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WO2018012532A1 - 曲げ加工性及び耐リジング性に優れた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の製造方法 - Google Patents

曲げ加工性及び耐リジング性に優れた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の製造方法 Download PDF

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WO2018012532A1
WO2018012532A1 PCT/JP2017/025401 JP2017025401W WO2018012532A1 WO 2018012532 A1 WO2018012532 A1 WO 2018012532A1 JP 2017025401 W JP2017025401 W JP 2017025401W WO 2018012532 A1 WO2018012532 A1 WO 2018012532A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
aluminum alloy
rolling
ingot
rolled
temperature
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2017/025401
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English (en)
French (fr)
Inventor
裕介 山本
喜文 新里
峰生 浅野
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
UACJ Corp
Original Assignee
UACJ Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
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First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=59997737&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=WO2018012532(A1) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by UACJ Corp filed Critical UACJ Corp
Priority to EP17768657.3A priority Critical patent/EP3336215B1/en
Priority to CN201780003609.6A priority patent/CN108350551A/zh
Priority to KR1020177034331A priority patent/KR101868309B1/ko
Priority to US15/558,089 priority patent/US11053576B2/en
Priority to CA2981236A priority patent/CA2981236C/en
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Ceased legal-status Critical Current

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    • B21B1/32—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length in a non-continuous process in reversing single stand mills, e.g. with intermediate storage reels for accumulating work
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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 a method for producing a rolled material for forming made of an aluminum alloy, which is used after being subjected to paint baking.
  • the present invention relates to a method for producing a rolled aluminum alloy material for forming which is excellent in bending workability and ridging resistance, which is suitable for the above-mentioned use.
  • 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 series alloy 6000 series aluminum alloy (Al-Mg-Si) having aging properties is also used. Alloy, Al—Mg—Si—Cu alloy, etc.) are known.
  • the 6000 series aluminum alloy has a relatively low strength and excellent formability at the time of molding before coating baking, while it has the advantage that it is aged by heating during coating baking to increase the strength after coating baking. In addition, it has the advantage that a Ruders mark is not easily generated.
  • Patent Documents 5 and 6 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 8 and 9 propose that the streak structure caused by the ingot crystal grains is once decomposed by performing self-annealing with the 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 10 discloses that 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 by cold rolling, a plate material having an appropriate Cube orientation is intended.
  • the effect of reducing the starting temperature of hot rolling in Patent Documents 5 and 6 to a relatively low temperature may not always be sufficient when the molding conditions become more severe.
  • intermediate annealing after hot rolling performed in Patent Documents 6, 7, and 8 and different peripheral speed rolling in Patent Document 7 may not have an effect of improving ridging resistance.
  • self-annealing with the heat at the time of winding of hot rolling proposed in Patent Documents 8 and 9, when recrystallization is hindered by precipitates not assumed in these documents, self-annealing cannot be performed. There is.
  • the present inventors even if the thickness of the sheet after hot rolling is specified as in Patent Document 10, it is not a perfect response to improve both bending workability and ridging resistance. It turns out not.
  • the present invention provides an aluminum alloy sheet material for forming that is capable of ensuring the surface quality after processing while complying with strict forming conditions, and manufacturing a material in which bending workability and ridging resistance are compatible with each other. Provide a way.
  • the inventors of the Mg—Si-based particles which are precipitates that can be generated after homogenizing the ingot of the aluminum alloy. I came up with particle size control. It has been confirmed that the Mg—Si-based particles are precipitated in the cooling process after the homogenization treatment. In addition, the Mg—Si-based particles are also precipitated in the heating process when the ingot after the homogenization treatment in the cooling step is cooled to near room temperature and then the ingot is heated to the hot rolling temperature for hot rolling. Sometimes. The composition of the Mg—Si-based particles precipitated in these processes is somewhat affected by the overall composition of the aluminum alloy.
  • the Mg—Si based particles also contain the additive element (in this case, the Mg—Si—Cu based particles), but the Mg—Si based particles have any composition. Even so, the form is known to be fine precipitates.
  • Patent Documents 8 and 9 are techniques for allowing recrystallization to proceed by self-annealing at a coiling temperature of a hot-rolled rolled plate of 300 ° C. or higher, and its usefulness has been confirmed. Has been.
  • the material in which fine Mg—Si-based particles are dispersed as described above sufficient structural improvement is not observed even when the rolling temperature of the rolled plate is controlled.
  • the effect of recrystallization is not necessarily expected.
  • the present inventors decided to control the distribution state of the Mg—Si based particles with respect to the Al—Mg—Si based alloy sheet.
  • the present inventors arranged the characteristics of Mg—Si based particles as follows.
  • the precipitation state of Mg—Si-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-based particles occurs at a lower temperature and the particle size is also reduced. Further, when the cooling rate is high, the amount of Mg and Si incorporated in a solid solution state increases, so that fine precipitation is more likely to occur during subsequent heating.
  • the Mg—Si-based particles precipitated after the homogenization treatment are coarsened during the heating process and the holding process when the aluminum alloy ingot is heated and held at the hot rolling temperature.
  • Cu affects both the precipitation state and the precipitation rate of Mg—Si-based particles. Therefore, when it is considered necessary to strictly estimate the heating and holding time, Cu It is effective to set appropriately according to the Cu content in consideration of the diffusion of Cu.
