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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2024071270
(43)【公開日】2024-05-24
(54)【発明の名称】Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板及びその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 21/02 20060101AFI20240517BHJP
C22C 21/06 20060101ALI20240517BHJP
C22F 1/043 20060101ALI20240517BHJP
C22F 1/047 20060101ALI20240517BHJP
C22F 1/00 20060101ALN20240517BHJP
【ＦＩ】
C22C21/02
C22C21/06
C22F1/043
C22F1/047
C22F1/00 602
C22F1/00 613
C22F1/00 623
C22F1/00 630K
C22F1/00 682
C22F1/00 683
C22F1/00 685Z
C22F1/00 686B
C22F1/00 691A
C22F1/00 691B
C22F1/00 691C
C22F1/00 692A
C22F1/00 692B
C22F1/00 694A
C22F1/00 694B
【審査請求】未請求
【請求項の数】4
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2022182123
(22)【出願日】2022-11-14
(71)【出願人】
【識別番号】000001199
【氏名又は名称】株式会社神戸製鋼所
(74)【代理人】
【識別番号】110002000
【氏名又は名称】弁理士法人栄光事務所
(72)【発明者】
【氏名】宍戸 久郎
(72)【発明者】
【氏名】前川 真哉
(72)【発明者】
【氏名】青木 拓朗
(72)【発明者】
【氏名】橋本 貴浩
(72)【発明者】
【氏名】秋吉 竜太郎
(57)【要約】
【課題】中間焼鈍時の昇温速度や加熱温度を低くした場合であっても、優れた表面性状及び成形性を得ることができるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板を提供する。
【解決手段】Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板は、Ｓｉ：０．５０質量％以上１．６０質量％以下、Ｍｇ：０．２５質量％以上１．００質量％以下、Ｆｅ：０．０５質量％以上０．５０質量％以下、Ｍｎ：０．０１質量％以上０．３０質量％以下、Ｃｕ：０．００１質量％以上０．３０質量％以下、を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、Ｓｉ含有量を質量％で［Ｓｉ］と表し、前記Ｍｇ含有量を質量％で［Ｍｇ］と表す場合に、［Ｍｇ］／［Ｓｉ］が０．５０超であり、Ｃｕｂｅ方位の面積率が９％以下であり、更に、表面を観察した場合に、円相当径が１．５μｍ以上である化合物の数密度が１０００個／ｍｍ２以上１００００個／ｍｍ２以下である。
【選択図】なし
【解決手段】Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板は、Ｓｉ：０．５０質量％以上１．６０質量％以下、Ｍｇ：０．２５質量％以上１．００質量％以下、Ｆｅ：０．０５質量％以上０．５０質量％以下、Ｍｎ：０．０１質量％以上０．３０質量％以下、Ｃｕ：０．００１質量％以上０．３０質量％以下、を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、Ｓｉ含有量を質量％で［Ｓｉ］と表し、前記Ｍｇ含有量を質量％で［Ｍｇ］と表す場合に、［Ｍｇ］／［Ｓｉ］が０．５０超であり、Ｃｕｂｅ方位の面積率が９％以下であり、更に、表面を観察した場合に、円相当径が１．５μｍ以上である化合物の数密度が１０００個／ｍｍ２以上１００００個／ｍｍ２以下である。
【選択図】なし
【特許請求の範囲】
【請求項1】
Ｓｉ：０．５０質量％以上１．６０質量％以下、
Ｍｇ：０．２５質量％以上１．００質量％以下、
Ｆｅ：０．０５質量％以上０．５０質量％以下、
Ｍｎ：０．０１質量％以上０．３０質量％以下、
Ｃｕ：０．００１質量％以上０．３０質量％以下、を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、
前記Ｓｉ含有量を質量％で［Ｓｉ］と表し、前記Ｍｇ含有量を質量％で［Ｍｇ］と表す場合に、［Ｍｇ］／［Ｓｉ］が０．５０超であるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板であって、
Ｃｕｂｅ方位の面積率が９％以下であり、
表面を観察した場合に、円相当径が１．５μｍ以上である化合物の数密度が１０００個／ｍｍ２以上１００００個／ｍｍ２以下であることを特徴とする、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板。
Ｍｇ：０．２５質量％以上１．００質量％以下、
Ｆｅ：０．０５質量％以上０．５０質量％以下、
Ｍｎ：０．０１質量％以上０．３０質量％以下、
Ｃｕ：０．００１質量％以上０．３０質量％以下、を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、
前記Ｓｉ含有量を質量％で［Ｓｉ］と表し、前記Ｍｇ含有量を質量％で［Ｍｇ］と表す場合に、［Ｍｇ］／［Ｓｉ］が０．５０超であるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板であって、
Ｃｕｂｅ方位の面積率が９％以下であり、
表面を観察した場合に、円相当径が１．５μｍ以上である化合物の数密度が１０００個／ｍｍ２以上１００００個／ｍｍ２以下であることを特徴とする、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板。
【請求項2】
Ｓｉ：０．５０質量％以上１．６０質量％以下、
Ｍｇ：０．２５質量％以上１．００質量％以下、
Ｆｅ：０．０５質量％以上０．５０質量％以下、
Ｍｎ：０．０１質量％以上０．３０質量％以下、
Ｃｕ：０．００１質量％以上０．３０質量％以下、を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、
前記Ｓｉ含有量を質量％で［Ｓｉ］と表し、前記Ｍｇ含有量を質量％で［Ｍｇ］と表す場合に、［Ｍｇ］／［Ｓｉ］が０．５０以下であるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板であって、
Ｃｕｂｅ方位の面積率が１２％以下であり、
表面を観察した場合に、円相当径が１．５μｍ以上である化合物の数密度が６００個／ｍｍ２以上１００００個／ｍｍ２以下であることを特徴とする、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板。
Ｍｇ：０．２５質量％以上１．００質量％以下、
Ｆｅ：０．０５質量％以上０．５０質量％以下、
Ｍｎ：０．０１質量％以上０．３０質量％以下、
Ｃｕ：０．００１質量％以上０．３０質量％以下、を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、
前記Ｓｉ含有量を質量％で［Ｓｉ］と表し、前記Ｍｇ含有量を質量％で［Ｍｇ］と表す場合に、［Ｍｇ］／［Ｓｉ］が０．５０以下であるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板であって、
Ｃｕｂｅ方位の面積率が１２％以下であり、
表面を観察した場合に、円相当径が１．５μｍ以上である化合物の数密度が６００個／ｍｍ２以上１００００個／ｍｍ２以下であることを特徴とする、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板。
【請求項3】
Ｓｉ：０．５０質量％以上１．６０質量％以下、
Ｍｇ：０．２５質量％以上１．００質量％以下、
Ｆｅ：０．０５質量％以上０．５０質量％以下、
Ｍｎ：０．０１質量％以上０．３０質量％以下、
Ｃｕ：０．００１質量％以上０．３０質量％以下、を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、
前記Ｓｉ含有量を質量％で［Ｓｉ］と表し、前記Ｍｇ含有量を質量％で［Ｍｇ］と表す場合に、［Ｍｇ］／［Ｓｉ］が０．５０超であるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金鋳塊を用いて、請求項１に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板を製造する製造方法であって、
均質化熱処理工程、熱間圧延工程、冷間圧延工程、中間焼鈍工程及び溶体化処理工程を有し、
前記中間焼鈍工程における熱処理温度が５００℃未満であるとともに、昇温速度が１℃／秒以下であることを特徴とする、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法。
Ｍｇ：０．２５質量％以上１．００質量％以下、
Ｆｅ：０．０５質量％以上０．５０質量％以下、
Ｍｎ：０．０１質量％以上０．３０質量％以下、
Ｃｕ：０．００１質量％以上０．３０質量％以下、を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、
前記Ｓｉ含有量を質量％で［Ｓｉ］と表し、前記Ｍｇ含有量を質量％で［Ｍｇ］と表す場合に、［Ｍｇ］／［Ｓｉ］が０．５０超であるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金鋳塊を用いて、請求項１に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板を製造する製造方法であって、
均質化熱処理工程、熱間圧延工程、冷間圧延工程、中間焼鈍工程及び溶体化処理工程を有し、
前記中間焼鈍工程における熱処理温度が５００℃未満であるとともに、昇温速度が１℃／秒以下であることを特徴とする、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法。
【請求項4】
Ｓｉ：０．５０質量％以上１．６０質量％以下、
Ｍｇ：０．２５質量％以上１．００質量％以下、
Ｆｅ：０．０５質量％以上０．５０質量％以下、
Ｍｎ：０．０１質量％以上０．３０質量％以下、
Ｃｕ：０．００１質量％以上０．３０質量％以下、を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、
前記Ｓｉ含有量を質量％で［Ｓｉ］と表し、前記Ｍｇ含有量を質量％で［Ｍｇ］と表す場合に、［Ｍｇ］／［Ｓｉ］が０．５０以下であるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金鋳塊を用いて、請求項２に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板を製造する製造方法であって、
均質化熱処理工程、熱間圧延工程、冷間圧延工程、中間焼鈍工程及び溶体化処理工程を有し、
前記中間焼鈍工程における熱処理温度が５００℃未満であるとともに、昇温速度が１℃／秒以下であることを特徴とする、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法。
Ｍｇ：０．２５質量％以上１．００質量％以下、
Ｆｅ：０．０５質量％以上０．５０質量％以下、
Ｍｎ：０．０１質量％以上０．３０質量％以下、
