(57)【要約】      （修正有）【課題】延性向上のために最終熱処理を施しても、圧延集合組織が優先方位となり、１以上の平均ランクフォード(r)値を得ることを可能とする絞り成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ系合金板材を提供する。【解決手段】Ｍｇ：3.5〜7.0％、Ｍｎ：0.30〜0.8％を含み，さらに、Zr：0.1〜0.3％、Cr: 0.1〜0.3％のうち１種又は２種を含み，残部Ａｌおよび不可避的不純物からなる組成を有し、溶体化処理後、熱間圧延し、あるいは溶体化処理後、熱間圧延および冷間圧延して得られたＡｌ−Ｍｇ系合金板材であって、圧延集合組織の結晶方位分布関数(ODF)が方位密度10以上、方位差15°以下の小角粒界の比率が60％以上で、平均ランクフォード(r)値が1.0以上であることを特徴とする。【選択図】図１
2006316332.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｇ：3.5〜7.0％（質量％；以下同じ）、Ｍｎ：0.30〜0.8％を含み、さらに、Zr：0.1〜0.3％、Cr: 0.1〜0.3％のうちの１種又は２種を含み、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなる組成を有し、均質化処理後、熱間圧延し、あるいは均質化処理後、熱間圧延および冷間圧延して得られたＡｌ−Ｍｇ系合金板材であって、圧延集合組織の結晶方位分布関数(ＯＤＦ)が方位密度10以上、結晶方位差15°以下の小角粒界の比率が60％以上で、平均ランクフォード(r)値が1.0以上であることを特徴とする絞り成形性に優れたアルミニウム合金板材。
【請求項２】
請求項１記載の組成を有するＡｌ−Ｍｇ系合金を均質化処理後、350〜550℃の温度範囲、圧延時の平均ひずみ速度20/s以下で熱間圧延することを特徴とする絞り成形性に優れたアルミニウム合金板材の製造方法。
【請求項３】
前記熱間圧延後、更に5％以内の加工度で冷間圧延することを特徴とする請求項２記載の絞り成形性に優れたアルミニウム合金板材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、とくに自動車車体用パネル材などとして好適に使用される絞り成形性に優れたＡｌ-Ｍｇ系のアルミニウム合金板材、およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
現在、自動車車体用パネル（自動車用ボディパネル）には主として鋼板が用いられているが、地球温暖化防止の観点から、自動車重量の軽量化が強く求められるようになり、鋼板に代わる軽量素材としてアルミニウム合金材の採用に強い関心が寄せられている。
【０００３】
アルミニウム合金は適度な強度と成形性を有し、剛性を加味した自動車車体軽量化の効果が高く、Ａｌ−Ｍｇ（５０００）系合金やＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ（６０００）系合金を中心に多くの研究開発がなされてきており、自動車ボディパネル用の５０００系合金についても多くの提案がなされている（例えば、特許文献１参照）。
【０００４】
既にボディパネルにアルミニウム合金板材を利用して，車体の軽量化を図った量産車も市販されているが、その数は少ない。アルミニウム合金板材が自動車用ボディパネルに広く普及しない理由として、その成形加工性が鋼板よりも劣ることが挙げられる。  特に絞り加工が要求される部材に対して鋼板はアルミニウム合金板材よりも有利で、鋼板なら成形できる形状でもアルミニウム合金板では成形できないことがある。
【０００５】
絞り加工性について考察すると、絞り加工性に相関のある材料特性としてランクフォード(r)値が知られている。ランクフォード(r)値はＪＩＳ  Ｚ２２５４で規定されているとおり、引張り試験片の板幅減少と板厚減少の比率を示すもので、ランクフォード(r)値が高いほど絞り加工性に優れる。一般に圧延材は塑性異方性を示すことから、圧延方向に対して0°，45°，90°方向のランクフォード(r)値の加重平均値が利用される（ＪＩＳ  Ｚ２２５４記載）。
【０００６】
