(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系もしくはＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金からなるアルミニウム合金圧延板であって、板厚方向と直交する板表面、板厚方向と直交しかつ前記板表面から全板厚の１／４の深さにある面、および板厚方向と直交しかつ前記板表面から全板厚の１／２の深さにある面の３つの面のうち、いずれか少なくとも一つ以上の面で、圧延幅方向に１０ｍｍ、圧延方向に２ｍｍにとった任意の領域を圧延幅方向に１０等分に分割した同一面内での各分割領域における、成形加工が圧延幅方向を主ひずみ方向とする平面ひずみ変形であるとみなしたときの平均テイラー因子の最大値と最小値の差が、絶対値で１．０以内であることを特徴とする、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。
【請求項２】
請求項１に記載の成形加工用アルミニウム合金圧延板において、
さらに、圧延方向と直交する板断面における圧延幅方向に１０ｍｍ、板厚方向に全板厚にとった任意の領域を圧延幅方向に１０等分に分割した同一板断面内での各分割領域における、成形加工が圧延幅方向を主ひずみ方向とする平面ひずみ変形であるとみなしたときの平均テイラー因子の最大値と最小値の差が、絶対値で１．０以内であることを特徴とする、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。
【請求項３】
請求項１、２のいずれか一つの請求項に記載された成形加工用アルミニウム合金圧延板において、
アルミニウム合金として、Ｍｇ０．２〜１．５％（ｍａｓｓ％、以下同じ）、Ｓｉ０．３〜２．０％を含有し、かつＭｎ０．０３〜０．６％、Ｃｒ０．０１〜０．４％、Ｚｒ０．０１〜０．４％、Ｖ０．０１〜０．４％、Ｆｅ０．０３〜１．０％、Ｔｉ０．００５〜０．３％、Ｚｎ０．０３〜２．５％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、さらにＣｕが１．５％以下に規制され、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなる合金を用いていることを特徴とする、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。
【請求項４】
請求項１に記載の成形加工用アルミニウム合金圧延板を製造するにあたり、
素材アルミニウム合金の鋳塊に対して熱間圧延を施した後、１９０℃〜３１０℃の温間温度域において、対となる上下圧延ロールの周速が異なる温間異周速圧延を行い、さらに材料到達温度が４３０℃〜５９０℃の条件で中間焼鈍を施してから、室温〜１１０℃の冷間温度域において、対となる上下の圧延ロールの周速が異なる冷間異周速圧延を施して所定の板厚に仕上げ、その後、材料到達温度が５００℃以上、５９０℃以下の条件で溶体化処理を行い、
しかも前記温間異周速圧延における上下の圧延ロールの周速比を、１．４〜２．６の範囲内とするとともに、その温間異周速圧延での圧延率を４０％以上とし、かつ前記冷間異周速圧延における上下の圧延ロールの周速比を、１．４〜２．１の範囲内とするとともに、その冷間異周速圧延での圧延率を４０％以上とすることを特徴とする、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の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は、自動車ボディシート、ボディパネルのような各種自動車、船舶、航空機等の部材、部品、あるいは建築材料、構造材料、そのほか各種機械器具、家電製品やその部品等の素材として、成形加工および塗装焼付を施して使用されるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系もしくはＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系のアルミニウム合金圧延板に関するものであり、特に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およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車のボディシートには、従来は冷延鋼板を使用することが多かったが、最近では地球温暖化抑制やエネルギーコスト低減等のために、自動車を軽量化して燃費を向上させる要望が高まっており、そこで従来の冷延鋼板に代えて冷延鋼板とほぼ同等の強度で比重が約１／３であるアルミニウム合金板を自動車のボディシートに使用する傾向が増大しつつある。また自動車以外電子・電気機器等のパネル、シャーシの様な成形加工部品についても、最近ではアルミニウム合金板を用いることが多くなっている。
【０００３】
例えば自動車のボディシートはプレス加工を施して使用するところから、成形加工性が優れていることはもちろんであるが、アウターパネルとインナーパネルとを接合して一体化させるために、板の縁部にヘム加工を施して使用することが多いところから、成形性のうちでも特にヘム加工性が優れていることが要求される。このヘム加工は、曲げ半径が極端に小さい１８０°曲げであるため、材料に対して極めて過酷な加工であると言うことができる。また自動車のボディシートは、塗装焼付を施して使用するのが通常であることから、成形性と強度のバランスにおいて強度を重視する場合に、塗装焼付後に高強度が得られること、逆に成形性を重視する場合には、塗装焼付後に若干の強度を犠牲にする代わりに高いプレス成形性が得られることが要求される。さらに特に最近では、より苛酷な成形加工が施されることが多くなっていること、また表面外観品質が重視されるようになっていることから、より苛酷な成形加工時においても、リューダースマークが発生しないことはもちろん、リジングマークが発生しないことが強く要求されている。
【０００４】
ここで、リジングマークとは、板に成形加工を施した際に、素材の板の製造工程における圧延方向と平行な方向に筋状に現れる微細な凹凸模様であり、このようなリジングマークが発生すれば、板表面に塗装を施した後にも、例えば光沢の少ない箇所などとして、表面外観品質を損なうおそれがある。そのため、特に表面外観品質が優れていることが要求される自動車ボディシートなどの素材としては、成形加工時にリジングマークの発生がないことが強く要求される。なお、以下この明細書では、成形加工時にリジングマークが発生しにくい性質を「耐リジング性」と記す。
【０００５】
なお一般に自動車用ボディシート向けのアルミニウム合金としては、Ａｌ−Ｍｇ系合金のほか、時効性を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金もしくはＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金が主として使用されている。これらの時効性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金、時効性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金は、塗装焼付前の成形加工時においては比較的強度が低くて成形性が優れている一方、塗装焼付時の加熱によって時効されて塗装焼付後の強度が高くなる利点を有するほか、リューダースマークが発生しにくい等の長所を有する。
【０００６】
ところでリジングマークの発生は、材料の再結晶挙動と深く関わっていることから、リジングマークの発生を抑制するためには、板製造過程での再結晶の制御が不可欠とされている。そこで耐リジング性を向上させるための従来の技術としては、主として板の製造工程における再結晶の制御の観点、さらにはそれによる結晶方位の制御の観点から、例えば特許文献１〜４に示すような提案がなされている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特許第２８２３７９７号公報
【特許文献２】特許第３５９０６８５号公報
【特許文献３】特開２００４−２９２８９９号公報
