(57)【要約】【課題】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を提供する。【解決手段】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、３０％以上の全伸びと、５５ＭＰａ以上の０．０１％耐力と、公称歪が１０％及び１５％の２点における０．２０未満の加工硬化指数ｎ値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。【選択図】図１
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【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、３０％以上の全伸びと、５５ＭＰａ以上の０．０１％耐力と、公称歪が１０％及び１５％の２点における０．２０未満の加工硬化指数ｎ値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。
【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、例えば電子機器筐体、電子部品、輸送機器部品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】
電子機器筐体、電子部品、輸送機器部品等において、軽量化を主目的とする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には、成形品とした際に十分な強度、及び複雑な形状への加工を可能にする高い成形性が要求される。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強度の面では必ずしも十分ではない。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】
【特許文献１】特許第３７９１３３７号公報
【特許文献２】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し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、３０％以上の全伸びと、５５ＭＰａ以上の０．０１％耐力と、公称歪が１０％及び１５％の２点における０．２０未満の加工硬化指数ｎ値と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。
【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：０．００５〜０．１００ｍａｓｓ％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。
【発明の効果】
【０００８】
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、例えば電子機器筐体、電子部品、輸送機器部品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】
【０００９】
【図１】塗装焼付後の０．０１％耐力及び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】
【００１０】
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。
【００１１】
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。
【００１２】
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、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１．００〜２．２０％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。
【００１３】
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、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。
【００１４】
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。
【００１５】
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。
【００１６】
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。
【００１７】
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。
【００１８】
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、０．０１％耐力、ならびに、公称歪が１０％及び１５％の２点における加工硬化指数ｎ値）について説明する。
【００１９】
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３０％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電子機器筐体等へ適用する場合、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３０％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、３０％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３４％以上であるのが好ましい。
【００２０】
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。
【００２１】
２−２．圧延方向に対して０°、４５°及び９０°の方向における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、電子機器筐体の重要な要求特性の１つである耐デント性（へこみのような塑性変形に耐える強度）の場合、限界デント荷重をＤ（ｋｇｆ）、板厚をＴ（ｍｍ）、降伏応力をＹ（ＭＰａ）としたとき、限界デント荷重ＤがＤ＝Ｙ×Ｔ２の一般式で表わされることが知られているが、アルミニウム合金の場合においては、この降伏応力Ｙには０．２％耐力を用いるのが一般的である。
【００２２】
一方で、本発明者らが検討したところ、本発明で用いるＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系アルミニウム合金では、０．２％耐力ではなく０．０１％耐力の使用が適当であることが判明した。図１は本発明で測定した塗装焼付後の０．０１％耐力及び塗装焼付後の０．２％耐力（横軸）に対して限界デント荷重（縦軸）をプロットしたものである。上述のデント荷重の一般式であるＤ＝Ｙ×Ｔ２によれば、板厚Ｔは全て１．４ｍｍで統一されていることから、デント荷重Ｄは降伏応力Ｙと正の相関関係を示すことになる。
【００２３】
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。
【００２４】
電子機器筐体等へ適用する場合、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０．０１％耐力を５５ＭＰａ以上と規定する。これら全方向における０．０１％耐力の少なくとも一つが５５ＭＰａ未満では、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０．０１％耐力が５５ＭＰａ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０．０１％耐力が６０ＭＰａ以上であるのが好ましい。
【００２５】
