WO2018012597A1 - プレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材 - Google Patents

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

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rolling
bending workability
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裕介 山本
裕也 澤
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    • B21B2003/001—Aluminium or its alloys

Definitions

  • the present invention can be used as a material for various automobiles such as automobile body seats and body panels, ships, aircraft, etc., as well as building materials, structural materials, other various machinery and equipment, home appliances, and parts thereof.
  • the present invention relates to an Al—Mg—Si—Cu-based aluminum alloy rolled material used after being subjected to paint baking.
  • the present invention relates to a rolled aluminum alloy material for forming that is excellent in press formability, bending workability, and ridging resistance, which is suitable for the above applications.
  • 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.
  • the aluminum alloy sheet for forming is being subjected to more severe forming processing particularly recently.
  • the quality of the surface appearance is emphasized.
  • the surface appearance quality it is strongly demanded that no ridging mark is generated as well as no Ruders mark is generated even in the above severe molding process.
  • the ridging mark is a fine concavo-convex pattern that appears in a streak pattern in a direction parallel to the rolling direction in the plate manufacturing process when the plate is formed.
  • the ridging mark is generated, even after the surface of the plate is coated, it appears as, for example, a less glossy part, so that the surface appearance quality may be impaired. Therefore, materials such as automobile body sheets that require particularly high surface appearance quality are strongly required to be free of ridging marks during molding.
  • the property that ridging marks are not easily generated during molding is referred to as “riding resistance”.
  • Al—Mg—Si alloys or Al—Mg—Si—Cu alloys having aging properties are known in addition to Al—Mg alloys. It has been.
  • the aging Al—Mg—Si based alloy and the aging Al—Mg—Si—Cu based alloy have relatively low strength and excellent formability at the time of molding before baking.
  • it also has the advantage that the Ruders mark is less likely to occur.
  • the press formability requires drawing formability and stretch formability. Regarding the improvement of the press formability, much knowledge has been obtained so far.
  • Patent Document Patent Document 1
  • Patent Documents 7 and 8 As specific measures for improving such ridging resistance, for example, in Patent Documents 7 and 8, crystal grains in the middle of hot rolling are mainly formed by setting the hot rolling start temperature to a relatively low temperature of 450 ° C. or lower. Is controlled to control the material structure after cold working or solution treatment. Moreover, in patent document 9, implementation of the different peripheral speed rolling in a warm area
  • Patent Documents 10 and 11 propose that the streak structure caused by the ingot crystal grains is once decomposed by performing self-annealing with heat at the time of winding the hot-rolled rolled sheet. . And when recrystallizing again at the time of solution treatment, since a streak structure is fully decomposed
  • Patent Document 12 after the alloy ingot is homogenized, it is rolled into a rolled material having a thickness of 4 to 20 mm by hot rolling so that the thickness reduction rate is 20% or more and the thickness is 2 mm or more. It is described that the Cube orientation of the plate material is appropriate by cold rolling.
  • the alloy composition is made suitable for improving the bending workability and ridging resistance. It is considered that the standard that serves as an index may not be applied to the manufacturing process or the plate material to be manufactured. Even in a manufacturing process that has been considered effective in the past, the effect cannot be obtained if the material structure, particularly the composition and properties of the precipitates, differ due to the adjustment of the alloy composition.
  • the starting temperature of hot rolling in Patent Documents 7 and 8 may be relatively low, or the effect may not always be sufficient when the molding conditions become more severe.
  • the present invention is capable of ensuring the surface quality after processing of the aluminum alloy plate material for forming processing while satisfying severe forming conditions, and press workability, bending workability, and ridging resistance are compatible with each other. Offer things.
  • Al—Mg—Si—Cu based alloys the tensile strength and 0.2% proof stress that serve as a guideline for improving press formability are considered.
  • an aluminum alloy having a Cu concentration of 0.30 mass% (hereinafter, simply referred to as “%”) or more is adopted.
  • Al-Mg-Si-Cu alloy is an aging aluminum alloy, but it should have high strength regardless of the aging days after solution treatment by adding Cu 0.30% or more. Can do.
  • this Al—Mg—Si—Cu-based alloy has high strength and can increase the difference between tensile strength and 0.2% proof stress. Can be secured.
  • the present inventors have secured the press formability by applying an Al—Mg—Si—Cu based alloy to which 0.30% or more of Cu is added, and then bent the platenability and ridging properties of the alloy sheet. We decided to study the means to achieve both.
  • the inventors of the present invention have conceived that there is a behavior / characteristic in an Al—Mg—Si—Cu based alloy manufacturing process as a matter closely related to the means.
  • Mg—Si based particles that are precipitates are particles containing Cu during the manufacturing process before hot rolling.
  • the particles are deposited very finely.
  • Precipitation of Mg—Si—Cu-based particles occurs in the cooling process after the homogenization treatment, the heating process up to the hot rolling temperature, and the heating and holding process up to the start of hot rolling. If the finely dispersed state of Mg—Si—Cu-based particles is left as it is, even if hot rolling is performed, the fine precipitates hardly function as the starting point of the recrystallized structure. Become. Therefore, the recrystallized structure expected by hot rolling does not appear, or even if recrystallization occurs, the recrystallized structure is very coarse and the ridging resistance is not improved.
  • the winding temperature of the hot-rolled rolled plate is set as in the conventional techniques (Patent Documents 10 and 11) described above. Even if self-annealing at 300 ° C. or higher, sufficient structural improvement is not observed. Moreover, an effect cannot be expected even if the intermediate annealing after hot rolling is performed.
  • the present inventors decided to control the distribution state of the Mg—Si—Cu based particles with respect to the Al—Mg—Si—Cu based alloy sheet.
  • the characteristics of Mg—Si—Cu-based particles were arranged as follows.
  • the precipitation state of Mg—Si—Cu-based particles is affected by the cooling rate after the homogenization treatment.
  • the cooling rate after the homogenization treatment is high, precipitation of Mg—Si—Cu-based particles occurs at a lower temperature and the size of the particles is also reduced.
  • the amount of Mg, Si, and Cu taken up in a solid solution state increases, further fine precipitation occurs during subsequent heating.
  • the Mg—Si—Cu-based particles precipitated after the homogenization treatment are coarsened in the heating process and the holding process when the aluminum alloy ingot is heated and held at the hot rolling temperature.
  • the coarsening rate of Mg—Si—Cu based particles in an Al—Mg—Si—Cu based alloy with 0.30% or more of Cu is Mg—Si precipitated in an Al—Mg—Si based alloy with less than 0.30% of Cu. -Very slow compared to the coarsening rate of Cu-based particles.
  • the precipitates are controlled as described above, and then at a suitable temperature after hot rolling. It was decided to carry out self-annealing by winding.
  • the Al—Mg—Si—Cu-based alloy sheet produced in this way is excellent in press formability, the texture is appropriately controlled, and the bending workability is also improved. Furthermore, it also has excellent ridging resistance.
  • the present invention contains Cu: 0.30 to 1.50%, Si: 0.30 to 1.50%, Mg: 0.30 to 1.50%, and further 0.50% or less.
  • An aluminum alloy rolled material for forming process comprising at least one of Mn, 0.40% or less of Cr, and 0.40% or less of Fe, with the balance being Al and an inevitable impurity aluminum alloy, and having a tensile strength of 0
  • the ratio of the Cube orientation density to the random orientation is 10 or more in a plane that is at least 120 MPa in difference from the 2% proof stress, orthogonal to the thickness direction and at a depth of 1/4 of the total thickness from the surface.
  • an area of 10 mm in the rolling width direction and 2 mm in the rolling direction is 10 etc. in the rolling width direction.
  • the difference between the maximum value and the minimum value of the average Taylor factor when the forming process is considered to be plane strain deformation with the rolling width direction as the main strain direction is within 1.0 in absolute value. It is an aluminum alloy rolled material for forming process excellent in press formability, bending processability and ridging resistance.
  • the rolled aluminum alloy material of the present invention contains at least one of Mn: 0.03 to 0.50%, Cr: 0.01 to 0.40%, Fe: 0.03 to 0.40%. Further, it may contain at least one of Mn: 0.03-0.15%, Cr: 0.01-0.04%, Fe: 0.03-0.40%.
  • the difference between the tensile strength and the 0.2% proof stress is preferably 121 to 133 MPa.
  • the ratio of the Cube orientation density to the random orientation is preferably 12 or more, and more preferably 12-18.
  • the difference between the maximum value and the minimum value of the average Taylor factor is preferably within 0.9 in absolute value, and preferably 0.5 to 0.9 in absolute value.
  • the score when compared with the workability evaluation sample is 6 or more, preferably 7 or more, and more preferably 8 or more.
  • the rolled aluminum alloy material of the present invention is obtained by a rolling process including a hot rolling process.
  • the average of the precipitated particles having a particle diameter of 0.4 to 4.0 ⁇ m is obtained.
  • the particle diameter is preferably 0.6 ⁇ m or more, and preferably 0.7 to 1.9 ⁇ m.
  • the density of the precipitated particles having a particle diameter of 0.4 to 4.0 ⁇ m is preferably 1500/100 ⁇ m 2 or less, and preferably 402 to 1411/100 ⁇ m 2 .
  • the recrystallization rate after hot rolling is preferably 95% or more, more preferably 100%.
  • the aluminum alloy rolled material according to the present invention is obtained by controlling Mg—Si—Cu-based particles precipitated in the plate manufacturing process while Cu addition amount is 0.30% or more in an Al—Mg—Si-based alloy containing Cu. It is an aluminum alloy rolled material that is manufactured and has both high press formability, ridging resistance and bending workability.
  • the rolled aluminum alloy according to the present invention includes Cu, Si, and Mg as essential additive elements, and further includes at least one of Cr, Mn, and Fe.
  • An aluminum alloy composed of the balance Al and inevitable impurities is included.
  • the addition amount will be described together with the action thereof.
  • Cu 0.30 to 1.50%
  • Cu is an alloy element that is fundamental in the alloy system of the present invention, and contributes to strength improvement in cooperation with Si and Mg described later.
  • the amount of Cu added is 0.30% or more to increase the strength of the alloy sheet after solution treatment and increase the difference between the tensile strength and the 0.2% proof stress. Ensures moldability. If the amount of Cu is less than 0.30%, this effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, regarding the upper limit, if it exceeds 1.50%, the corrosion resistance (intergranular corrosion resistance, yarn rust resistance) deteriorates.
  • the Cu content is set in the range of 0.30 to 1.50%.
  • This lower limit value of 0.30% of Cu is a standard for ensuring press formability, and clearly indicates whether the relationship between the Cube orientation density and random orientation, which will be described later, and the deviation of the average Taylor factor are compatible. It has significance as a standard.
  • Si 0.30 to 1.50%
  • Si is an alloy element that is fundamental in the alloy system of the present invention, and contributes to strength improvement in cooperation with Mg and Cu.
  • the Si content is set in the range of 0.30 to 1.50%.
  • the Si content is preferably in the range of 0.60 to 1.30%.
  • Mg 0.30 to 1.50%
  • Mg is also an alloy element that is fundamental in the alloy system that is the subject of the present invention, and contributes to strength improvement in cooperation with Si and Cu. If the amount of Mg is less than 0.30%, G. contributes to strength improvement by precipitation hardening during baking. P. Since the generation amount of the zone is reduced, sufficient strength improvement cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 1.50%, coarse Mg—Si—Cu-based particles are generated, and press formability, particularly bending workability is improved. descend. Therefore, the Mg content is set in the range of 0.30 to 1.50%. In order to improve the press formability of the final plate, particularly bending workability, the Mg content is preferably in the range of 0.30 to 0.80%.
  • Mn and Cr are elements that are effective in refining crystal grains and stabilizing the structure. However, if the content of Mn exceeds 0.50% or the content of Cr exceeds 0.40%, not only the above effects are saturated, but a large number of intermetallic compounds are produced and molded. May adversely affect the properties, particularly hem bendability. Therefore, Mn is 0.50% or less and Cr is 0.40% or less.
  • the contents of Mn and Cr are preferably Mn: 0.03 to 0.50% and Cr: 0.01 to 0.40%.
  • Mn and Cr when Mn exceeds 0.15%, or when Cr exceeds 0.05%, the above effect becomes too strong, and during self-annealing after hot rolling. There is a risk that recrystallization will be suppressed. Therefore, it may be preferable to limit Mn and Cr while considering the balance with other additive elements. At this time, Mn is more preferably 0.03% or more and 0.15% or less. And, Cr is more preferably 0.01% or more and 0.05% or less.
  • Fe 0.40% or less Fe is also an element effective for strength improvement and crystal grain refinement, but if it exceeds 0.40%, a large number of intermetallic compounds may be formed, which may reduce bending workability. . Therefore, the amount of Fe is 0.40% or less. Further, as the lower limit of the Fe amount, if the Fe amount is less than 0.03%, a sufficient effect may not be obtained. Therefore, the amount of Fe is preferably in the range of 0.03 to 0.40%. When further bending workability is required, the content is more preferably 0.03% to 0.20%.
  • the aluminum alloy in the present invention may be basically composed of Al and inevitable impurities in addition to the Si, Mg, Cu, Cr, Mn, and Fe described above.
  • Inevitable impurities include Zn, Ti, V, etc. If Zn is 0.30% or less, elements other than Zn are 0.10% or less, and the total impurity elements other than Zn are 0.20% or less. The effect of the present invention is not impaired.
