特許 7153469 成形性、強度及び外観品質に優れたアルミニウム合金板及びその製造方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】

(24)【登録日】2022-10-05

(45)【発行日】2022-10-14

(54)【発明の名称】成形性、強度及び外観品質に優れたアルミニウム合金板及びその製造方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 21/00 20060101AFI20221006BHJP

   C22F 1/00 20060101ALN20221006BHJP

【ＦＩ】

C22C21/00 M

C22F1/00 623

C22F1/00 630A

C22F1/00 630K

C22F1/00 631A

C22F1/00 682

C22F1/00 683

C22F1/00 685Z

C22F1/00 691B

C22F1/00 691C

C22F1/00 694A

C22F1/00 694B

【請求項の数】 3

(21)【出願番号】P 2018102809

(22)【出願日】2018-05-29

(65)【公開番号】P2019206737

(43)【公開日】2019-12-05

【審査請求日】2021-03-29

(73)【特許権者】

【識別番号】000107538

【氏名又は名称】株式会社ＵＡＣＪ

(73)【特許権者】

【識別番号】000003207

【氏名又は名称】トヨタ自動車株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】100155572

【弁理士】

【氏名又は名称】湯本 恵視

(72)【発明者】

【氏名】竹田博貴

(72)【発明者】

【氏名】浅野峰生

(72)【発明者】

【氏名】内田秀俊

(72)【発明者】

【氏名】大野一貴

【審査官】鈴木 毅

(56)【参考文献】

【文献】特開２０１０－１２１１６４（ＪＰ，Ａ）

【文献】特開２０１９－００７０３８（ＪＰ，Ａ）

【文献】特開２００２－３４８６２５（ＪＰ，Ａ）

【文献】特開２０１５－１２７４４９（ＪＰ，Ａ）

【文献】特開２００３－００７２６０（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)

Ｃ２２Ｃ ２１／００ － ２１／１８

Ｃ２２Ｆ １／０４ － １／０５７

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

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

【請求項2】

前記アルミニウム合金が、Ｃｕ：０．０１～０．２０ｍａｓｓ％及びＴｉ：０．００５～０．１００ｍａｓｓ％から選択される１種又は２種を更に含有する、請求項１に記載の成形性、強度及び外観品質に優れたアルミニウム合金板。

【請求項3】

自動車用ボディパネルに使用される、請求項１又は２に記載の成形性、強度及び外観品質に優れたアルミニウム合金板。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、成形性、強度及び外観品質等を必要とするプレス成形部品、例えば輸送機器部品やＩＴ機器の筐体等に適したアルミニウム合金板及びその製造方法に関する。

【背景技術】

【0002】

近年、厳しさを増す燃費規制に対応するため、特に輸送機器部品へのアルミニウム合金材の適用が拡大しつつある。アルミニウム合金材の最大の利点はその軽さであり、金属材料として広く使用されている鋼板とアルミニウム合金板を置き換えることで軽量化につながる。一方で、輸送機器部品等で必要とされる強度を確保したアルミニウム合金材の場合、鋼板に比べて成形性が劣るためその改善が強く望まれている。アルミニウム合金材の中で成形性と強度とのバランスが相対的に優れる合金として、Ａｌ－Ｆｅ系合金が挙げられる。従来、Ａｌ－Ｆｅ系アルミニウム合金板について、圧延方向に対して０°方向、４５°方向及び９０°方向の３方向の引張特性を改善することにより、高成形性を得ることが提案されている（特許文献１参照）。また、Ａｌ－Ｆｅ系化合物の最大粒径と分散密度を制御することにより、成形性を向上させた提案もなされている（特許文献２参照）。

【0003】

しかしながら、特許文献１、２ともに、成形性は優れるものの輸送機器等の部品として必要とされる強度を得るには必ずしも十分ではない。特にアルミニウム合金板の適用が拡大している自動車用ボディパネルでは、プレス成形後におよそ１７０℃で２０分間の塗装焼付け工程がある。自動車ボディパネル用途において、この塗装焼付け工程中の軟化を抑制する対策が強度確保に大きく影響するが、従来のＡｌ－Ｆｅ系アルミニウム合金材では対策が不十分である。更に、Ａｌ－Ｆｅ系アルミニウム合金材において、プレス成形後に発生し易く、外観不良の原因となるリジングマークと呼ばれる筋状の模様に対する材料面からの対策も不十分である。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0004】

【文献】特許第３７９１３３７号公報

【文献】特許第５２７６３６８号公報

【発明の開示】

【発明が解決しようとする課題】

【0005】

本発明は、上記問題点に鑑みてなされたものであって、合金組成と組織を制御することで、成形性と強度のバランスに優れ、かつ、プレス成形後のリジングマークの発生を抑制することで良好な外観品質も確保したアルミニウム合金板とその製造方法を提供するものである。

