WO2019230722A1 - 成形性、強度及び外観品質に優れたアルミニウム合金板及びその製造方法 - Google Patents

成形性、強度及び外観品質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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aluminum alloy
strength
present
rolling
alloy plate
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博貴 竹田
峰生 浅野
内田　秀俊
一貴 大野
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株式会社Uacj
トヨタ自動車株式会社
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon

Definitions

  • the present invention relates to an aluminum alloy plate suitable for press-molded parts that require formability, strength, appearance quality, and the like, for example, transportation equipment parts and casings of IT equipment, and a method for manufacturing the same.
  • an aluminum alloy material is its lightness, and it is possible to reduce the weight by replacing a steel plate and an aluminum alloy plate that are widely used as metal materials.
  • an aluminum alloy material that secures the strength required for transportation equipment parts and the like its formability is inferior to that of a steel plate, so that improvement is strongly desired.
  • an Al—Fe-based alloy is an example of an alloy having a relatively excellent balance between formability and strength.
  • Patent Documents 1 and 2 are excellent in formability, they are not necessarily sufficient to obtain the strength required for parts such as transportation equipment.
  • a paint baking process at approximately 170 ° C. for 20 minutes after press forming.
  • measures to suppress softening during the paint baking process have a significant effect on securing strength, but conventional Al-Fe-based aluminum alloy materials are insufficient.
  • the present invention has been made in view of the above problems, and by controlling the alloy composition and structure, it is excellent in the balance between formability and strength, and suppresses the generation of ridging marks after press forming.
  • the present invention provides an aluminum alloy plate that secures good appearance quality and a method for producing the same.
  • the present invention comprises an aluminum alloy containing Fe: 1.00-2.20 mass% and Mn: 0.10-1.00 mass% in claim 1 and comprising the balance Al and unavoidable impurities.
  • An aluminum alloy plate excellent in formability, strength, and appearance quality characterized by having a 0.01% proof stress of 60 MPa or more in the state of being subjected to the heat treatment.
  • the 0.01% proof stress in a state where annealing is performed at 170 ° C. for 20 minutes after applying 2% uniaxial strain may be simply referred to as “0.01% proof stress after paint baking”.
  • the present invention according to claim 2 is the method according to claim 1, wherein the aluminum alloy further contains one or two selected from Cu: 0.01 to 0.20 mass% and Ti: 0.005 to 0.10 mass%. To do.
  • the aluminum alloy plate is used in an automobile body panel in the first or second aspect.
  • press molded parts that require formability, strength, appearance quality, and the like, such as aluminum alloy plates suitable for transportation equipment parts such as automobile body panels and housings for IT equipment, and the industrial scale thereof.
  • a manufacturing method is provided.
  • Aluminum alloy plate excellent in formability, strength and appearance quality an aluminum alloy plate excellent in formability, strength and appearance quality according to the present invention (hereinafter simply referred to as “aluminum alloy plate according to the present invention” or simply “aluminum”).
  • the “alloy plate” may be abbreviated in some cases.
  • Al—Fe—Mn based aluminum alloy containing Fe and Mn as essential elements is used as the aluminum alloy used for the aluminum alloy plate in order to satisfy the characteristics of formability, strength and appearance quality.
  • this aluminum alloy may contain 1 type or 2 types of Cu and Ti as a selective addition element.
  • Fe is an element necessary for increasing the strength in three directions of 0 °, 45 °, and 90 ° with respect to the rolling direction by forming a solid solution or forming an Al—Fe-based compound.
  • this Al—Fe-based compound functions as a nucleus for recrystallization, it is effective for making recrystallized grains finer.
  • the Fe content is less than 1.00 mass% (hereinafter simply abbreviated as “%”), the 0.01% yield strength after baking is insufficient.
  • % 1.00 mass%
  • 0.01% yield strength after baking is insufficient.
  • 0.01% proof stress is regarded as the yield stress of the material.
  • the Fe content exceeds 2.20% the total elongation is lowered, so that the moldability is insufficient.
  • the Fe content is defined as a range of 0.10 to 2.20.
  • the Fe content is preferably in the range of 1.20 to 2.00%.
  • Mn Similar to Fe, Mn increases the strength in the above three directions and at the same time exerts an effect on the refinement of crystal grains. Furthermore, Mn exerts an effect on improving the ridging mark by suppressing the generation of coarse recrystallized grains during hot rolling, which causes ridging marks after press forming. If the Mn content is less than 0.10%, the effect of suppressing the generation of 0.01% proof stress and coarse recrystallized grains after baking is insufficient. On the other hand, if the Mn content exceeds 1.00%, the total elongation is lowered, so that the moldability is insufficient. Further, if the Mn content exceeds 1.00%, a coarse compound is generated, and castability and material properties are deteriorated. From the above, the Mn content is specified to be in the range of 0.10 to 1.00%. The Mn content is preferably in the range of 0.20 to 0.70%.
  • Cu is effective in improving strength. If the Cu content is less than 0.01%, the effect is not sufficiently exhibited. On the other hand, if the Cu content exceeds 0.20%, the total elongation is lowered, so that the formability is lowered. From the above, the Cu content is specified to be in the range of 0.01 to 0.20%. The Cu content is preferably in the range of 0.02 to 0.15%.
  • Ti exhibits the effect of preventing casting cracks by refining the cast structure. If the Ti content is less than 0.005%, the above effect is not sufficiently exhibited. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.100%, the total elongation is reduced, so that the formability is lowered. From the above, the Ti content is specified to be in the range of 0.005 to 0.100%. The Ti content is preferably in the range of 0.005 to 0.050%. B or C may be added simultaneously with Ti, and in the case of this invention, addition of 0.05% or less of B or C together with Ti is allowed.
  • the aluminum alloy often contains Si, Mg, Cr, and Zn. Although these elements mainly exert an effect for improving the strength, the formability is lowered because the total elongation is lowered. Therefore, in the present invention, these elements are not positively added. Although it may be mixed in a trace amount in the production process, if the content of each of Si, Mg and Zn is 0.20% or less and the content of Cr is 0.10% or less, the aluminum obtained by the present invention The properties as an alloy plate are not impaired. Note that the content of each of Si, Mg, and Zn is preferably 0.10% or less, and the content of Cr is preferably 0.05% or less.
  • the balance of the aluminum alloy used in the present invention is made of Al and inevitable impurities.
  • unavoidable impurities include Na, Ca and the like. If each of them is less than 0.05% and less than 0.15% in total, the characteristics of the aluminum alloy plate obtained in the present invention are impaired. There is nothing.
  • Total elongation in directions of 0 °, 45 ° and 90 ° with respect to the rolling direction In the aluminum alloy sheet according to the present invention, the total elongation in all directions of 0 °, 45 ° and 90 ° with respect to the rolling direction as tensile properties. Is defined as 34% or more.
  • the total elongation is generally used as an index of moldability, and the higher the value, the better the moldability.
  • at least one elongation in the direction of 0 °, 45 °, and 90 ° with respect to the rolling direction When aluminum alloy sheets are applied to parts that require particularly high formability, such as transportation equipment parts such as automobile body panels, at least one elongation in the direction of 0 °, 45 °, and 90 ° with respect to the rolling direction.
  • the total elongation in all directions of 0 °, 45 ° and 90 ° with respect to the rolling direction needs to be 34% or more.