  • the aluminum alloy rolled material according to the present invention employs an Al—Mg—Si—Cu-based alloy, and by adding 0.30% or more of Cu, the tensile strength of the alloy plate is 0.2%.
  • the difference from the% yield strength is set to 120 MPa or more.
  • the state of fine clusters formed after the solution treatment is changed, and the effect of greatly improving work hardening characteristics is obtained.
  • the difference between the tensile strength and the 0.2% proof stress is 115 MPa or less.
  • the rolled aluminum alloy material produced by the method according to the present invention has good properties in ridging resistance and bending workability in addition to press formability. .
  • This aluminum alloy rolled material exhibits characteristic characteristics in its texture. Specifically, it has characteristics in each of the relationship between the Cube orientation density and the random orientation and the deviation of the average Taylor factor on a predetermined surface of the aluminum alloy sheet, and these indices are simultaneously set in a preferable range. Hereinafter, each characteristic will be described.
  • the rolled aluminum alloy material according to the present invention is the final rolled aluminum alloy sheet.
  • the texture of the plate is appropriately controlled using the Cube orientation density as an index. This is particularly for improving the bending workability stably.
  • the Cube orientation density is the orientation density of crystal grains having a Cube orientation ( ⁇ 100 ⁇ ⁇ 001> orientation).
  • the ratio of the Cube azimuth density to the random azimuth is 10 or more in a plane orthogonal to the plate thickness direction and at a depth of 1/4 of the total plate thickness from the surface. It takes a thing.
  • the ratio of Cube orientation density is preferably 12 or more, more preferably 12-18.
  • the texture is defined in a plane perpendicular to the plate thickness direction and at a depth of 1 ⁇ 4 of the total plate thickness from the surface as a standard for improving the bending workability.
  • the surface quality is particularly affected because it is near the surface of the plate.
  • the measurement of the Cube orientation density will be specifically described with reference to FIG.
  • a surface S2 that is orthogonal to the plate thickness direction T and is 1 ⁇ 4 of the total plate thickness t from the plate surface S1 is exposed by mechanical polishing.
  • incomplete pole figures of the (111), (220), and (200) planes are measured by the Schulz reflection method, which is one of the X-ray diffraction measurement methods, within an inclination angle range of 15-90 °.
  • the orientation information of the texture is acquired.
  • the Cube orientation density can be obtained using pole figure analysis software.
  • analysis software for example, analysis software “Standard ODF” publicly distributed by Associate Professor Hiroshi Inoue of Osaka Prefecture University and “OIM Analysis” manufactured by TSL may be used. Specifically, first, the orientation information of the texture obtained by the above-described method is rotated as necessary, and the expansion orders of “even term” and “odd term” are “22” and “19”, respectively. The series expansion is performed under the conditions of “” to obtain the crystal orientation distribution function (ODF). The orientation density in each orientation obtained by ODF can be calculated as a ratio (random ratio) to the orientation density of a standard sample having a random texture obtained by sintering aluminum powder.
  • ridging resistance is improved as well as press formability and bending workability, and these characteristics are suitably balanced.
  • ridging resistance it is extremely important to appropriately control the texture of the rolled aluminum alloy material as the final plate using the Taylor factor as an index. That is, a high level of ridging resistance can be realized by controlling the texture so that the variation of the average Taylor factor in the rolling width direction is within an appropriate range.
  • the ridging mark is a minute uneven pattern that is formed in a streak shape in a direction parallel to the rolling direction when a rolled plate is formed.
  • the cause of the generation of ridging marks is considered to be that the amount of plastic deformation of adjacent crystal orientations differs during molding.
  • the actual strain state of a press-formed part when a rolled plate is press-molded is mainly distributed in a region between a plane strain state and an equibiaxial strain state.
  • ridging marks are most prominently generated by plane strain whose main strain direction is the rolling width direction (direction perpendicular to the rolling direction and parallel to the plate surface).
  • the plane strain deformation in the rolling width direction is a strain state in which only the elongation in the rolling width direction and the reduction of the plate thickness occur.
  • the dispersion (variation width) of the Taylor factor value in the rolling width direction when the forming process is considered to be plane strain deformation with the rolling width direction as the main strain direction is an effective index for ridging resistance.
  • the Taylor factor is calculated from all crystal orientations existing in the texture. However, on the surface of the rolled plate or the surface inside the plate parallel to it, the forming process takes the rolling width direction as the main strain direction. It is effective for improving the ridging resistance to suppress the variation in the rolling width direction of the Taylor factor when it is regarded as plane strain deformation.
  • the forming process is a plane strain deformation with the rolling width direction as the main strain direction in each of the divided regions in the same plane obtained by dividing the 2 mm region in the rolling direction into 10 equal parts in the rolling width direction.
  • the difference between the maximum value and the minimum value of the Taylor factor is 1.0 or less in absolute value.
  • an absolute value within 0.9 is preferable.
  • FIG. 1 shows a plate surface S1 orthogonal to the plate thickness direction T, a surface S2 orthogonal to the plate thickness direction T and at a depth of 1 ⁇ 4 of the total plate thickness t from the plate surface S1, and a plate thickness direction T.
  • the three surfaces S1, S2, and S3, which are surfaces S3 that are orthogonal to each other and at a depth of 1 ⁇ 2 of the total thickness t from the plate surface S1, are clearly shown.
  • an area SA of 10 mm in the rolling width direction Q and 2 mm in the rolling direction P is taken at an arbitrary position in the surface, and the area SA is set in the rolling width direction Q.
  • an area of 10 mm in the rolling width direction and 2 mm in the rolling direction is set, and a divided area obtained by dividing this area into 10 equal parts in the rolling width direction is an object of measurement of the average Taylor factor.
  • the difference between the maximum value and the minimum value of the average Taylor factor measured in each divided region is used as an index for evaluating ridging resistance.
  • the validity of the average Taylor factor for setting the shape / dimension and the number of divisions of the measurement region has been confirmed by the present inventors. The present inventors have confirmed by experiments that ridging resistance can be reliably and effectively evaluated based on these settings.
  • the maximum value of the variation of the average Taylor factor in the rolling width direction is defined only for the surface S3, that is, the surface located at the center of the plate thickness.
  • the reason why only the presence / absence of variation in the average Taylor factor of the surface S3 is used as an index for evaluating ridging resistance is that it is preferable to determine the presence / absence of ridging marks based on the crystal state in this region.
  • the crystal state on the surface of the plate (surface S1) and the surface (surface S2) at a depth of 1 ⁇ 4 of the total plate thickness can affect the generation of ridging marks as well as the surface S3.
  • the band-like structure that gives is most likely to remain near the center of the plate thickness.
  • the present invention is intended to decompose the band-like structure, and in order to evaluate the state of the texture formed by its success or failure This is because this index is preferable.
  • the present invention does not deny that the divided areas are set for the surface S1 and the surface S2 in the same manner as the surface S3 and the variation of the Taylor factor is measured. Furthermore, the variation in the Taylor factor on the surfaces S1 and S2 is not intended to exclude that the variation in the surface S3 required by the present invention is equal to or better than that.
  • the surface S3 at a depth that is 1 ⁇ 2 of the total thickness as a measurement surface is exposed. This can be dealt with by performing mechanical polishing, buffing, and electrolytic polishing.
  • the predetermined divided region ranges continuous in the rolling width direction are measured by using a backscattered electron diffraction measurement device (SEM-EBSD) attached to the scanning electron microscope for each field of view. Get direction information.
  • SEM-EBSD backscattered electron diffraction measurement device
  • an average Taylor factor is obtained using EBSD analysis software.
  • “OIM Analysis” manufactured by TSL may be used as the analysis software. Specifically, first, the orientation information of the texture obtained by the above-described method is rotated as necessary so that the measurement data indicates the orientation information when viewed from the thickness direction. Next, an average Taylor factor in each divided region can be calculated by calculating an average Taylor factor under a plane strain state in which the plate thickness decreases and the rolling width direction extends, for each measurement data of each visual field. The calculation can be performed assuming that the active main slip system is ⁇ 111 ⁇ ⁇ 110>. In this way, the average Taylor factor in each divided region is calculated, and the difference between the maximum value and the minimum value is calculated to evaluate the ridging resistance.
  • the rolled aluminum alloy material according to the present invention is a plate material made of an Al—Mg—Si—Cu alloy, and has an optimized texture. As described above, in order to obtain such a suitable texture, it is preferable to control the distribution state of Mg—Si—Cu-based particles during the plate manufacturing process and adjust the recrystallized structure after hot rolling.
  • the cooling rate after the homogenization treatment is appropriately set, and the ingot after the homogenization treatment is set. Is consciously held at the hot rolling temperature.
  • the Mg—Si—Cu-based particles are coarsened, and a starting point for expressing a suitable recrystallized structure can be formed. And at the time of winding of the rolling material in a subsequent hot rolling process, it can recrystallize finely by the self-annealing using the heat.
  • a step of cooling so that an average cooling rate of 1 ⁇ 4 part thickness from the surface of the ingot until the temperature reaches 20 ° C./h to 2000 ° C./h, the cooling temperature exceeding 320 ° C.
  • a forming step including a cooling step of temperature or a temperature from 320 ° C. to room temperature, and a step of starting hot rolling at 370 ° C. to 440 ° C. and winding the hot-rolled aluminum alloy at 310 to 380 ° C.
  • a method for producing a rolled aluminum alloy material in which an aluminum alloy after a cooling step is maintained at a pre-rolling heating temperature set within a range of 370 ° C. to 440 ° C. before hot rolling. , And a method of controlling the size of the precipitated particles in the aluminum alloy.
  • this aluminum alloy rolling material is demonstrated.
  • an aluminum alloy having the above component composition is melted in accordance with a conventional method, and a normal casting method such as a continuous casting method or a semi-continuous casting method (DC casting method) is appropriately selected and cast. And the homogenization process is performed with respect to the obtained ingot.
  • the treatment conditions for carrying out the homogenization treatment are not particularly limited. Usually, heating may be performed at a temperature of 500 ° C. or more and 590 ° C. or less for 0.5 hour or more and 24 hours or less.
  • the ingot that has been homogenized is cooled and hot-rolled.
  • the range of the cooling rate from the stage at which the homogenization treatment is completed is defined, and before the hot rolling is started after the ingot is cooled. It is necessary to hold the ingot intentionally for a predetermined time or more at the pre-rolling heating temperature.
  • the cooling rate from the stage at which the homogenization treatment is completed is such that the average cooling rate until the temperature of the 1 ⁇ 4 part thickness from the ingot surface changes from 500 ° C. to the cooling temperature is 20 ° C./h to Cool to 2000 ° C / h.
  • the cooling temperature is a temperature exceeding 320 ° C.
  • the reason why the cooling rate after the homogenization treatment is defined in this way is that if the cooling rate is too high, fine Mg—Si—Cu-based particles tend to precipitate. Also, if the cooling rate is too slow, Mg—Si—Cu-based particles will precipitate coarsely beyond the size necessary to promote recrystallization, and the particles will be dissolved in the final heat treatment (solution treatment). This is because time is wasted.
  • the cooling rate is preferably 50 ° C./h to 1000 ° C./h.
  • the measurement position of the temperature of the ingot when measuring the cooling rate, is set to 1/4 part of the thickness from the surface (the same applies hereinafter). Further, the temperature measurement position of the ingot is also set to 1 ⁇ 4 part in thickness at the time of temperature control in the holding at the heating temperature before rolling described later. This is because it is difficult to appropriately measure the cooling rate because the temperature of the surface layer of the ingot is severe. In addition, although stable temperature measurement is possible even at the center of the ingot, there is a possibility that a slight delay may occur in the temperature change, and in consideration of strict management of the cooling rate or holding time, the thickness of the ingot 1/4 part is preferred.
  • the temperature of the ingot thickness 1 ⁇ 4 part may be measured using an ingot in which a thermocouple is embedded, or may be calculated using a heat transfer model. In the following description, the temperature of the ingot means the temperature of the ingot thickness 1 ⁇ 4 part.
  • the heat history of the ingot after cooling after the homogenization treatment can adopt a plurality of patterns based on the ingot temperature after the cooling step.
  • the ingot is cooled from the homogenization temperature without making it 320 ° C. or lower, and then the ingot is held at a pre-rolling heating temperature set within a range of 370 ° C. to 440 ° C. before hot rolling.
  • the ingot may be held at the pre-rolling heating temperature.
  • the ingot may be slightly heated to maintain the pre-rolling heating temperature.
  • the ingot may be once cooled to a temperature in the range of 320 ° C. to room temperature in the cooling step. Even when the ingot is once cooled to a temperature in the range of 320 ° C. to room temperature, the ingot is reheated to the pre-rolling heating temperature and maintained at the pre-rolling heating temperature, so that the fine Mg—Si—Cu system Particles can be coarsened. Therefore, there is no problem even if the ingot is subjected to such a heat history in producing the final plate of the aluminum alloy having excellent ridging resistance and bendability. Then, once the ingot is cooled to a temperature in the range of 320 ° C. to room temperature and reheated, it is useful for obtaining stable product characteristics.
  • the ingot is preferably maintained at a pre-rolling heating temperature set within a range of 370 ° C. to 440 ° C. before the start of hot rolling.
  • a pre-rolling heating temperature set within a range of 370 ° C. to 440 ° C. before the start of hot rolling.