  • the present inventors control the distribution state of the Mg—Si based particles in the process of manufacturing the Al—Mg—Si based alloy plate, and therefore, an appropriate cooling rate after the homogenization treatment.
  • the ingot after the homogenization treatment was intentionally held at a temperature near the hot rolling temperature to coarsen the Mg—Si-based particles, and then hot rolling was performed.
  • a fine recrystallized structure can be formed by self-annealing using the heat during winding in hot rolling.
  • the streak structure caused by the ingot crystal grains was decomposed and recrystallized again by the subsequent solution treatment to completely disappear the streak structure.
  • the Al—Mg—Si based alloy sheet produced thereby has a material structure appropriately controlled and has excellent bending workability and ridging properties.
  • the present invention contains Si: 0.30 to 1.50 mass% (hereinafter referred to as “%”), Mg: 0.30 to 1.50%, Cu: 0.001 to 1.50%. Furthermore, the ingot containing at least one of Mn of 0.50% or less, Cr of 0.40% or less, Fe of 0.40% or less, and the balance Al and inevitable impurities aluminum alloy is homogenized. And the step of cooling the aluminum alloy after the homogenization treatment so that the average cooling rate of the ingot thickness 1 ⁇ 4 part between 500 ° C. and 320 ° C. is 20 ° C./h to 2000 ° C./h.
  • a method for producing a rolled aluminum alloy material for forming comprising a cooling step, a step of starting hot rolling at 370 ° C. to 440 ° C. and winding the hot-rolled aluminum alloy at 310 to 380 ° C., Aluminum after cooling process Alloy, a manufacturing method for molding an aluminum alloy rolled material including the step of maintaining the rolling preheating temperature over 0.17 h set in a range of 370 ° C. ⁇ 440 ° C. before hot rolling.
  • the particle diameter of the Mg—Si-based particles being held at the heating temperature before rolling increases with time according to the holding time at the temperature.
  • the particle size of the precipitated particles is maintained by holding the aluminum alloy for the minimum holding time calculated by the following formula A. Is preferably controlled.
  • the texture can be appropriately controlled, and the bending workability can be further improved. I can do it.
  • the hot-rolled aluminum alloy is subjected to solution treatment after performing cold rolling with a total cold rolling ratio of 65% or more. Steps may be included.
  • an aluminum alloy rolled material having both high ridging resistance and bending workability can be produced.
  • the manufacturing method of the aluminum alloy rolled material according to the present invention will be specifically described.
  • an alloy composition of an aluminum alloy to which the method according to the present invention is applied will be described.
  • the detail about each process of the manufacturing method of the aluminum alloy rolling material which concerns on this invention is demonstrated.
  • the mechanical properties and texture of the rolled aluminum alloy produced by the method according to the present invention are also described.
  • Alloy composition of rolled aluminum alloy material subject to the present invention targets an Al-Mg-Si based aluminum alloy.
  • This aluminum alloy is basically an aluminum alloy containing Si, Mg, and Cu as essential constituent elements. Moreover, at least any one of Cr, Mn, and Fe can be included.
  • the addition amount of each constituent element will be described together with the action thereof.
  • 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. If the amount of Si is less than 0.30%, the above effect cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if it exceeds 1.50%, coarse Si particles or coarse Mg—Si-based particles are produced, and bending workability is lowered. Therefore, the Si content is set in the range of 0.30 to 1.50%. In order to improve the balance between material strength and bending workability, 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 decreases, sufficient strength improvement cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 1.50%, coarse Mg—Si-based particles are generated and bending workability is lowered. Therefore, the Mg content is set in the range of 0.30 to 1.50%. In order to improve the material strength and bending workability of the final plate, the Mg content is preferably in the range of 0.30 to 0.80%.
  • Cu 0.001 to 1.50%
  • Cu is an important optional constituent element because it contributes to strength improvement in cooperation with Si and Mg.
  • Cu is an important constituent element in that sense because it can affect the precipitation state and the coarsening rate of Mg—Si-based particles.
  • the Cu content of the aluminum alloy that is the subject of the present invention is required to be 1.50% or less. This is because if the Cu content exceeds 1.50%, coarse Mg—Si—Cu-based particles are generated and bending workability is deteriorated.
  • the preferable content of Cu varies depending on the purpose of the aluminum alloy rolled material to be produced.
  • the Cu content is preferably reduced, and is preferably less than 0.10%.
  • the balance between corrosion resistance and moldability is important, it may be 0.10% or more and less than 0.30%.
  • the lower limit of the content is set to 0.001%.
  • 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.
  • 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 an average cooling rate of 20 ° C./h to 2000 ° C./h until the temperature of the ingot thickness 1 ⁇ 4 part becomes 500 ° C. to 320 ° C. Cool between them.
  • 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-based particles tend to precipitate. In addition, if the cooling rate is too slow, Mg—Si-based particles precipitate coarsely beyond the size necessary to promote recrystallization, and it is useless to dissolve the particles during the final heat treatment (solution treatment). This is because it takes time.