【課題を解決するための手段】

【0006】

すなわち、本発明は請求項１において、Ｆｅ：１．００～２．２０ｍａｓｓ％及びＭｎ：０．１０～１．００ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、圧延が施されたアルミニウム合金板であって、圧延方向に対して０°、４５°及び９０°の全ての方向において、３４％以上の全伸び、ならびに、２％の一軸ひずみ付与後に１７０℃で２０分間の熱処理を施した状態で６０ＭＰａ以上の０．０１％耐力を有することを特徴とする成形性、強度及び外観品質に優れたアルミニウム合金板とした。以下において、２％の一軸ひずみ付与後に１７０℃で２０分間の焼鈍を施した状態での０．０１％耐力を、単に「塗装焼付け後の０．０１％耐力」と記す場合がある。

【0007】

本発明は請求項２では請求項１において、前記アルミニウム合金が、Ｃｕ：０．０１～０．２０ｍａｓｓ％及びＴｉ：０．００５～０．１０ｍａｓｓ％から選択される１種又は２種を更に含有するものとした。

【0008】

本発明は請求項３では請求項１又は２において、アルミニウム合金板が自動車用ボディパネルに使用されるものとした。

【発明の効果】

【0009】

本発明により、成形性、強度、外観品質等を必要とするプレス成形部品、例えば自動車ボディパネルの様な輸送機器部品やＩＴ機器の筐体等に適したアルミニウム合金板及びその工業的規模での製造方法が提供される。

【図面の簡単な説明】

【0010】

【図1】塗装焼付後の０．０１％耐力および０．２％耐力と限界デント荷重との相関関係を示すグラフである。

【図2】アルミニウム合金板の耐デント性の評価方法を示す説明図である。

【図3】アルミニウム合金板の耐デント性の評価方法を示す説明図である。

【図4】アルミニウム合金板の耐デント性の評価方法を示す説明図である。

【発明を実施するための形態】

【0011】

Ａ．成形性、強度及び外観品質に優れたアルミニウム合金板
以下、本発明に係る成形性、強度及び外観品質に優れたアルミニウム合金板（以下、単に「本発明に係るアルミニウム合金板」又は、単に「アルミニウム合金板」と略記する場合がある）について詳細に説明する。

【0012】

１．合金組成
以下、本発明に係るアルミニウム合金板のアルミニウム合金成分及びその含有量について説明する。本発明においては、アルミニウム合金板に用いるアルミニウム合金として、成形性、強度及び外観品質の特性を満たすためにＦｅ、Ｍｎを必須元素として含有するＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系のアルミニウム合金を用いる。また、このアルミニウム合金は選択的添加元素として、Ｃｕ及びＴｉの１種又は２種を含有していてもよい。

【0013】

Ｆｅ：
Ｆｅは、その固溶により、又はＡｌ－Ｆｅ系化合物を形成して、圧延方向に対して０°、４５°及び９０°の３方向の強度を高めるために必要な元素である。また、このＡｌ－Ｆｅ系化合物が再結晶の核として機能するため、再結晶粒の微細化にも効果を発揮する。Ｆｅ含有量が１．００ｍａｓｓ％（以下、単に「％」と略記する）未満では、塗装焼付け後の０．０１％耐力が不足する。なお、後述するように、本発明では０．０１％耐力を材料の降伏応力と見なす。一方、Ｆｅ含有量が２．２０％を超えると全伸びが低下するため成形性が不足する。更に、Ｆｅ含有量が２．２０％を超えると、粗大化合物の発生を招き、鋳造性及び材料特性を低下させる。以上により、Ｆｅ含有量は０．１０～２．２０の範囲と規定する。なお、Ｆｅ含有量は、１．２０～２．００％の範囲とするのが好ましい。

【0014】

Ｍｎ：
Ｍｎは、Ｆｅと同じく上記３方向の強度を高めると同時に、結晶粒の微細化にも効果を発揮する。更に、Ｍｎは、プレス成形後のリジングマーク発生の原因となる、熱間圧延中における粗大な再結晶粒の発生を抑制することにより、リジングマークの改善に効果を発揮する。Ｍｎ含有量が０．１０％未満では、塗装焼付け後の０．０１％耐力及び粗大な再結晶粒の発生の抑制効果が不足する。一方、Ｍｎ含有量が１．００％を超えると、全伸びが低下するため成形性が不足する。更に、Ｍｎ含有量が１．００％を超えると、粗大化合物の発生を招き、鋳造性及び材料特性を低下させる。以上により、Ｍｎ含有量は、０．１０～１．００％の範囲と規定する。なお、Ｍｎ含有量は、０．２０～０．７０％の範囲とするのが好ましい。