  • the reason why the heating temperature before rolling is set to 370 ° C. to 440 ° C. is that the temperature is necessary for the coarseness of finely precipitated Mg—Si—Cu-based particles. If the temperature is less than 370 ° C., the element diffusion distance cannot be sufficiently obtained, and a preferable particle size cannot be obtained. If the temperature exceeds 440 ° C., coarse recrystallized grains are formed during hot rolling, and the ridging resistance is lowered. To do.
  • This pre-rolling heating temperature range is the same as the hot rolling temperature range. Therefore, the heating temperature before rolling and the hot rolling temperature may be set to the same temperature. In this case, the ingot after the cooling step is held at the hot rolling temperature, and the hot rolling can be started as it is.
  • the pre-rolling heating temperature and the hot rolling temperature may be set to different temperatures.
  • hot rolling is started after the ingot heated and held at the heating temperature before rolling is cooled or reheated.
  • both temperatures are set in the range of 370 ° C to 440 ° C.
  • the temperature of an ingot is the temperature of 1/4 part thickness from the surface of an ingot.
  • the holding time at the heating temperature before rolling has an optimum range according to various conditions such as the composition of the aluminum alloy and the heat history after the homogenization treatment.
  • the Cu content in the aluminum alloy is mentioned. This is because, as described above, the dispersion state and the coarsening rate of the Mg—Si—Cu-based particles vary depending on the Cu content.
  • the heat history of the aluminum alloy after the homogenization treatment is also targeted.
  • This heat history means that the aluminum alloy is kept at the heating temperature before rolling without being cooled to 320 ° C. or less after the homogenization treatment, or the aluminum alloy is cooled to a temperature in the range of 320 ° C. to room temperature after the homogenization treatment. Then, the history of either reheating up to the pre-rolling heating temperature and holding at the pre-rolling heating temperature.
  • the holding time at the heating temperature before rolling can also be determined by the cooling rate after the homogenization treatment (the average cooling rate of the ingot between 500 ° C. and the above cooling temperature).
  • the inventors of the present application have found a suitable holding time in consideration of these various conditions.
  • the holding time at the pre-rolling heating temperature is preferably not less than the lower limit holding time (h) calculated by the following formula A.
  • the Mg—Si—Cu based particles can be easily controlled to an appropriate particle size.
  • These formulas are derived by arranging the cooling conditions after the homogenization treatment and the amount of Cu in Al based on various experimental data.
  • the holding time before hot rolling is not particularly limited as long as it is equal to or longer than the lower limit holding time calculated by Formula A. If the temperature of the ingot is within the range of the heating temperature before rolling, the lower limit holding time is achieved by integrating the time during which the ingot is in the furnace, the moving time, and the waiting time on the hot rolling table. May be.
  • the upper limit of the holding time is not particularly limited, but during normal operation, hot rolling is performed after holding within 24 hours.
  • Coarse precipitated particles grown by holding at the heating temperature before rolling become nucleation sites for recrystallization and have an action of promoting recrystallization.
  • the precipitated particles having a particle diameter of 0.4 ⁇ m to 4.0 ⁇ m in the crystal grains that can be observed with a scanning electron microscope are extracted.
  • the average particle diameter of the precipitated particles is preferably 0.6 ⁇ m or more, and more preferably 0.8 ⁇ m or more.
  • the total number of precipitated particles having a particle diameter in a crystal grain of 0.04 ⁇ m to 0.40 ⁇ m that can be observed with a scanning electron microscope is 1500/100 ⁇ m 2 or less.
  • hot rolling is performed according to a conventional general method.
  • the hot rolling temperature is set within a range of 370 ° C to 440 ° C.
  • this hot rolling temperature and the winding temperature mentioned later are the temperature of the plate surface or coil side wall surface of a workpiece. These temperatures can be measured with a contact thermometer or a non-contact thermometer.
  • the hot rolling process it is important to set the winding temperature after hot rolling.
  • the above-mentioned cooling after homogenization and holding at the heating temperature before rolling obtains an appropriate particle distribution, and there are few fine particles that hinder the recrystallization promotion action and coarse boundary movement by coarse precipitate particles.
  • the ingot in the state is hot-rolled. Then, by appropriately setting the winding temperature for the obtained hot-rolled sheet, recrystallization occurs due to self-annealing, and a fine recrystallized structure serving as a basis for a material structure for improving ridging resistance is obtained. be able to.
  • the coiling temperature after hot rolling is 310 to 380 ° C., preferably 325 to 365 ° C.
  • the coiling temperature is less than 310 ° C.
  • a recrystallized structure cannot be stably obtained by self-annealing even if an appropriate particle distribution is obtained before the start of hot rolling.
  • the temperature exceeds 380 ° C., even if a recrystallized structure is obtained by self-annealing, the recrystallized grains are coarse, so that ridging resistance is lowered.
  • the total cold rolling ratio from the hot rolled sheet thickness to the product sheet thickness is preferably 65% or more, and more preferably 75% or more.
  • the upper limit value of the total cold rolling rate is not particularly limited, but is 85% in the present invention.
  • the aluminum alloy sheet having a predetermined thickness as described above is further subjected to a solution treatment that also serves as a recrystallization process, thereby obtaining an aluminum alloy sheet for forming that is particularly excellent in bendability and ridging resistance. be able to.
  • the solution treatment condition also used as the recrystallization treatment is that the material arrival temperature of 1/4 part of the plate thickness is 500 ° C. or more and 590 ° C. or less, and the holding time at the material arrival temperature is not held within 5 minutes.
  • the temperature is 530 ° C. or higher and 580 ° C. or lower, and the holding time at the material reaching temperature is more preferably no holding to within 1 minute.
  • a preliminary aging treatment is performed immediately after the solution treatment for 1 hour or more in a temperature range of 50 to 150 ° C. It can be carried out.
  • this preliminary aging treatment has no essential effect on the texture. Therefore, in the present invention aiming at improving ridging resistance affected by the material structure, it is not an essential requirement whether or not the pre-aging treatment is performed.
  • rolled aluminum alloy material for forming according to the present invention a plurality of aluminum alloy rolled sheets for forming with different compositions were manufactured while adjusting the manufacturing conditions. Measurement and evaluation of the mechanical properties and texture of the manufactured aluminum alloy rolled sheet are performed, and evaluation tests of mechanical properties (tensile strength and 0.2% proof stress), bending workability, and ridging resistance are performed. Went.
  • the distribution state of Mg—Si—Cu-based particles in the aluminum alloy ingot before hot rolling was also examined.
  • a small piece sample was cut out from a 1/4 part thickness at the center of the width of the ingot at a position 500 mm from the end of the ingot after casting the test material.
  • the sample which reproduced the thermal history (heat history from the homogenization process to the holding at the hot rolling temperature before hot rolling) equivalent to the invention example and comparative example of Table 2 in a laboratory is prepared, and the surface is mirror-finished After polishing, images were taken with an FE-SEM and image analysis was performed.
  • the state of recrystallization after hot rolling was confirmed.
  • a sample was taken from the central portion in the width direction.
  • the crystal grain structure was photographed, and in a 2 mm ⁇ 4 mm field of view, 10 straight lines were drawn at equal intervals in the vertical and horizontal directions, and recrystallized at 100 lattice points. It was judged visually.
  • the number of lattice points corresponding to the recrystallized grains was defined as the recrystallization rate, and when the recrystallization rate was 95% or more, the recrystallization structure was defined.
  • regulates was measured.
  • the Cube orientation density as described above, the surface S2 at a depth of 1/4 of the total plate thickness is exposed by mechanical polishing, and then X-ray diffraction measurement is performed.
  • the surface S3 having a depth of 1 ⁇ 2 of the total plate thickness was exposed by mechanical polishing, and SEM-EBSD measurement was performed on the exposed surface by the method described above. Then, after setting the area SA at the center in the plate width direction as a representative example of the arbitrary area on the S3 surface, the orientation information of the texture in each divided area SA1, SA2,. . From the obtained azimuth information, the average Taylor factor was calculated by the method described above, and the absolute value of the difference between the maximum value and the minimum value of the average Taylor factor between the divided areas in the same plane was calculated.
  • bending workability was evaluated by a 180 ° bending test. Bending specimens are collected along a direction that forms 90 ° with respect to the rolling direction, and after 5% pre-straining, a 180 ° bending test is performed with an intermediate plate with a thickness of 1mm (bending radius: 0.5mm). did. And the external appearance of the bending part was compared with the bending workability evaluation sample shown in FIG. 2, and a score (score) was given to the bending workability in each direction. The results are shown in Table 3. In addition, a bending score represents that bending property is so favorable that the numerical value is high. In this embodiment, it was determined that a score of “6” or more is good for bending workability, “7” or more is excellent, and “8” or more is best.
  • the aluminum alloy plate materials No. 19, No. 21 to 23, and No. 25 to 27 are all in the range defined by the present invention for the component composition.
  • the Cube orientation density on the surface S2 and the average Taylor factor variation on the surface S3 satisfy the conditions defined in the present invention.
  • the aluminum alloy sheet 10 has a component composition outside the specified range of the present invention. These are alloy B (No. 2) having a Cu content of less than 0.3%, alloy F (No. 6) having a Si content of less than 0.3%, and alloy having a Mg content of less than 0.3%.
  • alloy B No. 2
  • alloy F No. 6
  • the result of the aluminum alloy plate material made of J No. 10) is shown. Since these aluminum alloy plates have Cu, Si, and Mg contents related to mechanical properties lower than the prescribed amounts of the present invention, there is a difference between tensile strength (ASTS) and 0.2% proof stress (ASYS). , Less than 120 MPa.
  • manufacturing process No. 5, no. 9, no. The composition of the 13 aluminum alloy sheet is also outside the specified range of the present invention.
  • plate material which consists of M (No. 13) is shown. Since these aluminum alloy sheet materials exceed the range specified by the present invention in terms of Cu, Si, Mg content, coarse particles formed in the manufacturing process remain in the product sheet, and the origin of cracks during bending Therefore, it does not have sufficient bending workability. In these comparative examples, the score in the bending test was low.
  • the aluminum alloy plate No. 14 was acceptable with respect to ridging resistance and bending workability, but the lower limit values with suitable contents of Fe, Mn, and Cr (Mn: 0.03% or less, Cr: 0.01%) Hereinafter, Fe: 0.03% or less). For this reason, the aluminum alloy sheet had a slight roughness that is considered to be due to the coarsening of crystal grains during the solution treatment. Therefore, regarding this alloy, it can be said that the workability is acceptable, but it is not recommended when the work quality is particularly important.
  • the manufacturing process No. In 28 the heating temperature before rolling is lower than the preferred condition. In this comparative example, it was held at the hot rolling temperature for more than the required time calculated from Formula A before hot rolling, but a precipitate large enough to promote self-annealing was not obtained, Recrystallization after hot rolling did not proceed sufficiently.
  • the manufacturing process No. In No. 29 the holding time at the heating temperature before rolling was shorter than the required time calculated from the formula A. Therefore, a lot of fine precipitates were precipitated. Thereby, recrystallization after hot rolling did not fully advance. Further, the manufacturing process No. In No.
  • the aluminum alloy sheet material 31 is an aluminum alloy sheet material that is insufficiently recrystallized in the state after hot rolling. From Table 3, these Nos. 28, no. 29, no. In the aluminum alloy plate material No. 31, the difference between the maximum value and the minimum value of the average Taylor factor of the surface S3 in the final plate exceeded 1.0, and the ridging resistance was poor.
  • manufacturing process No. 24 is an aluminum alloy sheet manufactured at a setting where the heating temperature before rolling exceeds 440 ° C.
  • Reference numeral 30 denotes an aluminum alloy sheet produced at a winding temperature after hot rolling exceeding 380 ° C.
  • the control of the texture is insufficient, the difference between the maximum value and the minimum value of the average Taylor factor of the surface S3 in the final sheet exceeds 1.0, and the ridging resistance is poor.
  • Manufacturing process No. Nos. 32 to 34 are production examples in which intermediate annealing was performed after hot rolling while setting the winding temperature of the hot rolled sheet after hot rolling to less than 310 ° C. From these results, in order to improve the bending workability and ridging resistance in a well-balanced manner, the coiling temperature of the hot-rolled sheet after hot rolling is changed from cooling after homogenization to holding at the heating temperature before rolling. It can be seen that the management up to is particularly important. And if processing outside the range of suitable conditions is made in these processes, it will be difficult to achieve the purpose, and it will be understood that intermediate annealing is not effective. Regarding the point that the effect of the intermediate annealing is small, As in No.
  • the rolled aluminum alloy according to the present invention is based on an Al—Mg—Si alloy, and press forming is performed by taking into account the Cu content and making the mechanical properties and texture appropriate.
  • This is an aluminum alloy rolled material that achieves both the balance, ridging resistance and bending workability.
  • 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.