  • 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 total thickness from the surface (the same applies hereinafter). Further, the temperature measurement position of the ingot is set to 1 ⁇ 4 part in the 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 reason why the ingot temperature after the cooling step is based on 320 ° C. is to suppress the precipitation of fine Mg—Si-based particles. Therefore, in the cooling process after the homogenization treatment, it is effective in terms of heat and energy to cool the ingot until the homogenization treatment temperature exceeds 320 ° C., in particular until the hot rolling temperature is straightened. is there.
  • 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 kept at the pre-rolling heating temperature, so that the fine Mg—Si-based particles can be obtained. It 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.
  • the ingot is held 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 coarsening of the finely precipitated Mg—Si-based particles.
  • 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 for a predetermined time (0.17 hours or more), and hot rolling can be started as it is. Further, the pre-rolling heating temperature and the hot rolling temperature may be set to different temperatures. In this case, hot rolling is started after the ingot heated and held at the heating temperature before rolling is cooled or reheated. However, even when the pre-rolling heating temperature and the hot rolling temperature are set to different temperatures, there is no problem as long as both temperatures are set in the range of 370 ° C to 440 ° C.
  • the lower limit of the holding time (h) when holding the ingot at the heating temperature before rolling is 0.17 hours.
  • This holding time is a value obtained by various test results by the present inventors, and is the minimum necessary heating holding time regardless of the composition of the aluminum alloy and the heat history after the homogenization treatment.
  • the temperature of the ingot is a temperature of 1 ⁇ 4 part of the ingot thickness.
  • the holding time at the heating temperature before rolling is considered to have 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 based particles vary depending on the Cu content. And when Cu content is few, for example, even when it becomes content of an unavoidable impurity level, the holding time in the heating temperature before rolling is influenced by 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 320 ° C.).
  • 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 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 lower limit holding time calculated by Formula A is less than 0.17 hours
  • the lower limit holding time is set to 0.17 hours. If the Cu content is low or the cooling rate is low, fine precipitation of Mg-Si particles may be suppressed, and the lower limit holding time before hot rolling may theoretically be considerably shortened. There is. However, in the study by the present inventors, even in such a case, the possibility of fine precipitation of Mg—Si-based particles cannot be completely eliminated, and a certain degree of heating and holding should be performed. Therefore, it was decided to set 0.17 hours as the minimum holding time.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • the solution treatment conditions that also serve as the recrystallization treatment are as follows: 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 to within 5 minutes. It is preferable to do.
  • 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.
  • the mechanical properties of the rolled aluminum alloy material produced by the present invention described above are not particularly limited. However, considering that the present invention is a material for molding a member of an automobile, a ship, an aircraft, etc., the mechanical strength is 200 MPa or more, and the tensile strength is 0.2.
  • the difference in% proof stress is preferably 100 MPa or more.
  • a general Al—Mg—Si alloy for automobile panels has a difference between the tensile strength and the 0.2% proof stress of 100 MPa or more. It becomes a rolled aluminum alloy material with excellent rusting resistance.
  • the strength of this aluminum alloy rolled material the tensile strength is preferably 220 MPa or more.
  • the difference between the tensile strength and the 0.2% proof stress is 110 MPa or more.
  • the rolled aluminum alloy material produced by the method according to the present invention has good characteristics in both ridging resistance and bending workability.
  • the aluminum alloy rolled material produced by the method according to the present invention exhibits characteristic characteristics in the texture. Specifically, it has characteristics in the relationship between the Cube orientation density and the random orientation and the deviation of the average Taylor factor in a predetermined surface of the aluminum alloy sheet. Hereinafter, each characteristic will be described.
  • the Cube orientation density is the orientation density of crystal grains having a Cube orientation ( ⁇ 100 ⁇ ⁇ 001> orientation). Specifically, it is preferable that the ratio of the Cube orientation density to the random orientation is 10 or more on the surface orthogonal to the plate thickness direction and at a depth of 1/4 of the total plate thickness from the surface. Crystal grains having a Cube orientation are unlikely to generate a shear band at the time of hem bending, and bending cracks along the shear band are less likely to occur and propagate.
  • the ratio of Cube orientation density By controlling the ratio of Cube orientation density to 10 or more, bending workability can be improved by increasing the proportion of Cube orientation crystal grains that suppress the formation and propagation of shear bands. In order to clear the appearance quality after further severe bending, it is more preferable that the ratio of Cube orientation density is 25 or more.
  • the inventors focused on the texture in a plane perpendicular to the plate thickness direction and at a depth of 1/4 of the total plate thickness. It is because it is in the vicinity of the surface layer of the plate that particularly affects the surface quality under various processing conditions.
  • 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.
  • the present invention improves the ridging resistance as well as the bending workability, and produces an aluminum alloy rolled material that suitably balances these characteristics. It is. And about ridging resistance, it is preferable to control appropriately the texture of the aluminum alloy rolling material which is the last board by using a Taylor factor as an index. That is, in order to obtain a high level of ridging resistance, it is preferable to control 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. It is considered that the generation mechanism of this ridging mark is 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 variation (variation width) of the Taylor factor value in the rolling width 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 texture which uses the Taylor factor as an index is orthogonal to the plate thickness direction and is at a depth of 1/2 of the total plate thickness from the surface.
  • the plane strain in which the forming process in each divided region in the same plane is divided into 10 mm in the rolling width direction and 2 mm in the rolling direction in 10 equal parts in the rolling width direction.