Ｃｕ：０．００１質量％以上０．３０質量％以下、を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、
前記Ｓｉ含有量を質量％で［Ｓｉ］と表し、前記Ｍｇ含有量を質量％で［Ｍｇ］と表す場合に、［Ｍｇ］／［Ｓｉ］が０．５０以下であるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金鋳塊を用いて、請求項２に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板を製造する製造方法であって、
均質化熱処理工程、熱間圧延工程、冷間圧延工程、中間焼鈍工程及び溶体化処理工程を有し、
前記中間焼鈍工程における熱処理温度が５００℃未満であるとともに、昇温速度が１℃／秒以下であることを特徴とする、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、表面性状及び成形性が良好であるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板、及び製造時のＣＯ２排出量を低減することができるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
近年、地球環境などへの配慮から、自動車車体の軽量化の社会的要求はますます高まってきている。かかる要求に答えるべく、自動車車体のうち、大型ボディパネル（アウタパネル、インナパネル）に、それまでの鋼板等の鉄鋼材料に代えて、アルミニウム合金材料を適用することが行われている。上記大型ボディパネルの内、特にアウタパネル（外板）については、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系のＪＩＳ６０００系（以下、単に６０００系ともいう。）アルミニウム合金板が使用されている。
【0003】
ところで、プレス成形を施した６０００系アルミニウム合金板においては、リジングマークとよばれる筋状の模様や肌荒れ不良が生じやすいという課題がある。そこで、例えば特許文献１には、素材とするアルミニウム合金の組成が制御されているとともに、板に存在する結晶粒のＣｕｂｅ方位密度（Ｃ）、ＮＤ回転Ｃｕｂｅ方位密度（Ｎ）、ＲＤ回転Ｃｕｂｅ方位密度（Ｇ）の値や、（Ｎ）と（Ｃ）との比、及び（Ｇ）と（Ｃ）との比を制御したアルミニウム合金板が開示されている。上記特許文献１によると、耐肌荒れ性と耐リジング性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とが記載されている。
【0004】
また、特許文献２には、所定の組成を有するアルミニウム合金からなる鋳塊の均質化処理後における平均冷却速度、総冷間圧延率や熱間圧延前の保持条件等を制御し、中間焼鈍を行うことなく冷間圧延する、成形加工用アルミニウム合金圧延板の製造方法が開示されている。上記特許文献２によると、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板を製造することができることが記載されている。
【0005】
一方、自動車用外装用部材には、一般にプレス成形が施されることから、適用されるアルミニウム合金板には優れた成形性も求められる。特に、欧米の自動車メーカにおいては、成形性に優れるアウタパネルが求められており、板材の成形性を評価するための指標の１つであるランクフォード値（ｒ値）の異方性（Δｒ）が小さい材料が要求されている。しかし、上記特許文献１及び２に記載のアルミニウム合金板又はアルミニウム合金圧延板の製造方法では、Ｃｕｂｅ方位以外の方位制御が不十分であり、ｒ値の異方性が大きいか、又は平均ｒ値が低いことが懸念される。
【0006】
また、特許文献３には、アルミニウム合金組成が制御されているとともに、ランクフォード値（ｒ値）の異方性及び１５％引張変形後の１８０°曲げ加工における内側限界曲げ半径を規定したアルミニウム合金板が開示されている。上記特許文献３によると、曲げ加工性及び塗装焼付硬化性に優れ、とくに自動車用外板に適した記載のアルミニウム合金板を得ることができることが記載されている。
【0007】
さらに、特許文献４には、アルミニウム合金板の組成が制御されているとともに、溶体化処理、焼入れ後において、Ｍｇ－Ｓｉ系化合物の最大径が１０μｍ以下、２～１０μｍ径の化合物の数が１０００個／ｍｍ２以下であり、所定の条件における内側限界曲げ半径が０．５ｍｍであるアルミニウム合金板が開示されている。
【0008】
しかし、特許文献３に記載のアルミニウム合金板においても、ｒ値は高い値を示しているものの、ｒ値の異方性の値が高く、所望の成形性を得ることができない。また、特許文献４においては、ｒ値の異方性が考慮されておらず、所望のｒ値異方性を得ることができない可能性がある。
【0009】
そこで、特許文献５には、アルミニウム合金組成が制御されているとともに、Ｃｕｂｅ方位密度分布、ｒ値の平均値、ｒ値の面内異方性指数の絶対値、平均結晶粒径、並びに時効後の耐力及び加熱後の耐力が規定されたアルミニウム合金板が開示されている。上記特許文献５によると、プレス成形性、フラットヘム加工が可能な曲げ加工性、形状凍結性、塗装焼付硬化性、及び耐食性のすべてに優れた自動車パネル用Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板を得ることができることが記載されている。
【0010】
さらに、特許文献６には、アルミニウム合金組成が制御されているとともに、Ｃｕｐｐｅｒ方位、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、Ｐ方位、Ｑ方位の合計ピーク強度が所定の範囲に限定されており、Ｃｕｂｅ方位面積率Ｗの標準偏差、及び最終調質後に放置した後の導電率が制御されたアルミニウム合金板が開示されている。上記特許文献６によると、プレス成形性、リジングマーク性、ＢＨ性に優れた６０００系アルミニウム合金板が得られることが記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0011】
【特許文献1】特許第５４１５０１６号公報
【特許文献2】特許第６２０８３８９号公報
【特許文献3】特許第４６３３９９３号公報
【特許文献4】特許第４１７５８１８号公報
【特許文献5】特許第６３０１０９５号公報
【特許文献6】特許第６７６８５６８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0012】
ところで、中間焼鈍工程では、例えば連続炉式にて急速加熱する場合と、バッチ炉式にて低速加熱する場合が知られている。バッチ炉式では、複数コイルをまとめて処理することが可能である一方で、連続炉式では、急速加熱が可能となり、異方性や表面性状をコントロールしやすいメリットがある。
【0013】
上記特許文献５に記載のアルミニウム合金板の製造時において、中間焼鈍の温度は例えば３５０～５８０℃であり、昇温速度が早いか、又は中間焼鈍温度が比較的高い温度で中間焼鈍を実施している。また、上記特許文献６に記載のアルミニウム合金板においても、５℃／ｓ以上の昇温速度で中間焼鈍が実施されている。これにより、上記特許文献５及び６においては、アルミニウム合金板の異方性や表面性状をコントロールすることが可能となっている。
【0014】
しかしながら、上記特許文献５及び６に記載のアルミニウム合金板を製造するためには、いずれも中間焼鈍を実施する際に、急速加熱が必要となるか、又は比較的高温のバッチ式処理が必要となる。したがって、製造工程におけるＣＯ２排出量が高く、地球環境に負荷を与えることになる。
【0015】
本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、中間焼鈍時の昇温速度や加熱温度を低くした場合であっても、優れた表面性状及び成形性を得ることができるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板、及び中間焼鈍時の昇温速度や加熱温度を低くして、製造時のＣＯ２排出量を低減することができ、優れた表面性状及び成形性を有するＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板を得ることができるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【0016】
本発明の上記目的は、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板に係る下記［１］又は［２］の構成により達成される。
【0017】
［１］ Ｓｉ：０．５０質量％以上１．６０質量％以下、
Ｍｇ：０．２５質量％以上１．００質量％以下、
Ｆｅ：０．０５質量％以上０．５０質量％以下、
Ｍｎ：０．０１質量％以上０．３０質量％以下、
Ｃｕ：０．００１質量％以上０．３０質量％以下、を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、
前記Ｓｉ含有量を質量％で［Ｓｉ］と表し、前記Ｍｇ含有量を質量％で［Ｍｇ］と表す場合に、［Ｍｇ］／［Ｓｉ］が０．５０超であるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板であって、
Ｃｕｂｅ方位の面積率が９％以下であり、
表面を観察した場合に、円相当径が１．５μｍ以上である化合物の数密度が１０００個／ｍｍ２以上１００００個／ｍｍ２以下であることを特徴とする、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板。
Ｍｇ：０．２５質量％以上１．００質量％以下、
Ｆｅ：０．０５質量％以上０．５０質量％以下、
Ｍｎ：０．０１質量％以上０．３０質量％以下、
Ｃｕ：０．００１質量％以上０．３０質量％以下、を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、
前記Ｓｉ含有量を質量％で［Ｓｉ］と表し、前記Ｍｇ含有量を質量％で［Ｍｇ］と表す場合に、［Ｍｇ］／［Ｓｉ］が０．５０超であるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板であって、
Ｃｕｂｅ方位の面積率が９％以下であり、
表面を観察した場合に、円相当径が１．５μｍ以上である化合物の数密度が１０００個／ｍｍ２以上１００００個／ｍｍ２以下であることを特徴とする、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板。
【0018】
［２］ Ｓｉ：０．５０質量％以上１．６０質量％以下、
Ｍｇ：０．２５質量％以上１．００質量％以下、
Ｆｅ：０．０５質量％以上０．５０質量％以下、
Ｍｎ：０．０１質量％以上０．３０質量％以下、
Ｃｕ：０．００１質量％以上０．３０質量％以下、を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、
前記Ｓｉ含有量を質量％で［Ｓｉ］と表し、前記Ｍｇ含有量を質量％で［Ｍｇ］と表す場合に、［Ｍｇ］／［Ｓｉ］が０．５０以下であるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板であって、
Ｃｕｂｅ方位の面積率が１２％以下であり、
表面を観察した場合に、円相当径が１．５μｍ以上である化合物の数密度が６００個／ｍｍ２以上１００００個／ｍｍ２以下であることを特徴とする、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板。
Ｍｇ：０．２５質量％以上１．００質量％以下、
Ｆｅ：０．０５質量％以上０．５０質量％以下、
Ｍｎ：０．０１質量％以上０．３０質量％以下、
Ｃｕ：０．００１質量％以上０．３０質量％以下、を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、