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Abstract

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

Description

プレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材
　本発明は、自動車ボディシート、ボディパネルのような各種自動車、船舶、航空機等の部材、部品、あるいは建築材料、構造材料、そのほか各種機械器具、家電製品やその部品等の素材として、成形加工及び塗装焼付を施して使用されるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系のアルミニウム合金圧延材に関する。特に、前記用途に好適な、プレス成形性、曲げ加工性、及び、耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材に関する。
　最近の地球温暖化抑制やエネルギーコスト低減等の要求を背景として、自動車の軽量化による燃費向上の要望が高まっている。この要望を受けて、自動車のボディパネルに適用される自動車用ボディシートも、従来の冷延鋼板からアルミニウム合金板が使用される傾向が増大しつつある。アルミニウム合金板は、従来の冷延鋼板とほぼ同等の強度を有しながら、比重が約１／３であり、自動車の軽量化に寄与することができる。また、自動車用途以外に、電子・電気機器等のパネル、シャーシの様な成形加工部品についても、最近ではアルミニウム合金板を用いることが多くなっている。そして、自動車用ボディシートのように、アルミニウム合金板はプレス加工を施して使用されることが多い。
　ところで、近年の自動車等の形状に対するデザイン性への要求の高まりから、上記成形加工用の板材においては、プレス成形性に対する要求がより厳しくなっている。また、自動車用ボディパネルにおいては、アウターパネルとインナーパネルを接合して一体化させるために、板の縁部にヘム加工を施して使用することが多い。このヘム加工は、曲げ半径が極端に小さい１８０°曲げであるため、材料に対して極めて過酷な加工であるということができる。よって、かかる用途を考慮したヘム加工性、曲げ加工性が優れていることも要求される。更に、自動車のボディシートは、塗装焼付を施して使用されるのが通常であることから、成形性と強度のバランスにおいて強度を重視する場合に、塗装焼付後に高強度が得られること、逆に成形性を重視する場合には、塗装焼付後に若干の強度を犠牲にする代わりに高いプレス成形性が得られることが要求される。
　このように、成形加工用のアルミニウム合金板に対しては、特に最近になってより苛酷な成形加工が施されることが多くなっている。そして、苛酷な成形加工条件に加えて、表面外観品質が重視されるようになっている。この表面外観品質については、上記した苛酷な成形加工に際してもリューダースマークが発生しないことはもちろん、リジングマークが発生しないことが強く求められている。
　リジングマークとは、板に成形加工を施した際に、板の製造工程における圧延方向に平行な方向に筋状に現れる微細な凹凸模様である。このリジングマークが発生する部位においては、板表面に塗装を施した後にも、例えば光沢の少ない箇所等として現れるので表面外観品質を損なうおそれがある。そのため、特に高度な表面外観品質が要求される自動車ボディシート等の素材としては、成形加工時にリジングマークの発生がないことが強く要求される。尚、以下この明細書では、成形加工時にリジングマークが発生しにくい性質を「耐リジング性」と記す。
　ここで、自動車用ボディシート向けに一般に使用されているアルミニウム合金としては、Ａｌ－Ｍｇ系合金の他、時効性を有するＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金若しくはＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金が知られている。特に、時効性Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金、及び、時効性Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金は、塗装焼付前の成形加工時においては比較的強度が低くて成形性が優れている一方、塗装焼付時の加熱によって時効されて塗装焼付後の強度が高くなる利点を有するほか、リューダースマークが発生しにくい等の長所を有する。
　上記したように、成形加工用のアルミニウム合金板材に対しては、プレス成形性や曲げ加工性に対してより厳しい加工条件が要求されている。そして、プレス成形性や曲げ加工性の確保を前提としつつ、表面外観品質向上のため耐リジング性も求められている。上記のアルミニウム合金板材においても各種の取り組みがなされている。
　プレス成形性には、絞り成形性や張出し成形性が要求される。このプレス成形性の改善に関しては、従来から多くの知見が得られている。特に、アルミニウム合金の添加元素量を制御して強度調整を行い、引張試験での伸びの他に引張強さと耐力の差を大きくすることプレス成形性が改善することが提案されている（特許文献１、２）。
　また、アルミニウム合金板材の曲げ加工性については、合金中の析出物であるＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系粒子やＭｇ－Ｓｉ系粒子等の粒子サイズや合金の集合組織と深く関わっていることが指摘されている。例えば、特許文献３～６では、粒子サイズやその分散状態の制御、集合組織やそれに起因するｒ値の制御の観点からの提案がなされている。
　一方、上記のような加工性改善に関する提案と並行して、加工後の外観品質に関する耐リジング性の改善についての取り組みもいくつか報告されている。それらによると、リジングマークの発生は、材料の再結晶挙動と深く関わっていることが確認されている。そして、リジングマークの発生を抑制するための方策として、合金鋳塊の均質化処理後に行われる熱間圧延等による板製造過程で再結晶を制御することが提案されている。
　このような耐リジング性向上の具体的方策としては、例えば、特許文献７、８では、主として熱間圧延の開始温度を４５０℃以下と比較的低温にすることで、熱間圧延途中の結晶粒が粗大化することを抑制して、その後冷間加工や溶体化処理後の材料組織を制御しようとしている。また、特許文献９では、熱間圧延後に温間領域での異周速圧延と冷間領域での異周速圧延の実施が挙げられている。尚、特許文献８、９、１０においては、熱間圧延後に中間焼鈍を行う、又は一旦冷間圧延を行った後に中間焼鈍を行うことも提案されている。
　更に、特許文献１０、１１では、熱間圧延された圧延板の巻き取り時の熱で自己焼鈍を行うことで、鋳塊結晶粒に起因する筋状組織を一度分解することが提案されている。そして、溶体化処理時に再度再結晶させた際、筋状組織が十分に分解されるため良好な耐リジング性の板材が製造できるとされている。
　また、特許文献１２には、合金鋳塊を均質化処理後、熱間圧延により厚みが４～２０ｍｍの圧延材とし、これを板厚減少率２０％以上かつ板厚が２ｍｍ以上となるように冷間圧延することで、板材のＣｕｂｅ方位の適切なものとすることが記載されている。
特開２００１－３４２５７７号公報 特開２００２－１４６４６２号公報 特開２０１２－７７３１９号公報 特開２００６－２４１５４８号公報 特開２００４－１０９８２号公報 特開２００３－２２６９２６号公報 特許第２８２３７９７号公報 特許第３５９０６８５号公報 特開２０１２－７７３１８号公報 特開２０１０－２４２２１５号公報 特開２００９－２６３７８１号公報 特開２０１５－６７８５７号公報
　以上の従来の製造プロセスの改善手法、及び、それらにより製造される成形加工用アルミニウム合金板材は、プレス加工性、曲げ加工性、耐リジング性の個々の特性についての改善が確認されている。しかしながら、近年のより厳しい成形特性と表面品質改善の要求に応えるためには、プレス加工性、曲げ加工性、耐リジング性について相互に両立させることが必要となるが、これは容易に達成されることではない。特許文献１～６で示されたプレス成形性、曲げ加工性、耐リジング性向上のための基準は、３つの特性をすべて満たすことを本来想定しているものではないからである。
　製造プロセスに関しても、例えば、プレス成形性向上に有用である強度調整のために添加元素の制御を図ったとき、そこで好適とされた合金組成に、曲げ加工性や耐リジング性を改善するための製造プロセスや、製造される板材に対して指標となる基準が適用できないことがあると考えられる。従来は有効であると考えられた製造プロセスであっても、合金組成の調整によって材料組織、特に、析出物の構成や性質が相違するとその効果を受けることはできない。特許文献７、８における熱間圧延の開始温度を比較的低温にすることも、成形条件がより厳しくなった場合にはその効果が必ずしも十分でないこともある。また、特許文献２、８、９、１０でなされる熱間圧延後の中間焼鈍や、特許文献９での異周速圧延は、プレス成形性が考慮された合金組成の下では耐リジング性改善の効果がないことがある。更に、特許文献１０、１１で提案された熱間圧延の巻き取り時の熱で自己焼鈍を行うことについても、これらの文献で想定されていない析出物によって再結晶が妨げられ自己焼鈍ができない場合がある。更に、本発明者等によれば、特許文献１２のように熱間圧延後の板厚等の規定を行ったとしても、曲げ加工性と耐リジング性との双方が改善されたアルミニウム合金板材を得ることはできない。
　そこで本発明は、成形加工用のアルミニウム合金板材について、厳しい成形条件に対応しつつ加工後の表面品質も確保することができる、プレス加工性、曲げ加工性、耐リジング性が相互に両立されたものを提供する。
　本発明者等は、上記課題を解決すべく鋭意検討を行い、まず、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金を対象として、プレス成形性改善の指針となる引張強さと０．２％耐力との差が大きいアルミニウム合金を見出すこととした。そして、その結果として、Ｃｕ濃度を０．３０ｍａｓｓ％（以下、単に「％」と記す）以上としたアルミニウム合金を採用することとした。上記の通り、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金は、時効性アルミニウム合金であるが、Ｃｕを０．３０％以上添加することで、溶体化処理後、時効日数に関わらず高強度とすることができる。本発明者等によれば、このＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金は、高強度であることに加えて、引張強さと０．２％耐力との差を大きくすることができ、プレス成形性を確保することができる。
　そこで、本発明者等は、０．３０％以上のＣｕが添加されたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金の適用によりプレス成形性を確保した上で、合金板材の曲げ加工性と対リジング性を両立させる手段を検討することとした。そして、本発明者等は、その手段に密接に関連する事項として、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金の板製造過程における挙動・特徴があることに想到した。
　この本発明者等の検討によると、Ｃｕを含むＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板材においては、熱間圧延前までの製造工程中、析出物であるＭｇ－Ｓｉ系粒子が、Ｃｕを含んだ粒子（Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子）として、非常に微細に析出するようになる。Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子の析出は、均質化処理後の冷却過程、熱間圧延温度までの加熱過程、及び、熱間圧延開始までの加熱保持過程で生じる。そして、Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子の微細な分散状態を放置した場合、熱間圧延を行っても、この微細析出物は再結晶組織の起点として機能し難く、むしろ再結晶を抑制する要因となる。そのため、熱間圧延によって期待される再結晶組織が発現しない、或いは、再結晶が生じていても非常に粗大な再結晶組織となっており耐リジング性が改善されない状態になる。
　上記のように微細析出物の影響により再結晶化が不十分な熱延材については、上記した従来技術（特許文献１０、１１）のように、熱間圧延された圧延板の巻き取り温度を３００℃以上として自己焼鈍しても十分な組織改善はみられない。また、熱間圧延後の中間焼鈍を実施しても効果は期待できない。
　そこで、本発明者等は、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金板材に対して、Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子の分布状態を制御することとした。この検討において、Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子の特徴を以下のように整理した。
（ａ）Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子の析出状態は、均質化処理後の冷却速度の影響を受ける。均質化処理後の冷却速度が高い場合、Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子の析出がより低温で生じるようになり、粒子の大きさも小さくなる。また、固溶状態で取り込まれるＭｇ量、Ｓｉ量、Ｃｕ量が多くなるため、その後の加熱時に更に微細析出が生じる。
（ｂ）均質化処理後に析出したＭｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子は、アルミニウム合金の鋳塊を熱間圧延温度に加熱し保持したとき、その加熱過程及び保持過程で粗大化する。
