(57)【要約】【課題】高い強度と優れた形状凍結性とを両立することができるアルミニウム合金板及びその製造方法を提供する。【解決手段】アルミニウム合金板は、Ｓｉ：０．３０〜１．２質量％、Ｍｇ：０．３０〜０．７０質量％、Ｃｕ：０．２０質量％以下、Ｍｎ：０．０８質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有している。耐力は２１０〜２６０ＭＰａであり、結晶方位分布関数の最大値は１０以下である。【選択図】図４
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｓｉ：０．３０〜１．２質量％、Ｍｇ：０．３０〜０．７０質量％、Ｃｕ：０．２０質量％以下、Ｍｎ：０．０８質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有し、
耐力が２１０〜２６０ＭＰａであり、
結晶方位分布関数の最大値が１０以下である、
アルミニウム合金板。
【請求項２】
前記アルミニウム合金板に内側曲げ半径が１０．０ｍｍ、曲げ角度が９０°となるようにプレス加工を施して、圧延方向に延設された屈曲部を形成した後のスプリングバック量をΔθ0、圧延方向に対して４５°方向に延設された屈曲部を形成した後のスプリングバック量をΔθ45、圧延直角方向に延設された屈曲部を形成した後のスプリングバック量をΔθ90とした場合に、スプリングバック量の平均値Δθave（但し、Δθave＝（Δθ0＋２Δθ45＋Δθ90）／４）が１１．０°以下となる特性を有している、請求項１に記載のアルミニウム合金板。
【請求項３】
前記スプリングバック量Δθ0、Δθ45及びΔθ90が１１．０°以下となる特性を有している、請求項２に記載のアルミニウム合金板。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれか１項に記載のアルミニウム合金板の製造方法であって、
前記化学成分を備えた鋳塊を作製し、
前記鋳塊に、終了時の板温度が３００℃未満となる条件で熱間圧延を行って圧延板を作製し、
前記圧延板を３００〜５００℃の温度に１〜５時間保持して中間熱処理を行い、
その後、前記圧延板に冷間圧延を行い、
前記圧延板を加熱して溶体化処理を行う、
アルミニウム合金板の製造方法。
【請求項５】
請求項１〜３のいずれか１項に記載のアルミニウム合金板の製造方法であって、
前記化学成分を備えた鋳塊を作製し、
前記鋳塊に、終了時の板温度が３００℃以上となる条件で熱間圧延を行って圧延板を作製し、
前記圧延板に冷間圧延を行い、
その後、前記圧延板を加熱して溶体化処理を行う、
アルミニウム合金板の製造方法。
【請求項６】
前記熱間圧延を行って前記圧延板を作製した後、前記冷間圧延を行う前に、更に、前記圧延板を３００〜５００℃の温度に１〜５時間保持して中間熱処理を行う、請求項５に記載の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、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】
アルミニウム合金板は、車両用パネルや容器の種々の用途に使用されている。アルミニウム合金板を製品の形状に成形する際には、プレス加工が施されることが多い。プレス加工が施された後のアルミニウム製品には、製品のデザインや機能を満足するため、高い寸法精度が要求される。しかし、アルミニウム合金板のプレス加工においては、プレス圧を除荷する過程でアルミニウム合金板がスプリングバックによって変形し、プレス圧が加わっている状態の形状とは異なる形状となる。
【０００３】
しかし、スプリングバック量が大きくなると、プレス加工後のアルミニウム製品の形状が所望の形状とは異なる形状になりやすい。それ故、プレス加工を施すためのアルミニウム合金板としては、形状凍結性、つまり、プレス圧を除荷した後に、プレス圧が加わっている状態の形状を維持する特性に優れている、比較的強度の低いアルミニウム合金板が多用されている。
【０００４】
近年では、アルミニウム合金板の肉厚を薄くして製品の軽量化を図るため、プレス加工を施すためのアルミニウム合金板としてより強度の高いアルミニウム合金板を使用することが望まれている。例えば、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ（アルミニウム−マグネシウム−シリコン）系アルミニウム合金は、アルミニウム合金の中でも中程度の強度を有しており、アルミニウム合金板の薄肉化のために有効である。