  • the total elongation is preferably 36% or more.
  • the upper limit of these total elongations is not particularly limited, but is naturally determined by the aluminum alloy composition and the manufacturing method, and the upper limit is set to 50% in the present invention.
  • the total elongation is measured by a butt test according to JISZ2241, by conducting a tensile test using a JIS No. 5 tensile test piece (distance between gauge points 50 mm).
  • the limit dent load is D (kgf)
  • the plate thickness is T (mm)
  • FIG. 1 is a plot of the critical dent load (vertical axis) against the 0.01% proof stress after paint baking and the 0.2% proof stress after paint baking (horizontal axis) measured in the present invention.
  • D Y ⁇ T 2 which is the general formula of the dent load described above, the plate thickness T is all unified at 1.4 mm, so that the dent load D shows a positive correlation with the yield stress Y. become.
  • the dent resistance is also a characteristic required for the panel after press molding and subsequent paint baking.
  • heat treatment was performed at 170 ° C. for 20 minutes after 2% uniaxial strain was applied.
  • the aluminum alloy sheet according to the present invention When applied to transportation equipment parts such as automobile body panels, the aluminum alloy sheet according to the present invention is 170 ° C. after applying 2% uniaxial strain in all directions of 0 °, 45 ° and 90 ° with respect to the rolling direction.
  • the 0.01% proof stress in a state where heat treatment (simulation of press molding and paint baking) is performed for 20 minutes is defined as 60 MPa or more. If at least one of the 0.01% proof stress after painting and baking in all directions is less than 60 MPa, measures such as excessively increasing the material thickness are necessary to ensure dent resistance, and the light weight that is an advantage of the aluminum alloy Can not secure the effect. Therefore, the 0.01% yield strength after baking in all the above directions needs to be 60 MPa or more. In particular, when importance is attached to the effect of reducing the weight, it is preferable that the 0.01% yield strength after baking in all the above directions is 65 MPa or more.
  • upper limits of 0.01% yield strength after baking are not particularly limited, but are naturally determined by the aluminum alloy composition and manufacturing method, and in the present invention, the upper limit is 85 MPa.
  • the measurement of 0.01% yield strength is implemented according to JISZ2241 without any difference from the usual measurement of 0.2% yield strength. Further, as a simulation of the press molding and paint baking process, as described above, in the present invention, heat treatment was performed at 170 ° C. for 20 minutes after applying 2% uniaxial strain.
  • the above-mentioned dent resistance is one of the important characteristics required for automobile outer plates and the like.
  • the inventors of the present invention formed the specimen into the shape shown in FIG. 2 and then polished the top with an abrasive to facilitate the determination of the dent, which is the final evaluation.
  • various loads are applied to the central portion of the evaluation surface of the molded panel as shown in FIG. 4 using the indenter shown in FIG.
  • a compression test was performed, and the occurrence of dents was visually determined.
  • the limit load at which no dents occurred was defined as the limit dent load.
  • the molding height was adjusted so that the reduction of the top of the molded panel shown in FIG. 2 was 2%.
  • MC nylon was used for the indenter material having the shape shown in FIG.
  • the compression test speed was 5 mm / min.
  • the thickness of the aluminum alloy plate according to the present invention will be described.
  • Applications of the aluminum alloy plate of the present invention are press-molded parts that require formability, strength, appearance quality, etc., for example, transport equipment parts such as automobile body panels, IT equipment casings, and the like.
  • the plate thickness required for these uses is in the range of 0.7 to 3.0 mm in consideration of rigidity and the like, so in the present invention, the plate thickness is set in the range of 0.7 to 3.0 mm. When the plate thickness is less than 0.7 mm, the dent resistance is insufficient. On the other hand, if the plate thickness exceeds 3.0 mm, the weight reduction effect cannot be obtained.
  • the aluminum alloy plate according to the present invention is an ingot cast using the Al—Fe—Mn-based aluminum alloy having the above-described composition, hot-rolled the ingot, and cold-rolled the hot-rolled plate.
  • the cold-rolled sheet is manufactured by softening heat treatment.
  • the skin plate may be subjected to 4 to 8% skin pass rolling. Further, intermediate annealing is not performed between the above-described hot rolling and softening heat treatment.
  • Casting process First, an aluminum alloy having the above composition is melted according to a conventional method, and a melt casting method such as continuous casting rolling or semi-continuous casting method (DC casting method) is appropriately selected and ingot-casted according to a conventional method.
  • a melt casting method such as continuous casting rolling or semi-continuous casting method (DC casting method) is appropriately selected and ingot-casted according to a conventional method.
  • the homogenization treatment step may be carried out next to the casting step.
  • the addition element is homogenized, the Al-Fe compound and the Al-Fe-Mn compound are separated, Fe And it aims at the adjustment of precipitation or solid solution of Mn.
  • the homogenization treatment causes homogenization of the additive element, fragmentation of the Al—Fe—Mn compound, and precipitation of Fe, thereby improving the total elongation and improving the moldability. Note that, in an Al—Fe—Mn-based aluminum alloy, there is a tradeoff between improvement in total elongation and improvement in strength due to homogenization treatment. Therefore, it is preferable not to perform homogenization treatment especially when strength is important.
  • the homogenization treatment is performed by heat treatment at a temperature of 380 to 620 ° C. for 1 to 24 hours.
  • the treatment temperature exceeds 620 ° C., the yield strength decreases by 0.01% due to excessive precipitation of Fe.
  • the lower limit of the temperature of the homogenization treatment may be room temperature or higher so that the quality treatment can be omitted.
  • the treatment temperature is set to 380 to 620 ° C. when the homogenization treatment is performed.
  • the treatment temperature is preferably 380 to 550 ° C.
  • the holding time for the homogenization treatment is preferably 1 to 24 hours.
  • the holding time is preferably 2 to 10 hours.
  • Hot rolling process In the hot rolling process that is the next process of the homogenization process or the next process of the casting process when the homogenization process is omitted, the start temperature is 250 to 430 ° C. and the end temperature is 150 to 330. It is defined as ° C.
  • the purpose of this temperature control is to suppress the generation of coarse recrystallized grains during hot rolling, which causes streak-like appearance defects called ridging marks that occur after press forming.
  • it is also intended to suppress precipitation of Fe and Mn in hot rolling. .
  • start temperature of the hot rolling process is less than 250 ° C. or the end temperature is less than 150 ° C.
  • cracks at the end of the plate width called ear cracks are likely to occur during hot rolling, and the deformation resistance increases and productivity increases. Be inhibited.
  • start temperature or the end temperature exceeds 430 ° C. and 330 ° C., respectively, coarse recrystallized grains are generated during the hot rolling or during the cooling after the hot rolling is finished. As a result, ridging marks may be generated, and the precipitation of Fe is promoted, resulting in a decrease in 0.01% yield strength after baking.
  • it is necessary to set the start temperature of the hot rolling process to 250 to 430 ° C. and the end temperature to 150 to 330 ° C.
  • a preferable start temperature in the hot rolling process is 280 to 350 ° C.
  • a preferable end temperature is 170 to 300 ° C.
  • hot rolling start temperature is as it is after completion of a homogenization process.
  • the hot rolling may be started after cooling to a predetermined temperature.
  • Cold rolling process Following the hot rolling process, cold rolling is performed at a rolling reduction of 50% or more without performing intermediate annealing.
  • the reason why the intermediate annealing is not performed is that the crystal grain size after the softening heat treatment becomes coarse due to the intermediate annealing, and the 0.01% proof stress after the coating baking is reduced.
  • the rolling reduction in cold rolling needs to be 50% or more.
  • the rolling reduction in cold rolling is preferably 75% or more.
  • Softening heat treatment step Following the cold rolling step, the cold rolled sheet is subjected to a softening heat treatment step.
  • a softening heat treatment step In the case of continuous softening heat treatment, it is carried out at a temperature of 380 to 620 ° C. for a time within 5 minutes. Here, within 5 minutes, 0 minute is included, which means that heating is terminated immediately after the desired temperature is reached.
  • the continuous softening heat treatment when the treatment temperature is less than 380 ° C., recrystallization tends to be insufficient, and the total elongation is lowered, resulting in a decrease in moldability. Moreover, the solid solution of Fe and Mn is insufficient, resulting in a decrease in 0.01% yield strength after baking.
  • a preferred softening treatment temperature is 500 ° C. to 620 ° C.
  • the treatment time is within 5 minutes from the viewpoint of productivity because the effect is saturated even if the treatment exceeds 5 minutes.
  • the treatment time is preferably 0 to 0.5 minutes. In the present invention, the lower limit of the treatment time is 0 minute (the heating is finished immediately after reaching the desired temperature and then cooled).
  • batch-type softening heat treatment it is carried out at a temperature of 380 to 550 ° C. for 1 to 24 hours.
  • the treatment temperature when the treatment temperature is less than 380 ° C., recrystallization tends to be insufficient and the total elongation is lowered, resulting in a decrease in moldability.
  • the treatment temperature exceeds 550 ° C., the crystal grains excessively coarsen may cause a decrease in 0.01% yield strength after baking.
  • a preferred softening treatment temperature is 400 ° C. to 550 ° C. With respect to the treatment time, if it is less than 1 hour, recrystallization is insufficient and there is a risk of a decrease in elongation.
  • the upper limit of the processing time is 24 hours.
  • the treatment time is preferably 1 to 8 hours.
  • the batch-type softening heat treatment in which the softening treatment is performed in a coil shape has a lower temperature rising rate than the continuous softening heat treatment in which the processing is performed in a plate shape by unwinding the plate.
  • the recrystallized grains are likely to be coarsened, and the 0.01% yield strength is reduced and ridging marks are easily generated after baking. Therefore, when importance is attached to 0.01% proof stress after coating and suppression of ridging marks, it is preferable to use a continuous softening heat treatment method.
  • a skin pass rolling step may be provided in which the rolled plate is subjected to skin pass rolling at a rolling reduction of 4 to 8%.
  • This skin pass rolling is mainly intended to improve 0.01% proof stress after baking.
  • the rolling reduction is less than 4%, the load is too low and stable rolling becomes difficult.
  • the rolling reduction exceeds 8%, the decrease in total elongation becomes excessively large. Therefore, the skin pass rolling is in the range of 4 to 8%.
  • skin pass rolling is effective for improving the strength, it is preferable not to carry out actively when the balance between the two is emphasized because the total elongation is greatly reduced.
  • skin pass rolling if there is a method for imparting a small strain to the entire plate thickness while maintaining industrial productivity, it may be applied.
  • An aluminum alloy having the composition shown in Table 1 was ingoted by DC casting, and a portion thereof was homogenized under the conditions shown in Tables 2 and 3.
  • Table 1 “-” indicates less than the detection limit.
  • Tables 2 and 3 the column of “None” in the homogenization process indicates that the homogenization process was omitted.
  • the cooling column after the completion of holding in the homogenization treatment column is described as “to room temperature”, after cooling to room temperature after homogenization treatment, it is heated again to the start temperature of hot rolling. Hot rolling was performed under the conditions shown in 2 and 3.
  • Tables 2 and 3 After hot rolling, cold rolling is performed at the rolling reduction shown in Tables 2 and 3 without performing intermediate annealing, then softening heat treatment is performed under the conditions shown in Tables 2 and 3, and then shown in Tables 2 and 3 Skin pass rolling was performed under certain conditions, or a final rolled sheet was formed without performing. Tables 2 and 3 also show the thickness of the final rolled sheet.
  • the softening heat treatment has three patterns: a treatment in a salt bath furnace that simulates a continuous softening heat treatment, a treatment in an atmospheric furnace that simulates a batch softening heat treatment, and a treatment in an actual continuous annealing furnace. Carried out.
  • Example 1 (Mechanical property evaluation) Using the rolled plate produced as described above as a test material, the total elongation in all directions of 0 °, 45 ° and 90 ° with respect to the rolling direction by the above-mentioned method, 0.01% after paint baking Yield strength, 0.2% proof stress after baking was measured as a reference. In Tables 2 and 3, the 0.01% proof stress and 0.2% proof strength after baking are described as 0.01% proof strength and 0.2% proof strength after BH. As a simulation of the press molding and paint baking process, as described above, in the present invention, heat treatment was performed at 170 ° C. for 20 minutes after applying 2% uniaxial strain. The measurement of total elongation is a characteristic of the final plate before 2% uniaxial strain is applied or heat treatment is performed at 170 ° C. for 20 minutes.
  • Examples A1 to A45 of the present invention satisfy the total elongation and 0.01% proof stress after paint baking specified in the present invention, and have good moldability and mechanical properties. .
  • Comparative Examples B1 to B12 and B12 at least one of the total elongation specified by the present invention specified by the present invention and 0.01% proof stress after paint baking was inferior.
  • Comparative Examples B11 and B13 it was difficult to produce an aluminum alloy plate.
  • Comparative Example B1 Although the Mn content is large, the Fe content is small, the Si content is large, the hot rolling start temperature is high, and the composition range defined in the present invention. And since the manufacturing condition range was not satisfied, the 0.01% proof stress after baking was reduced.
  • Comparative Examples B2 to B4 the Fe content was small and the composition range specified in the present invention was not satisfied, so that the 0.01% proof stress after baking was reduced.
  • Comparative Examples B6 and B8 the content of Mn was small and the composition range specified in the present invention was not satisfied, so that the 0.01% yield strength after baking was reduced.
  • Comparative Example B13 the contents of Fe, Mn, and Ti were large, and the composition range specified in the present invention was not satisfied. Therefore, the hot water flow at the time of casting deteriorated and ingot formation could not be performed.
  • Comparative Example B12 the Cu content was large and the composition range defined in the present invention was not satisfied, so the total elongation was lowered.
  • Comparative Example B5 the rolling rate of skin pass rolling was high, and the total elongation decreased because it was outside the manufacturing condition range defined in the present invention.
  • Example 2 Dent resistance evaluation
  • the evaluation method is as described above, and the results are shown in Table 4.
  • the limit dent load was added to the items in Tables 2 and 3.
  • FIG. 1 described above shows the 0.01% proof stress and 0.2% proof stress and the limit dent load after paint baking shown in Table 4.