【0015】

Ｃｕ：
Ｃｕは、強度の改善に効果を発揮する。Ｃｕ含有量が０．０１％未満ではその効果が十分に発揮されない。一方、Ｃｕ含有量が０．２０％を超えると、全伸びを低下させるため成形性が低下する。以上により、Ｃｕ含有量は、０．０１～０．２０％の範囲と規定する。なお、Ｃｕ含有量は、０．０２～０．１５％の範囲とするのが好ましい。

【0016】

Ｔｉ：
Ｔｉは、鋳造組織を微細化することにより鋳造割れを防止する効果を発揮する。Ｔｉ含有量が０．００５％未満では上記効果が十分に発揮されない。一方、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えると、全伸びを低下させるため成形性が低下する。以上により、Ｔｉ含有量は、０．００５～０．１００％の範囲と規定する。なお、Ｔｉ含有量は、０．００５～０．０５０％の範囲とするのが好ましい。Ｔｉと同時にＢ又はＣを添加することもあり、この発明の場合も、Ｔｉとともに０．０５％以下のＢ又はＣを添加することは許容される。

【0017】

その他の主要元素：
アルミニウム合金中には上述した元素以外にもＳｉ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｚｎが含有される場合が多い。これらの元素は主に強度改善に効果を発揮するものの、全伸びを低下させるため成形性を低下させる。よって、本発明においては、これらの元素を積極的に添加するものではない。生産過程で微量に混入する場合も考えられるが、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｚｎの各々の含有量が０．２０％以下、Ｃｒの含有量が０．１０％以下であれば、本発明で得られるアルミニウム合金板としての特性を損なうことはない。なお、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｚｎの各々の含有量は０．１０％以下であるのが好ましく、Ｃｒの含有量は０．０５％以下であるのが好ましい。

【0018】

その他の不可避的不純物元素：
また、本発明に用いるアルミニウム合金の残部は、Ａｌ及び不可避的不純物からなる。ここで、不可避的不純物としてはＮａ、Ｃａなどが挙げられ、各々が０．０５％未満で、かつ合計で０．１５％未満であれば、本発明で得られるアルミニウム合金板としての特性を損なうことはない。

【0019】

２．機械的特性
以下、本発明に係るアルミニウム合金板の機械的特性（圧延方向に対して０°、４５°及び９０°の方向における、全伸び、ならびに、２％の一軸ひずみ付与後に１７０℃で２０分間の熱処理を施した状態での０．０１％耐力（塗装焼付け後の０．０１％耐力）について説明する。

【0020】

２－１．圧延方向に対して０°、４５°及び９０°の方向における全伸び
本発明に係るアルミニウム合金板では、引張特性として、圧延方向に対して０°、４５°及び９０°の全方向における全伸びを３４％以上と規定する。全伸びは、成形性の指標として一般的に用いられ、数値が高いほど成形性が優れていることを示す。アルミニウム合金板を自動車ボディパネルの様な輸送機器部品等のうち特に高い成形性が要求される部品へ適用する場合、圧延方向に対して０°、４５°及び９０°の方向の少なくとも一つの伸びが３４％未満の場合には、全伸びが不十分であり十分な成形性を確保できない。従って、圧延方向に対して０°、４５°及び９０°の全方向における全伸びが、３４％以上の必要がある。特に成形性を重視する場合には、これらの全伸びが３６％以上であるのが好ましい。

【0021】

これらの全伸びの上限値は特に限定されるものではないが、アルミニウム合金組成や製造方法によって自ずと決まり、本発明では上限値を５０％とする。なお、全伸びは、ＪＩＳ５号引張試験片（標点間距離５０ｍｍ）を用いて引張試験を行い、ＪＩＳＺ２２４１に準拠した突合せ法により測定される。

【0022】

２－２．圧延方向に対して０°、４５°及び９０°の方向における２％の一軸ひずみ付与後に１７０℃で２０分間の熱処理を施した状態での０．０１％耐力（塗装焼付け後の０．０１％耐力）
アルミニウム合金のような明確な降伏現象を示さない材料においては、一般的に除荷時の永久歪が０．２％になる応力を０．２％耐力と呼び、降伏応力の代用としている。そして、このような０．２％耐力を用いて各種特性を予測することも同じく一般的に行われるところである。例えば、自動車ボディパネルの重要な要求特性の１つである耐デント性（へこみのような塑性変形に耐える強度）の場合、限界デント荷重をＤ（ｋｇｆ）、板厚をＴ（ｍｍ）、降伏応力をＹ（ＭＰａ）としたとき、限界デント荷重ＤがＤ＝Ｙ×Ｔ^２の一般式で表わされることが知られているが、アルミニウム合金の場合においては、この降伏応力Ｙには０．２％耐力を用いるのが一般的である。