ランクフォード(r)値は材料の集合組織の影響を受け，{111}面が形成しやすい鋼板では１以上のランクフォード(r)値が比較的容易に得られるが、アルミニウム合金板の場合、溶体化処理等で再結晶させた時にはCube方位として知られる{001}<100>方位が優先成長し、この場合のランクフォード(r)値は1未満となってしまう。これまでアルミニウム合金板材のランクフォード(r)値を高めるための検討が多くなされているが、１以上の平均ランクフォード(r)値を確保する有効な製造プロセスは見出されていない。
【０００７】
冷間圧延を施すと、Ｂｒａｓｓ{011}<211>方位、Ｓ{123}<634>方位、Ｃ{112}<111>方位といった圧延集合組織が発達することが知られている。これらの方位は、特に45°方向のランクフォード(r)値を高めることがTaylor理論から予想される。しかし、冷間圧延材は伸びが低く、絞り加工のようなプレス成形性は再結晶させた軟質板よりも劣る。理想的には伸びが高く、圧延集合組織を優先方位とする板材が得られれば、成形性に優れた特性を示すものと期待される。
【特許文献１】特開平７−３１０１５３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
発明者らは、Ａｌ−Ｍｇ系（５０００系）の非熱処理型アルミニウム合金をベース合金として、延性向上のために、最終熱処理を施しても圧延集合組織が優先方位として維持されるアルミニウム合金板材を得るために、合金成分と製造条件の組み合わせについて試験、検討を行った結果、ＭｎとＺｒ、Ｃｒの添加、熱間圧延条件の制御が、熱的に安定な圧延集合組織を得るために有効であることを見出した。
【０００９】
本発明は、上記の知見に基いてさらに検討を重ねた結果としてなされたものであり、その目的は、延性向上のために最終熱処理を施しても、圧延集合組織が優先方位となり、１以上の平均ランクフォード(r)値を得ることを可能とする絞り成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ系合金板材およびその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
上記の目的を達成するための請求項１による絞り成形性に優れたアルミニウム合金板材は、Ｍｇ：3.5〜7.0％、Ｍｎ：0.30〜0.8％を含み，さらに、Zr：0.1〜0.3％、Cr: 0.1〜0.3％のうちの１種又は２種を含み、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなる組成を有し、均質化処理後、熱間圧延し、あるいは均質化処理後、熱間圧延および冷間圧延して得られたＡｌ−Ｍｇ系合金板材であって、圧延集合組織の結晶方位分布関数(ODF)が方位密度10以上、結晶方位差15°以下の小角粒界の比率が60％以上で、平均ランクフォード(r)値が1.0以上であることを特徴とする。
【００１１】
請求項２による絞り成形性に優れたアルミニウム合金板材の製造方法は、請求項１記載の組成を有するＡｌ−Ｍｇ系合金を均質化処理後、350〜550℃の温度範囲、圧延時の平均ひずみ速度20/s以下で熱間圧延することを特徴とする。
【００１２】
請求項３による絞り成形性に優れたアルミニウム合金板材の製造方法は、請求項２において、前記熱間圧延後、更に5％以内の加工度で冷間圧延することを特徴とする。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、延性向上のために最終熱処理を施しても、圧延集合組織が優先方位となり、１以上の平均ランクフォード(r)値を得ることを可能とする絞り成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ系合金板材およびその製造方法が提供される。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
まず、本発明の成分組成について説明すると、Ｍｇは、本発明のＡｌ−Ｍｇ系合金の主要添加元素であり、強度と延性を向上させるよう機能する。Ｍｇ量が3.5％未満では従来材(5083合金)並みの強度が得難く、また、伸びも20％を下回り、十分な延性が得られない。Ｍｇ量が7.0％を越えると鋳造不良（鋳塊表層部の肌荒れ等）を生じ易くなり、量産性が低下する。
【００１５】
Ｍｎは、熱的に安定な圧延集合組織を形成させるために必要な添加元素で、高温での圧延中にＡｌ−Ｍｎ系化合物を形成し、転位の移動を抑制することにより不動転位の形成を促進させる。不動転位は熱的に非常に安定で、高温で熱処理を行ってもCube方位は形成されず、圧延集合組織が維持される。