前記Ｓｉ含有量を質量％で［Ｓｉ］と表し、前記Ｍｇ含有量を質量％で［Ｍｇ］と表す場合に、［Ｍｇ］／［Ｓｉ］が０．５０以下であるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板であって、
Ｃｕｂｅ方位の面積率が１２％以下であり、
表面を観察した場合に、円相当径が１．５μｍ以上である化合物の数密度が６００個／ｍｍ２以上１００００個／ｍｍ２以下であることを特徴とする、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板。
【0019】
また、本発明の上記目的は、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法に係る下記［３］又は［４］の構成により達成される。
【0020】
［３］ Ｓｉ：０．５０質量％以上１．６０質量％以下、
Ｍｇ：０．２５質量％以上１．００質量％以下、
Ｆｅ：０．０５質量％以上０．５０質量％以下、
Ｍｎ：０．０１質量％以上０．３０質量％以下、
Ｃｕ：０．００１質量％以上０．３０質量％以下、を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、
前記Ｓｉ含有量を質量％で［Ｓｉ］と表し、前記Ｍｇ含有量を質量％で［Ｍｇ］と表す場合に、［Ｍｇ］／［Ｓｉ］が０．５０超であるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金鋳塊を用いて、［１］に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板を製造する製造方法であって、
均質化熱処理工程、熱間圧延工程、冷間圧延工程、中間焼鈍工程及び溶体化処理工程を有し、
前記中間焼鈍工程における熱処理温度が５００℃未満であるとともに、昇温速度が１℃／秒以下であることを特徴とする、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法。
Ｍｇ：０．２５質量％以上１．００質量％以下、
Ｆｅ：０．０５質量％以上０．５０質量％以下、
Ｍｎ：０．０１質量％以上０．３０質量％以下、
Ｃｕ：０．００１質量％以上０．３０質量％以下、を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、
前記Ｓｉ含有量を質量％で［Ｓｉ］と表し、前記Ｍｇ含有量を質量％で［Ｍｇ］と表す場合に、［Ｍｇ］／［Ｓｉ］が０．５０超であるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金鋳塊を用いて、［１］に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板を製造する製造方法であって、
均質化熱処理工程、熱間圧延工程、冷間圧延工程、中間焼鈍工程及び溶体化処理工程を有し、
前記中間焼鈍工程における熱処理温度が５００℃未満であるとともに、昇温速度が１℃／秒以下であることを特徴とする、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法。
【0021】
［４］ Ｓｉ：０．５０質量％以上１．６０質量％以下、
Ｍｇ：０．２５質量％以上１．００質量％以下、
Ｆｅ：０．０５質量％以上０．５０質量％以下、
Ｍｎ：０．０１質量％以上０．３０質量％以下、
Ｃｕ：０．００１質量％以上０．３０質量％以下、を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、
前記Ｓｉ含有量を質量％で［Ｓｉ］と表し、前記Ｍｇ含有量を質量％で［Ｍｇ］と表す場合に、［Ｍｇ］／［Ｓｉ］が０．５０以下であるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金鋳塊を用いて、［２］に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板を製造する製造方法であって、
均質化熱処理工程、熱間圧延工程、冷間圧延工程、中間焼鈍工程及び溶体化処理工程を有し、
前記中間焼鈍工程における熱処理温度が５００℃未満であるとともに、昇温速度が１℃／秒以下であることを特徴とする、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法。
Ｍｇ：０．２５質量％以上１．００質量％以下、
Ｆｅ：０．０５質量％以上０．５０質量％以下、
Ｍｎ：０．０１質量％以上０．３０質量％以下、
Ｃｕ：０．００１質量％以上０．３０質量％以下、を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、
前記Ｓｉ含有量を質量％で［Ｓｉ］と表し、前記Ｍｇ含有量を質量％で［Ｍｇ］と表す場合に、［Ｍｇ］／［Ｓｉ］が０．５０以下であるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金鋳塊を用いて、［２］に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板を製造する製造方法であって、
均質化熱処理工程、熱間圧延工程、冷間圧延工程、中間焼鈍工程及び溶体化処理工程を有し、
前記中間焼鈍工程における熱処理温度が５００℃未満であるとともに、昇温速度が１℃／秒以下であることを特徴とする、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法。
【発明の効果】
【0022】
本発明によれば、表面性状及び成形性がともに良好であるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板、及び製造時のＣＯ２排出量を低減することができるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【0023】
本発明者らは、上記課題を解決するため、アルミニウム合金板の異方性や表面性状に対する化合物の影響について鋭意研究を行った。その結果、化合物のサイズと数密度を精緻にコントロールすることで、伸びや曲げを大きく損なうことなく、成形性や表面性状に有効な範囲が存在することを見出した。
また、本発明者らは、中間焼鈍時の昇温速度や加熱温度を低くした場合であっても、優れた表面性状及び成形性を有するＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板を得ることができることを見出した。
さらに、本発明者らは、アルミニウム合金板に含有されるＭｇ含有量とＳｉ含有量との比に着目し、この比を制御すると、Ｃｕｂｅ方位の面積率及び特定の化合物の数密度の許容範囲を広げることができることを見出した。
本発明はこれらの知見に基づいてなされたものである。
また、本発明者らは、中間焼鈍時の昇温速度や加熱温度を低くした場合であっても、優れた表面性状及び成形性を有するＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板を得ることができることを見出した。
さらに、本発明者らは、アルミニウム合金板に含有されるＭｇ含有量とＳｉ含有量との比に着目し、この比を制御すると、Ｃｕｂｅ方位の面積率及び特定の化合物の数密度の許容範囲を広げることができることを見出した。
本発明はこれらの知見に基づいてなされたものである。
【0024】
以下、本発明の実施形態について詳細に説明する。なお、本発明は、以下に説明する実施形態に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲において、任意に変更して実施することができる。
【0025】
［Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板］
本実施形態においては、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板に含有される成分の含有量を制御するとともに、特定のＣｕｂｅ方位の面積率及び特定の化合物の数密度を制御することにより、優れた成形性及び表面形状を有するＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板を得ることができる。ただし、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板中のＭｇ含有量とＳｉ含有量との比を小さくすると、Ｃｕｂｅ方位の面積率及び特定の化合物の数密度の許容範囲を広げることができる。そこで、Ｍｇ含有量とＳｉ含有量との比を所定の値よりも大きくする場合を「発明Ａ」とし、Ｍｇ含有量とＳｉ含有量との比を所定の値以下にする場合を「発明Ｂ」として、発明Ａ及び発明ＢにおけるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板の化学成分組成及びその限定理由について説明するとともに、Ｃｕｂｅ方位の面積率及び特定の化合物の数密度について説明する。
本実施形態においては、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板に含有される成分の含有量を制御するとともに、特定のＣｕｂｅ方位の面積率及び特定の化合物の数密度を制御することにより、優れた成形性及び表面形状を有するＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板を得ることができる。ただし、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板中のＭｇ含有量とＳｉ含有量との比を小さくすると、Ｃｕｂｅ方位の面積率及び特定の化合物の数密度の許容範囲を広げることができる。そこで、Ｍｇ含有量とＳｉ含有量との比を所定の値よりも大きくする場合を「発明Ａ」とし、Ｍｇ含有量とＳｉ含有量との比を所定の値以下にする場合を「発明Ｂ」として、発明Ａ及び発明ＢにおけるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板の化学成分組成及びその限定理由について説明するとともに、Ｃｕｂｅ方位の面積率及び特定の化合物の数密度について説明する。
【0026】
なお、本発明におけるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板とは、熱間圧延板や冷間圧延板などの圧延板で、この圧延板に溶体化処理及び焼入れ処理などの調質が施された板であるとともに、例えば自動車部材に成形される前であって、塗装焼付硬化処理などの人工時効処理（人工時効硬化処理）される前の、素材アルミニウム合金板をいう。以下、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板を、単にアルミニウム合金板ということがある。
【0027】
＜発明Ａ＞
（Ｓｉ：０．５０質量％以上１．６０質量％以下）
Ｓｉは、Ｍｇとともに、固溶強化と、塗装焼付け処理などの低温での人工時効処理時において、強度向上に寄与するＭｇ－Ｓｉ系析出粒子を形成して、人工時効硬化能（ＢＨ性：Ｂａｋｅ Ｈａｒｄｅｎｉｎｇ）を発揮する。したがって、Ｓｉは、アウタパネル等の自動車パネル材としての必要な強度（耐力）を得るための必須の元素である。また、Ｓｉは、鋳造、均熱、熱延及び中間焼鈍工程において、Ｍｇとともに１．５μｍ以上のＭｇ－Ｓｉ系化合物となって析出して分散し、この化合物が再結晶の核となって、異方性の低減や表面性状の改善に有効に寄与する。
（Ｓｉ：０．５０質量％以上１．６０質量％以下）
Ｓｉは、Ｍｇとともに、固溶強化と、塗装焼付け処理などの低温での人工時効処理時において、強度向上に寄与するＭｇ－Ｓｉ系析出粒子を形成して、人工時効硬化能（ＢＨ性：Ｂａｋｅ Ｈａｒｄｅｎｉｎｇ）を発揮する。したがって、Ｓｉは、アウタパネル等の自動車パネル材としての必要な強度（耐力）を得るための必須の元素である。また、Ｓｉは、鋳造、均熱、熱延及び中間焼鈍工程において、Ｍｇとともに１．５μｍ以上のＭｇ－Ｓｉ系化合物となって析出して分散し、この化合物が再結晶の核となって、異方性の低減や表面性状の改善に有効に寄与する。