  • the difference between the maximum value and the minimum value of the average Taylor factor when it is regarded as a deformation is preferably within 1.0 in absolute value.
  • an absolute value within 0.9 is more 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 clarified 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 half surface S3 of the total plate thickness to be 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.
  • Table 2 shows the cooling rate, thermal history, and heating temperature before rolling in this example.
  • the cooling rate of the ingot was measured by measuring the temperature of 1/4 part of the ingot. This cooling rate was measured using a dummy slab of the same size embedded with a thermocouple. And according to Cu content of said aluminum alloy and said heat history, said Formula A was applied, and it hold
  • the distribution state of Mg—Si 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 equivalent to the invention example and comparative example of Table 2 (the thermal history from the homogenization process to the holding at the heating temperature before rolling before hot rolling) 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.
  • the state of the texture in a predetermined surface (Cube orientation density, variation of average Taylor factor) 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, the score of a bending test represents that bending workability is so favorable that the numerical value is high. In the present embodiment, a score of “6” or more is determined to have good bending workability.
  • ASS tensile strength
  • ASYS 0.2% proof stress
  • the Cube orientation density on the surface S2 and the variation of the average Taylor factor on the surface S3 are within preferable ranges.
  • the contents of Si and Mg as essential constituent elements are lower than the specified range of the present invention.
  • These aluminum alloy plates cannot obtain sufficient strength because the Si and Mg contents are not more than the range defined in the present invention. Therefore, in these comparative examples, an Al— for a general automobile panel in which the tensile strength is 200 MPa or more and the difference between the tensile strength (ASTS) and the 0.2% proof stress (ASYS) is 100 MPa or more. The conditions for the Mg—Si alloy were not cleared.
  • the Cu content exceeds the upper limit (1.50%) of the preferred range.
  • This No. The aluminum alloy plate No. 5 had a low score in the bending test and was a result to be used as a comparative example.
  • the aluminum alloy plate of 18 was acceptable in terms of ridging resistance and bending workability, the lower limit values (Mn: 0.03% or less, Cr 0.01 or less, Fe, etc.) in which the contents of Fe, Mn and Cr were suitable. : 0.03 or less).
  • 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 32 the hot rolling start temperature is lower than the conditions specified in the present invention. In this comparative example, it was held at the pre-rolling heating temperature for more than the lower limit holding time calculated from Formula A before hot rolling, but a precipitate large enough to promote self-annealing was not obtained. The recrystallization after hot rolling did not proceed sufficiently.
  • the manufacturing process No. In No. 33 the holding time at the heating temperature before rolling was shorter than the lower limit holding time calculated from 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. 35, since the winding temperature of the hot-rolled sheet after hot rolling was less than 310 ° C., recrystallization by self-annealing did not proceed.
  • the holding time at the pre-rolling heating temperature was set to a time shorter than 0.17 hours, which was equal to or longer than the lower limit holding time calculated from Formula A. As a result, many fine precipitates were precipitated. Thereby, recrystallization after hot rolling did not fully advance.
  • the aluminum alloy plate No. 39 is an aluminum alloy plate that is insufficiently recrystallized in the state after hot rolling. And from Table 3, these aluminum alloy plates were inferior in ridging resistance. In these aluminum alloy plates, the difference between the maximum value and the minimum value of the average Taylor factor of the surface S3 exceeded 1.0.
  • manufacturing process No. 28 is an aluminum alloy plate manufactured at a setting at which the hot rolling start temperature exceeds 440 ° C.
  • Reference numeral 34 denotes an aluminum alloy plate manufactured with a winding temperature after hot rolling exceeding 380 ° C.
  • these aluminum alloy plates the texture is insufficiently controlled and the ridging resistance is poor. Note that these aluminum alloy plates also had a difference between the maximum value and the minimum value of the average Taylor factor of the surface S3 in the final plate exceeding 1.0.
  • Manufacturing process No. 36-No. No. 38 is a production example 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 the process outside the conditions prescribed
  • the intermediate annealing can change the texture depending on the conditions, but if the management of the thermal history from cooling to hot rolling after homogenization is insufficient, bending workability and ridging resistance At the same time, it is not possible to bring the properties within a suitable range.
  • No. 36 no. In the 37 aluminum alloy plate, the difference between the maximum value and the minimum value of the average Taylor factor of the surface S3 exceeded 1.0. On the other hand, no. In the 38 aluminum alloy plate, the difference between the maximum value and the minimum value of the average Taylor factor of the surface S3 was less than 1.0, but the ratio of the Cube orientation density to the random orientation of the surface S2 was less than 10.
  • an aluminum alloy rolled material having both ridging resistance and bending workability can be efficiently produced.
  • the present invention is applicable to the manufacture of rolled aluminum alloy materials used as raw materials for molded parts such as panels and chassis of electronic and electrical equipment, as well as automotive applications such as automotive body sheets applied to automobile body panels. Is also available.