【００１６】
Ｍｎ量が0.30％未満では不動転位を形成する効果が小さく、高温熱処理後に再結晶して圧延集合組織の方位密度が低下する。Ｍｎ量が0.8％を越えると圧延加工性が劣化して耳割れ等が発生し易くなり、生産性が低下する。
【００１７】
Ｚｒは、Ｍｎとともに熱的に安定な圧延集合組織を形成させるために必要な添加元素であり、均質化処理や圧延中に微細なAl3Zr化合物を形成し、転位の移動を抑制することにより、不動転位の形成を促進させる。
【００１８】
Ｚｒ量が0.1％未満では不動転位を形成する効果が小さく、溶体化処理後に再結晶して圧延集合組織の方位密度が低下する。Zr量が0.3％を越えると造塊時に粗大なAl-Zr系化合物が形成して成形時の割れの起点となる。また、転位の移動の抑制効果も飽和してあまり変わらない。
【００１９】
Ｃｒは、Ｚｒ、Ｍｎとともに熱的に安定な圧延集合組織を形成させるために必要な添加元素であり、特に圧延中に微細なAl-Cr系化合物を形成して、転位の移動を抑制することにより不動転位の形成を促進させる。
【００２０】
Ｃｒ量が0.1％未満では不動転位を形成する効果が小さく、溶体化処理後に再結晶して圧延集合組織の方位密度が低下する。Ｃｒ量が0.3％を越えると造塊時に粗大なＡｌ−Ｃｒ系化合物が形成し、成形時の割れの起点になる。また、転位の移動の抑制効果も飽和してあまり変わらない。
【００２１】
圧延集合組織の形成は、前記のように、特に45°方向のランクフォード(r)値を向上させるが、その方位密度が10未満では、平均ランクフォード(r)値を1以上にすることが難しい。
【００２２】
熱的に安定な圧延集合組織を形成、維持させた場合、通常の再結晶粒組織ではなく、微細なサブグレイン組織となる。サブグレイン組織は隣り合う結晶粒の方位差（ミスオリエンテーション）が小さく、その方位差はＳＥＭ−ＥＢＳＰ法で測定される。ミスオリエンテーションは、図１に示すように、隣り合う結晶粒（結晶粒１、結晶粒２）の共通回転軸に対して、何°の方位差（θ）があるかを示すものであり、一般に、15°以下の粒界を小角粒界と呼ぶ。
【００２３】
本発明材の場合、小角粒界の比率が高くなることが特徴である。また、結晶粒径が小さくなるほど材料強度が上昇することはHall-Petchの経験則として知られている。本発明材は微細なサブグレイン組織であり、従来材よりも強度が高くなる傾向にある。この傾向は200〜300℃以下の温度域でも同じで、この温度域での絞り加工にも有効に作用する特性である。
【００２４】
通常のアルミニウム合金板材は、合金系によらず、溶体化処理後等の軟質状態においては、その平均ランクフォード（r）値が0.6-0.8の範囲となる。平均ランクフォード(r)値が1を越えるＡｌ−Ｍｇ系合金板材は報告例がない。ランクフォード(r)値が高い場合、板厚変形が小さくなることを意味し、ネッキングが起こり難くなることを示している。このためランクフォード(r)値が高い材料は絞り成形に優れる。本発明材では従来のアルミニウム板材が達成できなかった高ランクフォード(r)値化を実現することに特徴がある。
【００２５】
熱的に安定な圧延集合組織を形成するためには、圧延中のＡｌ−Ｍｎ系およびＡｌ−Ｚｒ系化合物形成を利用する必要がある。そのため、圧延温度は３５０〜５００℃の温度域で行うのが好ましい。圧延温度が350℃未満ではＡｌ−Ｍｎ系およびＡｌ−Ｚｒ系化合物の形成が遅れ、転位の移動（回復）が生じ易く、結果として最終熱処理後の圧延集合組織の方位密度が低下する。550℃を越えると圧延中に再結晶し易くなり、圧延集合組織の方位密度が低下する。
【００２６】
熱間圧延時のひずみ速度も、熱的安定な圧延集合組織形成に影響する。ＭｎやＺｒはＡｌマトリックス中の拡散速度がＭｇ等に比べると遅く、圧延時のひずみ速度が速い場合にはＡｌ−Ｍｎ系およびＡｌ−Ｚｒ系化合物の形成よりも転位の移動（回復）が優先的に起こり、結果として圧延集合組織の方位密度が低下する。特にひずみ速度が20/sを越えると、圧延集合組織の方位密度低下が顕著になる。
【００２７】
本発明によるアルミニウム合金板材は、上記の熱間圧延のみで最終板厚まで仕上げることができる。ただし、一般的には、熱間圧延の板厚制御の精度が十分でないことが多いため、所定の板厚に仕上げるためには冷間圧延を利用する必要がある。