【0023】

一方で、本発明者らが検討したところ、本発明で用いるＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系アルミニウム合金では、０．２％耐力ではなく０．０１％耐力の使用が適当であることが判明した。図１は本発明で測定した塗装焼付後の０．０１％耐力及び塗装焼付後の０．２％耐力（横軸）に対して限界デント荷重（縦軸）をプロットしたものである。上述のデント荷重の一般式であるＤ＝Ｙ×Ｔ^２によれば、板厚Ｔは全て１．４ｍｍで統一されていることから、デント荷重Ｄは降伏応力Ｙと正の相関関係を示すことになる。

【0024】

図１から分かるように、０．０１％耐力を降伏応力とした場合には、デント荷重との良好な相関関係が得られた。一方、０．２％耐力を降伏応力とした場合には、デント荷重との良好な相関関係は得られなかった。この実験結果から、本発明に用いるＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系アルミニウム合金では、０．０１％耐力を降伏応力とするのが適切であることを、本発明者らは新たに見出した。よって、本発明では０．０１％耐力を降伏応力として特性の規定を行うものである。

【0025】

なお、自動車ボディパネルはプレス成形後に塗装焼付け処理が行われることから、耐デント性もプレス成形とその後の塗装焼付け処理後のパネルに対して要求される特性である。この一連の工程を模擬する処理として、本発明では、２％の一軸ひずみ付与後に１７０℃で２０分間の熱処理を実施した。

【0026】

自動車ボディパネルの様な輸送機器部品等へ適用する場合、本発明に係るアルミニウム合金板では、圧延方向に対して０°、４５°及び９０°の全方向における２％の一軸ひずみ付与後に１７０℃で２０分間の熱処理（プレス成形及び塗装焼付け模擬）を施した状態での０．０１％耐力を６０ＭＰａ以上と規定する。これら全方向における塗装焼付け後の０．０１％耐力の少なくとも一つが６０ＭＰａ未満では、耐デント性を確保するため過度に材料板厚を増加させる等の対策が必要となり、アルミニウム合金の利点である軽量化効果を確保できない。従って、上記全ての方向における塗装焼付け後の０．０１％耐力が６０ＭＰａ以上である必要がある。特に軽量化効果を重視する場合には、上記全ての方向における塗装焼付け後の０．０１％耐力が６５ＭＰａ以上であるのが好ましい。

【0027】

これら塗装焼付け後の０．０１％耐力の上限値は特に限定されるものではないが、アルミニウム合金組成や製造方法によって自ずと決まり、本発明では上限値を８５ＭＰａとする。なお、０．０１％耐力の測定は、通常の０．２％耐力の測定と何ら変わりなくＪＩＳＺ２２４１に従って実施される。また、プレス成形及び塗装焼付け工程の模擬としては、上述した様に本発明では、２％の一軸ひずみ付与後に１７０℃で２０分間の熱処理を実施した。

【0028】

ここで、上述の耐デント性は自動車外板等で要求される重要特性の一つである。本発明者らはこの耐デント性の評価として、供試材を図２に示す形状に成形した後、最終評価であるへこみの判定をし易くするために頭頂部を研磨材で磨き、続いて塗装焼付工程を模擬した１７０℃×２０分間の熱処理を行ってから、図３に示す圧子を用いて、図４に示す様に成形パネルの評価面の中央部に対して各種荷重を印加して圧縮試験を行い、へこみの発生を目視にて判定し、へこみが発生しない限界荷重をもって限界デント荷重とした。なお、図２に示す成形パネルの頭頂部の板減が２％となる様に成形高さを調整した。また、図３に示す形状の圧子素材にはＭＣナイロンを使用した。更に、図４に示す圧縮試験においては、圧縮験速度を５ｍｍ／分とした。

【0029】

３．本発明に係るアルミニウム合金板の板厚
次に、本発明に係るアルミニウム合金板の板厚について説明する。本発明のアルミニウム合金板の用途は、成形性、強度、外観品質等を必要とするプレス成形部品、例えば自動車ボディパネルの様な輸送機器部品やＩＴ機器の筐体等である。これら用途で要求される板厚は剛性等を考慮し、０．７～３．０ｍｍの範囲であるため、本発明では板厚を０．７～３．０ｍｍの範囲とする。板厚が０．７ｍｍ未満では、耐デント性が不足となる。一方、板厚が３．０ｍｍを超えると、軽量化効果が得られない。