【0028】
アルミニウム合金板中のＳｉ含有量が０．５０質量％未満であると、人工時効熱処理後のＭｇ－Ｓｉ系化合物の生成量が不足するため、ＢＨ性が低下して強度が不足する。また、所望のｒ値異方性及び表面性状を得ることが困難となる。したがって、アルミニウム合金板中のＳｉ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して０．５０質量％以上とし、０．６０質量％以上であることが好ましく、０．６５質量％以上であることがより好ましい。
一方、アルミニウム合金板中のＳｉ含有量が１．６０質量％を超えると、粗大なＳｉ系析出物が形成されて、延性が低下する。したがって、アルミニウム合金板中のＳｉ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して１．６０質量％以下とし、１．５０質量％以下であることが好ましく、１．４５質量％以下であることがより好ましい。
一方、アルミニウム合金板中のＳｉ含有量が１．６０質量％を超えると、粗大なＳｉ系析出物が形成されて、延性が低下する。したがって、アルミニウム合金板中のＳｉ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して１．６０質量％以下とし、１．５０質量％以下であることが好ましく、１．４５質量％以下であることがより好ましい。
【0029】
（Ｍｇ：０．２５質量％以上１．００質量％以下）
上述のとおり、Ｍｇは、Ｓｉとともに、固溶強化と、塗装焼付け処理などの低温での人工時効処理時において、強度向上に寄与するＭｇ－Ｓｉ系析出粒子を形成して、人工時効硬化能を発揮する。したがって、Ｍｇも、アウタパネル等の自動車パネル材としての必要な強度を得るための必須の元素である。また、Ｍｇは、鋳造、均熱、熱延及び中間焼鈍工程において、Ｓｉとともに１．５μｍ以上のＭｇ－Ｓｉ系化合物となって析出して分散し、この化合物が再結晶の核となって、異方性の低減や表面性状の改善に有効に寄与する。
上述のとおり、Ｍｇは、Ｓｉとともに、固溶強化と、塗装焼付け処理などの低温での人工時効処理時において、強度向上に寄与するＭｇ－Ｓｉ系析出粒子を形成して、人工時効硬化能を発揮する。したがって、Ｍｇも、アウタパネル等の自動車パネル材としての必要な強度を得るための必須の元素である。また、Ｍｇは、鋳造、均熱、熱延及び中間焼鈍工程において、Ｓｉとともに１．５μｍ以上のＭｇ－Ｓｉ系化合物となって析出して分散し、この化合物が再結晶の核となって、異方性の低減や表面性状の改善に有効に寄与する。
【0030】
アルミニウム合金板中のＭｇ含有量が０．２５質量％未満であると、Ｍｇ－Ｓｉ系化合物の生成量が不足するため、ＢＨ性が著しく低下して強度が不足する。また、所望のｒ値異方性及び表面性状を得ることが困難となる。したがって、アルミニウム合金板中のＭｇ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して０．２５質量％以上とし、０．２７質量％以上であることが好ましく、０．３０質量％以上であることがより好ましい。
一方、アルミニウム合金板中のＭｇ含有量が１．００質量％を超えると、成形時の素材強度が高くなり、破断伸び及び加工硬化性が低下する。したがって、アルミニウム合金板中のＭｇ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して１．００質量％以下とし、０．９０質量％以下であることが好ましく、０．８０質量％以下であることがより好ましい。
一方、アルミニウム合金板中のＭｇ含有量が１．００質量％を超えると、成形時の素材強度が高くなり、破断伸び及び加工硬化性が低下する。したがって、アルミニウム合金板中のＭｇ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して１．００質量％以下とし、０．９０質量％以下であることが好ましく、０．８０質量％以下であることがより好ましい。
【0031】
（Ｆｅ：０．０５質量％以上０．５０質量％以下）
Ｆｅ及びＭｎは、６０００系アルミニウム合金において一般的に含有されている元素であり、鋳造工程において、１．５μｍ以上のＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系の化合物を形成し、この化合物が再結晶の核となって、異方性の低減や表面性状の改善にも有効に寄与する。
アルミニウム合金板中のＦｅ含有量が０．０５質量％未満であると、所望のｒ値異方性及び表面性状を得ることが困難となる。したがって、アルミニウム合金板中のＦｅ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して０．０５質量％以上とし、０．１０質量％以上であることが好ましく、０．２０質量％以上であることがより好ましい。なお、発明Ａにおいては、後述する［Ｍｇ］／［Ｓｉ］の値が０．５０超であることを前提としている。この場合に、アルミニウム合金板中のＦｅ含有量が、アルミニウム合金板全質量に対して、０．３０質量％以上であると、鋳造時に比較的大きな化合物をＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系化合物を分散させることができ、優れた成形性及び表面性状を得ることができる。
Ｆｅ及びＭｎは、６０００系アルミニウム合金において一般的に含有されている元素であり、鋳造工程において、１．５μｍ以上のＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系の化合物を形成し、この化合物が再結晶の核となって、異方性の低減や表面性状の改善にも有効に寄与する。
アルミニウム合金板中のＦｅ含有量が０．０５質量％未満であると、所望のｒ値異方性及び表面性状を得ることが困難となる。したがって、アルミニウム合金板中のＦｅ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して０．０５質量％以上とし、０．１０質量％以上であることが好ましく、０．２０質量％以上であることがより好ましい。なお、発明Ａにおいては、後述する［Ｍｇ］／［Ｓｉ］の値が０．５０超であることを前提としている。この場合に、アルミニウム合金板中のＦｅ含有量が、アルミニウム合金板全質量に対して、０．３０質量％以上であると、鋳造時に比較的大きな化合物をＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系化合物を分散させることができ、優れた成形性及び表面性状を得ることができる。
【0032】
一方、アルミニウム合金板中のＦｅ含有量が０．５０質量％を超えると、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系の化合物が粗大になるとともに、高密度に分散することになり、成形性を劣化させる要因となる。したがって、アルミニウム合金板中のＦｅ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して０．５０質量％以下とし、０．４５質量％以下であることが好ましく、０．４０質量％以下であることがより好ましい。
【0033】
（Ｍｎ：０．０１質量％以上０．３０質量％以下）
上述のとおり、Ｍｎは、鋳造、均熱及び熱延工程において、Ｆｅとともに１．５μｍ以上のＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系の化合物を形成し、この化合物が再結晶の核となって、異方性の低減や表面性状の改善にも有効に寄与する。
アルミニウム合金板中のＭｎ含有量が０．０１質量％未満であると、所望のｒ値異方性及び表面性状を得ることが困難となる。したがって、アルミニウム合金板中のＭｎ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して０．０１質量％以上とし、０．０３質量％以上であることが好ましく、０．０５質量％以上であることがより好ましい。
上述のとおり、Ｍｎは、鋳造、均熱及び熱延工程において、Ｆｅとともに１．５μｍ以上のＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系の化合物を形成し、この化合物が再結晶の核となって、異方性の低減や表面性状の改善にも有効に寄与する。
アルミニウム合金板中のＭｎ含有量が０．０１質量％未満であると、所望のｒ値異方性及び表面性状を得ることが困難となる。したがって、アルミニウム合金板中のＭｎ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して０．０１質量％以上とし、０．０３質量％以上であることが好ましく、０．０５質量％以上であることがより好ましい。
【0034】
一方、アルミニウム合金板中のＭｎ含有量が０．３０質量％を超えると、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系の化合物が粗大になるとともに、高密度に分散することになり、成形性を劣化させる要因となる。したがって、アルミニウム合金板中のＭｎ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して０．３０質量％以下とし、０．２５質量％以下であることが好ましく、０．２０質量％以下であることがより好ましい。
【0035】
（Ｃｕ：０．００１質量％以上０．３０質量％以下）
Ｃｕは、６０００系アルミニウム合金において一般的に含有されている元素であり、Ｃｕ含有量が微量であっても、アルミニウム合金板の強度や成形性を向上させることができる。
アルミニウム合金板中のＣｕ含有量が０．００１質量％未満であると、アルミニウム合金板の強度や成形性を向上させる効果を得ることができない。したがって、アルミニウム合金板中のＣｕ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して０．００１質量％以上とし、０．０１質量％以上であることが好ましく、０．１質量％以上であることがより好ましい。
Ｃｕは、６０００系アルミニウム合金において一般的に含有されている元素であり、Ｃｕ含有量が微量であっても、アルミニウム合金板の強度や成形性を向上させることができる。
アルミニウム合金板中のＣｕ含有量が０．００１質量％未満であると、アルミニウム合金板の強度や成形性を向上させる効果を得ることができない。したがって、アルミニウム合金板中のＣｕ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して０．００１質量％以上とし、０．０１質量％以上であることが好ましく、０．１質量％以上であることがより好ましい。
【0036】
一方、アルミニウム合金板中のＣｕ含有量が０．３０質量％を超えると、アルミニウム合金板の耐食性が低下する。したがって、アルミニウム合金板中のＣｕ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して０．３０質量％以下とし、０．２５質量％以下であることが好ましく、０．２０質量％以下であることがより好ましい。
【0037】
（その他の成分）
本実施形態に係るＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板には、上記Ｓｉ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｍｎ及びＣｕの他に、要求される機械的特性に応じて、Ｃｒ、Ｚｎ及びＴｉを含有させることができる。ただし、上記各成分の含有量が過剰になると、アルミニウム合金板の機械的特性が低下する。したがって、本実施形態に係るアルミニウム合金板にＣｒ、Ｚｎ及びＴｉの少なくとも１種を含有させる場合に、アルミニウム合金板全質量に対して、Ｃｒ含有量を０．１質量％以下、Ｚｎ含有量を０．２５質量％以下、Ｔｉ含有量を０．１質量％以下とする。