【００２８】
しかしながら、冷間圧延を施すと、その後の熱処理で再結晶し易くなる。これは冷間圧延によって再結晶の駆動力となる歪みが蓄積するためである。本発明によるアルミニウム合金板材においては、冷間圧延量が５％以下であれば、これに続く熱処理時の再結晶を抑制することができ、圧延集合組織の高い方位密度を維持できる。冷間圧延量が５％を越えると熱処理時の再結晶が誘発され易くなり、結果的に平均ランクフォード(r)値が1を下回ることになる。
【実施例】
【００２９】
以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明し、本発明の効果を実証する。これらの実施例は本発明の一実施態様を示すものであって、本発明はこれらに限定されるものではない。
【００３０】
表１に示す組成を有するアルミニウム合金を造塊し、得られた鋳塊について、465℃で１２ｈの均質化処理を行った。均質化処理した鋳塊を厚さ30ｍｍに調製し、最終板厚1ｍｍに仕上げた。均質化処理後の圧延条件を表２に示す。なお、従来材のＫ(５０８３合金)は、通常の熱間圧延-冷間圧延-中間熱処理-冷間圧延工程に従って製造した。
【００３１】
すべての合金は、圧延後、延性向上のための熱処理（３５０℃で１ｈ加熱処理）を行って試験材１〜１７とし、得られた試験材について、以下の測定、評価を行った。結果を表２に示す。
【００３２】
圧延集合組織調査：Ｘ線回折により、試験材の板表面の極点図を得る。（２００）、（２２０）、（１１１）、面からの回折による３つの極点図をもとに、Ｂｕｎｇｅが提唱した級数展開法により結晶方位分布密度（ＯＤＦ）を決定し、決定されたＯＤＦから圧延集合組織であるＢｒａｓｓ方位（{０１１}<２１１>方位）の方位密度を測定する。
【００３３】
引張試験：圧延方向に対して、０°、４５°、９０°方向にＪＩＳ  ５号引張試験片を採取し、耐力、引張り強さ、伸びを測定するとともに、１０％引張り量でのランクフォード(r)値を測定した。耐力、引張り強さ、伸びについては、０°、４５°、９０°方向の平均値、ランクフォード(r)値については、ＪＩＳ  Ｚ２２５４に準じて、０°、４５°、９０°方向の加重平均値で評価した。
【００３４】
小角粒界比率の測定：ＳＥＭ−ＥＢＳＰ法で測定した方位差分布から求めた。
【００３５】
【表１】
2006316332.tif 000003
【００３６】
【表２】
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【００３７】
表２にみられるように、本発明に従う試験材１〜８はいずれも、圧延集合組織の方位密度が高く、平均ランクフォード(r)値が１を超えており、良好な絞り成形性を有することを示している。
【００３８】
これに対して、試験材９は、熱間圧延終了温度が低いため、熱処理後のBrass方位密度が低くなり、平均ランクフォード(r)値が1未満となっている。試験材１０は、熱間圧延時のひずみ速度が大きすぎるため、熱処理後のBrass方位密度が低くなり、平均ランクフォード(r)値が1未満となった。試験材１１は、熱間圧延後の冷間圧延量が５％を超えたため、熱処理時に再結晶が誘発されてBrass方位密度が低くなり、平均ランクフォード(r)値が1未満となった。
【００３９】
試験材１２は、Ｚｒが含有量が少ないため、熱処理時に再結晶が誘発されてBrass方位密度が低くなり、平均ランクフォード(r)値が1未満となった。試験材１３は、Ｚｒ、Ｃｒの含有量がが少ないため、熱処理時に再結晶が誘発されてBrass方位密度が低くなり、平均ランクフォード(r)値が1未満となった。試験材１４は、Ｍｎ含有量が少ないため、熱処理時に再結晶が誘発されてBrass方位密度が低くなり、平均ランクフォード(r)値が1未満となった。
【００４０】
試験材１５は、Ｍｇ含有量が少ないため、従来材よりも強度が低くなっている。試験材１６は、Ｍｎ含有量が少ないため、熱処理時に再結晶が誘発されてBrass方位密度が低くなり、平均ランクフォード(r)値が1未満となった。試験材１７は、従来の５０８３合金板材であり、平均ランクフォード(r)値が１未満となっている。
【図面の簡単な説明】
【００４１】
【図１】結晶粒の方位差（ミスオリエンテーション）を説明するための図である。
【図１】
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