【特許文献４】特開２００８−０４５１９２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
最近ではデザインの意匠性などから材質、特に表面外観品質の一層の向上が求められ、  特に前述のような自動車用ボディシート向けの時効性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金板ついても、より優れた耐リジング性を有することが強く要求されている。しかしながら前述のような従来技術では、その要求性能を十分に満足させることは困難であった。
【０００９】
すなわち、特許文献１に示されている方法では、熱間圧延の開始温度が３５０℃から４５０℃までの範囲とされており、この場合、熱間圧延中の粗大な結晶粒の形成はそれなりに抑制されるものの、未だその抑制が不充分であって、一部に粗大結晶粒が形成されてしまい、その結果、必ずしも充分な耐リジング性が得られないことが本発明者等の実験により判明している。
【００１０】
一方特許文献２の方法の場合、熱間圧延の開始温度を４５０℃以下としながらも、好ましくは３５０℃以上としており、しかも中間焼鈍は昇温速度の遅い（約３０℃／ｈ）バッチ方式との組み合わせを前提としており、そのため実際には結晶粒が粗くなり易く、特許文献１に記載の方法と同様に、耐リジング性が低下することが判明した。また、後に改めて詳細に説明するように、本発明者等は、テイラー因子を指標として板の集合組織を適切かつ厳密に制御することが耐リジング性の充分な向上に有効であることを見出したが、これらの特許文献１、２では、集合組織制御を充分に行なっておらず、耐リジング性向上の強い要求に対しては未だ不充分であった。
【００１１】
さらにまた、特許文献３、４に記載のように板の特定の結晶方位を制御する従来技術は、耐リジング性の向上に一定の効果はあるものの、最近の耐リジング性向上の強い要求に対しては、その効果が未だ不充分であった。
【００１２】
この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、自動車のボディシートをはじめとする各種車両部品、あるいは電子・電気機器のパネル等の各種電子・電気機器部品等として、成形加工を施して使用される成形加工用アルミニウム合金圧延板として、特に耐リジング性が確実かつ安定して優れた成形加工用アルミニウム合金圧延板を提供することを課題とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
前述のような課題を解決するべく本発明者等が種々の実験・検討を重ねた結果、板の集合組織を、前記各従来技術とは異なる態様で規制することにより、特に耐リジング性が確実かつ安定して優れた成形加工用アルミニウム合金圧延板が得られることを見出し、この発明をなすに至ったのである。
【００１４】
その知見について説明すれば、従来、耐リジング性の向上に関する集合組織の制御方法としては、もっぱらCube方位やGoss方位等の特定の結晶方位の体積分率、あるいは分布状態を制御することばかりが注目されていたが、本発明者等は、改めて集合組織と耐リジング性の関係を精査したところ、集合組織中に存在する特定方位のみを制御する方法では、近年要求されているような過酷な成形条件下においては耐リジング性向上効果が不十分であることが判明し、さらに実験、検討を進めた結果、集合組織中に存在する全ての結晶方位から算出される平均テイラー因子が、耐リジング性に大きく関係していること、そして平均テイラー因子の値が特定の条件を満たすように集合組織を制御することによって、耐リジング性を確実かつ安定して向上させ得ることを見出したのである。
【００１５】
なおここでテイラー因子とは、金属の多結晶体についての巨視的降伏挙動に関する因子であって、シュミット因子の逆数に相当し、塑性加工のし易さを表す指標の一つとされている。より具体的には、多結晶体が巨視的に降伏する際において、多重すべりを起こすために必要な平均的分解せん断応力（巨視的応力）をτｙ、引張変形による単軸降伏応力をσｙとすれば、次の一般式
τｙ＝σｙ／Ｍ