  • Example 3 Evaluation of ridging marks
  • ridging resistance (difficult to generate ridging marks) was evaluated using a part. Specifically, after applying uniaxial strain of 2 to 10% (2% interval) to a JIS No. 5 test piece in a 90 ° direction with respect to the rolling direction, the rolling direction and the 90 ° direction are polished by hand, and the surface is Koyosha The product was visually observed with Polynet A-800 and evaluated by the presence or absence of ridging marks. The results are shown in Table 5. In Table 5, ridging resistance was added to the items in Tables 2 and 3. In addition, the mechanical characteristic in a table
  • Comparative Example B8 which is a conventional Al—Fe-based aluminum alloy material and lacks ridging resistance, was used as a reference sample for ridging mark evaluation.
  • ⁇ indicates that the improvement effect is 4% or more.
  • ⁇ Improvement effect is less than 2% Was x.
  • Table 5 shows that the suppression of ridging marks depends on hot rolling conditions and Mn addition.
  • the Mn content is within the range defined by the present invention, and the hot rolling conditions are within the preferred range defined by the present invention.
  • the ridging resistance was good.
  • the Mn content is within the range defined by the present invention, and the hot rolling conditions are within the range defined by the present invention, but the softening heat treatment is an atmospheric furnace treatment simulating a batch type softening heat treatment. Therefore, the effect of improving the ridging resistance was limited as compared with the continuous softening heat treatment condition.
  • the Mn content is within the range defined by the present invention, and the hot rolling conditions are within the range defined by the present invention, and the ridging resistance was improved.
  • the effect of improving ridging resistance was limited as compared with the case of the preferred hot rolling start temperature.
  • B1 a general 3003 alloy is used, but since the hot rolling start temperature is higher than the range specified in the present invention, the effect of improving ridging resistance was not obtained.
  • an aluminum alloy plate that has an excellent balance between formability and strength, and that can suppress the generation of ridging marks after press forming, and also has good appearance quality, and a method for producing the same Provided.

Abstract

Ｆｅ：１．００～２．２０ｍａｓｓ％及びＭｎ：０．１０～１．００ｍａｓｓ％を含有し、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、圧延が施されたアルミニウム合金板であって、圧延方向に対して０°、４５°及び９０°の全ての方向において、３４％以上の全伸び、ならびに、２％の一軸ひずみ付与後に１７０℃で２０分間の熱処理を施した状態で６０ＭＰａ以上の０．０１％耐力を有することを特徴とする成形性、強度及び外観品質に優れたアルミニウム合金板。

Description

成形性、強度及び外観品質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、成形性、強度及び外観品質等を必要とするプレス成形部品、例えば輸送機器部品やＩＴ機器の筐体等に適したアルミニウム合金板及びその製造方法に関する。
　近年、厳しさを増す燃費規制に対応するため、特に輸送機器部品へのアルミニウム合金材の適用が拡大しつつある。アルミニウム合金材の最大の利点はその軽さであり、金属材料として広く使用されている鋼板とアルミニウム合金板を置き換えることで軽量化につながる。一方で、輸送機器部品等で必要とされる強度を確保したアルミニウム合金材の場合、鋼板に比べて成形性が劣るためその改善が強く望まれている。アルミニウム合金材の中で成形性と強度とのバランスが相対的に優れる合金として、Ａｌ－Ｆｅ系合金が挙げられる。従来、Ａｌ－Ｆｅ系アルミニウム合金板について、圧延方向に対して０°方向、４５°方向及び９０°方向の３方向の引張特性を改善することにより、高成形性を得ることが提案されている（特許文献１参照）。また、Ａｌ－Ｆｅ系化合物の最大粒径と分散密度を制御することにより、成形性を向上させた提案もなされている（特許文献２参照）。
　しかしながら、特許文献１、２ともに、成形性は優れるものの輸送機器等の部品として必要とされる強度を得るには必ずしも十分ではない。特にアルミニウム合金板の適用が拡大している自動車用ボディパネルでは、プレス成形後におよそ１７０℃で２０分間の塗装焼付け工程がある。自動車ボディパネル用途において、この塗装焼付け工程中の軟化を抑制する対策が強度確保に大きく影響するが、従来のＡｌ－Ｆｅ系アルミニウム合金材では対策が不十分である。更に、Ａｌ－Ｆｅ系アルミニウム合金材において、プレス成形後に発生し易く、外観不良の原因となるリジングマークと呼ばれる筋状の模様に対する材料面からの対策も不十分である。