【０００５】
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板は、従来、自動車用外板として使用されている。この種の用途においては、均質化処理後のアルミニウム鋳塊に熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理を順次行うことにより、プレス成形性及びヘム加工性の向上を図っている（例えば、特許文献１）。また、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板は、いわゆるベークハード性を有している。そのため、プレス加工後の塗装焼き付け工程においてＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を加熱することにより、プレス加工時に比べて強度を向上させることができる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００３−１７１７２６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
従来のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板は、アルミニウム合金の中でも中程度の強度を有しているため、スプリングバック量が比較的大きい。また、従来のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板は、塗装焼き付け工程において加熱した際に、加熱前の形状、即ち、プレス圧を除荷した後の形状から更に変形しやすい。このように、従来のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板は、プレス圧が加わっている状態の形状からスプリングバックによって変形した後、更に塗装焼き付け工程での加熱によって変形することにより、プレス圧が加わっている状態の形状からの変形量がより大きくなりやすい。
【０００８】
また、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の用途によっては、溶体化処理の後、更に時効処理を行ってＴ６調質材とし、強度を向上させた後にプレス加工を施すこともある。しかし、スプリングバック量はプレス加工時の板材の強度が高いほど大きくなるため、Ｔ６調質材は、時効処理を行わないＴ４調質材等よりもスプリングバック量が大きくなりやすい。
【０００９】
このように、従来のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板においては、最終的に得られるアルミニウム製品の形状が、スプリングバックや塗装焼き付け工程での加熱によってプレス圧が加わっている状態の形状から変形しやすい。これらの問題を回避するため、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の形状凍結性をより向上させることが望まれている。
【００１０】
本発明は、かかる背景に鑑みてなされたものであり、高い強度と優れた形状凍結性とを両立することができるアルミニウム合金板及びその製造方法を提供しようとするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明の一態様は、Ｓｉ（シリコン）：０．３０〜１．２質量％、Ｍｇ（マグネシウム）：０．３０〜０．７０質量％、Ｃｕ（銅）：０．２０質量％以下、Ｍｎ（マンガン）：０．０８質量％以下を含有し、残部がＡｌ（アルミニウム）及び不可避的不純物からなる化学成分を有し、
耐力が２１０〜２６０ＭＰａであり、
結晶方位分布関数の最大値が１０以下である、
アルミニウム合金板にある。
【発明の効果】
【００１２】
前記アルミニウム合金板は、少なくとも、前記特定の化学成分を有していることにより、前記特定の範囲の耐力を備え、かつ、結晶方位分布関数の最大値を１０以下とすることができる。前記特定の範囲の耐力を備えたアルミニウム合金板は、強度を確保しつつ肉厚をより薄くすることができる。