【0030】

Ｂ．本発明に係るアルミニウム合金板の製造方法
次に、本発明に係るアルミニウム合金板の製造方法について詳細に説明する。本発明に係るアルミニウム合金板は、上記した成分組成のＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系アルミニウム合金を用いて鋳塊を鋳造し、鋳塊した鋳塊を熱間圧延し、熱間圧延板を冷間圧延し、冷間圧延板を軟化熱処理することによって製造される。なお、鋳造した鋳塊に均質化処理を実施してもよい。更に、軟化熱処理工程に次いで、圧延板に４～８％のスキンパス圧延を実施してもよい。また、上述する熱間圧延後から軟化熱処理の間に中間焼鈍は実施しない。

【0031】

４．鋳造工程
まず、上記組成を有するアルミニウム合金を常法に従って溶解し、連続鋳造圧延や半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法）等の溶解鋳造法を適宜選択し常法に従い造塊する。

【0032】

５．均質化処理工程
鋳造工程の次工程に均質処理工程を実施してもよいが、この場合には、添加元素の均一化、Ａｌ－Ｆｅ系化合物及びＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系化合物の分断化、Ｆｅ及びＭｎの析出又は固溶の調整を目的とする。均質化処理により、添加元素の均一化及びＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系化合物の分断化、そしてＦｅの析出が起こり、これによって、全伸びが向上して成形性が向上する。なお、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系アルミニウム合金において、均質化処理による全伸び向上と強度向上は背反関係にあるため、特に強度を重視する場合には、均質化処理を実施しないのが好ましい。

【0033】

均質化処理は、３８０～５５０℃の温度で１～２４時間の加熱処理によって行われる。処理温度が５５０℃以下では、Ｆｅの過度な析出がなく０．０１％耐力が低下しない。一方、材料特性の観点では、均質化処理の省略も可能なように、均質化処理の温度の下限は室温以上であればよい。しかしながら、処理温度が３８０℃未満では均質化処理の効果が十分に発揮されず、均質化処理を省略した場合とほぼ同等の材料特性となる。以上により、均質化処理を実施する場合は、処理温度を３８０～５５０℃とする。

【0034】

なお、均質化処理の効果を安定的に発揮させるためには、少なくとも１時間の保持が必要である。保持時間の上限は特に規定されるものではないが、生産効率及び経済的観点から２４時間とするのが好ましい。よって、均質化処理の保持時間は１～２４時間が好ましい。保持時間は、好ましくは２～１０時間である。

【0035】

６．熱間圧延工程
均質化処理工程の次工程、あるいは均質化処理工程を省略した場合には鋳造工程の次工程である熱間圧延工程では、開始温度を２５０～４３０℃、終了温度を１５０～３３０℃と規定する。この温度管理は、プレス成形後に発生するリジングマークと呼ばれる筋状の外観欠陥の原因となる、熱間圧延での粗大再結晶粒の発生を抑制することが目的の一つである。加えて、塗装焼付け後の０．０１％耐力の増大に効果的なＦｅ、Ｍｎの固溶を確保するため、熱間圧延でのＦｅ、Ｍｎの析出を抑制することも目的とするものである。

【0036】

熱間圧延工程の開始温度が２５０℃未満又は終了温度が１５０℃未満では、熱間圧延中に耳割れと呼ばれる板幅端部の割れが発生し易くなる他、変形抵抗が高くなり生産性が阻害される。一方、開始温度又は終了温度がそれぞれ４３０℃、３３０℃を超えると、熱間圧延中又は熱間圧延終了後の冷却途中において、粗大再結晶粒の発生を招く。その結果、リジングマークの発生を招く虞があり、かつ、Ｆｅの析出が促進され塗装焼付け後の０．０１％耐力の低下も招く。以上により、熱間圧延工程の開始温度を２５０～４３０℃、終了温度を１５０～３３０℃にする必要がある。また、熱間圧延工程における好ましい開始温度は２８０～３５０℃であり、好ましい終了温度は１７０～３００℃である。

【0037】

なお、均質化処理を実施する場合には、均質化処理工程から熱間圧延工程までの間に、一度室温までの冷却工程を設けても良いし、均質化処理完了後にそのまま熱間圧延開始温度まで冷却し、所定の温度としてから熱間圧延を開始しても良い。