（ｃ）上記（ａ）のＭｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子の析出状態と、（ｂ）の加熱による粗大化の速度は、アルミニウム合金中のＣｕの含有量の影響を受ける。具体的には、Ｃｕ含有量の増加に伴い、Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子はより微細になる傾向がある。また、Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子の加熱による粗大化の速度は、Ｃｕ含有量の増加に伴い低下する。Ｃｕによるこれらの作用は、Ｃｕ含有量が０．３０ｍａｓｓ％以上となると顕著になる傾向がある。例えば、Ｃｕ０．３０％以上のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金におけるＭｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子の粗大化速度は、Ｃｕ０．３０％未満のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金において析出するＭｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子の粗大化速度と比較すると非常に遅い。
　上記（ａ）、（ｂ）、（ｃ）の知見より、Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子の分布状態を制御する方策としては、まず、（ａ）の知見から、均質化処理後の冷却速度を低くすることが挙げられる。この対応は、微細なＭｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子の析出そのものを抑制する方策となる。（ａ）から、均質化処理後の冷却速度を低くすることが挙げられる。
　また、（ｂ）の知見から、均質化処理後に熱間圧延温度近傍の温度で意識的に加熱保持することにより、微細なＭｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子を適切な大きさまで粗大化させることも有効であると考えられる。均質化処理後の冷却速度を低くしても、微細Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子の析出を完全に抑制できるとは限らない。また、製造設備や工程管理等の立場から、均質化処理後の冷却速度を低くできないような場合も想定される。そこで、アルミニウム合金の鋳塊を熱間圧延温度近傍の温度で保持する処理により、Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子を粗大化させることができ、この対応は特に有効な方策といえる。
　そして、（ｃ）の知見から、本発明が対象とする０．３０％以上のＣｕを含むアルミニウム合金の場合、Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子の析出状態及び析出速度の双方に対して厳密な配慮が必要となる。特に、上記の加熱保持時間については、Ｃｕの拡散を考慮しＣｕの含有量に応じた適切に設定を検討すべきである。
　本発明では、Ｃｕを０．３０％以上添加するＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金板材に対して、以上のようにして析出物の制御を行い、その上で熱間圧延後に適切な温度で巻き取ることによる自己焼鈍に行うこととした。そして、これにより製造されるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金板材は、プレス成形性に優れると共に、集合組織が適切に制御されており曲げ加工性も向上している。更に、耐リジング性にも優れている。本発明者等は、この諸特性に優れたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金板材の構成として、板材の機械的性質と、板材の所定の面における、Ｃｕｂｅ方位密度とランダム方位との関係、及び、平均テイラー因子の偏差を明らかにして本発明に想到した。
　即ち、本発明は、Ｃｕ：０．３０～１．５０％、Ｓｉ：０．３０～１．５０％、Ｍｇ：０．３０～１．５０％を含有し、更に、０．５０％以下のＭｎ、０．４０％以下のＣｒ、０．４０％以下のＦｅの少なくともいずれかを含み、残部Ａｌ及び不可避的不純物のアルミニウム合金からなる成形加工用アルミニウム合金圧延材であって、引張強さと０．２％耐力との差が１２０ＭＰａ以上であり、板厚方向と直交し、かつ、表面から全板厚の１／４の深さにある面において、ランダム方位に対するＣｕｂｅ方位密度の比が１０以上であり、更に、板厚方向と直交し、かつ、表面から全板厚の１／２の深さにある面において、圧延幅方向に１０ｍｍ、圧延方向に２ｍｍの領域を圧延幅方向に１０等分に分割した同一面内での各分割領域における、成形加工が圧延幅方向を主ひずみ方向とする平面ひずみ変形であるとみなしたときの平均テイラー因子の最大値と最小値の差が、絶対値で１．０以内であること、を特徴とするプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材である。
　また、本発明のアルミニウム合金圧延材は、Ｍｎ：０．０３～０．５０％、Ｃｒ：０．０１～０．４０％、Ｆｅ：０．０３～０．４０％の少なくともいずれかを含むことができ、更に、Ｍｎ：０．０３～０．１５％、Ｃｒ：０．０１～０．０４％、Ｆｅ：０．０３～０．４０％の少なくともいずれかを含むことができる。
　更に本発明のアルミニウム合金圧延材では、引張強さと０．２％耐力との差を好適には１２１～１３３ＭＰａとした。
　更に本発明のアルミニウム合金圧延材では、ランダム方位に対するＣｕｂｅ方位密度の比を好ましくは１２以上とし、更に好ましくは１２～１８とした。
　更に本発明のアルミニウム合金圧延材では、平均テイラー因子の最大値と最小値の差を、好ましくは絶対値で０．９以内とし、好適には絶対値で０．５～０．９とした。
　更に本発明のアルミニウム合金圧延材では、１８０°曲げ加工において、加工性評価見本と照らし合わせ際の評点を６以上とし、好ましくは７以上とし、更に好ましくは８以上とした。
　更に本発明のアルミニウム合金圧延材は、熱間圧延加工を含む圧延加工によって得られるものとし、熱間圧延加工前の圧延前加熱保持において、粒子直径０．４～４．０μｍの析出粒子の平均粒子径を好ましくは０．６μｍ以上とし、好適には０．７～１．９μｍとした。
　更に本発明のアルミニウム合金圧延材では、粒子直径０．４～４．０μｍの析出粒子の密度を好ましくは１５００個／１００μｍ２以下とし、好適には４０２～１４１１個／１００μｍ２とした。
　更に本発明のアルミニウム合金圧延材では、熱間圧延加工後における再結晶率を好ましくは９５％以上とし、より好ましくは１００％とした。
　本発明に係るアルミニウム合金圧延材は、Ｃｕを含有するＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金においてＣｕ添加量を０．３０％以上としつつ、板製造過程で析出するＭｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子の制御により製造され、高いプレス成形性、耐リジング性と曲げ加工性が両立したアルミニウム合金圧延材である。
本発明に係るアルミニウム合金圧延材の集合組織を規定する面（面Ｓ２、面Ｓ３）の説明図である。 本願の実施形態における、曲げ試験結果を評価するための見本サンプルの外観図である。
　以下、本発明に係るアルミニウム合金圧延材の実施様態について具体的に説明する。以下の説明においては、まず、本発明に係るアルミニウム合金圧延材を構成するアルミニウム合金の合金組成及び機械的特性について説明した後、集合組織の特徴を説明する。また、本発明に係るアルミニウム合金圧延材を製造するのに好適な方法についても詳細に説明する。
（１）本発明に係るアルミニウム合金圧延材の合金組成
　上述の通り、本発明に係るアルミニウム合金圧延材は、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｍｇを必須の添加元素とし、更にＣｒ、Ｍｎ、Ｆｅの少なくともいずれかを含み、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金を基本とする。以下、各添加元素について、その作用と共に添加量について説明する。
Ｃｕ：０．３０～１．５０％
　Ｃｕは、本発明の合金系で基本となる合金元素であって、後述するＳｉ、Ｍｇと共同して強度向上に寄与する。そして、これまで述べたように、本発明に係るアルミニウム合金圧延材においては、プレス成形性向上の観点から、Ｃｕ添加量の規定が重要となる。即ち、本発明においては、Ｃｕ添加量を０．３０％以上とすることで溶体化処理後の合金板を高強度とすると共に、引張強さと０．２％耐力との差を大きくしてプレス成形性を確保している。Ｃｕ量が０．３０％未満ではこの効果が充分に得られない。一方、上限に関しては、１．５０％を超えると耐食性（耐粒界腐食性、耐糸錆性）が劣化する。以上の観点から、Ｃｕの含有量は０．３０～１．５０％の範囲内とした。このＣｕ量０．３０％という下限値は、プレス成形性確保のための基準であると共に、後述するＣｕｂｅ方位密度とランダム方位との関係と、平均テイラー因子の偏差との両立の可否を明示する基準としての意義を有する。
Ｓｉ：０．３０～１．５０％
　Ｓｉは、本発明の合金系で基本となる合金元素であって、Ｍｇ、Ｃｕと共同して強度向上に寄与する。Ｓｉ量が０．３０％未満では上記の効果が充分に得られず、一方１．５０％を超えれば粗大なＳｉ粒子や粗大なＭｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子が生じて、プレス成形性、特に曲げ加工性の低下を招く。従って、Ｓｉ量は０．３０～１．５０％の範囲内とした。尚、プレス成形性と曲げ加工性とのバランスをより良好なものとするためには、Ｓｉ量は０．６０～１．３０％の範囲内が好ましい。
Ｍｇ：０．３０～１．５０％
　Ｍｇも本発明で対象としている合金系で基本となる合金元素であり、Ｓｉ、Ｃｕと共同して強度向上に寄与する。Ｍｇ量が０．３０％未満では塗装焼付時に析出硬化によって強度向上に寄与するＧ．Ｐ．ゾーンの生成量が少なくなるため、充分な強度向上が得られず、一方、１．５０％を超えれば、粗大なＭｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子が生成され、プレス成形性、特に曲げ加工性が低下する。よってＭｇ量は０．３０～１．５０％の範囲内とした。尚、最終板のプレス成形性、特に曲げ加工性をより良好にするためには、Ｍｇ量は０．３０～０．８０％の範囲内が好ましい。
Ｍｎ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．４０％以下
　Ｍｎ、Ｃｒは、結晶粒の微細化及び組織の安定化に効果がある元素である。但し、Ｍｎの含有量が０．５０％を超えるか、あるいは、Ｃｒの含有量が０．４０％を超えると、上記の効果が飽和するばかりでなく、多数の金属間化合物が生成されて成形性、特にヘム曲げ性に悪影響を及ぼすおそれがある。従って、Ｍｎは０．５０％以下、Ｃｒは０．４０％以下とする。また、Ｍｎ、Ｃｒの含有量の下限値については、Ｍｎの含有量が０．０３％未満、若しくはＣｒの含有量が０．０１％未満の場合、上記の効果が充分に得られず、溶体化処理時に結晶粒が粗大化し、ヘム曲げ時に肌荒れを起こすおそれがある。そこで、Ｍｎ、Ｃｒの含有量については、Ｍｎ：０．０３～０．５０％、Ｃｒ：０．０１～０．４０％とするのが好ましい。
　尚、ＭｎとＣｒについては、Ｍｎが０．１５％を超える場合、或いは、Ｃｒが０．０５％を超える場合において、上記の効果が強くなりすぎて、熱延巻取後の自己焼鈍時の再結晶が抑制されるおそれが生じる。よって、Ｍｎ、Ｃｒに関しては、他の添加元素とのバランスも考慮しつつ、より制限することが好ましい場合がある。このとき、Ｍｎは０．０３％以上０．１５％以下がより好ましい。そして、Ｃｒは、０．０１％以上０．０５％以下がより好ましい。
Ｆｅ：０．４０％以下
　Ｆｅも強度向上と結晶粒微細化に有効な元素であるが、０．４０％を超えると多数の金属間化合物が生成されて、曲げ加工性が低下するおそれがある。よって、Ｆｅ量は０．４０％以下とする。また、Ｆｅ量の下限としては、Ｆｅ量が０．０３％未満では充分な効果が得られないことがある。そこで、Ｆｅ量は０．０３～０．４０％の範囲内とするのが好ましい。そして、更なる曲げ加工性が求められる場合には、０．０３％～０．２０％とするのがより好ましい。
　本発明におけるアルミニウム合金は、以上説明したＳｉ、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅの他、基本的にはＡｌ及び不可避的不純物からなっていれば良い。不可避的不純物としては、Ｚｎ、Ｔｉ、Ｖなどが挙げられ、Ｚｎは０．３０％以下、Ｚｎ以外の元素は０．１０％以下、Ｚｎ以外の不純物元素全体で０．２０％以下であれば本発明の効果が損なわれることは無い。
（２）本発明に係るアルミニウム合金圧延材の機械的特性
　上述の通り、アルミニウム合金圧延材のプレス成形性を高めるためには、引張強さと０．２％耐力との差を大きくすることが有効である。機械的特性に関するこれらの値の差は、塑性変形が開始してから局部変形が進行して破断が起こるまでの余裕度に対応している。そのため、引張強さと０．２％耐力との差を大きくすることで成形性を向上させることができる。具体的には、本発明に係るアルミニウム合金圧延材は、引張強さと０．２％耐力との差が１２０ＭＰａ以上である。この値が１２０ＭＰａ未満のアルミニウム合金圧延材は、近年のより厳しいプレス成形条件のもとでは成形性が不十分となる。なお、引張強さと０．２％耐力との差は、好適には１２１～１３３ＭＰａである。また、引張強さは、２２５ＭＰａ以上であるのが好ましい。
　既に述べたように、本発明に係るアルミニウム合金圧延材は、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金を採用すると共に、Ｃｕを０．３０％以上添加することで合金板の引張強さと０．２％耐力との差が１２０ＭＰａ以上となるようにしている。Ｃｕを積極的に添加することで、溶体化処理後に形成される微細なクラスターの状態が変化し、加工硬化特性が大きく向上した効果が得られる。尚、Ｃｕを積極的に添加しない、一般的な自動車パネル用のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金では、引張強さと０．２％耐力との差が１１５ＭＰａ以下となる。
（３）本発明に係るアルミニウム合金圧延材の集合組織
　また、本発明に係る方法により製造されるアルミニウム合金圧延材は、プレス成形性に加え、耐リジング性及び曲げ加工性において良好な特性を有する。このアルミニウム合金圧延材は、その集合組織において特徴的な特性を示す。具体的には、アルミニウム合金板材の所定の面における、Ｃｕｂｅ方位密度とランダム方位との関係、及び、平均テイラー因子の偏差のそれぞれにおいて特徴を有すると共に、それらの指標を同時に好適範囲としている。以下、それぞれの特性について説明する。