【００１３】
また、前記アルミニウム合金板における結晶方位分布関数の最大値は１０以下である。即ち、前記アルミニウム合金板中に存在する結晶方位の方位密度は、いずれの結晶方位においてもランダム方位試料の１０倍以下であり、結晶方位の存在比率の偏りが比較的小さくなっている。このように、前記アルミニウム合金板における結晶方位の存在比率の偏りを小さくすることにより、スプリングバック量を小さくし、形状凍結性を向上させることができる。
【００１４】
それ故、前記アルミニウム合金板によれば、高い強度と優れた形状凍結性とを両立することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】実施例に示す形状凍結性の評価における、Ｖブロック上に試験片を載置した状態の側面図である。
【図２】実施例に示す形状凍結性の評価における、試験片をツールで押し込んだ状態の側面図である。
【図３】実施例における、プレス加工後の試験片の側面図である。
【図４】実施例における、曲げ角度θの測定方法を示す側面図である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
前記アルミニウム合金板における化学成分及び特性の限定理由について、以下に説明する。
【００１７】
・Ｓｉ（シリコン）：０．３０〜１．２０質量％
Ｓｉの一部はＡｌ母相中に固溶し、固溶硬化によりアルミニウム合金板の強度を向上させる作用を有する。また、Ｓｉは、ＭｇとともにＭｇ2Ｓｉなどの析出物を形成し、析出硬化によりアルミニウム合金板の強度を向上させる作用を有する。Ｓｉの含有量を前記特定の範囲とすることにより、アルミニウム合金板の強度を適度な範囲に制御することができる。その結果、高い強度を有し、かつ、形状凍結性に優れたアルミニウム合金板を得ることができる。
【００１８】
Ｓｉの含有量が０．３０質量％未満の場合には、アルミニウム合金板の強度が低くなるおそれがある。また、この場合には、アルミニウム合金板の延性が低下するため、プレス加工における成形性の悪化を招くおそれもある。一方、Ｓｉの含有量が１．２０質量％を超える場合には、アルミニウム合金板の強度が過度に上昇し、スプリングバック量の増大を招くおそれがある。その結果、形状凍結性の悪化を招くおそれがある。
【００１９】
・Ｍｇ（マグネシウム）：０．３０〜０．７０質量％
Ｍｇの一部はＡｌ母相中に固溶し、固溶硬化によりアルミニウム合金板の強度を向上させる作用を有する。また、Ｍｇは、前述したように、ＳｉとともにＭｇ2Ｓｉなどの析出物を形成し、析出硬化によりアルミニウム合金板の強度を向上させる作用を有する。Ｍｇの含有量を前記特定の範囲とすることにより、アルミニウム合金板の強度を適度な範囲に制御することができる。その結果、高い強度を有し、かつ、形状凍結性に優れたアルミニウム合金板を得ることができる。
【００２０】
Ｍｇの含有量が０．３０質量％未満の場合には、アルミニウム合金板の強度が低くなるおそれがある。また、この場合には、アルミニウム合金板中にＣｕｂｅ方位を優先方位とする集合組織が生じやすくなる。その結果、形状凍結性の悪化を招くおそれもある。一方、Ｍｇの含有量が０．７０質量％を超える場合には、アルミニウム合金板の強度が過度に上昇し、スプリングバック量の増大を招くおそれがある。その結果、形状凍結性の悪化を招くおそれがある。
【００２１】
・Ｃｕ（銅）：０．２０質量％以下
前記アルミニウム合金板は、任意成分として、０．２０質量％以下のＣｕを含んでいてもよい。Ｃｕは、析出硬化によってアルミニウム合金板の強度を向上させる作用を有している。それ故、Ｃｕの含有量を多くすることにより、アルミニウム合金板の強度を向上させることができる。しかし、前述したように、アルミニウム合金板の強度が過度に高くなると、スプリングバック量の増大を招き、ひいては形状凍結性の悪化を招くおそれがある。従って、形状凍結性の悪化を回避しつつアルミニウム合金板の強度を高くする観点から、Ｃｕの含有量は０．２０質量％以下とする。
【００２２】
前記アルミニウム合金板の強度の観点からは、前記アルミニウム合金板中にＣｕが含まれていなくてもよい。しかし、この場合には、アルミニウム合金板の作製に当たって高純度の地金を使用する必要があり、材料コストの増大を招くおそれがある。Ｃｕの含有量を０．０１０質量％以上とすることにより、一般的な純度の地金やスクラップ材を用いて前記アルミニウム合金板を作製することができる。これにより、材料コストの増大を回避することができる。