本実施形態に係るＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板には、上記Ｓｉ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｍｎ及びＣｕの他に、要求される機械的特性に応じて、Ｃｒ、Ｚｎ及びＴｉを含有させることができる。ただし、上記各成分の含有量が過剰になると、アルミニウム合金板の機械的特性が低下する。したがって、本実施形態に係るアルミニウム合金板にＣｒ、Ｚｎ及びＴｉの少なくとも１種を含有させる場合に、アルミニウム合金板全質量に対して、Ｃｒ含有量を０．１質量％以下、Ｚｎ含有量を０．２５質量％以下、Ｔｉ含有量を０．１質量％以下とする。
【0038】
（残部：Ａｌ及び不可避的不純物）
本実施形態に係るＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板は、上記Ｓｉ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｍｎ及びＣｕを含有するとともに、要求される機械的特性に応じて、Ｃｒ、Ｚｎ又はＴｉを含有し、残部はＡｌ及び不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｂ、Ｚｒ、Ｎｉ、Ｂｉ及びＳｎ等が挙げられる。これらの不可避的不純物の含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して、それぞれ０．０５質量％以下であることが好ましく、不可避的不純物の合計で０．１５質量％以下とすることが好ましい。
本実施形態に係るＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板は、上記Ｓｉ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｍｎ及びＣｕを含有するとともに、要求される機械的特性に応じて、Ｃｒ、Ｚｎ又はＴｉを含有し、残部はＡｌ及び不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｂ、Ｚｒ、Ｎｉ、Ｂｉ及びＳｎ等が挙げられる。これらの不可避的不純物の含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して、それぞれ０．０５質量％以下であることが好ましく、不可避的不純物の合計で０．１５質量％以下とすることが好ましい。
【0039】
（［Ｍｇ］／［Ｓｉ］：０．５０超）
本発明者らがアルミニウム合金板中に含有される種々の成分について調査を行った結果、［Ｍｇ］／［Ｓｉ］の数値範囲によって、同等のＣｕｂｅ方位面積率や化合物の数密度であっても、ｒ値の異方性が変化することを見出した。具体的に、発明Ａにおいては、Ｃｕｂｅ方位｛００１｝＜１００＞の面積率及び円相当径が１．５μｍ以上である化合物の数密度を以下の通り規定している。これにより、［Ｍｇ］／［Ｓｉ］の値が０．５０を超える場合であっても、ｒ値の異方性を小さくすることができる。
ここで、上記［Ｓｉ］は、アルミニウム合金板中のＳｉ含有量を質量％で表した値であり、上記［Ｍｇ］は、アルミニウム合金板中のＭｇ含有量を質量％でと表した値である。
本発明者らがアルミニウム合金板中に含有される種々の成分について調査を行った結果、［Ｍｇ］／［Ｓｉ］の数値範囲によって、同等のＣｕｂｅ方位面積率や化合物の数密度であっても、ｒ値の異方性が変化することを見出した。具体的に、発明Ａにおいては、Ｃｕｂｅ方位｛００１｝＜１００＞の面積率及び円相当径が１．５μｍ以上である化合物の数密度を以下の通り規定している。これにより、［Ｍｇ］／［Ｓｉ］の値が０．５０を超える場合であっても、ｒ値の異方性を小さくすることができる。
ここで、上記［Ｓｉ］は、アルミニウム合金板中のＳｉ含有量を質量％で表した値であり、上記［Ｍｇ］は、アルミニウム合金板中のＭｇ含有量を質量％でと表した値である。
【0040】
（Ｃｕｂｅ方位｛００１｝＜１００＞の面積率：９％以下）
Ｃｕｂｅ方位は、圧延方向に０、９０°方向のｒ値が高く、４５°方向のｒ値が低くなる方位である（井上博史ら，“集合組織の定量的解析によるアルミニウム合金板のγ値の評価”，軽金属，１９９４年，Ｖｏｌ．４４，Ｎｏ．２，ｐ．９７－１０３）。このＣｕｂｅ方位の面積率を低く制御することで、６０００系合金で一般的に低くなりやすい４５°方向のｒ値を高くでき、ｒ値の異方性Δｒを低くすることが可能となる。
また、Ｃｕｂｅ方位は、表面性状の要因となることが知られている（小西晴之ら，“Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金板材に生じるリジング挙動の結晶塑性解析”，Ｒ＆Ｄ神戸製鋼技報，２０１２年１０月，Ｖｏｌ．６２，Ｎｏ．２，ｐ．３９－４２）。すなわち、Ｃｕｂｅ方位の面積率を低く制御することにより、表面性状も良好とすることが可能となる。
Ｃｕｂｅ方位は、圧延方向に０、９０°方向のｒ値が高く、４５°方向のｒ値が低くなる方位である（井上博史ら，“集合組織の定量的解析によるアルミニウム合金板のγ値の評価”，軽金属，１９９４年，Ｖｏｌ．４４，Ｎｏ．２，ｐ．９７－１０３）。このＣｕｂｅ方位の面積率を低く制御することで、６０００系合金で一般的に低くなりやすい４５°方向のｒ値を高くでき、ｒ値の異方性Δｒを低くすることが可能となる。
また、Ｃｕｂｅ方位は、表面性状の要因となることが知られている（小西晴之ら，“Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金板材に生じるリジング挙動の結晶塑性解析”，Ｒ＆Ｄ神戸製鋼技報，２０１２年１０月，Ｖｏｌ．６２，Ｎｏ．２，ｐ．３９－４２）。すなわち、Ｃｕｂｅ方位の面積率を低く制御することにより、表面性状も良好とすることが可能となる。
【0041】
Ｃｕｂｅ方位｛００１｝＜１００＞の面積率が９％を超えると、ｒ値の異方性Δｒが高くなり、成形性が悪くなるとともに、表面性状も劣化する。したがって、発明Ａにおいては、Ｃｕｂｅ方位｛００１｝＜１００＞の面積率を９％以下とし、８％以下であることが好ましい。
【0042】
ここで、集合組織の定義及び測定方法の例について、以下に説明する。
【0043】
（集合組織の定義）
通常のアルミニウム合金においては、下記の結晶方位集合組織の存在が知られており、これら結晶方位の体積分率に応じて、等しく引張変形が加わった場合でも、結晶方位によって、それぞれ変形状態が異なる。
通常のアルミニウム合金においては、下記の結晶方位集合組織の存在が知られており、これら結晶方位の体積分率に応じて、等しく引張変形が加わった場合でも、結晶方位によって、それぞれ変形状態が異なる。
【0044】
Ｃｕｂｅ方位：｛００１｝＜１００＞
Ｇｏｓｓ方位：｛０１１｝＜１００＞
Ｃｕｐｐｅｒ方位：｛１１２｝＜１１１＞
Ｂｒａｓｓ方位：｛０１１｝＜２１１＞
Ｓ方位：｛１２３｝＜６３４＞
Ｐ方位：｛０１１｝＜２１１＞
Ｑ方位：｛１３０｝＜３１２＞
Ｇｏｓｓ方位：｛０１１｝＜１００＞
Ｃｕｐｐｅｒ方位：｛１１２｝＜１１１＞
Ｂｒａｓｓ方位：｛０１１｝＜２１１＞
Ｓ方位：｛１２３｝＜６３４＞
Ｐ方位：｛０１１｝＜２１１＞
Ｑ方位：｛１３０｝＜３１２＞
【0045】
ここで、前記結晶方位集合組織の表現方法は、圧延板材の場合、圧延面と圧延方向で表される。即ち、圧延面は｛○○○｝で表現し、圧延方向は＜×××＞で表現する。○や×は、整数を表す（長島晋一著，「集合組織」，丸善株式会社，１９８４年、伊藤邦夫，“アルミニウム合金板の集合組織”，軽金属，１９９３年，Ｖｏｌ．４３，Ｎｏ．５，ｐ．２８５－２９３）。
【0046】
（集合組織の測定方法）
以上の本発明で規定する各結晶方位集合組織は、走査電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＥＭ）又は電界放出型走査電子顕微鏡（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ－Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＦＥ－ＳＥＭ）を使用し、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ法によって評価する。測定に供する試料は、最終調質処理を実施した冷延板に対し、その冷延板表面を機械研磨、バフ研磨した後、電解研磨を行い、表面の酸化皮膜を除去するなど、板の表面を調製する。
以上の本発明で規定する各結晶方位集合組織は、走査電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＥＭ）又は電界放出型走査電子顕微鏡（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ－Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＦＥ－ＳＥＭ）を使用し、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ法によって評価する。測定に供する試料は、最終調質処理を実施した冷延板に対し、その冷延板表面を機械研磨、バフ研磨した後、電解研磨を行い、表面の酸化皮膜を除去するなど、板の表面を調製する。
【0047】
このＳＥＭ－ＥＢＳＤ法は、結晶方位集合組織の測定方法として汎用され、電界放出型走査電子顕微鏡（例えば、日本電子社製ＪＳＭ－７０００Ｆ）に、後方散乱電子回折像（ＥＢＳＤ： Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ－Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ：ＥＢＳＤ）システムを搭載した結晶方位解析法である。
ＳＥＭ－ＥＢＳＤ法は、前記ＦＥ－ＳＥＭの鏡筒内にセットしたアルミニウム合金板の試料に、電子線を照射して、その後方散乱電子の回折パターンをＥＢＳＤ装置（例えば、ＴＳＬ社製のＥＢＳＤ測定・解析システム：ＯＩＭ（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｉｎｇ Ｍａｃｒｏｇｒａｐｈ） Ｄａｔａ ＆ Ａｎａｌｙｓｉｓ）に取り込み、結晶方位解析をしながら試料表面を１μｍおきに走査する。これにより、各点でのＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ）を得てその指数付けを行い、電子線照射部位の結晶方位を求める。得られた結晶方位測定データを圧延方向軸周りに９０°回転、さらに、圧延面法線方向に９０°回転操作し、測定領域全域においてＥＢＳＤによる結晶方位測定を行った際の、結晶方位分布関数（ＯＤＦ）や面積率を計算し求める。これらのＦＥ－ＳＥＭにＥＢＳＤシステムを搭載した結晶方位解析法については、例えば、神戸製鋼技報，２００２年９月，Ｖｏｌ．５２，Ｎｏ．２，ｐ．６６－７０等を参照することができる。
ＳＥＭ－ＥＢＳＤ法は、前記ＦＥ－ＳＥＭの鏡筒内にセットしたアルミニウム合金板の試料に、電子線を照射して、その後方散乱電子の回折パターンをＥＢＳＤ装置（例えば、ＴＳＬ社製のＥＢＳＤ測定・解析システム：ＯＩＭ（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｉｎｇ Ｍａｃｒｏｇｒａｐｈ） Ｄａｔａ ＆ Ａｎａｌｙｓｉｓ）に取り込み、結晶方位解析をしながら試料表面を１μｍおきに走査する。これにより、各点でのＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ）を得てその指数付けを行い、電子線照射部位の結晶方位を求める。得られた結晶方位測定データを圧延方向軸周りに９０°回転、さらに、圧延面法線方向に９０°回転操作し、測定領域全域においてＥＢＳＤによる結晶方位測定を行った際の、結晶方位分布関数（ＯＤＦ）や面積率を計算し求める。これらのＦＥ－ＳＥＭにＥＢＳＤシステムを搭載した結晶方位解析法については、例えば、神戸製鋼技報，２００２年９月，Ｖｏｌ．５２，Ｎｏ．２，ｐ．６６－７０等を参照することができる。