【0038】

７．冷間圧延工程
熱間圧延工程に続いて、中間焼鈍を実施することなく５０％以上の圧下率で冷間圧延を実施する。ここで、中間焼鈍を実施しないのは、中間焼鈍によって軟化熱処理後の結晶粒径が粗大化し塗装焼付け後の０．０１％耐力が低下するからである。また、冷間圧延における圧下率が５０％未満の場合においても、同様に結晶粒径の粗大化が主要因となり塗装焼付け後の０．０１％耐力の低下を招く。従って、冷間圧延における圧下率を５０％以上とする必要がある。冷間圧延における圧下率は、好ましくは７５％以上とする。なお、冷間圧延における圧下率の上限は材料特性の観点では特に記載されないが、過度に大きな圧下率は冷間圧延のパス数増加による生産性の低下を招くため、本発明では上限値を９７％とする。

【0039】

８．軟化熱処理工程
冷間圧延工程に続いて、冷間圧延板は軟化熱処理工程に掛けられる。
連続式の軟化熱処理の場合は、３８０～６２０℃の温度で５分以内の時間で実施される。ここで、５分以内には０分も含まれるが、これは、所望の温度に到達した後に直ちに加熱を終了することを意味する。連続式の軟化熱処理において、処理温度が３８０℃未満の場合には再結晶が不十分となり易く全伸びが低下して成形性の低下を招く。また、Ｆｅ及びＭｎの固溶が不足して塗装焼付け後の０．０１％耐力の低下も招く。一方、処理温度が６２０℃を超える場合には、連続焼鈍炉の加熱炉内での高温強度が低下し、炉内破断する虞がある。なお、好ましい軟化処理温度は５００℃～６２０℃である。処理時間については、５分を超えて処理してもその効果が飽和するので、生産性の観点から５分以内とする。また、処理時間は、好ましくは０～０．５分である。なお、処理時間の下限は、本発明では０分（所望の温度に到達して後に直ちに加熱を終了し冷却）とする。

【0040】

バッチ式の軟化熱処理の場合は、３８０～５５０℃の温度で１～２４時間で実施される。バッチ式の軟化熱処理において、処理温度が３８０℃未満の場合には再結晶が不十分となり易く全伸びが低下して成形性の低下を招く。一方、処理温度が５５０℃を超える場合には、結晶粒が過度に粗大化することにより塗装焼付け後の０．０１％耐力の低下を招く虞がある。なお、好ましい軟化処理温度は４００℃～５５０℃である。処理時間については、１時間未満の場合には再結晶が不十分となり伸びの低下を招く虞がある。また、２４時間を超えて処理してもその効果が飽和するという生産性の観点、ならびに、２４時間を超えた処理では過度な結晶粒の粗大化を招くという結晶粒粗大化抑制の観点から、処理時間の上限は２４時間とする。なお、処理時間は、好ましくは１～８時間である。

【0041】

また、工業規模での生産において、コイル形状で軟化処理を行うバッチ式の軟化熱処理は、板を巻きほぐして板形状で処理を行う連続式の軟化熱処理に比べ、昇温速度が遅くなる。これによりバッチ式の軟化熱処理では再結晶粒が粗大化し易く、塗装焼付後の０．０１％耐力の低下及びリジングマークが発生し易くなる。よって、塗装後の０．０１％耐力及びリジングマークの抑制を重視する場合には、連続式の軟化熱処理方法を用いるのが好ましい。

【0042】

９．スキンパス圧延工程
軟化熱処理工程に続いて、圧延板に４～８％の圧下率でスキンパス圧延を施すスキンパス圧延工程を設けてもよい。このスキンパス圧延は、塗装焼付け後の０．０１％耐力の向上を主な目的とするものである。スキンパス圧延を実施する場合は、その圧下率が４％未満では、荷重が低過ぎるために安定した圧延が困難となる。一方、圧下率が８％を超えると、全伸びの低下が過度に大きくなる。従って、スキンパス圧延は４～８％の範囲とする。

【0043】

なお、スキンパス圧延は強度向上には効果的だが、全伸びを大きく低下させるため、両者のバランスを重視する場合には、積極的に実施しない方が好ましい。また、スキンパス圧延の他に、板厚全体に、工業的生産性を保持しつつ微小な歪を付与する方法があればそれを適用してもよい。

【0044】

１０．矯正工程
軟化熱処理工程、或いは、スキンパス圧延工程に続いて、圧延板の平坦度等を矯正するために、ローラーレベラーやテンションレベラー等を用いた矯正が行われる場合がある。これらの矯正工程で付与される歪量は小さいため、本発明の効果を妨げるものではない。