【００２３】
・Ｍｎ（マンガン）：０．０８０質量％以下
前記アルミニウム合金板は、任意成分として、０．０８０質量％以下のＭｎを含んでいてもよい。Ｍｎは、固溶硬化によって前記アルミニウム合金板の強度を向上させる作用を有している。その一方で、Ｍｎは、溶体化処理においてＧｏｓｓ方位の形成を促進する作用を有している。そのため、Ｍｎの含有量が過度に多くなると、溶体化処理においてＧｏｓｓ方位を優先方位とする集合組織が生じやすくなり、形状凍結性の悪化を招くおそれがある。
【００２４】
前記アルミニウム合金板中のＭｎの含有量を０．０８０質量％以下とすることにより、溶体化処理時の集合組織の形成を抑制し、形状凍結性の悪化を回避することができる。同様の観点からは、前記アルミニウム合金板中のＭｎの含有量を０．０７０質量％未満とすることが好ましい。
【００２５】
優先方位の形成をより効果的に抑制する観点からは、前記アルミニウム合金板中のＭｎの含有量が少ないほど好ましい。しかし、Ｍｎを含まないアルミニウム合金板を作製するためには、高純度の地金を使用する必要があり、材料コストの増大を招くおそれがある。Ｍｎの含有量を０．０１０質量％以上とすることにより、一般的な純度の地金やスクラップ材を用いて前記アルミニウム合金板を作製することができる。これにより、材料コストの増大を回避することができる。
【００２６】
・その他の元素
前記アルミニウム合金板は、更に、任意成分として、Ｆｅ（鉄）、Ｃｒ（クロム）、Ｚｎ（亜鉛）等の元素を含んでいてもよい。これらの元素の含有量は、例えば、Ｆｅ：０．３０質量％以下、Ｃｒ：０．０５０質量％以下、Ｚｎ：０．１０質量％以下とすることができる。
【００２７】
・耐力：２１０〜２６０ＭＰａ
前記アルミニウム合金板は、少なくとも、前記特定の範囲の化学成分を有することにより、前記特定の範囲の耐力を実現することができる。そして、前述したように、前記特定の範囲の耐力を備えたアルミニウム合金板は、強度を確保しつつ肉厚をより薄くすることができる。アルミニウム合金板の耐力が２１０ＭＰａ未満の場合には、強度が不足するため、アルミニウム合金板を薄肉化することが難しい。アルミニウム合金板の耐力が２６０ＭＰａを超える場合には、スプリングバック量が過度に大きくなり、形状凍結性の悪化を招くおそれがある。
【００２８】
・結晶方位分布関数
前記アルミニウム合金板における、結晶方位分布関数の最大値は１０以下である。結晶方位分布関数の最大値が１０以下であるアルミニウム合金板においては、集合組織の形成が抑制されている。これにより、前記アルミニウム合金板の強度を維持しつつ、形状凍結性を向上させることができる。
【００２９】
前記アルミニウム合金板における結晶方位分布関数の最大値の算出方法は、以下のとおりである。まず、反射法によるＸ線回折測定を行い、前記アルミニウム合金板の圧延直角断面（ＬＴ−ＳＴ面）における｛１００｝面、｛１１０｝面、｛１１１｝面の不完全極点図を取得する。得られた極点図の数値データに基づいて結晶方位分布関数（ＯＤＦ）の解析を行い、アルミニウム合金板中に存在する各結晶方位の方位密度を算出する。これと同様の測定及び解析を、ランダム方位試料、つまり、試料中の結晶方位が特定の方向に配向していない試料について実施し、アルミニウム合金板中に存在する各結晶方位の方位密度を算出する。そして、ランダム方位試料の方位密度に対する前記アルミニウム合金板の方位密度の比率の最大値を、結晶方位分布関数の最大値とする。なお、ＯＤＦはＢｕｎｇｅの提唱した級数展開法により偶数項の展開次数を２２次、奇数項の展開次数を１９次として計算した。
【００３０】
・形状凍結性
前記アルミニウム合金板は、内側曲げ半径が１０．０ｍｍ、曲げ角度が９０°となるようにプレス加工を施して圧延方向に延設された屈曲部を形成した後のスプリングバック量をΔθ0、圧延方向に対して４５°方向に延設された屈曲部を形成した後のスプリングバック量をΔθ45、圧延直角方向に延設された屈曲部を形成した後のスプリングバック量をΔθ90とした場合に、スプリングバック量の平均値Δθave（但し、Δθave＝（θ0＋２Δθ45＋Δθ90）／４）が１１．０°以下となる特性を有していることが好ましい。