が成り立ち、このＭの因子を、テイラー因子と称している。このテイラー因子の値は、材料の集合組織の影響を受けるから、集合組織の状態を表す一つの指標となり得るものである。一方最近では、電子回折装置などによる集合組織の方位情報の測定結果から、解析ソフトを用いてテイラー因子の値を比較的容易に算出することが可能になってはいるが、耐リジング性に関しては、これまでテイラー因子との関係について十分な研究がなされていなかった。しかるに本発明者等は、テイラー因子の値を用いて集合組織を制御すれば、従来集合組織の制御状態を表すために用いられていた特定の結晶方位の密度による制御の場合よりも、より確実かつ安定して耐リジング性を向上させ得ることを見出したのである。
【００１６】
具体的には、請求項１の発明の成形加工用アルミニウム合金圧延板は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系もしくはＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Cu系合金からなるアルミニウム合金圧延板であって、板厚方向と直交する板表面、板厚方向と直交しかつ前記板表面から全板厚の１／４の深さにある面、および板厚方向と直交しかつ前記板表面から全板厚の１／２の深さにある面の３つの面のうち、いずれか少なくとも一つ以上の面で、圧延幅方向に１０ｍｍ、圧延方向に２ｍｍにとった任意の領域を圧延幅方向に１０等分に分割した同一面内での各分割領域における、成形加工が圧延幅方向を主ひずみ方向とする平面ひずみ変形であるとみなしたときの平均テイラー因子の最大値と最小値の差が、絶対値で１．０以内であることを特徴とするものである。
【００１７】
また請求項２の発明の成形加工用アルミニウム合金圧延板は、請求項１に記載の成形加工用アルミニウム合金圧延板において、さらに、圧延方向と直交する板断面における圧延幅方向に１０ｍｍ、板厚方向に全板厚にとった任意の領域を圧延幅方向に１０等分に分割した同一板断面内での各分割領域における、成形加工が圧延幅方向を主ひずみ方向とする平面ひずみ変形であるとみなしたときの平均テイラー因子の最大値と最小値の差が、絶対値で１．０以内であることを特徴とするものである。
【００１８】
さらに請求項３の発明の成形加工用アルミニウム合金圧延板は、請求項１、２のいずれか一つの請求項に記載された成形加工用アルミニウム合金圧延板において、アルミニウム合金として、Ｍｇ０．２〜１．５％（ｍａｓｓ％、以下同じ）、Ｓｉ０．３〜２．０％を含有し、かつＭｎ０．０３〜０．６％、Ｃｒ０．０１〜０．４％、Ｚｒ０．０１〜０．４％、Ｖ０．０１〜０．４％、Ｆｅ０．０３〜１．０％、Ｔｉ０．００５〜０．３％、Ｚｎ０．０３〜２．５％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、さらにＣｕが１．５％以下に規制され、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなる合金を用いていることを特徴とするものである。
【００１９】
一方請求項４の発明の成形加工用アルミニウム合金圧延板の製造方法は、請求項１に記載の成形加工用アルミニウム合金圧延板を製造するにあたり、素材アルミニウム合金の鋳塊に対して熱間圧延を施した後、１９０℃〜３１０℃の温間温度域において、対となる上下圧延ロールの周速が異なる温間異周速圧延を行い、さらに材料到達温度が４３０℃〜５９０℃の条件で中間焼鈍を施した後、室温〜１１０℃の冷間温度域において、対となる上下の圧延ロールの周速が異なる冷間異周速圧延を施して所定の板厚に仕上げ、その後、材料到達温度が５００℃以上、５９０℃以下の条件で溶体化処理を施し、しかも前記温間異周速圧延における上下の圧延ロールの周速比を、１．４〜２．６の範囲内とするとともに、その温間異周速圧延での圧延率を４０％以上とし、かつ前記冷間異周速圧延における上下の圧延ロールの周速比を、１．４〜２．１の範囲内とするとともに、その冷間異周速圧延での圧延率を４０％以上とすることを特徴とするものである。
【発明の効果】
【００２２】