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Abstract

本発明は、所定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、均質化処理後のアルミニウム合金を、５００℃から３２０℃までの間における鋳塊厚さ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、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、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０．１７時間以上保持する工程を含む成形加工用アルミニウム合金圧延材の製造方法に関する。

Description

曲げ加工性及び耐リジング性に優れた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の製造方法
　本発明は、自動車ボディシート、ボディパネルのような各種自動車、船舶、航空機等の部材、部品、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、アルミニウム合金からなる成形加工用圧延材の製造方法に関する。特に、前記用途に好適な、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を製造する方法に関する。
　最近の地球温暖化抑制やエネルギーコスト低減等の要求を背景として、自動車の軽量化による燃費向上の要望が高まっている。この要望を受けて、自動車のボディパネルに適用される自動車用ボディシートも、従来の冷延鋼板からアルミニウム合金板が使用される傾向が増大しつつある。アルミニウム合金板は、従来の冷延鋼板とほぼ同等の強度を有しながら、比重が約１／３であり、自動車の軽量化に寄与することができる。また、自動車用途以外に、電子・電気機器等のパネル、シャーシの様な成形加工部品についても、最近ではアルミニウム合金板を用いることが多くなっている。そして、自動車用ボディシートのように、アルミニウム合金板はプレス加工を施して使用されることが多い。
　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、加工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。
　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成形加工用アルミニウム合金としては、５０００系アルミニウム合金（Ａｌ－Ｍｇ系合金）の他、時効性を有する６０００系アルミニウム合金（Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金等）が知られている。特に、６０００系アルミニウム合金は、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、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、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。
　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１～４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５、６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６、７、８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８、９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１０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、Ｃｕｂｅ方位が適切な板材の形成を図ることが記載されている。
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、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、曲げ加工性と耐リジング性との双方について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で示された曲げ加工性、耐リジング性向上のための方策は、他の特性との両立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みると、特許文献５、６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がある。また、特許文献６、７、８でなされる熱間圧延後の中間焼鈍や、特許文献７での異周速圧延によっても、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８、９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１０のように熱間圧延後の板厚等の規定を行っても、曲げ加工性と耐リジング性との双方を改善する上では完全な対応ではないことが判明している。
　そこで本発明は、成形加工用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、曲げ加工性と耐リジング性が相互に両立されたものを製造するための方法を提供する。
　上記した従来技術にも記載されるように、曲げ加工（ヘム加工）等の成形加工に伴うリジングマーク発生の要因の一つとして、アルミニウム合金の鋳塊結晶粒に起因する筋状組織の存在が挙げられている。そして、耐リジング性改善の方法として、この筋状組織を再結晶により分解することが提案されている。本発明者等による検討によっても、アルミニウム合金板製造過程、特に熱間圧延工程で発現する再結晶による材料組織制御は、耐リジング性向上のために機能し得ることが認識されている。
　ここで本発明者等は、アルミニウム合金板製造過程で効果的に再結晶を進行させるための方法として、アルミニウム合金の鋳塊を均質化処理した後に生じ得る析出物であるＭｇ－Ｓｉ系粒子の粒径制御に想到した。このＭｇ－Ｓｉ系粒子は、均質化処理後の冷却過程で析出することが確認されている。また、Ｍｇ－Ｓｉ系粒子は、冷却工程で均質化処理後の鋳塊を室温付近まで冷却した後、熱間圧延のために鋳塊を熱間圧延温度に加熱する場合の加熱過程でも析出することがある。これらの過程で析出するＭｇ－Ｓｉ系粒子の組成は、アルミニウム合金の全体組成の影響を多少受ける。アルミニウム合金がＣｕ等の添加元素を含む場合には、Ｍｇ－Ｓｉ系粒子も当該添加元素を含むものの（その場合、Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子となる）、Ｍｇ－Ｓｉ系粒子がいずれの組成であってもその形態は微細な析出物であることが分かっている。
　そして、Ｍｇ－Ｓｉ系粒子からなる微細な析出物が分散した状態を放置して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していない状態になる。
　本発明者等によれば、Ｍｇ－Ｓｉ系粒子による再結晶阻害の影響は軽視できるような問題ではない。例えば、上記した従来技術（特許文献８、９）は、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させることで再結晶を進行させる技術であり、その有用性が確認されている。しかし、上記のような微細なＭｇ－Ｓｉ系粒子が分散した材料については、圧延板の巻き取り温度の制御を行っても十分な組織改善はみられない。また、熱間圧延後に中間焼鈍を実施しても、必ずしも再結晶による効果は期待できるわけではない。
　そこで、本発明者等は、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板材に対して、Ｍｇ－Ｓｉ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、本発明者等は、Ｍｇ－Ｓｉ系粒子の特徴を以下のように整理した。
（ａ）Ｍｇ－Ｓｉ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、冷却速度が高いと、固溶状態で取り込まれるＭｇ量、Ｓｉ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易くなる。
（ｂ）均質化処理後に析出したＭｇ－Ｓｉ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系粒子はより微細になる傾向がある。また、Ｍｇ－Ｓｉ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含有量が僅かな場合、例えば、不可避不純物レベルの含有量となる場合であっても無視できない。