【００３１】
かかる特性を有するアルミニウム合金板は、スプリングバック量をより低減し、形状凍結性をより向上させることができる。
【００３２】
また、前記アルミニウム合金板は、前記スプリングバック量Δθ0、Δθ45及びΔθ90が１１．０°以下となる特性を有していることが好ましい。この場合にも、スプリングバック量をより低減し、形状凍結性をより向上させることができる。
【００３３】
前記アルミニウム合金板の板厚は、例えば、０．６〜５．０ｍｍとすることができる。スプリングバック量は、アルミニウム合金板の板厚が薄くなるほど大きくなる傾向があるため、前記特定の範囲の板厚を備えた従来のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板においてスプリングバック量を低減することは困難であった。これに対し、前記アルミニウム合金板は、前記特定の範囲の化学成分を備え、かつ、耐力及び結晶方位分布関数の最大値が前記特定の範囲内とすることにより、０．６〜１．０ｍｍという比較的薄い板厚においてもスプリングバック量を低減し、形状凍結性を向上させることができる。
【００３４】
前記アルミニウム合金板は、種々の態様の製造方法により作製することができる。前記アルミニウム合金板の製造方法の第１の態様は、以下のとおりである。
即ち、前記アルミニウム合金板は、前記化学成分を備えた鋳塊を作製し、
前記鋳塊に、終了時の板温度が３００℃未満となる条件で熱間圧延を行って圧延板を作製し、
前記圧延板を３００〜５００℃の温度に加熱して中間熱処理を行い、
その後、前記圧延板に冷間圧延を行い、
前記圧延板を加熱して溶体化処理を行う、
ことにより作製することができる。
【００３５】
鋳塊の作製は、連続鋳造や半連続鋳造等の公知の方法により行うことができる。鋳塊を作製した後、熱間圧延を行う前に、必要に応じて均質化処理を追加して行ってもよい。均質化処理における加熱温度は、例えば５２０〜５８０℃の範囲から適宜設定することができる。また、均質化処理における保持時間は、例えば３〜２４時間の範囲から適宜設定することができる。
【００３６】
得られた鋳塊に、終了時における板温度が３００℃未満となる条件で熱間圧延を行うことにより、再結晶を抑制しつつ圧延板を作製することができる。熱間圧延の後、中間熱処理を行う前に、必要に応じて冷間圧延を追加して行ってもよい。この冷間圧延における圧延条件は特に限定されることはないが、例えば、圧下率を４０〜８０％の範囲から適宜設定することができる。
【００３７】
次に、得られた圧延板を３００〜５００℃の温度に１〜５時間保持して中間熱処理を行う。中間熱処理における加熱温度を前記特定の範囲とすることにより、圧延板を再結晶させることができる。そして、中間熱処理において圧延板を再結晶させることにより、後に行う溶体化処理において結晶方位を無秩序化し、集合組織、即ちいずれかの結晶方位を優先方位とする組織の形成を抑制することができる。その結果、最終的に得られるアルミニウム合金板の形状凍結性を向上させることができる。圧延板の再結晶をより促進し、溶体化処理における集合組織の形成をより効果的に抑制する観点からは、中間熱処理における加熱温度を３３０℃以上とすることが好ましい。
【００３８】
中間熱処理における加熱温度が３００℃未満の場合には、圧延板の再結晶が不十分となり、溶体化処理において集合組織が形成されやすくなるおそれがある。中間熱処理における加熱温度が５００℃を超える場合には、製造コストの増大を招くおそれがある。
【００３９】
中間熱処理を行った後、圧延板に冷間圧延を実施する。この冷間圧延における圧延条件は特に限定されることはないが、例えば、圧下率を４０〜８０％の範囲から適宜設定することができる。
【００４０】
その後、圧延板を加熱して溶体化処理を行う。前述したように、中間熱処理において圧延板を再結晶させた後に冷間圧延及び溶体化処理を行うことにより、集合組織の形成を抑制することができる。その結果、アルミニウム合金板の形状凍結性を向上させることができる。
【００４１】
溶体化処理における加熱温度は、合金成分をＡｌ母相中に固溶させることができる範囲であれば、特に限定されることはない。前記特定の化学成分を有する圧延板においては、例えば、溶体化処理における加熱温度を５２０〜５８０℃の範囲から適宜設定することができる。
【００４２】