この発明の成形加工用アルミニウム圧延板は、請求項１で規定しているように、成形加工が圧延幅方向板を主ひずみ方向とする平面ひずみ変形とみなしたときのテイラー因子の値を指標とし、板厚方向と直交する面内における圧延幅方向での局所的な平均テイラー因子のばらつきを適切な条件で規制しているため、耐リジング性が確実かつ安定して優れており、さらに請求項２で規定しているように、板厚方向と直交する面内のみならず、圧延方向と直交する板断面における圧延幅方向での平均テイラー因子をも適切な条件で規制することにより、より一層耐リジング性を向上させることができる。したがってこの発明による成形加工用アルミニウム合金圧延板は、自動車のボディシートなど、特に表面外観特性が優れていることが求められる成形加工用の板として最適である。
【図面の簡単な説明】
【００２３】
【図１】図１は、この発明において規定している、アルミニウム合金圧延板の各面についての分割領域を説明するための、模式的な斜視図である。
【発明を実施するための形態】
【００２４】
この発明の成形加工用アルミニウム合金圧延板は、基本的にはＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金もしくはＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金からなるものであれば良く、その具体的な成分組成は特に制約されるものではないが、通常は請求項３で規定するような成分組成の合金を用いることが好ましい。
【００２５】
上述の請求項３で規定しているように成分組成を限定する理由について説明する。
【００２６】
Ｍｇ：
Ｍｇはこの発明で対象としている系の合金で基本となる合金元素であって、Ｓｉと共同して強度向上に寄与する。Ｍｇ量が０．２％未満では塗装焼付時に析出硬化によって強度向上に寄与するＧ．Ｐ．ゾーンの生成量が少なくなるため、充分な強度向上が得られず、一方１．５％を越えれば、粗大なＭｇ−Ｓｉ系の金属間化合物が生成され、プレス成形性、特に曲げ加工性が低下するから、Ｍｇ量は０．２〜１．５％の範囲内とした。なお最終板のプレス成形性、特に曲げ加工性をより良好にするためには、Ｍｇ量は０．３〜０．９％の範囲内が好ましい。
【００２７】
Ｓｉ：
Ｓｉもこの発明の系の合金で基本となる合金元素であって、Ｍｇと共同して強度向上に寄与する。またＳｉは、鋳造時に金属Ｓｉの晶出物として生成され、その金属Ｓｉ粒子の周囲が加工によって変形されて、溶体化処理の際に再結晶核の生成サイトとなるため、再結晶組織の微細化にも寄与する。  Ｓｉ量が０．３％未満では上記の効果が充分に得られず、一方２．０％を越えれば粗大なＳｉ粒子や粗大なＭｇ−Ｓｉ系の金属間化合物が生じて、プレス成形性、特に曲げ加工性の低下を招く。したがってＳｉ量は０．３〜２．０％の範囲内とした。なおプレス成形性と曲げ加工性とのより良好なバランスを得るためには、Ｓｉ量は０．５〜１．３％の範囲内が好ましい。
【００２８】
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｆｅ、Ｚｎ、Ｔｉ：
これらの元素は、強度向上や結晶粒微細化、あるいは時効性（焼付硬化性）の向上や表面処理性の向上に有効であり、いずれか１種または２種以上を添加する。これらのうちＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖは強度向上と結晶粒の微細化および組織の安定化に効果がある元素であるが、Ｍｎの含有量が０．０３％未満、もしくはＣｒ、Ｚｒ、Ｖの含有量がそれぞれ０．０１％未満では、上記の効果が充分に得られず、一方Ｍｎの含有量が０．６％を越えるか、あるいはＣｒ、Ｚｒ、Ｖの含有量がそれぞれ０．４％を越えれば、上記の効果が飽和するばかりでなく、多数の金属間化合物が生成されて成形性、特にヘム曲げ性に悪影響を及ぼすおそれがある。したがってＭｎは０．０３〜０．６％の範囲内、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖはそれぞれ０．０１〜０．４％の範囲内とした。