　上記（ａ）、（ｂ）、（ｃ）の知見より、Ｍｇ－Ｓｉ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系粒子の析出そのものを抑制する方策となる。
　そして、（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。
　更に、（ｃ）の知見から、ＣｕはＭｇ－Ｓｉ系粒子の析出状態及び析出速度の双方に影響を与えるので、上記の加熱保持時間について、厳密に推定することが必要と考えた場合、Ｃｕの拡散を考慮しＣｕの含有量に応じて適切に設定することが有効である。
　そして、本発明者等は、以上の知見を基にして、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板製造の過程でＭｇ－Ｓｉ系粒子の分布状態を制御するため、均質化処理後の適切な冷却速度を設定すると共に、均質化処理の後の鋳塊を熱間圧延温度近傍の温度で意識的に保持してＭｇ－Ｓｉ系粒子を粗大化した後に熱間圧延を行うこととした。更に、熱間圧延での巻き取り時にその熱を利用し自己焼鈍することで微細な再結晶組織を形成できることを見出した。これにより、鋳塊結晶粒起因の筋状組織が分解され、その後の溶体化処理により再度再結晶させて筋状組織を完全に消失できることを見出した。そして、これにより製造されるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板材は、材料組織が適切に制御されており曲げ加工性及びリジング性に優れたものであった。
　即ち、本発明は、Ｓｉ：０．３０～１．５０ｍａｓｓ％（以下、「％」と記す）、Ｍｇ：０．３０～１．５０％、Ｃｕ：０．００１～１．５０％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鋳塊を均質化処理する工程、前記均質化処理後のアルミニウム合金を、５００℃から３２０℃までの間における鋳塊厚さ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冷却工程、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、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、前記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０．１７時間以上保持する工程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る。
　また、上記のとおり、圧延前加熱温度で保持中のＭｇ－Ｓｉ系粒子の粒径は、当該温度での保持時間に応じて経時的に粗大化する。本発明では、均質化処理後に冷却したアルミニウム合金を圧延前加熱温度で保持するときに、下記の式Ａにて算出される下限保持時間以上、前記アルミニウム合金を保持することにより析出粒子の粒径を制御するのが好ましい。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
　そして、熱間圧延で巻取られた熱延材に対して、冷間圧延の総圧延率を高くすることにより、集合組織を適切に制御することができ、曲げ加工性を更に向上させることが出来る。
　つまり、本発明の成形加工用アルミニウム合金圧延材の製造方法は、熱間圧延後のアルミニウム合金について、総冷間圧延率を６５％以上とする冷間圧延を行った後、溶体化処理を施す工程を含むことができる。
　本発明に係るアルミニウム合金圧延材の製造方法によれば、高い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を製造することができる。
本願発明により製造されるアルミニウム合金圧延材について、集合組織を測定する面（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製造方法について具体的に説明する。以下の説明においては、まず、本発明に係る方法が適用されるアルミニウム合金について、その合金組成について説明する。そして、本発明に係るアルミニウム合金圧延材の製造方法の各工程についての詳細を説明する。更に、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の機械的特性及び集合組織についても説明している。
（１）本発明の対象となるアルミニウム合金圧延材の合金組成
　本発明に係るアルミニウム合金圧延材の製造方法は、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金を対象とする。このアルミニウム合金は、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｃｕを必須の構成元素とするアルミニウム合金を基本とする。また、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅの少なくともいずれかを含むことができる。以下、各構成元素について、それらの作用と共に添加量について説明する。
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系粒子が生じて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、材料強度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系粒子が生成され、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、最終板の材料強度、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。
Ｃｕ：０．００１～１．５０％
　Ｃｕは、Ｓｉ、Ｍｇと共同して強度向上に寄与することから、重要な任意的構成元素である。そして、これまで述べたように、ＣｕはＭｇ－Ｓｉ系粒子の析出状態や粗大化速度に影響を及ぼし得るので、その意味でも重要な構成元素である。本発明の対象となるアルミニウム合金のＣｕ含有量は、１．５０％以下とすることを要する。Ｃｕが１．５０％を超えると、粗大なＭｇ－Ｓｉ－Ｃｕ系粒子が生成され、曲げ加工性が低下するからである。
　また、Ｃｕの好ましい含有量は、製造するアルミニウム合金圧延材の目的により異なる。アルミニウム合金の成形性を重視する場合は、０．３０％以上１．５０％以下を添加し、引張強さを向上させることができる。一方、アルミニウム合金の耐食性を重視する場合には、Ｃｕ含有量を低減することが好ましく、０．１０％未満とすることが好ましい。更に、耐食性と成形性とのバランスを重視する場合には、０．１０％以上０．３０％未満とする場合もある。本発明では、以上のようなＣｕの作用を考慮し、その含有量の下限を０．００１％とした。
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。
（２）本発明に係るアルミニウム合金圧延材の製造方法
　次に、本発明に係る成形加工用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。本発明のアルミニウム合金圧延材の製造においては、所定の成分組成の鋳塊に対して、均質化処理、冷却、熱間圧延を施した後に、冷間圧延、溶体化処理を組み合わせて行うことが最適である。以下、本発明に係るアルミニウム合金圧延材の製造方法について詳細に説明する。
　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、鋳塊厚さ１／４部の温度が５００℃から３２０℃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、表面から全体厚さの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。この圧延前加熱温度での保持によりＭｇ－Ｓｉ系粒子を成長させて粗大化させる。
　圧延前加熱温度を３７０℃～４４０℃とするのは、微細析出したＭｇ－Ｓｉ系粒子の粗大に必要な温度だからである。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、熱間圧延温度で所定時間（０．１７時間以上）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。
　鋳塊を圧延前加熱温度で保持するときの保持時間（ｈ）は、その下限を０．１７時間とする。この保持時間は、本発明者等による各種の試験結果によって得られた値であり、アルミニウム合金の組成や均質化処理後の熱履歴によらずに最低限必要な加熱保持時間である。尚、上記のとおり、鋳塊の温度とは、鋳塊厚さ１／４部の温度である。
　もっとも、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。そして、Ｃｕ含有量が僅かな場合、例えば、不可避不純物レベルの含有量となる場合であっても、圧延前加熱温度での保持時間はＣｕ含有量の影響を受ける。