特許第３７９１３３７号公報 特許第５２７６３６８号公報
　本発明は、上記問題点に鑑みてなされたものであって、合金組成と組織を制御することで、成形性と強度のバランスに優れ、かつ、プレス成形後のリジングマークの発生を抑制することで良好な外観品質も確保したアルミニウム合金板とその製造方法を提供するものである。
　すなわち、本発明は請求項１において、Ｆｅ：１．００～２．２０ｍａｓｓ％及びＭｎ：０．１０～１．００ｍａｓｓ％を含有し、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、圧延が施されたアルミニウム合金板であって、圧延方向に対して０°、４５°及び９０°の全ての方向において、３４％以上の全伸び、ならびに、２％の一軸ひずみ付与後に１７０℃で２０分間の熱処理を施した状態で６０ＭＰａ以上の０．０１％耐力を有することを特徴とする成形性、強度及び外観品質に優れたアルミニウム合金板とした。以下において、２％の一軸ひずみ付与後に１７０℃で２０分間の焼鈍を施した状態での０．０１％耐力を、単に「塗装焼付け後の０．０１％耐力」と記す場合がある。
　本発明は請求項２では請求項１において、前記アルミニウム合金が、Ｃｕ：０．０１～０．２０ｍａｓｓ％及びＴｉ：０．００５～０．１０ｍａｓｓ％から選択される１種又は２種を更に含有するものとした。
　本発明は請求項３では請求項１又は２において、アルミニウム合金板が自動車用ボディパネルに使用されるものとした。
　本発明により、成形性、強度、外観品質等を必要とするプレス成形部品、例えば自動車ボディパネルの様な輸送機器部品やＩＴ機器の筐体等に適したアルミニウム合金板及びその工業的規模での製造方法が提供される。
塗装焼付後の０．０１％耐力および０．２％耐力と限界デント荷重との相関関係を示すグラフである。 アルミニウム合金板の耐デント性の評価方法を示す説明図である。 アルミニウム合金板の耐デント性の評価方法を示す説明図である。 アルミニウム合金板の耐デント性の評価方法を示す説明図である。
Ａ．成形性、強度及び外観品質に優れたアルミニウム合金板
　以下、本発明に係る成形性、強度及び外観品質に優れたアルミニウム合金板（以下、単に「本発明に係るアルミニウム合金板」又は、単に「アルミニウム合金板」と略記する場合がある）について詳細に説明する。
１．合金組成
　以下、本発明に係るアルミニウム合金板のアルミニウム合金成分及びその含有量について説明する。本発明においては、アルミニウム合金板に用いるアルミニウム合金として、成形性、強度及び外観品質の特性を満たすためにＦｅ、Ｍｎを必須元素として含有するＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系のアルミニウム合金を用いる。また、このアルミニウム合金は選択的添加元素として、Ｃｕ及びＴｉの１種又は２種を含有していてもよい。
Ｆｅ：
　Ｆｅは、その固溶により、又はＡｌ－Ｆｅ系化合物を形成して、圧延方向に対して０°、４５°及び９０°の３方向の強度を高めるために必要な元素である。また、このＡｌ－Ｆｅ系化合物が再結晶の核として機能するため、再結晶粒の微細化にも効果を発揮する。Ｆｅ含有量が１．００ｍａｓｓ％（以下、単に「％」と略記する）未満では、塗装焼付け後の０．０１％耐力が不足する。なお、後述するように、本発明では０．０１％耐力を材料の降伏応力と見なす。一方、Ｆｅ含有量が２．２０％を超えると全伸びが低下するため成形性が不足する。更に、Ｆｅ含有量が２．２０％を超えると、粗大化合物の発生を招き、鋳造性及び材料特性を低下させる。以上により、Ｆｅ含有量は０．１０～２．２０の範囲と規定する。なお、Ｆｅ含有量は、１．２０～２．００％の範囲とするのが好ましい。
Ｍｎ：
　Ｍｎは、Ｆｅと同じく上記３方向の強度を高めると同時に、結晶粒の微細化にも効果を発揮する。更に、Ｍｎは、プレス成形後のリジングマーク発生の原因となる、熱間圧延中における粗大な再結晶粒の発生を抑制することにより、リジングマークの改善に効果を発揮する。Ｍｎ含有量が０．１０％未満では、塗装焼付け後の０．０１％耐力及び粗大な再結晶粒の発生の抑制効果が不足する。一方、Ｍｎ含有量が１．００％を超えると、全伸びが低下するため成形性が不足する。更に、Ｍｎ含有量が１．００％を超えると、粗大化合物の発生を招き、鋳造性及び材料特性を低下させる。以上により、Ｍｎ含有量は、０．１０～１．００％の範囲と規定する。なお、Ｍｎ含有量は、０．２０～０．７０％の範囲とするのが好ましい。
Ｃｕ：
　Ｃｕは、強度の改善に効果を発揮する。Ｃｕ含有量が０．０１％未満ではその効果が十分に発揮されない。一方、Ｃｕ含有量が０．２０％を超えると、全伸びを低下させるため成形性が低下する。以上により、Ｃｕ含有量は、０．０１～０．２０％の範囲と規定する。なお、Ｃｕ含有量は、０．０２～０．１５％の範囲とするのが好ましい。
Ｔｉ：
　Ｔｉは、鋳造組織を微細化することにより鋳造割れを防止する効果を発揮する。Ｔｉ含有量が０．００５％未満では上記効果が十分に発揮されない。一方、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えると、全伸びを低下させるため成形性が低下する。以上により、Ｔｉ含有量は、０．００５～０．１００％の範囲と規定する。なお、Ｔｉ含有量は、０．００５～０．０５０％の範囲とするのが好ましい。Ｔｉと同時にＢ又はＣを添加することもあり、この発明の場合も、Ｔｉとともに０．０５％以下のＢ又はＣを添加することは許容される。
その他の主要元素：
　アルミニウム合金中には上述した元素以外にもＳｉ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｚｎが含有される場合が多い。これらの元素は主に強度改善に効果を発揮するものの、全伸びを低下させるため成形性を低下させる。よって、本発明においては、これらの元素を積極的に添加するものではない。生産過程で微量に混入する場合も考えられるが、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｚｎの各々の含有量が０．２０％以下、Ｃｒの含有量が０．１０％以下であれば、本発明で得られるアルミニウム合金板としての特性を損なうことはない。なお、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｚｎの各々の含有量は０．１０％以下であるのが好ましく、Ｃｒの含有量は０．０５％以下であるのが好ましい。
その他の不可避的不純物元素：
　また、本発明に用いるアルミニウム合金の残部は、Ａｌ及び不可避的不純物からなる。ここで、不可避的不純物としてはＮａ、Ｃａなどが挙げられ、各々が０．０５％未満で、かつ合計で０．１５％未満であれば、本発明で得られるアルミニウム合金板としての特性を損なうことはない。
２．機械的特性
　以下、本発明に係るアルミニウム合金板の機械的特性（圧延方向に対して０°、４５°及び９０°の方向における、全伸び、ならびに、２％の一軸ひずみ付与後に１７０℃で２０分間の熱処理を施した状態での０．０１％耐力（塗装焼付け後の０．０１％耐力）について説明する。
２－１．圧延方向に対して０°、４５°及び９０°の方向における全伸び
　本発明に係るアルミニウム合金板では、引張特性として、圧延方向に対して０°、４５°及び９０°の全方向における全伸びを３４％以上と規定する。全伸びは、成形性の指標として一般的に用いられ、数値が高いほど成形性が優れていることを示す。アルミニウム合金板を自動車ボディパネルの様な輸送機器部品等のうち特に高い成形性が要求される部品へ適用する場合、圧延方向に対して０°、４５°及び９０°の方向の少なくとも一つの伸びが３４％未満の場合には、全伸びが不十分であり十分な成形性を確保できない。従って、圧延方向に対して０°、４５°及び９０°の全方向における全伸びが、３４％以上の必要がある。特に成形性を重視する場合には、これらの全伸びが３６％以上であるのが好ましい。