これら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１００ＭＰａ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。
【００２６】
ここで、上述の耐デント性は電子機器筐体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１％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。
【００２７】
２−３．圧延方向に対して０°、４５°及び９０°の方向における加工硬化指数ｎ値
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、公称歪が１０％及び１５％の２点の加工硬化指数ｎ値を０．２０未満と規定する。後述するように、０．０１％耐力を向上させるために軟化熱焼鈍工程後にスキンパス圧延工程を実施するが、このスキンパス圧延工程における歪付与によって適切な歪量を導入することができ、公称歪が１０％及び１５％の２点で計算した加工硬化指数ｎ値を０．２０未満とするものである。このようにして得られる上記全方向の少なくとも一つの加工硬化指数ｎ値が０．２０以上の場合には、０．０１％耐力が不足となる。従って、上記全方向における加工硬化指数ｎ値が０．２０未満である必要がある。より確実に０．０１％耐力を本発明で規定する範囲内とする場合には、上記全方向の加工硬化指数ｎ値が０．１７未満であるのが好ましい。
【００２８】
この加工硬化指数ｎ値の下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、本発明では下限値を０．０５とする。なお、ｎ値はＪＩＳＺ２２５３に準拠して測定される。
【００２９】
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、鋳造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し、軟化処理した圧延板に４〜１０％のスキンパス圧延を実施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。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。
【００３０】
３．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。
【００３１】
４．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。
【００３２】
均質化処理は、３８０〜６２０℃の温度で１〜２４時間の加熱処理によって行われる。処理温度が６２０℃を超えると、Ｆｅの過度な析出により０．０１％耐力が低下する。一方、均材料特性の観点では、質化処理の省略も可能なように、均質化処理の温度の下限は室温以上であればよい。しかしながら、処理温度が３８０℃未満では均質化処理の効果が十分に発揮されず、均質化処理を省略した場合とほぼ同等の材料特性となる。以上により、均質化処理を実施する場合は、処理温度を３８０〜６２０℃とする。なお、処理温度は、好ましくは３８０〜５５０℃である。
【００３３】
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。
【００３４】
５．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、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。
【００３５】
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。
【００３６】
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。
【００３７】
６．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。
【００３８】
７．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。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。また、好ましい処理時間は、０〜０．５分である。
【００３９】
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。
【００４０】
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、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、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。
【００４１】
８．スキンパス圧延工程
軟化熱処理工程に続いて、圧延板に４〜１０％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実施する。このスキンパス圧延は、０．０１％耐力の向上を主な目的とするものである。スキンパス圧延における圧下率が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１０％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４〜１０％の範囲とする。強度と伸びのバランスを考慮すると、スキンパス圧延における圧下率は好ましくは４〜７％である。
【００４２】
なお、本発明ではスキンパス圧延効果の検討の一貫として、一軸引張による代替試験も実施した。具体的には、スキンパス圧延の代わりに一軸の引張歪を付与し、その効果の検証を行った。なお、下記式（１）、（２）より、圧延による相当ひずみと一軸引張による相当ひずみ量が等価になる、圧延率と公称ひずみを求め試験を実施した。計算結果を表１に示す。
ε１＝（−２／√３）×｛ｌｎ（１−ｒ／１００）｝・・・（１）
ε２＝ｌｎ（e＋１）・・・（２）
ここで、ε１：圧延の相当ひずみ、ｒ：圧延率、ε２：一軸引張の相当ひずみ、e：一軸引張の公称ひずみ、である。
【００４３】
【表１】
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【００４４】
材料特性の検証としては、一軸引張での歪付与でも代替可能ではあるが、工業製品としての量産性を考慮すると一軸引張では生産性の低下が問題となる。
【００４５】
なお、スキンパス圧延以外の方法としては、ローラーレベラーやテンションレベラー等を用いる方法も挙げられる。しかしながら、これらのレベラーを用いる歪付与では、０．０１％耐力を向上させる効果がほとんど得られない。従って、本発明ではスキンパス圧延による歪付与を採用するものである。
【００４６】
スキンパス圧延と上記レベラーを用いた歪付与において、その効果が異なる詳細な理由については不明であるが、上記レベラーでは板厚表面付近にのみ歪が集中するのに対して、スキンパス圧延では板厚全体に歪を付与し易いことが影響している可能性がある。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。
【実施例】
【００４７】
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。
【００４８】
表２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３、４に示す条件で均質化処理を行った。なお、表２において、「−」は検出限界未満を示す。表３、４中の均質化処理の欄が「なし」と記載されるものは、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３、４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直接冷却し、表３、４に示す条件で熱間圧延を行った。
【００４９】
【表２】