【0048】
本実施形態においては、測定した結晶方位のずれが、Ｃｕｂｅ方位｛００１｝＜１００＞の結晶面から±１５°以内であれば、同一の方位因子に属すると定義して、面積率を算出するものとする。このような範囲内であれば、アルミニウム合金板は、ほぼ同一の性質を示すからである。
【0049】
（円相当径が１．５μｍ以上である化合物の数密度：１０００個／ｍｍ２以上１００００個／ｍｍ２以下）
上述のとおり、アルミニウム合金板中の化合物の最大径を１０μｍ以下とし、２～１０μｍ径の化合物の数を１０００個／ｍｍ２以下として、伸びや曲げ性を向上させたアルミニウム合金板は公知である。
一方、本実施形態においては、化合物のサイズ及び数密度を精緻にコントロールしており、これにより、伸びや曲げを大きく損なうことなく、異方性や表面性状を向上させている。これは、円相当径が１．５μｍ以上である化合物周囲では再結晶が促進され、その結果、比較的ランダムな集合組織とすることが可能となるためと推定している。集合組織のランダム性を数値で定義することは難しいため、本実施形態においては、集合組織のランダム性を間接的に示す指標として、化合物の数密度を用いることとする。
上述のとおり、アルミニウム合金板中の化合物の最大径を１０μｍ以下とし、２～１０μｍ径の化合物の数を１０００個／ｍｍ２以下として、伸びや曲げ性を向上させたアルミニウム合金板は公知である。
一方、本実施形態においては、化合物のサイズ及び数密度を精緻にコントロールしており、これにより、伸びや曲げを大きく損なうことなく、異方性や表面性状を向上させている。これは、円相当径が１．５μｍ以上である化合物周囲では再結晶が促進され、その結果、比較的ランダムな集合組織とすることが可能となるためと推定している。集合組織のランダム性を数値で定義することは難しいため、本実施形態においては、集合組織のランダム性を間接的に示す指標として、化合物の数密度を用いることとする。
【0050】
発明Ａの場合、すなわち、Ｍｇ含有量とＳｉ含有量との比（［Ｍｇ］／［Ｓｉ］）が０．５０超である場合においては、円相当径が１．５μｍ以上の化合物の数密度が１０００個／ｍｍ２未満であると、粒子促進核生成（ＰＳＮ：Ｐａｒｔｉｃｌｅ ｓｔｉｍｕｌａｔｅｄ ｎｕｃｌｅａｔｉｏｎ）に起因する再結晶粒の発生量が少なく、比較的ランダムな集合組織を得ることが困難となる。その結果、ｒ値の異方性を低減することができない場合があり、また、良好な表面性状が得られないことがある。したがって、円相当径が１．５μｍ以上の化合物の数密度は、１０００個／ｍｍ２以上とし、１２００個／ｍｍ２以上であることが好ましく、１５００個／ｍｍ２以上であることがより好ましい。
【0051】
一方、円相当径が１．５μｍ以上の化合物の数密度が過剰になると、アルミニウム合金板の強度や伸びに対して悪影響を及ぼす。したがって、円相当径が１．５μｍ以上の化合物の数密度は、１００００個／ｍｍ２以下とし、５０００個／ｍｍ２以下であることが好ましく、３０００個／ｍｍ２以下であることがより好ましい。
【0052】
なお、円相当径が１．５μｍ以上である化合物の数密度は、倍率を５００倍とした走査電子顕微鏡により、２０視野における円相当径が１．５μｍ以上である化合物の単位面積あたりの数を計算することにより得られる。本実施形態においては、１視野で約０．１７ｍｍ×約０．２５ｍｍの領域を観察し、２０視野の合計で０．８６ｍｍ２の面積を測定している。そして、実際に２０視野における上記化合物の合計数を、面積の０．８６ｍｍ２で除することにより、数密度を算出することができる。
【0053】
次に、発明ＢにおけるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板の化学成分組成等について説明するとともに、Ｃｕｂｅ方位の面積率及び特定の化合物の数密度について説明する。
【0054】
＜発明Ｂ＞
発明Ｂにおいて、アルミニウム合金板中に含有されるＳｉ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｍｎ及びＣｕの各含有量の範囲及び限定理由は、発明Ａと同じである。したがって、発明Ａと異なる部分、すなわち、Ｍｇ含有量とＳｉ含有量との比、Ｃｕｂｅ方位の面積率及び円相当径が１．５μｍ以上である化合物の数密度について、以下に説明する。
発明Ｂにおいて、アルミニウム合金板中に含有されるＳｉ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｍｎ及びＣｕの各含有量の範囲及び限定理由は、発明Ａと同じである。したがって、発明Ａと異なる部分、すなわち、Ｍｇ含有量とＳｉ含有量との比、Ｃｕｂｅ方位の面積率及び円相当径が１．５μｍ以上である化合物の数密度について、以下に説明する。
【0055】
（［Ｍｇ］／［Ｓｉ］：０．５０以下）
上述のとおり、本発明者らは、［Ｍｇ］／［Ｓｉ］が小さい材料では、同等のＣｕｂｅ方位面積率や化合物の数密度であっても、ｒ値の異方性が小さくなることを見出した。これは［Ｍｇ］／［Ｓｉ］を極端に低くすることで、中間焼鈍及び溶体化処理時の再結晶挙動が変化し、Ｃｕｂｅ方位以外の方位形成にも影響したからであると推定される。すなわち、発明Ｂにおいては、［Ｍｇ］／［Ｓｉ］の値を０．５０以下に制御しており、これにより、Ｃｕｂｅ方位｛００１｝＜１００＞の面積率及び円相当径が１．５μｍ以上である化合物の数密度の範囲を広くすることができる。［Ｍｇ］／［Ｓｉ］の値は、０．４５以下であることが好ましく、０．３０以下であることがより好ましい。
発明Ａと同様に、上記［Ｓｉ］は、アルミニウム合金板中のＳｉ含有量を質量％で表した値であり、上記［Ｍｇ］は、アルミニウム合金板中のＭｇ含有量を質量％で表した値である。
上述のとおり、本発明者らは、［Ｍｇ］／［Ｓｉ］が小さい材料では、同等のＣｕｂｅ方位面積率や化合物の数密度であっても、ｒ値の異方性が小さくなることを見出した。これは［Ｍｇ］／［Ｓｉ］を極端に低くすることで、中間焼鈍及び溶体化処理時の再結晶挙動が変化し、Ｃｕｂｅ方位以外の方位形成にも影響したからであると推定される。すなわち、発明Ｂにおいては、［Ｍｇ］／［Ｓｉ］の値を０．５０以下に制御しており、これにより、Ｃｕｂｅ方位｛００１｝＜１００＞の面積率及び円相当径が１．５μｍ以上である化合物の数密度の範囲を広くすることができる。［Ｍｇ］／［Ｓｉ］の値は、０．４５以下であることが好ましく、０．３０以下であることがより好ましい。
発明Ａと同様に、上記［Ｓｉ］は、アルミニウム合金板中のＳｉ含有量を質量％で表した値であり、上記［Ｍｇ］は、アルミニウム合金板中のＭｇ含有量を質量％で表した値である。
【0056】
なお、［Ｍｇ］／［Ｓｉ］の値が０．５０以下に限定されている発明Ｂにおいては、アルミニウム合金板中のＦｅ含有量が、アルミニウム合金板全質量に対して、０．２０質量％以上であると、鋳造時に比較的大きな化合物をＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系化合物を分散させることができ、優れた成形性及び表面性状を得ることができる。
【0057】
（Ｃｕｂｅ方位｛００１｝＜１００＞の面積率：１２％以下）
［Ｍｇ］／［Ｓｉ］の値が０．５０以下である場合に、Ｃｕｂｅ方位｛００１｝＜１００＞の面積率が１２％を超えると、ｒ値の異方性Δｒが高くなり、成形性が悪くなるとともに、表面性状も劣化する。したがって、発明Ｂにおいては、Ｃｕｂｅ方位｛００１｝＜１００＞の面積率を１２％以下とし、１１％以下であることが好ましく、１０％以下であることがより好ましい。集合組織の測定方法については、上記発明Ａと同様である。
［Ｍｇ］／［Ｓｉ］の値が０．５０以下である場合に、Ｃｕｂｅ方位｛００１｝＜１００＞の面積率が１２％を超えると、ｒ値の異方性Δｒが高くなり、成形性が悪くなるとともに、表面性状も劣化する。したがって、発明Ｂにおいては、Ｃｕｂｅ方位｛００１｝＜１００＞の面積率を１２％以下とし、１１％以下であることが好ましく、１０％以下であることがより好ましい。集合組織の測定方法については、上記発明Ａと同様である。
【0058】
（円相当径が１．５μｍ以上である化合物の数密度：６００個／ｍｍ２以上１００００個／ｍｍ２以下）
［Ｍｇ］／［Ｓｉ］の値が０．５０以下である場合に、円相当径が１．５μｍ以上の化合物の数密度が６００個／ｍｍ２未満であると、再結晶粒の発生量が少なく、比較的ランダムな集合組織を得ることが困難となる。その結果、ｒ値の異方性を低減できず、また、良好な表面性状を得ることができない。したがって、円相当径が１．５μｍ以上の化合物の数密度は、６００個／ｍｍ２以上とし、７００個／ｍｍ２以上であることが好ましく、８００個／ｍｍ２以上であることがより好ましい。
［Ｍｇ］／［Ｓｉ］の値が０．５０以下である場合に、円相当径が１．５μｍ以上の化合物の数密度が６００個／ｍｍ２未満であると、再結晶粒の発生量が少なく、比較的ランダムな集合組織を得ることが困難となる。その結果、ｒ値の異方性を低減できず、また、良好な表面性状を得ることができない。したがって、円相当径が１．５μｍ以上の化合物の数密度は、６００個／ｍｍ２以上とし、７００個／ｍｍ２以上であることが好ましく、８００個／ｍｍ２以上であることがより好ましい。
【0059】
一方、円相当径が１．５μｍ以上の化合物の数密度が過剰になると、アルミニウム合金板の強度や伸びに対して悪影響を及ぼす。したがって、円相当径が１．５μｍ以上の化合物の数密度は、１００００個／ｍｍ２以下とし、５０００個／ｍｍ２以下であることが好ましく、３０００個／ｍｍ２以下であることがより好ましい。
【0060】
［Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法］
本実施形態に係るＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法は、上記発明ＡにおけるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板を製造する方法、及び上記発明ＢにおけるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板を製造する方法である。具体的には、所望の組成を有する材料を溶解し、鋳造することにより、目的とする組成を有するアルミニウム合金鋳塊を準備し、一般的に実施される工程である均質化熱処理工程、熱間圧延工程、冷間圧延工程、中間焼鈍工程及び溶体化処理工程を有し、中間焼鈍工程における加熱温度及び昇温速度を規定する。
本実施形態に係るＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法は、上記発明ＡにおけるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板を製造する方法、及び上記発明ＢにおけるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板を製造する方法である。具体的には、所望の組成を有する材料を溶解し、鋳造することにより、目的とする組成を有するアルミニウム合金鋳塊を準備し、一般的に実施される工程である均質化熱処理工程、熱間圧延工程、冷間圧延工程、中間焼鈍工程及び溶体化処理工程を有し、中間焼鈍工程における加熱温度及び昇温速度を規定する。
【0061】