　これらの全伸びの上限値は特に限定されるものではないが、アルミニウム合金組成や製造方法によって自ずと決まり、本発明では上限値を５０％とする。なお、全伸びは、ＪＩＳ５号引張試験片（標点間距離５０ｍｍ）を用いて引張試験を行い、ＪＩＳＺ２２４１に準拠した突合せ法により測定される。
２－２．圧延方向に対して０°、４５°及び９０°の方向における２％の一軸ひずみ付与後に１７０℃で２０分間の熱処理を施した状態での０．０１％耐力（塗装焼付け後の０．０１％耐力）
　アルミニウム合金のような明確な降伏現象を示さない材料においては、一般的に除荷時の永久歪が０．２％になる応力を０．２％耐力と呼び、降伏応力の代用としている。そして、このような０．２％耐力を用いて各種特性を予測することも同じく一般的に行われるところである。例えば、自動車ボディパネルの重要な要求特性の１つである耐デント性（へこみのような塑性変形に耐える強度）の場合、限界デント荷重をＤ（ｋｇｆ）、板厚をＴ（ｍｍ）、降伏応力をＹ（ＭＰａ）としたとき、限界デント荷重ＤがＤ＝Ｙ×Ｔ２の一般式で表わされることが知られているが、アルミニウム合金の場合においては、この降伏応力Ｙには０．２％耐力を用いるのが一般的である。
　一方で、本発明者らが検討したところ、本発明で用いるＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系アルミニウム合金では、０．２％耐力ではなく０．０１％耐力の使用が適当であることが判明した。図１は本発明で測定した塗装焼付後の０．０１％耐力及び塗装焼付後の０．２％耐力（横軸）に対して限界デント荷重（縦軸）をプロットしたものである。上述のデント荷重の一般式であるＤ＝Ｙ×Ｔ２によれば、板厚Ｔは全て１．４ｍｍで統一されていることから、デント荷重Ｄは降伏応力Ｙと正の相関関係を示すことになる。
　図１から分かるように、０．０１％耐力を降伏応力とした場合には、デント荷重との良好な相関関係が得られた。一方、０．２％耐力を降伏応力とした場合には、デント荷重との良好な相関関係は得られなかった。この実験結果から、本発明に用いるＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系アルミニウム合金では、０．０１％耐力を降伏応力とするのが適切であることを、本発明者らは新たに見出した。よって、本発明では０．０１％耐力を降伏応力として特性の規定を行うものである。
　なお、自動車ボディパネルはプレス成形後に塗装焼付け処理が行われることから、耐デント性もプレス成形とその後の塗装焼付け処理後のパネルに対して要求される特性である。この一連の工程を模擬する処理として、本発明では、２％の一軸ひずみ付与後に１７０℃で２０分間の熱処理を実施した。
　自動車ボディパネルの様な輸送機器部品等へ適用する場合、本発明に係るアルミニウム合金板では、圧延方向に対して０°、４５°及び９０°の全方向における２％の一軸ひずみ付与後に１７０℃で２０分間の熱処理（プレス成形及び塗装焼付け模擬）を施した状態での０．０１％耐力を６０ＭＰａ以上と規定する。これら全方向における塗装焼付け後の０．０１％耐力の少なくとも一つが６０ＭＰａ未満では、耐デント性を確保するため過度に材料板厚を増加させる等の対策が必要となり、アルミニウム合金の利点である軽量化効果を確保できない。従って、上記全ての方向における塗装焼付け後の０．０１％耐力が６０ＭＰａ以上である必要がある。特に軽量化効果を重視する場合には、上記全ての方向における塗装焼付け後の０．０１％耐力が６５ＭＰａ以上であるのが好ましい。
　これら塗装焼付け後の０．０１％耐力の上限値は特に限定されるものではないが、アルミニウム合金組成や製造方法によって自ずと決まり、本発明では上限値を８５ＭＰａとする。なお、０．０１％耐力の測定は、通常の０．２％耐力の測定と何ら変わりなくＪＩＳＺ２２４１に従って実施される。また、プレス成形及び塗装焼付け工程の模擬としては、上述した様に本発明では、２％の一軸ひずみ付与後に１７０℃で２０分間の熱処理を実施した。
　ここで、上述の耐デント性は自動車外板等で要求される重要特性の一つである。本発明者らはこの耐デント性の評価として、供試材を図２に示す形状に成形した後、最終評価であるへこみの判定をし易くするために頭頂部を研磨材で磨き、続いて塗装焼付工程を模擬した１７０℃×２０分間の熱処理を行ってから、図３に示す圧子を用いて、図４に示す様に成形パネルの評価面の中央部に対して各種荷重を印加して圧縮試験を行い、へこみの発生を目視にて判定し、へこみが発生しない限界荷重をもって限界デント荷重とした。なお、図２に示す成形パネルの頭頂部の板減が２％となる様に成形高さを調整した。また、図３に示す形状の圧子素材にはＭＣナイロンを使用した。更に、図４に示す圧縮試験においては、圧縮験速度を５ｍｍ／分とした。
３．本発明に係るアルミニウム合金板の板厚
　次に、本発明に係るアルミニウム合金板の板厚について説明する。本発明のアルミニウム合金板の用途は、成形性、強度、外観品質等を必要とするプレス成形部品、例えば自動車ボディパネルの様な輸送機器部品やＩＴ機器の筐体等である。これら用途で要求される板厚は剛性等を考慮し、０．７～３．０ｍｍの範囲であるため、本発明では板厚を０．７～３．０ｍｍの範囲とする。板厚が０．７ｍｍ未満では、耐デント性が不足となる。一方、板厚が３．０ｍｍを超えると、軽量化効果が得られない。
Ｂ．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詳細に説明する。本発明に係るアルミニウム合金板は、上記した成分組成のＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系アルミニウム合金を用いて鋳塊を鋳造し、鋳塊した鋳塊を熱間圧延し、熱間圧延板を冷間圧延し、冷間圧延板を軟化熱処理することによって製造される。なお、鋳造した鋳塊に均質化処理を実施してもよい。更に、軟化熱処理工程に次いで、圧延板に４～８％のスキンパス圧延を実施してもよい。また、上述する熱間圧延後から軟化熱処理の間に中間焼鈍は実施しない。
４．鋳造工程
　まず、上記組成を有するアルミニウム合金を常法に従って溶解し、連続鋳造圧延や半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法）等の溶解鋳造法を適宜選択し常法に従い造塊する。
５．均質化処理工程
　鋳造工程の次工程に均質処理工程を実施してもよいが、この場合には、添加元素の均一化、Ａｌ－Ｆｅ系化合物及びＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系化合物の分断化、Ｆｅ及びＭｎの析出又は固溶の調整を目的とする。均質化処理により、添加元素の均一化及びＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系化合物の分断化、そしてＦｅの析出が起こり、これによって、全伸びが向上して成形性が向上する。なお、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系アルミニウム合金において、均質化処理による全伸び向上と強度向上は背反関係にあるため、特に強度を重視する場合には、均質化処理を実施しないのが好ましい。
　均質化処理は、３８０～６２０℃の温度で１～２４時間の加熱処理によって行われる。処理温度が６２０℃を超えると、Ｆｅの過度な析出により０．０１％耐力が低下する。一方、均材料特性の観点では、質化処理の省略も可能なように、均質化処理の温度の下限は室温以上であればよい。しかしながら、処理温度が３８０℃未満では均質化処理の効果が十分に発揮されず、均質化処理を省略した場合とほぼ同等の材料特性となる。以上により、均質化処理を実施する場合は、処理温度を３８０～６２０℃とする。なお、処理温度は、好ましくは３８０～５５０℃である。