またＦｅも強度向上と結晶粒微細化に有効な元素であるが、その含有量が０．０３％未満では充分な効果が得られず、一方１．０％を越えれば、多数の金属間化合物が生成されて、プレス成形性、曲げ加工性が低下するおそれがあり、したがってＦｅ量は０．０３〜１．０％の範囲内とした。なお、曲げ加工性の低下を最小限に抑えたい場合、Ｆｅ量は０．０３〜０．５％の範囲が好ましい。またＺｎは時効性向上を通じて強度向上に寄与するとともに表面処理性の向上に有効な元素であるが、Ｚｎの添加量が０．０３％未満では上記の効果が充分に得られず、一方２．５％を越えれば成形性が低下するから、Ｚｎ量は０．０３〜２．５％の範囲内とした。さらにＴｉは、鋳塊組織の微細化を通じて最終板の強度向上、肌荒れ防止、耐リジング性向上に効果があることから、鋳塊組織の微細化のために添加するが、その含有量が０．００５％未満では充分な効果が得られず、一方０．３％を越えればＴｉ添加の効果が飽和するばかりでなく、粗大な晶出物が生じるおそれがあるから、Ｔｉ量は０．００５〜０．３％の範囲内とした。なおＴｉと同時にＢを添加することもあり、ＢをＴｉとともに添加することによって、鋳塊組織の微細化と安定化の効果が一層顕著となるが、この発明の場合も、Ｔｉとともに５００ｐｐｍ以下のＢを添加することは許容される。
【００２９】
Ｃｕ：
Ｃｕは強度向上および成形性向上のために添加されることがある元素であるが、その量が１．５％を越えれば耐食性（耐粒界腐食性、耐糸錆性）が劣化するから、Ｃｕの含有量は１．５％以下に規制することとした。なお、より耐食性の改善を図りたい場合はＣｕ量は１．０％以下が好ましく、さらに特に耐食性を重視する場合は、Ｃｕ量は０．０５％以下に規制することが望ましい。
【００３０】
以上の各元素のほかは、基本的にはＡｌおよび不可避的不純物とすれば良い。
【００３１】
また時効性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金、時効性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金においては、高温時効促進元素あるいは室温時効抑制元素であるＡｇ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｂｅ、あるいはＳｎを微量添加することがあるが、この発明の場合も微量添加であればこれらの元素の添加も許容され、それぞれ０．３％以下であれば特に所期の目的を損なうことはない。さらに、鋳塊組織の微細化にはＳｃの添加も効果があるとされており、この発明の場合も微量のＳｃを添加しても良く、Ｓｃ０．０１〜０．２％の範囲内であれば特に支障はない。
【００３２】
さらにこの発明の成形加工用アルミニウム合金圧延板において特に耐リジング性を確実かつ安定して向上させるためには、合金の成分組成を前述のように調整するばかりでなく、最終板であるアルミニウム合金圧延板の集合組織を、テイラー因子を指標として適切に制御することが極めて重要である。すなわち、本発明者等が鋭意検討を重ねた結果、各特定領域の平均テイラー因子の差（特に圧延幅方向でのばらつき）が適切な範囲内となるよう集合組織を制御することによって、高レベルの耐リジング性を実現することができたのである。
【００３３】
すなわち、請求項１で規定しているように、板厚方向と直交する板表面、板厚方向と直交しかつ前記板表面から全板厚の１／４の深さにある面、および板厚方向と直交しかつ前記板表面から全板厚の１／２の深さにある面の３つの面のうち、いずれか少なくとも一つ以上の面で、圧延幅方向に１０ｍｍ、圧延方向に２ｍｍにとった任意の領域を圧延幅方向に１０等分に分割した同一面内での各分割領域における、成形加工が圧延幅方向を主ひずみ方向とする平面ひずみ変形であるとみなしたときの平均テイラー因子の最大値と最小値の差が、絶対値で１．０以内である、という条件を満たすように制御することによって、苛酷な成形加工が施される部位でも、リジングマークの発生を確実に防止することが可能となったのである。
【００３４】
このような請求項１で規定する条件について、次に、より詳細に説明する。
【００３５】