（３．１）Ｃｕｂｅ方位密度を指標とした集合組織と曲げ加工性
　本発明に係るアルミニウム合金圧延材は、合金の成分組成を前述のように調整することに加え、最終板であるアルミニウム合金圧延板の集合組織が、Ｃｕｂｅ方位密度を指標として適切に制御されている。特に曲げ加工性を安定して向上させるためである。Ｃｕｂｅ方位密度は、Ｃｕｂｅ方位（｛１００｝＜００１＞方位）を有する結晶粒の方位密度である。そして、本発明では、具体的には、板厚方向と直交し、かつ、表面から全板厚の１／４の深さにある面において、ランダム方位に対するＣｕｂｅ方位密度の比が１０以上であることを要する。Ｃｕｂｅ方位を持つ結晶粒は、ヘム曲げ加工時にせん断帯が発生しにくく、せん断帯に沿った曲げ割れの発生、伝播が起こりにくい。Ｃｕｂｅ方位密度の比を１０以上に制御することで、せん断帯の形成及び伝播を抑制するＣｕｂｅ方位結晶粒の割合を増加させることで曲げ加工性を向上させることが出来る。尚、更に厳しい曲げ加工後の外観品質をクリアするためには、Ｃｕｂｅ方位密度の比は好ましくは１２以上であり、より好ましくは１２～１８である。
　曲げ加工性向上の基準として、板厚方向と直交し、かつ、表面から全板厚の１／４の深さにある面における集合組織を定義するのは、本発明者等によれば、ヘム曲げという極めて苛酷な加工条件において、表面品質に特に影響を与えるのは、板の表層付近にあるからである。
　ここで、Ｃｕｂｅ方位密度の測定について、図１を参照して具体的に説明する。まず、板厚方向Ｔと直交しかつ板表面Ｓ１から、全板厚ｔの１／４の深さにある面Ｓ２を機械研磨を行うことで露出させる。次に、傾斜角が１５－９０°の範囲でＸ線回折測定法の一つであるＳｃｈｕｌｚの反射法により、（１１１）面、（２２０）面、（２００）面の不完全極点図を測定することによって、集合組織の方位情報を取得する。そして、得られた集合組織の方位情報から、極点図解析ソフトを使用してＣｕｂｅ方位密度を求めることができる。
　解析ソフトとしては、例えば、大阪府立大学の井上博史准教授により公開配布されている解析ソフト「Ｓｔａｎｄａｒｄ　ＯＤＦ」、１ＴＳＬ社製の「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ」を用いれば良い。具体的には、まず上述の方法で得られた集合組織の方位情報に対し、必要に応じて回転操作を行い、「偶数項」，「奇数項」の展開次数がそれぞれ「２２」，「１９」の条件で級数展開を行い結晶方位分布関数（ＯＤＦ）を求める。また、ＯＤＦにより得られた各方位の方位密度は、アルミニウム粉末を焼結したランダムな集合組織を有する標準試料の方位密度に対する比（ランダム比）として算出することができる。
（３．２）テイラー因子を指標とした集合組織と耐リジング性
　本発明では、プレス成形性、曲げ加工性と共に耐リジング性をも向上させ、これらの特性を好適にバランスさせる。耐リジング性については、最終板であるアルミニウム合金圧延材の集合組織を、テイラー因子を指標として適切に制御することが極めて重要である。即ち、圧延幅方向での平均テイラー因子のばらつきが適切な範囲内となるよう集合組織を制御することによって、高レベルの耐リジング性を実現することができる。
　リジングマークとは、圧延板を成形加工したときに、圧延方向と平行な方向に筋状に生じる微小な凹凸模様である。このリジングマークの発生の原因としては、成形加工時において、隣接する結晶方位の塑性変形量が異なってしまうことにあると考えられている。
　圧延板をプレス成形したときの実際のプレス成形部品のひずみ状態は、主に、平面ひずみ状態と等二軸ひずみ状態の間の領域に分布することが知られている。この領域内のひずみのうち、圧延幅方向（圧延方向に対して直交しかつ板表面と平行な方向）が主ひずみ方向である平面ひずみによって、最も顕著にリジングマークが発生すると考えられている。ここで、圧延幅方向への平面ひずみ変形とは、圧延幅方向への伸長と、板厚の減少のみが起こるひずみ状態、ということができる。
　成形加工が圧延幅方向を主ひずみ方向とする平面ひずみ変形であるとみなしたときの圧延幅方向でのテイラー因子の値のばらつき（変動幅）が、耐リジング性についての有効な指標となる。テイラー因子は、集合組織中に存在するすべての結晶方位から算出されるものであるが、圧延板の板表面、あるいはそれと平行な板内部の面において、成形加工が圧延幅方向を主ひずみ方向とする平面ひずみ変形であるとみなしたときのテイラー因子の、圧延幅方向へのばらつきを抑えることが、耐リジング性の向上に有効である。
　そして、本発明では、テイラー因子を指標とする集合組織の制御について、板厚方向と直交し、かつ、表面から全板厚の１／２の深さにある面において、圧延幅方向に１０ｍｍ、圧延方向に２ｍｍの領域を圧延幅方向に１０等分に分割した同一面内での各分割領域における、成形加工が圧延幅方向を主ひずみ方向とする平面ひずみ変形であるとみなしたときの平均テイラー因子の最大値と最小値の差が、絶対値で１．０以内としている。この平均テイラー因子の最大値と最小値の差に関しては、絶対値で０．９以内のものが好ましい。
　この指標について、具体的に図１を参照して説明する。図１には、板厚方向Ｔと直交する板表面Ｓ１、板厚方向Ｔと直交しかつ前記板表面Ｓ１から全板厚ｔの１／４の深さにある面Ｓ２、及び板厚方向Ｔと直交しかつ前記板表面Ｓ１から全板厚ｔの１／２の深さにある面Ｓ３、の３つの面Ｓ１、Ｓ２、Ｓ３が明示されている。本発明においては、これらの面のうち、面Ｓ３において、圧延幅方向Ｑに１０ｍｍ、圧延方向Ｐに２ｍｍの領域ＳＡを、その面内の任意の箇所にとり、その領域ＳＡを圧延幅方向Ｑに１０等分に分割して同一面内で分割領域ＳＡ１、ＳＡ２、・・・、ＳＡ１０をとり、それらの各分割領域ＳＡ１、ＳＡ２、・・・、ＳＡ１０のそれぞれについての平均テイラー因子の値を測定する。但し、上述の通り、成形加工が圧延幅方向Ｑを主ひずみ方向とする平面ひずみ変形であるとみなしたときのテイラー因子の平均値を測定する。そして、各分割領域ＳＡ１、ＳＡ２、・・・、ＳＡ１０での測定値の最大値と最小値の差が、絶対値で１．０以内となるように制御すること、換言すれば、面Ｓ３における微小領域（各分割領域ＳＡ１、ＳＡ２、・・・、ＳＡ１０）の平均テイラー因子の値の、圧延幅方向におけるばらつきの最大値を１．０以内に抑えることによって、成形加工時のリジングマークの発生を確実かつ安定して抑制することが可能となったのである。
　一方、上述のように規定される各分割領域ＳＡ１、ＳＡ２、・・・、ＳＡ１０の平均テイラー因子の値の最大値と最小値の差の絶対値が、１．０を超えると、圧延幅方向における局所的な塑性変形量のばらつきが顕著となって、耐リジング性が低下しリジングマークの発生のおそれが生じる。
　尚、本発明においては、圧延幅方向に１０ｍｍ、圧延方向に２ｍｍにとった領域を設定し、この領域を圧延幅方向に１０等分に分割した分割領域を平均テイラー因子の測定対象としている。そして、各分割領域で測定された平均テイラー因子の最大値と最小値との差を耐リジング性評価の指標としている。この平均テイラー因子の測定領域の形状・寸法及び分割数の設定に対する妥当性は、本発明者等により確認されている。本発明者等は、これらの設定に基づくことで、耐リジング性を確実かつ有効に評価し得ることを実験により確認している。
　ここで、本発明では、圧延幅方向における平均テイラー因子のばらつきの最大値を、面Ｓ３、即ち、板厚中央部に位置する面に対してのみ規定している。面Ｓ３の平均テイラー因子のばらつきの有無のみを耐リジング性評価の指標とするのは、この領域における結晶の状態によってリジングマーク発生の有無を判断することが好適だからである。板表面（面Ｓ１）及び全板厚の１／４の深さにある面（面Ｓ２）における結晶の状態も、面Ｓ３と同様にリジングマーク発生に影響を与え得るが、リジングマーク発生に影響を与えるバンド状組織は板厚中央付近で最も残りやすい。従って、面Ｓ３の結晶の状態を良好な状態とし、これを確認することで、本発明が目的とする耐リジング性が向上したアルミニウム合金圧延材ということができる。尚、平均テイラー因子のばらつきの最大値を指標とするのは、本発明は、バンド状組織を分解することを意図するものであり、その成否によって形成される集合組織の状態を評価するためには、この指標が好適だからである。
　従って、本発明は、面Ｓ１及び面Ｓ２について、面Ｓ３と同様に分割領域を設定し、テイラー因子のばらつきを測定することを否定するものではない。更に、面Ｓ１、面Ｓ２におけるテイラー因子のばらつきは、本発明が要求する面Ｓ３のばらつきと同等、或いはそれより良好な結果となることを排除する趣旨ではない。
　次に、板厚方向と直交しかつ前記板表面Ｓ１から全板厚の１／２の深さにある面Ｓ３における、前記所定の各分割領域における平均テイラー因子の値の具体的な測定方法について説明する。まず、測定面となる全板厚の１／２の深さにある面Ｓ３を露出させる。これには、機械研磨、バフ研磨、電解研磨を行うことにより対応できる。露出した面Ｓ３において、圧延幅方向に連続する前記所定の各分割領域範囲を、一視野ずつ、走査型電子顕微鏡に付属の後方散乱電子回折測定装置（ＳＥＭ－ＥＢＳＤ）で測定することによって集合組織の方位情報を取得する。なお、測定のＳＴＥＰサイズは結晶粒径の１／１０程度とすれば良い。
　得られた方位情報から、ＥＢＳＤ解析ソフトを使用して平均テイラー因子を求めるが、解析ソフトとしては例えばＴＳＬ社製の「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ」を用いれば良い。具体的には、まず上述の方法で得られた集合組織の方位情報に対し、必要に応じて回転操作を行い、測定データが板厚方向から見た際の方位情報を示すようにする。次に、板厚が減少し、圧延幅方向が伸長する平面ひずみ状態下での平均テイラー因子を、各視野の測定データごとに計算することで、各分割領域における平均テイラー因子を算出できる。尚、活動する主すべり系を｛１１１｝＜１１０＞と仮定して計算を行うことができる。このようにして各分割領域における平均テイラー因子を算出し、それらの最大値、最小値の差を算出して耐リジング性が評価される。
（４）本発明に係るアルミニウム合金圧延材に好適な製造方法
　次に、本発明に係るアルミニウム合金圧延材を製造するための好適な方法について説明する。本発明に係るアルミニウム合金圧延材は、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金からなる板材であって、集合組織が最適化されたものである。既に説明した通り、かかる好適な集合組織を得るためには、板製造の過程でＭｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子の分布状態を制御し、熱間圧延後の再結晶組織を調整することが好ましい。ここで、本発明者等によれば、Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子の分布状態を制御する方法としては、均質化処理後の冷却速度を適切に設定すると共に、均質化処理の後の鋳塊を熱間圧延温度で意識的に保持することが挙げられる。この熱間圧延温度での保持により、Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子が粗大化し、好適な再結晶組織を発現させるための起点を形成することができる。そして、その後の熱間圧延工程における圧延材の巻き取りの際、その熱を利用した自己焼鈍によって微細に再結晶させることができる。
　即ち、本発明に対して好適なアルミニウム合金圧延材の製造方法としては、上記した組成のアルミニウム合金からなる鋳塊を均質化処理する工程と、均質化処理後のアルミニウム合金を、５００℃から冷却温度までの間における鋳塊の表面からの厚さ１／４部の平均冷却速度が２０℃／ｈ～２０００℃／ｈとなるように冷却する工程であって、前記冷却温度を３２０℃を超える温度又は３２０℃から室温までの温度とする冷却工程と、３７０℃～４４０℃で熱間圧延を開始し、熱間圧延されたアルミニウム合金を３１０～３８０℃で巻き取る工程とを含む成形加工用アルミニウム合金圧延材の製造方法であって、冷却工程後のアルミニウム合金を、熱間圧延前に３７０℃～４４０℃の範囲内で設定される圧延前加熱温度で保持することにより、アルミニウム合金の析出粒子のサイズを制御する方法が挙げられる。以下、このアルミニウム合金圧延材の製造方法について説明する。
　まず、上記成分組成のアルミニウム合金を常法に従って溶製し、連続鋳造法、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法）等の通常の鋳造法を適宜選択して鋳造する。そして、得られた鋳塊に対し均質化処理を施す。均質化処理を行う場合の処理条件は特に限定されないが、通常は、５００℃以上、５９０℃以下の温度で０．５時間以上、２４時間以下の加熱をすればよい。
　均質化処理を施した鋳塊を冷却して熱間圧延する。本発明に係るアルミニウム合金圧延材の製造方法では、この均質化処理が終了した段階からの冷却速度の範囲が規定されていること、及び、鋳塊を冷却した後に熱間圧延を開始する前に、意図的に鋳塊を設定された圧延前加熱温度で所定の時間以上保持することを要する。ここで、均質化処理が終了した段階からの冷却速度は、鋳塊の表面からの厚さ１／４部の温度が５００℃から冷却温度になるまでの平均冷却速度が、２０℃／ｈ～２０００℃／ｈの間になるように冷却する。ここで、前記冷却温度とは、３２０℃を超える温度又は３２０℃から室温までの温度である。このように均質化処理後の冷却速度を規定するのは、冷却速度が高すぎると微細なＭｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子が析出する傾向があるからである。また、冷却速度が遅すぎるとＭｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子が再結晶を促進させるために必要なサイズ以上に粗大に析出し、最終熱処理時（溶体化処理時）にその粒子を固溶させるのに無駄に時間を要するからである。この冷却速度は、５０℃／ｈ～１０００℃／ｈとするのが好ましい。
　また、本発明では、冷却速度の測定に際して、鋳塊の温度の測定位置を、表面からの厚さ１／４部とする（以下において同じ）。更に、後述する圧延前加熱温度での保持における温度管理の際にも、鋳塊の温度の測定位置を厚さ１／４部とする。これは、鋳塊の表層は温度変化が激しいことから、冷却速度を適切に測定し難いからである。また、鋳塊の中心部でも安定した温度測定が可能であるものの、温度変化に多少の遅れが生じる可能性があり、冷却速度或いは保持時間の厳密な管理を考慮する上では、鋳塊厚さ１／４部が好適である。尚、鋳塊厚さ１／４部の温度は、熱電対を埋め込んだ鋳塊を用いて測定しても良いし、熱伝達モデルを用いて計算しても良い。以下の説明における鋳塊の温度とは、鋳塊厚さ１／４部の温度の意義である。
