０℃以下とする、請求項３に記載の耐リジング性及びヘム曲げ性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。
  6. 　鋳造工程と熱間圧延工程との間に、鋳塊を４８０～５９０℃の温度で０．５～２４時間均質化処理する均質化処理工程を更に備える、請求項３～５のいずれか一項に記載の耐リジング性及びヘム曲げ性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。
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