　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３２０℃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-M000003
　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系粒子が析出してからそ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。
　但し、式Ａによって算出される下限保持時間が、０．１７時間未満となる場合、下限保持時間は０．１７時間とする。Ｃｕ含有量が低い場合や冷却速度が低い場合等ではＭｇ－Ｓｉ系粒子の微細析出が抑制される可能性があり、熱間圧延前の下限保持時間は、理論上、相当に短くなる可能性がある。しかし、本発明者等による検討では、その様な場合であっても、Ｍｇ－Ｓｉ系粒子の微細析出の可能性は完全には払拭できず、ある程度の加熱保持を行うべきである。そこで、最低限の保持時間として０．１７時間を設定することとした。
　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℃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い。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。
　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。
（３）本発明によって製造されるアルミニウム合金圧延材の機械的特性
　以上説明した本発明によって製造されるアルミニウム合金圧延材について、その機械的特性は特に限定されることはない。もっとも、本発明は、自動車、船舶、航空機等の部材等を成形加工するための素材となることを考慮すると、その機械的性質として、引張強さが２００ＭＰａ以上であり、引張強さと０．２％耐力の差が１００ＭＰａ以上であることが好ましい。特に、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１００ＭＰａ以上となることから、この条件を具備していると、当該用途において加工性と耐リジング性に優れたアルミニウム合金圧延材となる。このアルミニウム合金圧延材の強度に関しては、引張強さが２２０ＭＰａ以上が好ましい。また、引張強さと０．２％耐力との差が１１０ＭＰａ以上であることが好ましい。
（４）本発明によって製造され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、耐リジング性と曲げ加工性の双方において良好な特性を有する。ここで、本発明者等によれば、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、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において特徴を有する。以下、それぞれの特性について説明する。
（４．１）Ｃｕｂｅ方位密度を指標とした集合組織と曲げ加工性
　本発明によって製造されるアルミニウム合金圧延材においては、その集合組織がＣｕｂｅ方位密度を指標として適切に制御されているものが好ましい。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。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以上であることが好ましい。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方位密度の比を２５以上とすることがより好ましい。
　曲げ加工性向上の基準として、板厚方向と直交しかつ全板厚の１／４の深さにある面における集合組織について着目したのは、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。
（４．２）テイラー因子を指標とした集合組織と耐リジング性
　本発明は、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たアルミニウム合金圧延材を製造するものである。そして、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好ましい。即ち、高レベルの耐リジング性を獲得するためには、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が好ましい。
　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メカニズムとしては、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、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、本発明によって製造されるアルミニウム合金圧延材においては、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以内のものが好ましい。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以内のものがより好ましい。
　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安定して抑制することが可能となる。
　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明らかにしている。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。
　次に、本発明に係る成形加工用アルミニウム合金圧延材の製造方法についての、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。本実施形態では、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、均質化処理後の鋳塊を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。尚、鋳塊の冷却速度は、鋳塊の１／４部の温度測定によって測定した。この冷却速度は、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、アルミニウム合金のＣｕ含有量、上記の熱履歴に応じて、上記式Ａを適用し、算出された下限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圧延前加熱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-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
（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、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曲げ性、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。尚、曲げ試験の評点は、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であると判定した。
　本実施例で製造したアルミニウム合金圧延板材についての、機械的性質（引張強さ及び０．２％耐力）、集合組織の測定・評価結果、並びに、曲げ加工性と耐リジング性の評価試験の結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　本発明の発明例となる、製造プロセスＮｏ.１～Ｎｏ.４、Ｎｏ.７、Ｎｏ.８、Ｎｏ.１１、Ｎｏ.１２、Ｎｏ.１４～Ｎｏ.１９、Ｎｏ.２１、Ｎｏ.２３、Ｎｏ.２５～Ｎｏ.２７、Ｎｏ.２９～Ｎｏ.３１、Ｎｏ．４０のアルミニウム合金板材は、本発明が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、その製造工程において、各種条件について本発明で規定する範囲内の条件が適用されている。これらのアルミニウム合金板は、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。また、材料強度についても引張強さが２００ＭＰａ以上であり良好であった。そして、引張強さ（ＡＳＴＳ）と０．２％耐力（ＡＳＹＳ）との差が、１００ＭＰａを超えており、一般的な自動車パネル用のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金としての条件をクリアしている。そして、これら発明例となるアルミニウム合金板は、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、それぞれ好ましい範囲内にある。