　均質化処理後の冷却後の鋳塊の熱履歴は、冷却工程後の鋳塊温度を基準として複数のパターンを採用できる。まず、鋳塊を均質化処理温度から３２０℃以下にすることなく冷却し、その後、鋳塊を熱間圧延前に３７０℃～４４０℃の範囲内に設定された圧延前加熱温度で保持する。このとき、鋳塊の温度が均質化処理温度から圧延前加熱温度になった時点で、その圧延前加熱温度に鋳塊を保持しても良い。また、鋳塊の温度が３２０℃超で圧延前加熱温度未満にまで冷却されたときは、鋳塊をわずかに加熱して圧延前加熱温度にして保持すれば良い。このように、冷却工程後の鋳塊温度に関して３２０℃を基準としたのは、微細Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子の析出を抑制するためである。従って、均質化処理後の冷却工程は、均質化処理温度から３２０℃超になるまで、特に、ストレートに熱間圧延温度となるまで、鋳塊を冷却するのが熱的・エネルギー的に有効である。
　但し、冷却工程で鋳塊を一旦３２０℃～室温の範囲の温度まで冷却しても良い。鋳塊を一旦３２０℃～室温の範囲の温度まで冷却した場合であっても、鋳塊を圧延前加熱温度に再加熱し、圧延前加熱温度で保持することで、微細Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子を粗大化することができる。よって、耐リジング性、曲げ性に優れたアルミニウム合金の最終板を製造する上で、鋳塊がこのような熱履歴を受けていても全く問題はない。そして、鋳塊を一旦３２０℃～室温の範囲の温度まで冷却し再加熱するのは、安定した製品特性を得る上で有用である。このような再加熱を行う場合、後述する式Ａの熱履歴係数で表されるようにＭｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子を粗大化させるために時間を要するが、その分、圧延前加熱温度で長時間保持しても過剰な粗大化が起こり難くなる。これにより、溶体化処理時に粗大粒子が溶け残ることで生じる、強度特性や曲げ加工性の低下が起こりにくい。
　そして、本発明においては、熱間圧延の開始前に鋳塊を３７０℃～４４０℃の範囲内で設定される圧延前加熱温度で保持するのが好ましい。この圧延前加熱温度での保持によりＭｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子を成長させて粗大化させることができる。
　圧延前加熱温度を３７０℃～４４０℃とするのは、微細析出したＭｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子の粗大に必要な温度だからである。この温度が３７０℃未満では元素の拡散距離が十分に取れず、好ましい粒子サイズを得ることができなくなり、４４０℃を超えると熱延中に粗大な再結晶粒が形成され、耐リジング性が低下する。この圧延前加熱温度の範囲は、熱間圧延温度の範囲と同じである。従って、圧延前加熱温度と熱間圧延温度とを同じ温度に設定しても良い。この場合、冷却工程後の鋳塊は、熱間圧延温度で保持され、そのまま熱間圧延を開始することができる。また、圧延前加熱温度と熱間圧延温度とを相違する温度に設定しても良い。この場合には、圧延前加熱温度で加熱保持した鋳塊を冷却又は再加熱した後に熱間圧延を開始することとなる。但し、圧延前加熱温度と熱間圧延温度とを相違する温度に設定する場合であっても、両者の温度が、３７０℃～４４０℃の範囲で設定されていれば問題ない。尚、上記のとおり、鋳塊の温度とは、鋳塊の表面からの厚さ１／４部の温度である。
　ここで、圧延前加熱温度での保持時間は、アルミニウム合金の組成や均質化処理後の熱履歴等の各種の条件に応じた最適範囲が存在すると考えられる。この条件としては、まず、アルミニウム合金中のＣｕ含有量が挙げられる。上記の通り、Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子の分散状態と粗大化速度は、Ｃｕ含有量によって変化するからである。
　また、保持時間を決定付けることができる条件としては、均質化処理後のアルミニウム合金の熱履歴も対象となる。この熱履歴とは、均質化処理後にアルミニウム合金を３２０℃以下まで冷却することなく圧延前加熱温度で保持したか、若しくは、均質化処理後にアルミニウム合金を３２０℃～室温の範囲の温度まで冷却し、その後圧延前加熱温度まで再加熱し圧延前加熱温度で保持したか、のいずれかの履歴である。
　更に、圧延前加熱温度での保持時間は、均質化処理後の冷却速度（５００℃から上記冷却温度までの間における鋳塊の平均冷却速度）によっても決定付けることができる。
　本願発明者等は、これらの諸条件を考慮して、好適な保持時間を見出している。圧延前加熱温度での保持時間については、下記の式Ａにて算出される下限保持時間（ｈ）以上とすることが好ましい。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
　上記の式Ａから算出される下限保持時間以上、アルミニウム合金を保持することで、Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子を適切な粒子サイズに容易に制御することができる。これらの式は、種々の実験データを元に、均質化処理後の冷却条件とＡｌ中のＣｕ量を整理して導出した数式である。
　均質化処理後の温度から３２０℃以下まで冷却することなく、圧延前加熱温度で保持する場合には、Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子が新たに析出するよりも既に析出した当該粒子の成長が促進されるため、適切な粒子サイズまで粗大化させる時間が短時間で良い。式Ａにおける熱履歴係数を０．３としたのは、このことを意図したからである。一方、一旦３２０℃～室温の範囲の温度まで冷却後、圧延前加熱温度まで再加熱する場合、均質化処理後の冷却中の低温域にある過程、及び、室温からの昇温過程でＭｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子の微細な析出が生じる。本発明では、この析出物を粗大化させる必要があるため、冷却後３２０℃以下まで冷却することなく、圧延前加熱温度で保持する場合と比較すると、適切な粒子サイズに制御するまでに長時間を要することが分かる。式Ａにおける熱履歴係数を１．０としたのは、このことを意図したからである。
　尚、熱間圧延前の保持時間は、式Ａで算出される下限保持時間以上であれば特に制限されない。また、鋳塊の温度が圧延前加熱温度の範囲内にあれば、鋳塊が炉内にある時間や移動時間、更には熱延テーブル上での待ち時間を積算させて下限保持時間を達成しても良い。保持時間の上限は、特に制限されないが、通常の操業時においては、２４時間以内の保持後に熱間圧延される。
　圧延前加熱温度での保持により成長した粗大な析出粒子は、再結晶の核生成サイトになり再結晶を促進させる作用を有する。ここで、圧延前加熱温度での保持を適切に行った合金の材料組織としては、走査型電子顕微鏡にて観察し得る結晶粒内の粒子直径０．４μｍ～４．０μｍまでの析出粒子を抽出したとき、当該析出粒子の平均粒子径が０．６μｍ以上であることが好ましく、０．８μｍ以上であることがより好ましい。また、再結晶のための粒界移動の障害となる微細粒子を少なくすることも再結晶を促進できる。そこで、走査型電子顕微鏡にて観察しうる結晶粒内の粒子直径が０．０４μｍ～０．４０μｍまでの析出粒子の総数が１５００個／１００μｍ２以下であることが好ましい。
　以上のようにして均質化処理と冷却、及び、熱間圧延での保持を行った後には、従来の一般的な方法に従って熱間圧延を行う。熱間圧延温度は、３７０℃～４４０℃の範囲内の温度が設定される。尚、この熱間圧延温度、及び、後述する巻き取り温度とは、被加工材の板表面若しくはコイル側壁面の温度である。これらの温度は、接触式温度計若しくは非接触式温度計にて測定することができる。
　熱間圧延の工程においては、熱間圧延後の巻き取り温度の設定が重要となる。本発明では、上述の均質化後の冷却及び圧延前加熱温度での保持により、適切な粒子分布を得ており、粗大な析出粒子による再結晶の促進作用と粒界移動を妨げる微細粒子が少ない状態の鋳塊を熱間圧延することとなる。そして、得られた熱延板に対して、巻き取りの温度を適切に設定することで自己焼鈍による再結晶が生じ、耐リジング性向上のための材料組織の基礎となる微細再結晶組織を得ることができる。
　本発明では、この熱間圧延後の巻き取り温度を３１０～３８０℃、好ましくは３２５～３６５℃とする。巻き取り温度が３１０℃未満では、熱間圧延開始までに適切な粒子分布を得ていても、安定して自己焼鈍により再結晶組織を得ることはできない。一方、３８０℃を超えると、自己焼鈍により再結晶組織を得ても、その再結晶粒が粗大なため、それにより耐リジング性が低下してしまう。
　熱間圧延後の自己焼鈍を施した後には、冷間圧延を行い製品板厚まで圧延する。熱間圧延板厚から製品板厚までの総冷間圧延率は６５％以上であることが好ましく、７５％以上であることがより好ましい。このような冷間圧延により、圧延集合組織が発達し、それにより、冷間圧延に続く溶体化処理時に再結晶粒が圧延集合組織成分を侵食しながら成長し好適な集合組織を有するアルミニウム合金圧延材を得ることができる。なお、総冷間圧延率の上限値は特に限定されるものではないが、本発明では８５％とする。
　以上のようにして所定の板厚としたアルミニウム合金板に対して、更に再結晶処理を兼ねる溶体化処理を施すことにより、曲げ性及び耐リジング性に特に優れた成形加工用アルミニウム合金板を得ることができる。この再結晶処理と兼ねた溶体化処理の条件としては、板厚１／４部の材料到達温度を、５００℃以上５９０℃以下とし、その材料到達温度での保持時間を保持無し～５分以内とすることが好ましく、５３０℃以上５８０℃以下とし、その材料到達温度での保持時間を保持無し～１分以内とすることが更に好ましい。
　尚、以上のようにして製造されるアルミニウム合金板に対して、良好な焼付け硬化性を付与するため、溶体化処理後に、直ちに５０～１５０℃の温度範囲で１時間以上保持する予備時効処理を行うことができる。但し、この予備時効処理は、集合組織に対して本質的な影響は与えることはない。よって、材料組織による影響を受ける耐リジング性の改善を目指す本発明において、予備時効処理を行うか否かは本質的な要件ではない。
　次に、本発明に係る成形加工用アルミニウム合金圧延材についてのより具体的な実施例について説明する。この実施例では、製造条件を調整しながら、組成の異なる複数の成形加工用アルミニウム合金圧延板材を製造した。そして、製造したアルミニウム合金圧延板材の機械的性質、集合組織の測定・評価を行うと共に、機械的特性（引張強さ及び０．２％耐力）、曲げ加工性、及び、耐リジング性の評価試験を行った。
（ｉ）アルミニウム合金圧延板材の製造
　まず、表１に示す組成を有するアルミニウム合金をＤＣ鋳造により造塊した。得られた鋳塊（横方向断面寸法：厚さ５００ｍｍ、幅１０００ｍｍ）を５５０℃で６時間の均質化処理を行った後、冷却工程を経て、鋳塊を圧延前加熱温度で保持後、熱間圧延を行った。本実施例では、圧延前加熱温度と熱間圧延温度とを同じ温度に設定した。この均質化処理後の冷却と熱間圧延の実施までの間における熱履歴としては、均質化処理後に圧延前加熱温度まで冷却し、３２０℃以下にすることなく圧延前加熱温度で保持する場合（直接保持）と、均質化処理後に室温まで冷却した後に圧延前加熱温度まで再加熱して圧延前加熱温度で保持する場合（再加熱）の２パターンを実施している。本実施例での冷却速度、熱履歴、圧延前加熱温度について、表２に示す。なお、鋳塊の１／４部の冷却速度は、熱電対を埋め込んだ同サイズのダミースラブを用いて測定した。そして、これら熱履歴に応じて上記数１における式Ａから算出された必要保持時間を参照して、圧延前加熱温度で保持した。
　その後、熱間圧延を行ったが、熱間圧延後の熱延板の巻き取り温度を表２で示すように調整している。熱間圧延後は、冷間圧延及び溶体化処理を行った。冷間圧延における圧延率は表２に示している。また、溶体化処理は、連続焼鈍炉で５５０℃、１分の条件で溶体化処理を施し、室温付近までファンにて強制空冷後、直ちに８０℃、５時間の予備時効処理を施した。以上の工程より、発明例及び比較例に係るアルミニウム合金圧延板材を製造した。
　尚、本実施例では、熱間圧延前のアルミニウム合金鋳塊におけるＭｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子の分布状態についても検討を行った。この検討では、上記試験材の鋳造後の鋳塊の端部から５００ｍｍの位置において、鋳塊の幅中央で厚さ１/４部から小片サンプルを切り出した。そして、表２の発明例及び比較例と同等の熱履歴（均質化処理から熱間圧延前の熱間圧延温度での保持までの熱履歴）をラボで再現したサンプルを作製し、表面を鏡面研磨後、ＦＥ－ＳＥＭにて撮像し、画像解析を行った。この材料組織の評価では、ＳＥＭ画像にて観察し得る結晶粒内の粒子直径０．４μｍ～４．０μｍまでの析出粒子を抽出し、その平均粒子径を算出した。また、ＳＥＭ画像にて観察しうる結晶粒内の粒子直径が０．０４μｍ～０．４０μｍまでの析出粒子の個数を定量化した。表２には、その結果も示している。
　更に、熱間圧延後の再結晶の状態を確認した。この確認の方法として、熱延板外巻き部を３巻き分取り除いた後、幅方向中央部からサンプルを採取した。圧延方向に平行な断面において、その結晶粒組織を撮影し、２ｍｍ×４ｍｍの視野において、縦方向および横方向に１０本ずつ等間隔に直線を引き、その格子点１００点において、再結晶しているかどうかを目視判断した。再結晶粒に相当する格子点数を再結晶率と定義し、その再結晶率が９５％以上の場合に、再結晶組織であると定義した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
（ｉｉ）アルミニウム合金圧延板材の機械的性質、集合組織の測定・評価
　本実施例で製造した各アルミニウム合金板材について、まず、圧延方向と平行な方向にＪＩＳ５号試験片を切り出し、引張試験により引張強さ（ＡＳＴＳ）及び０．２％耐力（ＡＳＹＳ）を測定した。
　そして、各板材について、本発明が規定する、所定の面における集合組織の状態（Ｃｕｂｅ方位密度、平均テイラー因子のばらつき）を測定した。Ｃｕｂｅ方位密度については、上述したように、全板厚の１／４の深さにある面Ｓ２を機械研磨によって露出させてからＸ線回折測定を行い、（１１１）面、（２２０）面、（２００）面の不完全極点図を測定することによって、集合組織の方位情報を取得し、極点図解析ソフトを使用してＣｕｂｅ方位密度を算出した。