　なお、均質化処理の効果を安定的に発揮させるためには、少なくとも１時間の保持が必要である。保持時間の上限は特に規定されるものではないが、生産効率及び経済的観点から２４時間とするのが好ましい。よって、均質化処理の保持時間は１～２４時間が好ましい。保持時間は、好ましくは２～１０時間である。
６．熱間圧延工程
　均質化処理工程の次工程、あるいは均質化処理工程を省略した場合には鋳造工程の次工程である熱間圧延工程では、開始温度を２５０～４３０℃、終了温度を１５０～３３０℃と規定する。この温度管理は、プレス成形後に発生するリジングマークと呼ばれる筋状の外観欠陥の原因となる、熱間圧延での粗大再結晶粒の発生を抑制することが目的の一つである。加えて、塗装焼付け後の０．０１％耐力の増大に効果的なＦｅ、Ｍｎの固溶を確保するため、熱間圧延でのＦｅ、Ｍｎの析出を抑制することも目的とするものである。
　熱間圧延工程の開始温度が２５０℃未満又は終了温度が１５０℃未満では、熱間圧延中に耳割れと呼ばれる板幅端部の割れが発生し易くなる他、変形抵抗が高くなり生産性が阻害される。一方、開始温度又は終了温度がそれぞれ４３０℃、３３０℃を超えると、熱間圧延中又は熱間圧延終了後の冷却途中において、粗大再結晶粒の発生を招く。その結果、リジングマークの発生を招く虞があり、かつ、Ｆｅの析出が促進され塗装焼付け後の０．０１％耐力の低下も招く。以上により、熱間圧延工程の開始温度を２５０～４３０℃、終了温度を１５０～３３０℃にする必要がある。また、熱間圧延工程における好ましい開始温度は２８０～３５０℃であり、好ましい終了温度は１７０～３００℃である。
　なお、均質化処理を実施する場合には、均質化処理工程から熱間圧延工程までの間に、一度室温までの冷却工程を設けても良いし、均質化処理完了後にそのまま熱間圧延開始温度まで冷却し、所定の温度としてから熱間圧延を開始しても良い。
７．冷間圧延工程
　熱間圧延工程に続いて、中間焼鈍を実施することなく５０％以上の圧下率で冷間圧延を実施する。ここで、中間焼鈍を実施しないのは、中間焼鈍によって軟化熱処理後の結晶粒径が粗大化し塗装焼付け後の０．０１％耐力が低下するからである。また、冷間圧延における圧下率が５０％未満の場合においても、同様に結晶粒径の粗大化が主要因となり塗装焼付け後の０．０１％耐力の低下を招く。従って、冷間圧延における圧下率を５０％以上とする必要がある。冷間圧延における圧下率は、好ましくは７５％以上とする。なお、冷間圧延における圧下率の上限は材料特性の観点では特に記載されないが、過度に大きな圧下率は冷間圧延のパス数増加による生産性の低下を招くため、本発明では上限値を９７％とする。
８．軟化熱処理工程
　冷間圧延工程に続いて、冷間圧延板は軟化熱処理工程に掛けられる。
　連続式の軟化熱処理の場合は、３８０～６２０℃の温度で５分以内の時間で実施される。ここで、５分以内には０分も含まれるが、これは、所望の温度に到達した後に直ちに加熱を終了することを意味する。連続式の軟化熱処理において、処理温度が３８０℃未満の場合には再結晶が不十分となり易く全伸びが低下して成形性の低下を招く。また、Ｆｅ及びＭｎの固溶が不足して塗装焼付け後の０．０１％耐力の低下も招く。一方、処理温度が６２０℃を超える場合には、連続焼鈍炉の加熱炉内での高温強度が低下し、炉内破断する虞がある。なお、好ましい軟化処理温度は５００℃～６２０℃である。処理時間については、５分を超えて処理してもその効果が飽和するので、生産性の観点から５分以内とする。また、処理時間は、好ましくは０～０．５分である。なお、処理時間の下限は、本発明では０分（所望の温度に到達して後に直ちに加熱を終了し冷却）とする。
　バッチ式の軟化熱処理の場合は、３８０～５５０℃の温度で１～２４時間で実施される。バッチ式の軟化熱処理において、処理温度が３８０℃未満の場合には再結晶が不十分となり易く全伸びが低下して成形性の低下を招く。一方、処理温度が５５０℃を超える場合には、結晶粒が過度に粗大化することにより塗装焼付け後の０．０１％耐力の低下を招く虞がある。なお、好ましい軟化処理温度は４００℃～５５０℃である。処理時間については、１時間未満の場合には再結晶が不十分となり伸びの低下を招く虞がある。また、２４時間を超えて処理してもその効果が飽和するという生産性の観点、ならびに、２４時間を超えた処理では過度な結晶粒の粗大化を招くという結晶粒粗大化抑制の観点から、処理時間の上限は２４時間とする。なお、処理時間は、好ましくは１～８時間である。
　また、工業規模での生産において、コイル形状で軟化処理を行うバッチ式の軟化熱処理は、板を巻きほぐして板形状で処理を行う連続式の軟化熱処理に比べ、昇温速度が遅くなる。これによりバッチ式の軟化熱処理では再結晶粒が粗大化し易く、塗装焼付後の０．０１％耐力の低下及びリジングマークが発生し易くなる。よって、塗装後の０．０１％耐力及びリジングマークの抑制を重視する場合には、連続式の軟化熱処理方法を用いるのが好ましい。
９．スキンパス圧延工程
　軟化熱処理工程に続いて、圧延板に４～８％の圧下率でスキンパス圧延を施すスキンパス圧延工程を設けてもよい。このスキンパス圧延は、塗装焼付け後の０．０１％耐力の向上を主な目的とするものである。スキンパス圧延を実施する場合は、その圧下率が４％未満では、荷重が低過ぎるために安定した圧延が困難となる。一方、圧下率が８％を超えると、全伸びの低下が過度に大きくなる。従って、スキンパス圧延は４～８％の範囲とする。
　なお、スキンパス圧延は強度向上には効果的だが、全伸びを大きく低下させるため、両者のバランスを重視する場合には、積極的に実施しない方が好ましい。また、スキンパス圧延の他に、板厚全体に、工業的生産性を保持しつつ微小な歪を付与する方法があればそれを適用してもよい。
１０．矯正工程
　軟化熱処理工程、或いは、スキンパス圧延工程に続いて、圧延板の平坦度等を矯正するために、ローラーレベラーやテンションレベラー等を用いた矯正が行われる場合がある。これらの矯正工程で付与される歪量は小さいため、本発明の効果を妨げるものではない。
　以下、実施例において、発明例と比較例を対比して説明する。これらの実施例は、本発明の一実施態様を示すものであり、本発明はこれらに限定されるものではない。
　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、そのうちの一部については、表２、３に示す条件で均質化処理を行った。なお、表１において、「－」は検出限界未満を示す。表２、３中の均質化処理の欄が「なし」になっているものは、均質化処理を省略したことを表す。また、均質化処理の欄の保持完了後の冷却欄が「室温まで」と記載されているものは、均質化処理後に一旦室温まで冷却した後、熱間圧延の開始温度まで再度加熱し、表２、３に示す条件で熱間圧延を行った。一方、「熱間圧延開始温度まで」と記載されているものは、均質化処理後に一旦室温まで冷却することなく、均質化処理温度から熱間圧延開始温度まで冷却し、表２、３に示す条件で熱間圧延を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　熱間圧延の後に、中間焼鈍を行うことなく表２、３に示す圧下率で冷間圧延を行ない、次いで、表２、３に示す条件で軟化熱処理を行い、続いて表２、３に示す条件でスキンパス圧延を行ない、あるいは、行なわずに最終圧延板とした。最終圧延板の板厚についても表２、３に示す。
　なお、軟化熱処理は、連続式の軟化熱処理を模擬した塩浴炉での処理、バッチ式の軟化熱処理を模擬した大気炉での処理、更に、実際の連続焼鈍炉での処理、の３パターンで実施した。
実施例１（機械的特性評価）