また、本実施形態においては、冷間圧延の前に比較的大きな化合物を分散させることができるように、アルミニウム合金板に含有される成分を制御するとともに、均質化熱処理工程及び熱間圧延工程の条件を適切に制御することが好ましい。
冷間圧延の前に比較的大きな化合物を分散させることによって、中間焼鈍又は溶体化処理時に、化合物周囲での再結晶が生じやすくなる。その結果、ｒ４５を低減するＣｕｂｅ方位の集積が小さくなり、また結晶方位がランダムになりやすくなることで、ｒ値の異方性を小さくすることができるとともに、表面性状を良好にすることが可能となる。
冷間圧延の前に比較的大きな化合物を分散させることによって、中間焼鈍又は溶体化処理時に、化合物周囲での再結晶が生じやすくなる。その結果、ｒ４５を低減するＣｕｂｅ方位の集積が小さくなり、また結晶方位がランダムになりやすくなることで、ｒ値の異方性を小さくすることができるとともに、表面性状を良好にすることが可能となる。
【0062】
特に、本実施形態において、冷間圧延の前に比較的大きな化合物を分散させるための方法として、以下の３つの方法が挙げられる。
（１）均質化熱処理を２回又は２段階に分けて実施する。
（２）熱間圧延の終了温度を高くするとともに、熱間圧延後の冷却速度を遅くする。
（３）アルミニウム合金板に含有されるＦｅ含有量を制御する。
これらのうち、少なくとも１つの方法を用いることにより、成形性及び表面性状が良好であるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板を製造することができる。
以下、発明Ａ及び発明ＢにおけるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法について、さらに詳細に説明する。
（１）均質化熱処理を２回又は２段階に分けて実施する。
（２）熱間圧延の終了温度を高くするとともに、熱間圧延後の冷却速度を遅くする。
（３）アルミニウム合金板に含有されるＦｅ含有量を制御する。
これらのうち、少なくとも１つの方法を用いることにより、成形性及び表面性状が良好であるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板を製造することができる。
以下、発明Ａ及び発明ＢにおけるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法について、さらに詳細に説明する。
【0063】
＜溶解、鋳造工程＞
上記所望の組成を有するアルミニウム合金材料を溶解した溶湯から、所定形状のアルミニウム合金鋳塊を作製する。アルミニウム合金材料を溶解、鋳造する方法は、特に限定されず、常法あるいは公知の方法を用いればよい。
上記所望の組成を有するアルミニウム合金材料を溶解した溶湯から、所定形状のアルミニウム合金鋳塊を作製する。アルミニウム合金材料を溶解、鋳造する方法は、特に限定されず、常法あるいは公知の方法を用いればよい。
【0064】
なお、アルミニウム合金板におけるＦｅ含有量の欄及び上記（３）に記載したとおり、アルミニウム合金板に含有されるＦｅ含有量を制御すると、鋳造時に比較的大きなＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系化合物を分散させることが可能となる。すなわち、発明Ａに係るアルミニウム合金板を製造する際に、アルミニウム合金鋳塊中のＦｅ含有量を０．３０質量％以上とすることが好ましい。また、発明Ｂに係るアルミニウム合金板を製造する際に、アルミニウム合金鋳塊中のＦｅ含有量を０．２０質量％以上とすることが好ましい。このように、アルミニウム合金材料及びアルミニウム合金鋳塊中のＦｅ含有量を高濃度にすると、成形性及び表面性状が良好であるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板を製造することができる。
【0065】
＜均質化熱処理工程＞
次いで、前記鋳造されたアルミニウム合金鋳塊に、均質化熱処理（均熱処理）を施す。この均質化熱処理は、鋳造時の不均一な組織を均一にするために行う。均質化熱処理の温度は特に限定しないが、４８０℃未満では人工時効後の強度が低下しやすくなる。このため、均質化熱処理温度は、４８０℃以上、融点未満とすることが好ましく、５００℃以上とすることがより好ましい。
また、均質化熱処理後の冷却速度については、４８０℃から３００℃まで冷却する間の平均冷却速度を、５００℃／時間以下とすることが好ましく、１００℃／時間以下とすることがより好ましい。
次いで、前記鋳造されたアルミニウム合金鋳塊に、均質化熱処理（均熱処理）を施す。この均質化熱処理は、鋳造時の不均一な組織を均一にするために行う。均質化熱処理の温度は特に限定しないが、４８０℃未満では人工時効後の強度が低下しやすくなる。このため、均質化熱処理温度は、４８０℃以上、融点未満とすることが好ましく、５００℃以上とすることがより好ましい。
また、均質化熱処理後の冷却速度については、４８０℃から３００℃まで冷却する間の平均冷却速度を、５００℃／時間以下とすることが好ましく、１００℃／時間以下とすることがより好ましい。
【0066】
なお、上記（１）に記載したとおり、本実施形態において、均熱処理は、２回又は２段階に分けて実施されることが好ましい。均熱処理を２回又は２段階に分けて実施することにより、１回目の均熱処理後の冷却過程、又は２回目の均熱処理における昇温過程において、比較的大きなＭｇ－Ｓｉ系化合物を多く分布させることが可能となる。なお、均熱処理を２回に分けるか、２段階に分けるかについては、対応できる設備によって決定することができる。
【0067】
＜熱間圧延工程＞
前記均質化熱処理の後に、素材を所定の厚みとするために熱間圧延を行う。
上記（２）に記載したとおり、本実施形態において、熱間圧延の終了温度は高くするとともに、熱間圧延後の冷却速度は遅くする方が好ましい。これにより、熱間圧延終了後の冷却工程を長くすることができ、この過程において、比較的大きなＭｇ－Ｓｉ系化合物を多く分布させることが可能となる。したがって、熱間圧延の終了温度は３７０℃以上とすることが好ましく、３９０℃以上とすることがより好ましい。
また、熱間圧延終了後の冷却速度については、熱間圧延終了温度から３００℃まで冷却する間の平均冷却速度を、５００℃／時間以下とすることが好ましく、１００℃／時間以下とすることがより好ましい。
前記均質化熱処理の後に、素材を所定の厚みとするために熱間圧延を行う。
上記（２）に記載したとおり、本実施形態において、熱間圧延の終了温度は高くするとともに、熱間圧延後の冷却速度は遅くする方が好ましい。これにより、熱間圧延終了後の冷却工程を長くすることができ、この過程において、比較的大きなＭｇ－Ｓｉ系化合物を多く分布させることが可能となる。したがって、熱間圧延の終了温度は３７０℃以上とすることが好ましく、３９０℃以上とすることがより好ましい。
また、熱間圧延終了後の冷却速度については、熱間圧延終了温度から３００℃まで冷却する間の平均冷却速度を、５００℃／時間以下とすることが好ましく、１００℃／時間以下とすることがより好ましい。
【0068】
＜冷間圧延工程＞
上記熱間圧延工程により得られた熱間圧延板を冷間圧延して冷間圧延板を得る。なお、後述する中間焼鈍工程の後、必要に応じて冷間圧延工程を繰り返すことが好ましい。
上記熱間圧延工程により得られた熱間圧延板を冷間圧延して冷間圧延板を得る。なお、後述する中間焼鈍工程の後、必要に応じて冷間圧延工程を繰り返すことが好ましい。
【0069】
（総圧延率：７５％以上）
発明Ａ及び発明Ｂに係るアルミニウム合金板の製造方法において、冷間圧延における総圧延率を高くすると、Ｃｕｂｅ方位の密度を減少させることができ、これにより、Ｃｕｂｅ方位の面積率が低下し、良好な成形性及び表面性状を得ることができる。したがって、熱間圧延工程から中間焼鈍工程を経て、最終板厚まで成形するための全ての冷間圧延工程における総圧延率は、７５％以上であることが好ましく、７８％以上であることがより好ましい。なお、総圧延率とは、熱間圧延後の板厚に対する、全ての冷間圧延工程終了後の板厚の減少率をいう。
発明Ａ及び発明Ｂに係るアルミニウム合金板の製造方法において、冷間圧延における総圧延率を高くすると、Ｃｕｂｅ方位の密度を減少させることができ、これにより、Ｃｕｂｅ方位の面積率が低下し、良好な成形性及び表面性状を得ることができる。したがって、熱間圧延工程から中間焼鈍工程を経て、最終板厚まで成形するための全ての冷間圧延工程における総圧延率は、７５％以上であることが好ましく、７８％以上であることがより好ましい。なお、総圧延率とは、熱間圧延後の板厚に対する、全ての冷間圧延工程終了後の板厚の減少率をいう。
【0070】
＜中間焼鈍工程＞
冷間圧延板は、上記冷間圧延工程により加工硬化が発生するため、これを軟化させて、後加工の効率化や加工時の割れなどを低減するために、中間焼鈍を実施する。発明Ａ及び発明Ｂに係るアルミニウム合金板の製造方法においては、中間焼鈍を実施することにより、再結晶が繰りかえし生じて、比較的ランダムな集合組織を得やすくなり、その結果、良好な表面性状を得やすくすることができる。上述のとおり、中間焼鈍の温度又は昇温速度を高くすることにより、アルミニウム合金板の異方性や表面性状をコントロールしやすくなるが、その一方で、中間焼鈍の温度又は昇温速度を高くすることは、環境に負荷を与えることになる。発明Ａ及び発明Ｂに係るアルミニウム合金板においては、Ｃｕｂｅ方位の面積率及び特定の化合物の数密度を制御することにより、昇温速度や加熱温度を低くした場合であっても、優れた表面性状及び成形性を得ることができる。
冷間圧延板は、上記冷間圧延工程により加工硬化が発生するため、これを軟化させて、後加工の効率化や加工時の割れなどを低減するために、中間焼鈍を実施する。発明Ａ及び発明Ｂに係るアルミニウム合金板の製造方法においては、中間焼鈍を実施することにより、再結晶が繰りかえし生じて、比較的ランダムな集合組織を得やすくなり、その結果、良好な表面性状を得やすくすることができる。上述のとおり、中間焼鈍の温度又は昇温速度を高くすることにより、アルミニウム合金板の異方性や表面性状をコントロールしやすくなるが、その一方で、中間焼鈍の温度又は昇温速度を高くすることは、環境に負荷を与えることになる。発明Ａ及び発明Ｂに係るアルミニウム合金板においては、Ｃｕｂｅ方位の面積率及び特定の化合物の数密度を制御することにより、昇温速度や加熱温度を低くした場合であっても、優れた表面性状及び成形性を得ることができる。
【0071】
中間焼鈍工程における熱処理温度が５００℃以上であるか、又は昇温速度が１℃／秒を超えると、中間焼鈍工程において高い熱量が必要となり、環境に悪影響を与える。したがって、中間焼鈍工程における熱処理温度は、５００℃未満とし、４６０℃以下とすることが好ましい。また、中間焼鈍工程における昇温速度は、１℃／秒以下とし、５００℃／時間以下とすることが好ましく、１００℃／時間以下とすることがより好ましい。ここで、昇温速度は、室温から到達温度までの平均の昇温速度とする。
【0072】
＜溶体化処理工程＞
冷間圧延後、溶体化処理を実施する。溶体化処理工程における温度は特に限定されないが、例えば、４８０℃以上５７０℃以下の温度で、１秒～１２０秒間保持することが好ましい。
冷間圧延後、溶体化処理を実施する。溶体化処理工程における温度は特に限定されないが、例えば、４８０℃以上５７０℃以下の温度で、１秒～１２０秒間保持することが好ましい。
【0073】
なお、発明Ａに係るアルミニウム合金板、及び発明Ｂに係るアルミニウム合金板の製造方法は、上記製造方法に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲において、任意に変更して実施することができる。
【実施例0074】
以下に実施例を挙げて本実施形態を更に具体的に説明するが、本発明はこれら実施例に限定されるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することが可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【0075】