以上により、前記アルミニウム合金板を得ることができる。なお、前記アルミニウム合金板の強度及び形状凍結性を損なわない範囲であれば、溶体化処理を行った後、必要に応じて時効処理等の他の処理を施してもよい。
【００４３】
また、前記アルミニウム合金板の製造方法の第２の態様は、以下のとおりである。
即ち、前記アルミニウム合金板は、例えば、前記化学成分を備えた鋳塊を作製し、
前記鋳塊に、終了時の板温度が３００℃以上となる条件で熱間圧延を行って圧延板を作製し、
前記圧延板に冷間圧延を行い、
その後、前記圧延板を加熱して溶体化処理を行う、
ことによっても作製することができる。
【００４４】
前記第２の態様においては、熱間圧延における終了時の板温度を３００℃以上とすることにより、圧延板を再結晶させることができる。これにより、前述した第１の態様における中間熱処理と同様に、後に行う溶体化処理において集合組織の形成を抑制することができる。その結果、前記アルミニウム合金板の形状凍結性を向上させることができる。圧延板の再結晶をより促進し、溶体化処理における集合組織の形成をより効果的に抑制する観点からは、熱間圧延の終了時における板温度を３３０℃以上とすることが好ましい。
【００４５】
前記第２の態様においては、熱間圧延の後、中間熱処理を行わずに冷間圧延を行ってもよい。この場合には、中間熱処理を行う場合に比べて工程数を削減し、製造コストを低減することができる。
【００４６】
また、熱間圧延の後、冷間圧延を行う前に、圧延板を３００〜５００℃の温度に１〜５時間保持して中間熱処理を行ってもよい。この場合には、圧延板の再結晶をより促進し、溶体化処理における集合組織の形成をより効果的に抑制することができる。
【００４７】
冷間圧延を行った後は、前記第１の態様と同様に、圧延板に溶体化処理を行うことにより前記アルミニウム合金板を得ることができる。また、前記アルミニウム合金板の強度及び形状凍結性を損なわない範囲であれば、溶体化処理を行った後、必要に応じて時効処理等の他の処理を施してもよい。
【実施例】
【００４８】
前記アルミニウム合金板及びその製造方法の例を説明する。なお、本発明に係るアルミニウム合金板及びその製造方法の具体的な態様は、以下に示す態様に限定されるものではなく、その趣旨を損なわない範囲で適宜構成を変更することができる。
【００４９】
（実施例１）
本例では、種々の化学成分（表１、合金記号Ａ１〜Ａ８）を有するアルミニウム合金板（表２、試験材Ｂ１〜Ｂ８）を作製し、各試験材の強度及び形状凍結性の評価を行った。試験材の作製方法及び評価方法を以下に説明する。
【００５０】
＜試験材の作製方法＞
表１に示す化学成分（合金記号Ａ１〜Ａ８）を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金の鋳塊を、ＤＣ鋳造によって造塊した。なお、表１中の記号「Ｂａｌ．」は、残余成分（Ｂａｌａｎｃｅ）であることを示す。
【００５１】
得られた鋳塊を５５０℃の温度に６時間保持して均質化処理を行った。その後、開始時の板温度を４５０℃として鋳塊に熱間圧延を施し、板厚２ｍｍの圧延板を作製した。熱間圧延が終了した時点における圧延板の板温度は２００〜２３０℃の範囲内であった。
【００５２】
熱間圧延の後、圧延板を３５０℃の温度に１時間保持して中間熱処理を行った。その後、圧延板に冷間圧延を行い、板厚を０．８０ｍｍにした。冷間圧延の後、圧延板をソルトバスに浸漬して５２０℃の温度に６０秒間保持し、次いで水冷して溶体化処理を行った。その後、圧延板を１７０℃の温度に８時間保持して時効処理を行い、圧延板をＴ６調質材とした。以上により、表２に示すアルミニウム合金板（試験材Ｂ１〜Ｂ８）を得た。
【００５３】
＜結晶方位分布関数の最大値＞
各試験材について反射法によるＸ線回折測定を行い、圧延直角断面（ＬＴ−ＳＴ面）における｛１００｝面、｛１１０｝面、｛１１１｝面の不完全極点図を取得した。得られた極点図の数値データに基づいて結晶方位分布関数（ＯＤＦ）の解析を行い、試験材中に存在する各結晶方位の方位密度を算出した。また、ランダム方位試料として、アルミニウム粉末を使用し、前記と同様の手順によりランダム方位試料中に存在する各結晶方位の方位密度を算出した。なお、ＯＤＦはＢｕｎｇｅの提唱した級数展開法により偶数項の展開次数を２２次、奇数項の展開次数を１９次として計算した。
【００５４】