【実施例】

【0045】

以下、実施例において、発明例と比較例を対比して説明する。これらの実施例は、本発明の一実施態様を示すものであり、本発明はこれらに限定されるものではない。

【0046】

表１に示す組成を有するアルミニウム合金をＤＣ鋳造により造塊し、そのうちの一部については、表２、３に示す条件で均質化処理を行った。なお、表１において、「－」は検出限界未満を示す。表２、３中の均質化処理の欄が「なし」になっているものは、均質化処理を省略したことを表す。また、均質化処理の欄の保持完了後の冷却欄が「室温まで」と記載されているものは、均質化処理後に一旦室温まで冷却した後、熱間圧延の開始温度まで再度加熱し、表２、３に示す条件で熱間圧延を行った。一方、「熱間圧延開始温度まで」と記載されているものは、均質化処理後に一旦室温まで冷却することなく、均質化処理温度から熱間圧延開始温度まで冷却し、表２、３に示す条件で熱間圧延を行った。

【0047】

【表1】

【0048】

【表2】

【0049】

【表3】

【0050】

熱間圧延の後に、中間焼鈍を行うことなく表２、３に示す圧下率で冷間圧延を行ない、次いで、表２、３に示す条件で軟化熱処理を行い、続いて表２、３に示す条件でスキンパス圧延を行ない、あるいは、行なわずに最終圧延板とした。最終圧延板の板厚についても表２、３に示す。

【0051】

なお、軟化熱処理は、連続式の軟化熱処理を模擬した塩浴炉での処理、バッチ式の軟化熱処理を模擬した大気炉での処理、更に、実際の連続焼鈍炉での処理、の３パターンで実施した。

【0052】

実施例１（機械的特性評価）
上述のようにして作製した圧延板を供試材として用い、上述の方法により、圧延方向に対して０°、４５°及び９０°の全ての方向における全伸び、塗装焼付後の０．０１％耐力、参考として塗装焼付後の０．２％耐力を測定した。塗装焼付後の０．０１％耐力及び０．２％耐力は、表２、３中ではＢＨ後０．０１％耐力及び０．２％耐力と表記した。プレス成形及び塗装焼付け工程の模擬としては、上述した様に本発明では、２％の一軸ひずみ付与後に１７０℃で２０分間の熱処理を実施した。なお、全伸びの測定は、２％の一軸ひずみ付与や１７０℃で２０分間の熱処理を行う前の最終板での特性である。

【0053】

なお、全伸び、塗装焼付後の０．０１％耐力及び０．２％耐力については、測定した３方向の値のうち最も低い値を表２、３に示す。

【0054】

表２、３に示すように、本発明例Ａ１～Ａ４５では、本発明で規定する全伸び、塗装焼付後の０．０１％耐力を満たし、良好な成形性と機械的特性を兼備している。

【0055】

これに対して、比較例Ｂ１～１０、Ｂ１２では、本発明で規定する本発明で規定する全伸び、塗装焼付後の０．０１％耐力の少なくともいずれかが劣っていた。また、比較例Ｂ１１、１３では、アルミニウム合金板の製造が困難であった。

【0056】

具体的には、比較例Ｂ１では、Ｍｎの含有量は多いものの、Ｆｅの含有量が少なく、更に、Ｓｉ含有量が多く、また、熱間圧延開始温度も高く、本発明で規定する組成範囲及び製造条件範囲を満たしていないために、塗装焼付後の０．０１％耐力が低下した。

【0057】

比較例Ｂ２～Ｂ４では、Ｆｅの含有量が少なく、本発明で規定する組成範囲を満たしていないために、塗装焼付後の０．０１％耐力が低下した。

【0058】

比較例Ｂ６、Ｂ８では、Ｍｎの含有量が少なく、本発明で規定する組成範囲を満たしていないために、塗装焼付後の０．０１％耐力が低下した。

【0059】

比較例Ｂ１３では、Ｆｅ、Ｍｎ及びＴｉの含有量が多く、本発明で規定する組成範囲を満たしていないために、鋳造時の湯流れが悪化し造塊が実施できなかった。

【0060】

比較例Ｂ１２では、Ｃｕの含有量が多く、本発明で規定する組成範囲を満たしていないために、全伸びが低下した。

【0061】

比較例Ｂ５では、スキンパス圧延の圧延率が高く、本発明で規定する製造条件範囲を外れているために、全伸びが低下した。

【0062】

比較例Ｂ７では、スキンパス圧延の圧延率が小さく、本発明で規定する製造条件範囲を満たしていないために、安定したスキンパス圧延が実施できなかった。

【0063】

比較例Ｂ９では、軟化熱処理温度が低く、本発明で規定する製造条件範囲を満たしていないために、全伸びが低下した。

【0064】

比較例Ｂ１０では、熱間圧延の開始温度及び終了温度が高く、本発明で規定する製造条件範囲を満たしていないために、塗装焼付後の０．０１％耐力が低下した。

【0065】

比較例Ｂ１１では、熱間圧延の開始温度及び終了温度が低く、本発明で規定する製造条件範囲を満たしていないために、熱間圧延での耳割れが顕著に発生し、それ以降の製造が出来なかった。