＜アルミニウム合金板の製造＞
種々の組成を有するアルミニウム合金板を種々の製造方法で製造した。各アルミニウム合金板の具体的な製造方法について、以下に説明する。なお、発明Ａに係るアルミニウム合金板に関する発明例、比較例を、発明例Ｎｏ．Ａ１～Ａ３、比較例Ｎｏ．Ａ４、Ａ５とし、発明Ｂに係るアルミニウム合金板に関する発明例、比較例を、発明例Ｎｏ．Ｂ１～Ｂ４、比較例Ｎｏ．Ｂ５とした。
種々の組成を有するアルミニウム合金板を種々の製造方法で製造した。各アルミニウム合金板の具体的な製造方法について、以下に説明する。なお、発明Ａに係るアルミニウム合金板に関する発明例、比較例を、発明例Ｎｏ．Ａ１～Ａ３、比較例Ｎｏ．Ａ４、Ａ５とし、発明Ｂに係るアルミニウム合金板に関する発明例、比較例を、発明例Ｎｏ．Ｂ１～Ｂ４、比較例Ｎｏ．Ｂ５とした。
【0076】
（発明例Ｎｏ．Ａ１、Ｂ１、Ｂ２のアルミニウム合金板の製造）
表１に示す各組成の鋳塊を、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法：Ｄｉｒｅｃｔ Ｃｈｉｌｌ ｃａｓｔｉｎｇ ｐｒｏｃｅｓｓ）にて溶製した。次に、２段階熱処理による均質化熱処理を実施した。１回目の均熱処理温度は５６０℃とし、空冷にて室温まで低下させた。その後、４２０℃まで再び加熱した後、熱間圧延を実施した。熱間圧延の終了温度は、２８０℃～４２０℃の温度とし、その後、徐冷を行った。熱間圧延終了後のアルミニウム合金板の板厚は、２．３ｍｍ～６．０ｍｍとした。そして、熱間圧延後のアルミニウム合金板に対し、種々の冷延率にて冷間圧延を行った後に、バッチ式の大気炉にて昇温速度を４０℃／時間（０．０１１℃／秒）として中間焼鈍を実施し、中間焼鈍終了後に、再度種々の冷延率にて冷間圧延を実施した。冷間圧延後の最終板厚は０．４～１．０ｍｍとした。その後、ソルトバスを用いて、５６０℃の温度で３０秒間の加熱保持を行い、水冷にて室温まで冷却する溶体化処理を行った。その後、室温で約１週間保持することにより、発明例Ｎｏ．Ａ１、Ｂ１、Ｂ２のアルミニウム合金板を製造した。
表１に示す各組成の鋳塊を、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法：Ｄｉｒｅｃｔ Ｃｈｉｌｌ ｃａｓｔｉｎｇ ｐｒｏｃｅｓｓ）にて溶製した。次に、２段階熱処理による均質化熱処理を実施した。１回目の均熱処理温度は５６０℃とし、空冷にて室温まで低下させた。その後、４２０℃まで再び加熱した後、熱間圧延を実施した。熱間圧延の終了温度は、２８０℃～４２０℃の温度とし、その後、徐冷を行った。熱間圧延終了後のアルミニウム合金板の板厚は、２．３ｍｍ～６．０ｍｍとした。そして、熱間圧延後のアルミニウム合金板に対し、種々の冷延率にて冷間圧延を行った後に、バッチ式の大気炉にて昇温速度を４０℃／時間（０．０１１℃／秒）として中間焼鈍を実施し、中間焼鈍終了後に、再度種々の冷延率にて冷間圧延を実施した。冷間圧延後の最終板厚は０．４～１．０ｍｍとした。その後、ソルトバスを用いて、５６０℃の温度で３０秒間の加熱保持を行い、水冷にて室温まで冷却する溶体化処理を行った。その後、室温で約１週間保持することにより、発明例Ｎｏ．Ａ１、Ｂ１、Ｂ２のアルミニウム合金板を製造した。
【0077】
（発明例Ｎｏ．Ａ２、Ｂ３、Ｂ４、比較例Ｎｏ．Ａ４、Ａ５、Ｂ５のアルミニウム合金板の製造）
上記発明例Ｎｏ.Ａ１と同様にして、鋳塊を溶製し、５６０℃の温度で１回の均熱処理を実施した後、熱間圧延、冷間圧延、中間焼鈍、２回目の冷間圧延及び溶体化処理を実施し、室温で約１週間保持することにより、発明例Ｎｏ．Ａ２、Ｂ３、Ｂ４、比較例Ｎｏ．Ａ４、Ａ５、Ｂ５のアルミニウム合金板を製造した。
上記発明例Ｎｏ.Ａ１と同様にして、鋳塊を溶製し、５６０℃の温度で１回の均熱処理を実施した後、熱間圧延、冷間圧延、中間焼鈍、２回目の冷間圧延及び溶体化処理を実施し、室温で約１週間保持することにより、発明例Ｎｏ．Ａ２、Ｂ３、Ｂ４、比較例Ｎｏ．Ａ４、Ａ５、Ｂ５のアルミニウム合金板を製造した。
【0078】
（発明例Ｎｏ．Ａ３のアルミニウム合金板の製造）
上記発明例Ｎｏ.Ａ２と同様にして鋳塊を溶製し、１回の均熱処理を実施した後、熱間圧延を実施した。次に、熱間圧延終了後の化合物分散の効果を検証するための追加焼鈍として、５６０℃の温度で４時間の溶体化処理を行い、その後、４１０℃の温度で１６時間保持した後に急冷を行った。その後、冷間圧延、中間焼鈍、２回目の冷間圧延及び溶体化処理を実施し、室温で約１週間保持することにより、発明例Ｎｏ．Ａ３のアルミニウム合金板を製造した。
上記発明例Ｎｏ.Ａ２と同様にして鋳塊を溶製し、１回の均熱処理を実施した後、熱間圧延を実施した。次に、熱間圧延終了後の化合物分散の効果を検証するための追加焼鈍として、５６０℃の温度で４時間の溶体化処理を行い、その後、４１０℃の温度で１６時間保持した後に急冷を行った。その後、冷間圧延、中間焼鈍、２回目の冷間圧延及び溶体化処理を実施し、室温で約１週間保持することにより、発明例Ｎｏ．Ａ３のアルミニウム合金板を製造した。
【0079】
発明例Ｎｏ．Ａ１～Ａ３、比較例Ｎｏ．Ａ４～Ａ５、発明例Ｎｏ．Ｂ１～Ｂ４及び比較例Ｎｏ．Ｂ５の製造において、各工程における条件を下記表２に示す。なお、得られたアルミニウム合金板の組成は、原料としたアルミニウム合金鋳塊の組成と同一であるため、表への記載は省略した。
【0080】
（集合組織の測定）
得られた発明例及び比較例のアルミニウム合金板について、結晶方位の集合組織を測定し、Ｃｕｂｅ方位の面積率を算出した。集合組織の測定方法については、上記実施形態において説明したとおりである。なお、測定した結晶方位のずれが、Ｃｕｂｅ方位｛００１｝＜１００＞の結晶面から±１５°以内であれば、同一の方位因子に属すると定義して、Ｃｕｂｅ方位の面積率を算出した。
得られた発明例及び比較例のアルミニウム合金板について、結晶方位の集合組織を測定し、Ｃｕｂｅ方位の面積率を算出した。集合組織の測定方法については、上記実施形態において説明したとおりである。なお、測定した結晶方位のずれが、Ｃｕｂｅ方位｛００１｝＜１００＞の結晶面から±１５°以内であれば、同一の方位因子に属すると定義して、Ｃｕｂｅ方位の面積率を算出した。
【0081】
（円相当径が１．５μｍ以上である化合物の数密度の測定）
得られた発明例及び比較例のアルミニウム合金板について、円相当径が１．５μｍ以上である化合物の数密度を測定した。数密度の測定方法については、上記実施形態において説明したとおりである。
Ｃｕｂｅ方位の面積率及び円相当径が１．５μｍ以上である化合物の数密度の測定結果を下記表１に合わせて示す。
得られた発明例及び比較例のアルミニウム合金板について、円相当径が１．５μｍ以上である化合物の数密度を測定した。数密度の測定方法については、上記実施形態において説明したとおりである。
Ｃｕｂｅ方位の面積率及び円相当径が１．５μｍ以上である化合物の数密度の測定結果を下記表１に合わせて示す。
【0082】
＜評価試験＞
（塑性ひずみ比試験）
得られた各アルミニウム合金板から引張試験片を採取した。引張試験片は、各アルミニウム合金板から、引張方向が圧延方向に対して平行（０°）、４５°、垂直（９０°）となるように、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に記載の１３Ｂ号試験片（短辺：１２．５ｍｍ、標点距離（ＧＬ：Ｇａｕｇｅ Ｌｅｎｇｔｈ）：５０ｍｍ）を採取することにより作製し室温にて引張試験を行った。引張試験は、０．２％耐力測定までは５ｍｍ／ｍｉｎ、耐力以降を３０ｍｍ／ｍｉｎとし、０．２％耐力、塑性ひずみ１５％付加時のｒ値を測定した。また、下記式（Ｓ１）により、面内異方性Δｒを算出するとともに、下記式（Ｓ２）により、平均塑性ひずみ比ｒＡを算出した。
（塑性ひずみ比試験）
得られた各アルミニウム合金板から引張試験片を採取した。引張試験片は、各アルミニウム合金板から、引張方向が圧延方向に対して平行（０°）、４５°、垂直（９０°）となるように、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に記載の１３Ｂ号試験片（短辺：１２．５ｍｍ、標点距離（ＧＬ：Ｇａｕｇｅ Ｌｅｎｇｔｈ）：５０ｍｍ）を採取することにより作製し室温にて引張試験を行った。引張試験は、０．２％耐力測定までは５ｍｍ／ｍｉｎ、耐力以降を３０ｍｍ／ｍｉｎとし、０．２％耐力、塑性ひずみ１５％付加時のｒ値を測定した。また、下記式（Ｓ１）により、面内異方性Δｒを算出するとともに、下記式（Ｓ２）により、平均塑性ひずみ比ｒＡを算出した。
【0083】
Δｒ＝１／２×（ｒ０－２×ｒ４５＋ｒ９０）・・・式（Ｓ１）
ｒＡ＝１／４×（ｒ０＋２×ｒ４５＋ｒ９０）・・・式（Ｓ２）
ｒＡ＝１／４×（ｒ０＋２×ｒ４５＋ｒ９０）・・・式（Ｓ２）
【0084】
各引張試験の測定数は２回とし、各種特性は平均値で求めた。
【0085】
（引張試験の評価基準）
自動車外装材として使用する場合の評価基準として、Δｒが０．２５以下であるとともに、９０°方向のｒ値（ｒ９０）が０．６０以上であったものを、アルミニウム合金板のプレス成形性が合格であると判断した。
自動車外装材として使用する場合の評価基準として、Δｒが０．２５以下であるとともに、９０°方向のｒ値（ｒ９０）が０．６０以上であったものを、アルミニウム合金板のプレス成形性が合格であると判断した。
【0086】
（表面性状試験）
得られた各アルミニウム合金板から試験片を採取し、圧延方向に対して垂直の方向に１５％の塑性歪みを加えた後、電着塗装（ＥＤ：Ｅｌｅｃｔｒｏｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ ｃｏａｔｉｎｇ）を施した。
得られた各アルミニウム合金板から試験片を採取し、圧延方向に対して垂直の方向に１５％の塑性歪みを加えた後、電着塗装（ＥＤ：Ｅｌｅｃｔｒｏｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ ｃｏａｔｉｎｇ）を施した。
【0087】
（表面性状試験の評価基準）
ＥＤ塗装後の試験片の表面模様の有無を目視により評価し、全く表面模様がみられないものを○（優良）、軽微な表面模様があるものを△（良）、明確な表面模様があるものを×（不良）として３段階評価を行い、△以上を合格とした。
ＥＤ塗装後の試験片の表面模様の有無を目視により評価し、全く表面模様がみられないものを○（優良）、軽微な表面模様があるものを△（良）、明確な表面模様があるものを×（不良）として３段階評価を行い、△以上を合格とした。
【0088】
成形性及び表面性状の測定結果を下記表３に示す。
【0089】
【表1】
【0090】
【表2】
【0091】
【表3】
【0092】
表１～表３に示すように、発明例Ｎｏ．Ａ１～Ａ３及び発明例Ｎｏ．Ｂ１～Ｂ４は、アルミニウム合金板の化学成分が本発明で規定する範囲内であるとともに、Ｃｕｂｅ方位の面積率及び円相当径が１．５μｍ以上である化合物の数密度が本発明で規定する範囲内であるため、中間焼鈍時の昇温速度や加熱温度を低くしても、優れた成形性及び表面性状を有するアルミニウム合金板を得ることができた。
【0093】
一方、比較例Ｎｏ．Ａ４は、Ｃｕｂｅ方位の面積率が本発明で規定する数値範囲の上限を超えているとともに、円相当径が１．５μｍ以上である化合物の数密度が本発明で規定する数値範囲の下限未満であるため、面内異方性Δｒの値が大きくなり、成形性が悪いものとなった。比較例Ｎｏ．Ａ５は、円相当径が１．５μｍ以上である化合物の数密度が本発明で規定する数値範囲の下限未満であるため、面内異方性Δｒの値が大きくなり、成形性が悪いものとなった。比較例Ｎｏ．Ｂ５は、Ｃｕｂｅ方位の面積率が本発明で規定する数値範囲の上限を超えているため、面内異方性Δｒの値が大きくなり、成形性が悪いものとなった。