以上により得られた方位密度を用い、結晶方位ごとに、ランダム方位試料の方位密度に対する試験材の方位密度の比を算出した。そして、方位密度の比のうち最大の値を結晶方位分布関数の最大値として表２に記載した。なお、結晶方位としては、ＣＲ方位、Ｃｕｂｅ方位、Ｇｏｓｓ方位、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位、ＲＷ方位、ＰＰ方位等がある。本評価においては、これらの方位から±１０°以内の方位のずれは同一の方位であるとして方位密度を算出した。ただし、Ｃｏｐｐｅｒ方位及びＳ方位に関しては、±９°以内の方位のずれは同一の方位であるとして方位密度を算出した。
【００５５】
＜耐力＞
各試験材から、長手方向が圧延方向と平行になるようにして、ＪＩＳ  Ｚ２２４１：２０１１に規定される５号試験片を採取した。そして、この試験片を用い、ＪＩＳ  Ｚ２２４１：２０１１の規定に従って引張試験を行い、耐力σ0.2（ＭＰａ）を測定した。各試験材の耐力は、表２に示した通りであった。なお、引張試験は、引張試験機（株式会社島津製作所製「オートグラフ（登録商標）ＡＧ−５０ｋＮＤ」）を用いて行った。試験条件は、ゲージ長さ５０ｍｍ、クロスヘッド速度２ｍｍ／分とした。
【００５６】
＜形状凍結性＞
各試験材から、長手方向が圧延方向に対して０°、４５°、９０°となるようにして、長さ６０ｍｍ、幅２５ｍｍの長方形状試験片を採取した。図１及び図２に示すように、Ｖブロック２をメス型、Ｖブロック２の溝２１に対応する形状を備えたツール３をオス型として、これらの試験片１にプレス加工を行い、スプリングバック量Δθを測定した。
【００５７】
本例において使用したＶブロック２の頂面２２には、図１に示すように、Ｖ字状の溝２１が設けられている。溝２１は、頂面２２に対して４５°傾斜している２枚の平坦な溝側面２１１と、溝側面２１１同士の間に形成された底部２１２とから構成されている。また、溝２１における溝側面２１１同士のなす角度は９０°である。
【００５８】
また、ツール３は、Ｖブロック２の溝２１に対応する三角柱状を呈している。ツール３の先端３１、つまり、溝２１の底部２１２に対応する部分の曲率半径ｒは１０．０ｍｍである。
【００５９】
試験片にプレス加工を施すに当たっては、まず、図１に示すように、Ｖブロック２の頂面２２上に長手方向における試験片１の両端を載置して試験片を溝２１に掛け渡した後、長手方向における試験片１の中央部が溝２１の底部２１２の上方になるように試験片１の位置を調整した。次いで、ツール３を上方から試験片１に押し込み（図１、矢印３０）、図２に示すように試験片１がＶブロック２の溝側面２１１に密着するまでプレス圧を加えた。これにより、試験片１の長手方向における中央に屈曲部１１を形成するとともに、屈曲部１１の両側に平坦部１２を形成した。
【００６０】
試験片１をＶブロック２の溝側面２１１に密着させた後、ツール３を上方に移動させてプレス圧を除荷した。プレス圧が除荷される過程において、試験片１は、その平坦部１２とＶブロック２の溝側面２１１とが密着した状態から（図２参照）、平坦部１２が外方へ広がるようにスプリングバックによって変形した（図３、矢印１２０）。
【００６１】
図３に示すように、プレス加工後の試験片１は、その長手方向の両側に配置された平坦部１２（１２ａ、１２ｂ）と、幅方向に延設され、平坦部１２同士を接続する屈曲部１１とを有している。図４に示す、屈曲部１１の内側の表面１１１の曲率半径Ｒは１０．０ｍｍであった。
【００６２】
プレス加工後の試験片１から、以下の方法によりスプリングバック量Δθを算出した。まず、図４に示すように、試験片１における、一方の平坦部１２ａの内側の表面１２１ａと他方の平坦部１２ｂの内側の表面１２１ｂとのなす角度を測定し、この角度をプレス加工後の試験片１の曲げ角度θとした。そして、プレス加工後の試験片１の曲げ角度θから、試験片１の平坦部がＶブロック２の溝側面２１１に密着した状態の曲げ角度（つまり、９０°）を差し引いた値をスプリングバック量Δθとした。
【００６３】
長手方向が圧延方向に対して０°である長方形状試験片に前記のプレス加工を施した場合には、長方形状試験片の幅方向、つまり、圧延直角方向に延設された屈曲部が形成される。同様に、長手方向が圧延方向に対して４５°である長方形状試験片に前記のプレス加工を施した場合には圧延方向に対して４５°方向に延設された屈曲部が形成され、長手方向が圧延方向に対して９０°である長方形状試験片に前記のプレス加工を施した場合には、圧延方向に延設された屈曲部が形成される。