　更に、上述したように、全板厚の１／２の深さにある面Ｓ３を機械研磨によって露出させて、露出面に対して前述した方法でＳＥＭ－ＥＢＳＤ測定を行った。そして、Ｓ３面に、任意領域の代表例として板幅方向の中央部に領域ＳＡを設定した後に領域ＳＡ内部の各分割領域ＳＡ１、ＳＡ２、・・・、ＳＡ１０における集合組織の方位情報を取得した。得られた方位情報から、前述した方法で平均テイラー因子を計算し、同一面内にある各分割領域間の平均テイラー因子の最大値と最小値の差の絶対値を算出した。
（ｉｉｉ）アルミニウム合金圧延板材の加工性、耐リジング性の評価
　本実施例で製造した各アルミニウム合金板材について加工性及び耐リジング性の評価を行い、製造条件及び合金板材の構成と加工性等との関係を検討した。まず、耐リジング性の評価について、従来から行われている簡便な評価手法を用いて評価した。具体的には、圧延方向に対し９０°をなす方向に沿ってＪＩＳ５号試験片を採取し、それぞれ１０％、１５％ストレッチを行い、表面に圧延方向に沿って生じた筋模様（筋状凹凸模様）をリジングマークとして、その発生の有無、程度を目視で判定した。この結果を表３に示す。表３において、◎印は筋模様なし、○印は軽度の筋模様が目視された状態を示し、△印は中程度の筋模様を、×印は筋模様が強い状態を示す。本実施形態では、「◎」又は「○」を耐リジング性が良好であると判定した。
　また、曲げ加工性については、１８０°曲げ試験により評価した。圧延方向に対し９０°をなす方向に沿って曲げ試験片を採取し、５％の予ひずみ後、厚さ：１ｍｍ（曲げ半径：０．５ｍｍ）の中板を挟んで１８０°曲げ試験を実施した。そして、曲げ部の外観を、図２に示す曲げ加工性評価見本と照らし合わせ、各方向の曲げ加工性に点数（評点）を付けた。その結果を表３に示す。なお曲げ評点は、その数値が高いほど曲げ加工性が良好であることを表す。本実施形態では、点数「６」以上を曲げ加工性が良好、「７」以上を優良、「８」以上を最優良であると判定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　本発明の発明例となる、製造プロセスＮｏ.１、Ｎｏ.３、Ｎｏ.４、Ｎｏ.７、Ｎｏ.８、Ｎｏ.１１、Ｎｏ.１２、Ｎｏ.１４、Ｎｏ.１５、Ｎｏ.１７、Ｎｏ.１９、Ｎｏ.２１～２３、 Ｎｏ.２５～２７のアルミニウム合金板材は、いずれも成分組成が本発明で規定する範囲内にある。そして、面Ｓ２におけるＣｕｂｅ方位密度、面Ｓ３での平均テイラー因子のばらつきが、本発明で規定する条件を満たしたものである。これらのアルミニウム合金板材は、耐リジング性及び曲げ加工性が良好であることが確認された。
　一方、比較例に相当する製造プロセスＮｏ．２、Ｎｏ．６、Ｎｏ．１０のアルミニウム合金板材は、成分組成が本発明の規定範囲外である。これらは、Ｃｕ含有量が０．３％未満の合金Ｂ（Ｎｏ．２）、Ｓｉ含有量が０．３％未満の合金Ｆ（Ｎｏ．６）、Ｍｇ含有量が０．３％未満の合金Ｊ（Ｎｏ．１０）からなるアルミニウム合金板材の結果を示す。これらのアルミニウム合金板は、機械的特性に関係するＣｕ、Ｓｉ、Ｍｇの含有量が本発明の規定量より低いため、引張強さ（ＡＳＴＳ）と０．２％耐力（ＡＳＹＳ）との差が、１２０ＭＰａ未満となっている。
　また、製造プロセスＮｏ．５、Ｎｏ．９、Ｎｏ．１３のアルミニウム合金板材も成分組成が本発明の規定範囲外である。これらは、Ｃｕ含有量が１．５％超の合金Ｅ（Ｎｏ．５）、Ｓｉ含有量が１．５％超の合金Ｉ（Ｎｏ．９）、Ｍｇ含有量が１．５％超の合金Ｍ（Ｎｏ．１３）からなるアルミニウム合金板材の結果を示す。これらのアルミニウム合金板材は、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｍｇの含有量が本発明で規定する範囲を超えるため、製造工程内で形成された粗大な粒子が製品板でも残存し、曲げ加工時に割れの起点となるため、十分な曲げ加工性を有しない。これらの比較例では、曲げ試験における評点が低かった。
　そして、製造プロセスＮｏ．１６、１８、２０のアルミニウム合金板材は、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｆｅの含有量が好適範囲を超えている。これらのアルミニウム合金板材は、曲げ試験における評点が低く比較例とすべき結果であった。
　尚、製造プロセスＮｏ．１４のアルミニウム合金板は、耐リジング性、曲げ加工性に関しては合格ではあったが、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒの含有量が好適な下限値（Ｍｎ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．０１％以下、Ｆｅ：０．０３％以下）より低くなっている。そのため、このアルミニウム合金板には、溶体化処理時の結晶粒粗大化によるものと考えられる肌荒れが僅かに発生していた。よって、この合金に関しては、加工性について一応合格ということができるが、加工品質を特に重視する場合においては推奨されるものではないと考えられる。
　そして、比較例に相当する製造プロセスＮｏ．２４、Ｎｏ．２８～３４のアルミニウム合金板は、成分組成は本発明で規定する範囲内にある。しかし、その製造プロセス条件に起因して、最終板のＣｕｂｅ方位密度と平均テイラー因子のばらつきが本発明の規定範囲外であり、その結果、耐リジング性、曲げ加工性に劣っている。
　これらの比較例について具体的に説明する。まず、表２から、製造プロセスＮｏ．２８では、圧延前加熱温度が好適条件より低くなっている。この比較例では、熱間圧延前に式Ａから算出された必要時間以上に熱間圧延温度で保持していたが、自己焼鈍を促進するのに十分な大きさの析出物が得られず、熱間圧延後の再結晶が十分に進行していなかった。また、製造プロセスＮｏ．２９では、圧延前加熱温度での保持時間が、式Ａから算出された必要時間より短時間であった。そのため、微細析出物が多数析出していた。これにより、熱間圧延後の再結晶が十分に進行していなかった。更に、製造プロセスＮｏ．３１では、熱間圧延後の熱延板の巻き取り温度が３１０℃未満であるため、自己焼鈍による再結晶が進行していなかった。これらＮｏ．２８、Ｎｏ．２９、Ｎｏ．３１のアルミニウム合金板材は、熱間圧延巻取り後の状態における再結晶が不十分なアルミニウム合金板材である。そして、表３から、これらＮｏ．２８、Ｎｏ．２９、Ｎｏ．３１のアルミニウム合金板材は、最終板における面Ｓ３の平均テイラー因子の最大値と最小値との差が１．０を超え、耐リジング性に劣っていた。
　また、製造プロセスＮｏ．２４は、圧延前加熱温度が４４０℃を超えた設定で製造されたアルミニウム合金板材であり、製造プロセスＮｏ．３０は、熱間圧延後の巻き取り温度が３８０℃を超えて製造されたアルミニウム合金板材である。これらのアルミニウム合金板材では、集合組織の制御が不十分であり、最終板における面Ｓ３の平均テイラー因子の最大値と最小値との差が１．０を超え、耐リジング性に劣っていた。
　製造プロセスＮｏ．３２～３４は、熱間圧延後の熱延板の巻き取り温度を３１０℃未満としつつ、熱間圧延後に中間焼鈍を行った製造例である。これらの結果から、曲げ加工性と耐リジング性をバランス良く向上させるためには、均質化処理後の冷却から圧延前加熱温度での保持を経て、熱間圧延後の熱延板の巻き取り温度までの管理が特に重要であることが分かる。そして、これらのプロセスで好適条件の範囲外の処理がなされると、目的の達成は困難であり、中間焼鈍も効果がないことが分かる。中間焼鈍の効果が少ない点については、Ｎｏ．３２のように、熱間圧延後の中間焼鈍（３６０℃で１２０分のバッチ焼鈍）では、耐リジング性に劣ることから把握される。また、Ｎｏ．３３のように、中間焼鈍（３６０℃で１２０分のバッチ焼鈍）前に冷間圧延（３０％）を行っても、わずかに耐リジング性の向上がみられただけである。そして、Ｎｏ．３４では、連続焼鈍炉にて中間焼鈍（５００℃以上で１分以内）を行ったが、面Ｓ３の平均テイラー因子ばらつきが良好になり耐リジング性が改善された反面、Ｃｕｂｅ方位密度が規定外となり曲げ加工性が悪化している。このように、中間焼鈍の実施はその条件によって、集合組織を変化させることができるものの、最終板のＣｕｂｅ方位密度と面Ｓ３の平均テイラー因子ばらつきを同時に好適な範囲にすることはできない。
　以上説明したように、本発明に係るアルミニウム合金圧延材は、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金を基本とし、Ｃｕ含有量を考慮しつつ、機械的性質と集合組織を適切にすることで、プレス成形性、耐リジング性と曲げ加工性を両立させたアルミニウム合金圧延材である。本発明は、自動車のボディパネルに適用される自動車用ボディシート等の自動車用途の他、電子・電気機器等のパネル、シャーシの様な成形加工部品についても利用可能である。

Claims (19)

  1. 　Ｃｕ：０．３０～１．５０ｍａｓｓ％（以下、％と示す）、Ｓｉ：０．３０～１．５０％、Ｍｇ：０．３０～１．５０％を含有し、更に、０．５０％以下のＭｎ、０．４０％以下のＣｒ、０．４０％以下のＦｅの少なくともいずれかを含み、残部Ａｌ及び不可避的不純物のアルミニウム合金からなる成形加工用アルミニウム合金圧延材であって、
    　引張強さと０．２％耐力との差が１２０ＭＰａ以上であり、
    　板厚方向と直交し、かつ、表面から全板厚の１／４の深さにある面において、ランダム方位に対するＣｕｂｅ方位密度の比が１０以上であり、
    　更に、板厚方向と直交し、かつ、表面から全板厚の１／２の深さにある面において、圧延幅方向に１０ｍｍ、圧延方向に２ｍｍの領域を圧延幅方向に１０等分に分割した同一面内での各分割領域における、成形加工が圧延幅方向を主ひずみ方向とする平面ひずみ変形であるとみなしたときの平均テイラー因子の最大値と最小値の差が、絶対値で１．０以内であること、を特徴とするプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
  2. 　アルミニウム合金は、Ｍｎ：０．０３～０．５０％、Ｃｒ：０．０１～０．４０％、Ｆｅ：０．０３～０．４０％の少なくともいずれかを含む、請求項１に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
  3. 　アルミニウム合金は、Ｍｎ：０．０３～０．１５％、Ｃｒ：０．０１～０．０４％、Ｆｅ：０．０３～０．４０％の少なくともいずれかを含む、請求項２に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
  4. 　アルミニウム合金は、Ｃｕ：０．０３～０．８０％を含む、請求項１～３のいずれか一項に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
  5. 　アルミニウム合金は、Ｍｇ：０．０３～０．８０％を含む、請求項１～４のいずれか一項に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
  6. 　前記引張強さと０．２％耐力との差が１２１～１３３ＭＰａである、請求項１～５のいずれか一項に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
  7. 　前記ランダム方位に対するＣｕｂｅ方位密度の比が１２以上である、請求項１～６のいずれか一項に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
  8. 　前記ランダム方位に対するＣｕｂｅ方位密度の比が１２～１８である、請求項７に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
  9. 　前記平均テイラー因子の最大値と最小値の差が、絶対値で０．９以内である、請求項１～８のいずれか一項に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
  10. 　前記平均テイラー因子の最大値と最小値の差が、絶対値で０．５～０．９である、請求項９に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
  11. 　１８０°曲げ加工において、加工性評価見本と照らし合わせ際の評点が６以上である、請求項１～１０のいずれか一項に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
  12. 　１８０°曲げ加工において、加工性評価見本と照らし合わせ際の評点が７以上である、請求項１１に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
  13. 　１８０°曲げ加工において、加工性評価見本と照らし合わせ際の評点が８以上である、請求項１２に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
  14. 　熱間圧延加工を含む圧延加工によって得られるアルミニウム合金圧延材であり、前記熱間圧延加工前の圧延前加熱保持において、粒子直径０．４～４．０μｍの析出粒子の平均粒子径が０．６μｍ以上である、請求項１～１３のいずれか一項に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
  15. 　前記粒子直径０．４～４．０μｍの析出粒子の平均粒子径が０．７～１．９μｍである、請求項１４に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
  16. 　前記粒子直径０．４～４．０μｍの析出粒子の密度が１５００個／１００μｍ２以下である、請求項１４又は１５に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
  17. 　前記粒子直径０．４～４．０μｍの析出粒子の密度が４０２～１４１１個／１００μｍ２である、請求項１６に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
  18. 　前記熱間圧延加工後における再結晶率が９５％以上である、請求項１４～１７のいずれか一項に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
  19. 　前記熱間圧延加工後における再結晶率が１００％である、請求項１８に記載のプレス成形性、曲げ加工性及び耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延材。
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