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【００５０】
【表３】
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【００５１】
【表４】
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【００５２】
熱間圧延の後に、中間焼鈍を行うことなく表３、４に示す圧下率で冷間圧延を行ない、次いで、表３、４に示す条件で軟化熱処理を行い、続いて表３、４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３、４に示す。なお、一部の実施例については、その最終圧延板の状態から表３、４に示す一軸歪を引張試験によって付与した。この目的は、上述した通りスキンパス圧延の代替を目的とするものである。
【００５３】
また、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。
【００５４】
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、０．０１％耐力、参考として０．２％耐力、ならびに、公称歪が１０％及び１５％の２点における加工硬化指数ｎ値を測定した。なお、全伸び、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、ｎ値については、測定した３方向のうち最も高い数値を表３、４に示す。
【００５５】
表３、４に示すように、発明例Ａ１〜Ａ４４では、本発明で規定する全伸び、０．０１％耐力及びｎ値を満たし、良好な成形性と機械的特性を兼備している。
【００５６】
これに対して、Ｂ６、Ｂ１３を除く比較例Ｂ１〜Ｂ５、Ｂ７〜Ｂ１２では、本発明で規定する本発明で規定する全伸び、０．０１％耐力及びｎ値の少なくともいずれかが劣っていた。また、Ｂ１４、１６では、アルミニウム合金板の製造が困難であった。なお、Ｂ６、Ｂ１３では、機械的特性は本発明で規定される範囲内にはあるものの、耐リジング性が不足しているため比較例となっている。
【００５７】
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、スキンパス圧延も実施されておらず、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、０．０１％耐力が低下した。
【００５８】
比較例Ｂ２、Ｂ３では、Ｆｅの含有量が少なく、スキンパス圧延及びその代替工程も実施されておらず、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、０．０１％耐力が低下した。
【００５９】
比較例Ｂ４では、Ｍｎの含有量が少なく、スキンパス圧延及びその代替工程も実施されておらず、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、０．０１％耐力が低下した。
【００６０】
比較例Ｂ１６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。
【００６１】
比較例Ｂ１５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。
【００６２】
比較例Ｂ５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出来なかった。
【００６３】
比較例Ｂ７及びＢ１０〜１２では、スキンパス圧延及びその代替工程を実施しておらず、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、０．０１％耐力が低下した。
【００６４】
比較例Ｂ８では、スキンパス圧延の代替工程での歪付与率が高く、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、全伸びが低下した。なお、ｎ値測定では、測定範囲が均一変形領域を外れたため、正確な測定が出来なかった。
【００６５】
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。
【００６６】
比較例Ｂ１４では、熱間圧延開始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。
【００６７】
実施例２（耐デント性評価）
表３、４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５に示す。表５では、表３、４の項目に限界デント荷重を追記した。表５に示す、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、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５】
2019206736.tif 000007
【００６９】
実施例３（リジングマーク評価）
表３、４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％（１％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６に示す。表６では、表３、４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６】
2019206736.tif 000008
【００７１】
なお、スキンパス圧延の代替として一軸歪を付与した実施例においては、リジングマーク評価には、元の最終圧延板の圧延方向に対して０°方向に一軸歪を付与したものを使用した。つまり、まず、０°方向にスキンパス圧延の代替工程として所定の歪を付与した後に、リジングマーク評価のために９０°方向に所定の歪を付与した。
【００７２】
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Ｂ６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１％以上３％未満の向上効果があったものを○、３％以上の向上効果があったものを◎、１％未満の向上効果であったものを×とした。
【００７３】
表６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。
【００７４】
Ａ１〜３、Ａ５、Ａ１４、Ａ２０、Ａ２４、Ａ３０、Ａ３６〜Ａ３８、Ａ４１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において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。
【００７５】
Ａ２８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内であるが、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。
【００７６】
Ａ３３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。
【００７７】
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。
【００７８】
Ｂ１３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。
【００７９】
なお、基準としたＢ６は、熱間圧延の条件は本発明で規定する範囲内であるが、Ｍｎ含有量が本発明で規定する範囲より少ないため、発明例に比べて耐リジング性が劣った。
【産業上の利用可能性】
【００８０】
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】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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