【0066】

本発明例のうち、主要元素であるＦｅ、Ｍｎの添加量、熱間圧延条件、冷間圧延条件、軟化熱処理条件、スキンパス条件（上述の様に、全伸びと強度のバランスは重視する場合はなしが好ましい。）がより好ましい条件範囲にある本発明例Ａ３、Ａ４、Ａ７、Ａ１０～Ａ１２、Ａ１７～Ａ２０、Ａ２１～２５、Ａ３１～３７、Ａ３８～Ａ４１、Ａ４３、Ａ４４では、全伸びと塗装焼付後の０．０１％耐力の和の値が高い傾向があり、両者を特にバランス良く兼備していることを示している。

【0067】

実施例２（耐デント性評価＞
表２、３に記載した最終圧延板のうち、一部を用いて耐デント性の評価を実施した。評価方法については上述した通りであり、結果を表４に示す。表４では、表２、３の項目に限界デント荷重を追記した。表４に示す、塗装焼付後の０．０１％耐力および０．２％耐力と限界デント荷重を図示したものが上述した図１である。本評価により、限界デント荷重と一般的な０．２％耐力の間には相関関係が確認されず、塗装焼付後の０．０１％耐力との相関関係にあることが新たに見出された。

【0068】

【表4】

【0069】

実施例３（リジングマーク評価）
表２、３に記載した最終圧延板のうち、一部を用いて耐リジング性（リジングマークの発生のし難さ）を評価した。具体的には、圧延方向に対して９０°方向のＪＩＳ５号試験片に２～１０％（２％間隔）の一軸歪を付与した後に圧延方向と９０°方向を手で研磨し、表面を光陽社製 ポリネット Ａ－８００により目視観察して、リジングマークの発生の有無により評価した。結果を表５に示す。表５では、表２、３の項目に耐リジング性を追記した。なお、表中の機械的特性は、上述した通り圧延方向に対する３方向の結果を示す。

【0070】

【表5】

【0071】

従来のＡｌ－Ｆｅ系アルミニウム合金材であって耐リジング性が不足した比較例Ｂ８を、リジングマーク評価における基準試料とした。リジングマークが視認される最低ひずみ量が基準試料に比べて２％以上４％未満の向上効果があったものを○、４％以上の向上効果があったものを◎、２％未満の向上効果であったものを×とした。

【0072】

表５より、リジングマークの抑制は、熱間圧延条件とＭｎ添加に依存することが分かる。

【0073】

Ａ５、Ａ１５、Ａ１９、Ａ２５、Ａ３２～Ａ３５、Ａ４０～４２、Ａ４５では、Ｍｎ含有量が本発明で規定する範囲内であり、かつ、熱間圧延条件が本発明で規定する好ましい範囲であるため、耐リジング性が良好であった。

【0074】

Ａ３０では、Ｍｎ含有量が本発明で規定する範囲内であり、かつ、熱間圧延条件が本発明で規定する範囲であるが、軟化熱処理がバッチ式の軟化熱処理を模擬した大気炉処理であったため、連続式の軟化熱処理条件に比べて耐リジング性の改善効果は限定的であった。

【0075】

Ａ３７では、Ｍｎ含有量が本発明で規定する範囲内であり、かつ、熱間圧延条件が本発明で規定する範囲であり、耐リジング性は向上した。しかしながら、好ましい熱間圧延開始温度の場合に比べると耐リジング性の改善効果は限定的であった。

【0076】

Ｂ１では、一般的な３００３合金を用いているが、熱間圧延開始温度が本発明で規定する範囲より高いため、耐リジング性の改善効果が得られなかった。

【0077】

Ｂ２～Ｂ４では、Ｆｅ含有量が低く、塗装焼付後の０．０１％耐力が低下しているものの、Ｍｎ含有量が本発明で規定する範囲内であり、かつ、熱間圧延条件が本発明で規定する好ましい範囲であるため、耐リジング性は良好であった。

【0078】

Ｂ１０では、Ｍｎ含有量が本発明で規定する範囲内であるものの、熱間圧延の開始温度及び終了温度が高く、本発明で規定する範囲を満たしていないため、耐リジング性の改善効果が得られなかった。

【産業上の利用可能性】

【0079】

合金組成と組織を制御することで、成形性と強度のバランスに優れ、かつ、プレス成形後のリジングマークの発生を抑制し得ることで良好な外観品質も確保したアルミニウム合金板とその製造方法が提供される。

【図1】

【図2】

【図3】

【図4】