【００６４】
従って、前述した３種の長方形状試験片にプレス加工を施すことにより、圧延方向に延設された屈曲部を形成した後のスプリングバック量Δθ0（°）、圧延方向に対して４５°方向に延設された屈曲部を形成した後のスプリングバック量Δθ45（°）及び圧延直角方向に延設された屈曲部を形成した後のスプリングバック量Δθ90（°）の値を測定することができる。各試験材におけるΔθ0、Δθ45、Δθ90及びスプリングバック量の平均値Δθave（但し、Δθave＝（Δθ0＋２Δθ45＋Δθ90）／４）は、表２に示した通りであった。
【００６５】
【表１】
2019085635.tif 000003
【００６６】
【表２】
2019085635.tif 000004
【００６７】
表１及び表２に示すように、試験材Ｂ１〜Ｂ４は、前記特定の範囲の化学成分を備えた合金Ａ１〜Ａ４より構成されている。また、これらの試験材の耐力及び結晶方位分布関数の最大値はそれぞれ前記特定の範囲内である。それ故、試験材Ｂ１〜Ｂ４は、圧延方向に延設された屈曲部を形成した場合、圧延方向に対して４５°方向に延設された屈曲部を形成した場合及び圧延直角方向に延設された屈曲部を形成した場合のいずれにおいても、スプリングバック量Δθ0、Δθ45、Δθ90を低減することができた。これらの結果から、試験材Ｂ１〜Ｂ４は、高い強度と優れた形状凍結性と備えていることが理解できる。
【００６８】
試験材Ｂ５は、Ｓｉ量が前記特定の範囲よりも少なかったため、耐力の低下を招いた。
試験材Ｂ６は、Ｓｉ量が前記特定の範囲よりも多かったため、前記特定の範囲よりも耐力が高くなった。その結果、スプリングバック量が増大し、形状凍結性の悪化を招いた。
【００６９】
試験材Ｂ７は、Ｃｕ量及びＭｎ量が前記特定の範囲よりも多かったため、溶体化処理の際に集合組織の形成が促進された。その結果、スプリングバック量が増大し、形状凍結性の悪化を招いた。
試験材Ｂ８は、Ｍｇ量が前記特定の範囲よりも少なかったため、耐力の低下を招いた。
【００７０】
（実施例２）
本例では、中間熱処理の条件を種々変更してアルミニウム合金板（表３、試験材Ｃ１〜Ｃ８）を作製し、各試験材の強度及び形状凍結性の評価を行った。本例では、表１に示す合金Ａ１の鋳塊を作製し、実施例１と同様の条件で均質化処理及び熱間圧延を行った。得られた圧延板に表３に示す条件で中間熱処理を行った後、実施例１と同様の条件で冷間圧延、溶体化処理及び時効処理を行った。以上により、表３に示す試験材Ｃ１〜Ｃ８を得た。
【００７１】
得られた試験材について、実施例１と同様に結晶方位分布関数の最大値の算出、耐力の測定及び形状凍結性の評価を行った。これらの結果は、表３に示した通りであった。
【００７２】
【表３】
2019085635.tif 000005
【００７３】
表３に示したように、前記特定の範囲内の加熱温度で中間熱処理を行った試験材Ｃ１〜Ｃ４は、いずれも、試験材の耐力及び結晶方位分布関数の最大値がそれぞれ前記特定の範囲内となった。そして、これらの試験材は、スプリングバック量Δθ0、Δθ45、Δθ90を低減することができた。これらの結果から、試験材Ｃ１〜Ｃ４は、高い強度と優れた形状凍結性と備えていることが理解できる。
【００７４】
試験材Ｃ５〜Ｃ７は、中間熱処理における加熱温度が前記特定の範囲よりも低かったため、溶体化処理において集合組織の形成が促進された。その結果、スプリングバック量が増大し、形状凍結性の悪化を招いた。
試験材Ｃ８は、中間熱処理を行わなかったため、溶体化処理において集合組織の形成が促進された。その結果、スプリングバック量が増大し、形状凍結性の悪化を招いた。
【符号の説明】
【００７５】
１  試験片
１１  屈曲部
θ  曲げ角度
２  Ｖブロック
３  ツール
【図１】
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【図２】
2019085635.tif 000007
【図３】
2019085635.tif 000008
【図４】
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