　一方、製造プロセスＮｏ．６、Ｎｏ．１０のアルミニウム合金板は、必須の構成元素であるＳｉ、Ｍｇの含有量が本発明の規定範囲より低くなっている。これらはＳｉ含有量が０．３０％未満の合金Ｆ（Ｎｏ．６）、Ｍｇ含有量が０．３０％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、Ｓｉ、Ｍｇの含有量が本発明で規定する範囲以下であるため、十分な強度を得ることが出来ない。そのため、これらの比較例では、引張強さが２００ＭＰａ以上、かつ、引張強さ（ＡＳＴＳ）と０．２％耐力（ＡＳＹＳ）との差が、１００ＭＰａ以上という、一般的な自動車パネル用のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金としての条件をクリアしなかった。
　また、製造プロセスＮｏ．９、Ｎｏ．１３のアルミニウム合金板は、必須の構成元素であるＳｉ、Ｍｇの含有量が本発明の規定範囲を超えている。これらはＳｉ含有量が１．５０％超の合金Ｉ（Ｎｏ．９）、Ｍｇ含有量が１．５０％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は、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。そのため、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．５のアルミニウム合金板は、Ｃｕの含有量が好適範囲の上限値（１．５０％）を超えている。このＮｏ．５のアルミニウム合金板は、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。
　そして、製造プロセスＮｏ．２０、２２、２４のアルミニウム合金板は、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．１８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、Ｃｒ０．０１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。
　また、本実施例では、Ｃｕ含有量が０．１０％未満のアルミニウム合金板（合金Ｎ、合金Ｏ、合金Ｐ）について、熱履歴（「直接保持」又は「再加熱」）と冷却速度（９０℃、１８００℃）を複数の条件に設定して製造している（製造プロセスＮｏ．１４～Ｎｏ．１６、Ｎｏ．４０）。これらの実施例から、Ｃｕ含有量が低い合金に関して、製造条件を適切にすることで良好な耐リジング性、曲げ性に優れると共に、機械的性質も満足できるアルミニウム合金板を製造できることが分かる。そして、合金Ｏのように、Ｃｕ含有量が本発明における下限値となる極めて低いアルミニウム合金板についても、適切な製造条件（製造プロセスＮｏ．１５）によって良好な特性を発揮することが確認された。
　そして、製造プロセスＮｏ．２８、Ｎｏ．３２～Ｎｏ．３９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ものの、製造プロセス条件のいずれかにおいて、本発明で規定する範囲を逸脱しており、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．３２では、熱間圧延の開始温度が本発明で規定する条件より低い。この比較例では、熱間圧延前に式Ａから算出された下限保持時間以上に圧延前加熱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．３３では、圧延前加熱温度での保持時間が、式Ａから算出された下限保持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．３５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。
　更に、製造プロセスＮｏ．３９は、圧延前加熱温度での保持時間を、式Ａから算出された下限保持時間以上であるが０．１７時間より短い時間とした。その結果、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。
　これら製造プロセスＮｏ．３２、Ｎｏ．３３、Ｎｏ．３５、Ｎｏ．３９のアルミニウム合金板は、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である。そして、表３から、これらのアルミニウム合金板は、耐リジング性に劣っていた。そして、これらのアルミニウム合金板は、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を超えていた。
　また、製造プロセスＮｏ．２８は、熱間圧延開始温度が４４０℃を超えた設定で製造されたアルミニウム合金板であり、製造プロセスＮｏ．３４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である。これらのアルミニウム合金板では、集合組織の制御が不十分となり耐リジング性に劣っていた。尚、これらのアルミニウム合金板も、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を超えていた。
　製造プロセスＮｏ．３６～Ｎｏ．３８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本発明が規定する条件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．３６のように、熱間圧延後の中間焼鈍（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．３７のように、中間焼鈍（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．３８では、連続焼鈍炉にて中間焼鈍を行ったが、耐リジング性が改善された反面、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は集合組織を変化させ得るが、均質化処理後の冷却から熱間圧延までの熱履歴の管理が不十分であると、曲げ加工性と耐リジング性を同時に好適な範囲にすることはできない。尚、Ｎｏ．３６、Ｎｏ．３７のアルミニウム合金板は、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を超えていた。一方、Ｎｏ．３８のアルミニウム合金板は、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未満であったが、面Ｓ２のランダム方位に対するＣｕｂｅ方位密度の比が１０未満であった。
　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の製造方法によれば、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を効率的に製造することができる。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の素材となるアルミニウム合金圧延材の製造に対しも利用可能である。

Claims (4)

  1. 　Ｓｉ：０．３０～１．５０ｍａｓｓ％（以下、「％」と記す）、Ｍｇ：０．３０～１．５０％、Ｃｕ：０．００１～１．５０％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鋳塊を均質化処理する工程、
    　前記均質化処理後のアルミニウム合金を、５００℃から３２０℃までの間における鋳塊厚さ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冷却工程、
    　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、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、
    　前記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０．１７時間以上保持する工程を含む成形加工用アルミニウム合金圧延材の製造方法。
  2. 　前記冷却工程後のアルミニウム合金を圧延前加熱温度で、下記の式Ａにより算出される下限保持時間以上保持する請求項１に記載の成形加工用アルミニウム合金圧延材の製造方法。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
  3. 　熱間圧延後のアルミニウム合金について、総冷間圧延率６５％以上の冷間圧延工程、及び、前記冷間圧延工程の溶体化処理工程、を含む請求項１又は請求項２に記載の成形加工用アルミニウム合金圧延材の製造方法。
  4. 　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～請求項３のいずれか一項に記載のアルミニウム合金圧延材の製造方法。
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