　上述のようにして作製した圧延板を供試材として用い、上述の方法により、圧延方向に対して０°、４５°及び９０°の全ての方向における全伸び、塗装焼付後の０．０１％耐力、参考として塗装焼付後の０．２％耐力を測定した。塗装焼付後の０．０１％耐力及び０．２％耐力は、表２、３中ではＢＨ後０．０１％耐力及び０．２％耐力と表記した。プレス成形及び塗装焼付け工程の模擬としては、上述した様に本発明では、２％の一軸ひずみ付与後に１７０℃で２０分間の熱処理を実施した。なお、全伸びの測定は、２％の一軸ひずみ付与や１７０℃で２０分間の熱処理を行う前の最終板での特性である。
　なお、全伸び、塗装焼付後の０．０１％耐力及び０．２％耐力については、測定した３方向の値のうち最も低い値を表２、３に示す。
　表２、３に示すように、本発明例Ａ１～Ａ４５では、本発明で規定する全伸び、塗装焼付後の０．０１％耐力を満たし、良好な成形性と機械的特性を兼備している。
　これに対して、比較例Ｂ１～１０、Ｂ１２では、本発明で規定する本発明で規定する全伸び、塗装焼付後の０．０１％耐力の少なくともいずれかが劣っていた。また、比較例Ｂ１１、１３では、アルミニウム合金板の製造が困難であった。
　具体的には、比較例Ｂ１では、Ｍｎの含有量は多いものの、Ｆｅの含有量が少なく、更に、Ｓｉ含有量が多く、また、熱間圧延開始温度も高く、本発明で規定する組成範囲及び製造条件範囲を満たしていないために、塗装焼付後の０．０１％耐力が低下した。
　比較例Ｂ２～Ｂ４では、Ｆｅの含有量が少なく、本発明で規定する組成範囲を満たしていないために、塗装焼付後の０．０１％耐力が低下した。
　比較例Ｂ６、Ｂ８では、Ｍｎの含有量が少なく、本発明で規定する組成範囲を満たしていないために、塗装焼付後の０．０１％耐力が低下した。
　比較例Ｂ１３では、Ｆｅ、Ｍｎ及びＴｉの含有量が多く、本発明で規定する組成範囲を満たしていないために、鋳造時の湯流れが悪化し造塊が実施できなかった。
　比較例Ｂ１２では、Ｃｕの含有量が多く、本発明で規定する組成範囲を満たしていないために、全伸びが低下した。
　比較例Ｂ５では、スキンパス圧延の圧延率が高く、本発明で規定する製造条件範囲を外れているために、全伸びが低下した。
　比較例Ｂ７では、スキンパス圧延の圧延率が小さく、本発明で規定する製造条件範囲を満たしていないために、安定したスキンパス圧延が実施できなかった。
　比較例Ｂ９では、軟化熱処理温度が低く、本発明で規定する製造条件範囲を満たしていないために、全伸びが低下した。
　比較例Ｂ１０では、熱間圧延の開始温度及び終了温度が高く、本発明で規定する製造条件範囲を満たしていないために、塗装焼付後の０．０１％耐力が低下した。
　比較例Ｂ１１では、熱間圧延の開始温度及び終了温度が低く、本発明で規定する製造条件範囲を満たしていないために、熱間圧延での耳割れが顕著に発生し、それ以降の製造が出来なかった。
　本発明例のうち、主要元素であるＦｅ、Ｍｎの添加量、熱間圧延条件、冷間圧延条件、軟化熱処理条件、スキンパス条件（上述の様に、全伸びと強度のバランスは重視する場合はなしが好ましい。）がより好ましい条件範囲にある本発明例Ａ３、Ａ４、Ａ７、Ａ１０～Ａ１２、Ａ１７～Ａ２０、Ａ２１～２５、Ａ３１～３７、Ａ３８～Ａ４１、Ａ４３、Ａ４４では、全伸びと塗装焼付後の０．０１％耐力の和の値が高い傾向があり、両者を特にバランス良く兼備していることを示している。
実施例２（耐デント性評価）
　表２、３に記載した最終圧延板のうち、一部を用いて耐デント性の評価を実施した。評価方法については上述した通りであり、結果を表４に示す。表４では、表２、３の項目に限界デント荷重を追記した。表４に示す、塗装焼付後の０．０１％耐力および０．２％耐力と限界デント荷重を図示したものが上述した図１である。本評価により、限界デント荷重と一般的な０．２％耐力の間には相関関係が確認されず、塗装焼付後の０．０１％耐力との相関関係にあることが新たに見出された。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
実施例３（リジングマーク評価）
　表２、３に記載した最終圧延板のうち、一部を用いて耐リジング性（リジングマークの発生のし難さ）を評価した。具体的には、圧延方向に対して９０°方向のＪＩＳ５号試験片に２～１０％（２％間隔）の一軸歪を付与した後に圧延方向と９０°方向を手で研磨し、表面を光陽社製　ポリネット　Ａ－８００により目視観察して、リジングマークの発生の有無により評価した。結果を表５に示す。表５では、表２、３の項目に耐リジング性を追記した。なお、表中の機械的特性は、上述した通り圧延方向に対する３方向の結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　従来のＡｌ－Ｆｅ系アルミニウム合金材であって耐リジング性が不足した比較例Ｂ８を、リジングマーク評価における基準試料とした。リジングマークが視認される最低ひずみ量が基準試料に比べて２％以上４％未満の向上効果があったものを○、４％以上の向上効果があったものを◎、２％未満の向上効果であったものを×とした。
　表５より、リジングマークの抑制は、熱間圧延条件とＭｎ添加に依存することが分かる。
　Ａ５、Ａ１５、Ａ１９、Ａ２５、Ａ３２～Ａ３５、Ａ４０～４２、Ａ４５では、Ｍｎ含有量が本発明で規定する範囲内であり、かつ、熱間圧延条件が本発明で規定する好ましい範囲であるため、耐リジング性が良好であった。
　Ａ３０では、Ｍｎ含有量が本発明で規定する範囲内であり、かつ、熱間圧延条件が本発明で規定する範囲であるが、軟化熱処理がバッチ式の軟化熱処理を模擬した大気炉処理であったため、連続式の軟化熱処理条件に比べて耐リジング性の改善効果は限定的であった。
　Ａ３７では、Ｍｎ含有量が本発明で規定する範囲内であり、かつ、熱間圧延条件が本発明で規定する範囲であり、耐リジング性は向上した。しかしながら、好ましい熱間圧延開始温度の場合に比べると耐リジング性の改善効果は限定的であった。
　Ｂ１では、一般的な３００３合金を用いているが、熱間圧延開始温度が本発明で規定する範囲より高いため、耐リジング性の改善効果が得られなかった。
　Ｂ２～Ｂ４では、Ｆｅ含有量が低く、塗装焼付後の０．０１％耐力が低下しているものの、Ｍｎ含有量が本発明で規定する範囲内であり、かつ、熱間圧延条件が本発明で規定する好ましい範囲であるため、耐リジング性は良好であった。
　Ｂ１０では、Ｍｎ含有量が本発明で規定する範囲内であるものの、熱間圧延の開始温度及び終了温度が高く、本発明で規定する範囲を満たしていないため、耐リジング性の改善効果が得られなかった。
　合金組成と組織を制御することで、成形性と強度のバランスに優れ、かつ、プレス成形後のリジングマークの発生を抑制し得ることで良好な外観品質も確保したアルミニウム合金板とその製造方法が提供される。

Claims (3)

  1. 　Ｆｅ：１．００～２．２０ｍａｓｓ％及びＭｎ：０．１０～１．００ｍａｓｓ％を含有し、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、圧延が施されたアルミニウム合金板であって、圧延方向に対して０°、４５°及び９０°の全ての方向において、３４％以上の全伸び、ならびに、２％の一軸ひずみ付与後に１７０℃で２０分間の熱処理を施した状態で６０ＭＰａ以上の０．０１％耐力を有することを特徴とする成形性、強度及び外観品質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、Ｃｕ：０．０１～０．２０ｍａｓｓ％及びＴｉ：０．００５～０．１００ｍａｓｓ％から選択される１種又は２種を更に含有する、請求項１に記載の成形性、強度及び外観品質に優れたアルミニウム合金板。
  3. 　自動車用ボディパネルに使用される、請求項１又は２に記載の強度及び外観品質に優れたアルミニウム合金板。
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