前述のように、リジングマークは、圧延板を成形加工したときに、圧延方向と平行な方向に筋状に生じる微小な凹凸模様であり、このようなリジングマークの発生は、成形加工時において、隣接する結晶方位の塑性変形量が異なってしまうことが原因であると考えられている。
【００３６】
一方、圧延板をプレス成形したときの実際のプレス成形部品のひずみ状態は、主に、平面ひずみ状態と等二軸ひずみ状態の間の領域に分布することが知られているが、本発明者等が検討を重ねた結果、この領域内のひずみのうち、圧延幅方向（圧延方向に対して直交しかつ板表面と平行な方向）が主ひずみ方向である平面ひずみにより、最も顕著にリジングマークが発生することが判明した。ここで、圧延幅方向への平面ひずみ変形とは、圧延幅方向への伸長と、板厚の減少のみが起こるひずみ状態、と言うことができる。すなわち、図１において、圧延板について、圧延幅方向Ｑを３次元直交座標系のｘ軸、板厚方向Ｔをｙ軸、圧延方向Ｐをｚ軸にとれば、ｘ軸方向およびｙ軸方向へのひずみ変形、すなわちｘ−ｙ平面内でのひずみ変形、と考えることができる。
【００３７】
さらに前述のような知見を前提にして研究をすすめたところ、成形加工が圧延幅方向を主ひずみ方向とする平面ひずみ変形であるとみなしたときのテイラー因子の値のばらつき、特に圧延幅方向でのテイラー因子のばらつき（変動幅）が、耐リジング性についての有効な指標となることを知見した。すなわち、テイラー因子は、集合組織中に存在するすべての結晶方位から算出されるものであるが、圧延板の板表面、あるいはそれと平行な板内部の面において、成形加工が圧延幅方向を主ひずみ方向とする平面ひずみ変形であるとみなしたときのテイラー因子の、圧延幅方向へのばらつきを抑えることが、耐リジング性の向上に有効であることを見出したのである。
【００３８】
具体的に図１を参照して説明すれば、板厚方向Ｔと直交する板表面Ｓ１、板厚方向Ｔと直交しかつ前記板表面Ｓ１から全板厚ｔの１／４の深さにある面Ｓ２、および板厚方向Ｔと直交しかつ前記板表面Ｓ１から全板厚ｔの１／２の深さにある面Ｓ３の３つの面Ｓ１、Ｓ２、Ｓ３のうち、いずれか少なくとも一つ以上の面において、圧延幅方向Ｑに１０ｍｍ、圧延方向Ｐに２ｍｍの領域ＳＡを、その面内の任意の箇所にとり、その領域ＳＡを圧延幅方向Ｑに１０等分に分割して同一面内で分割領域ＳＡ１、ＳＡ２、・・・、ＳＡ１０をとり、それらの各分割領域ＳＡ１、ＳＡ２、・・・、ＳＡ１０のそれぞれについての平均テイラー因子の値（但し、前述のように成形加工が圧延幅方向Ｑを主ひずみ方向とする平面ひずみ変形であるとみなしたときのテイラー因子の平均値）を測定したときの、各分割領域ＳＡ１、ＳＡ２、・・・、ＳＡ１０での測定値の最大値と最小値の差が、絶対値で１．０以内となるように制御すること、換言すれば、前記各面Ｓ１、Ｓ２、Ｓ３のうちのいずれか一つ以上の面における微小な領域（各分割領域ＳＡ１、ＳＡ２、・・・、ＳＡ１０）の平均テイラー因子の値の、圧延幅方向におけるばらつきの最大値を１．０以内に抑えることによって、成形加工時のリジングマークの発生を確実かつ安定して抑制することが可能となったのである。
【００３９】
ここで、上述のように規定される各分割領域ＳＡ１、ＳＡ２、・・・、ＳＡ１０の平均テイラー因子の値の最大値と最小値の差の絶対値が、前記各面Ｓ１、Ｓ２、Ｓ３のいずれにおいても１．０を越えれば、圧延幅方向における局所的な塑性変形量のばらつきが顕著となって、耐リジング性が低下する。なおこの発明においては、圧延幅方向に１０ｍｍ、圧延方向に２ｍｍにとった領域を圧延幅方向に１０等分に分割した分割領域における平均テイラー因子の値を測定し、その最大値と最小値との差を耐リジング性評価の指標としているが、本発明者等は、上述のように平均テイラー因子の測定領域の形状・寸法および分割数を定めて測定することにより、耐リジング性を確実かつ有効に評価し得ることを、実験により確認している。
【００４０】
なお上記範囲内でもより一層高いレベルの耐リジング性を有するためには、板厚方向と直交する３つの面Ｓ１、Ｓ２、Ｓ３のうち、いずれか一つ以上の面において、同一面内における平均テイラー因子の最大値と最小値の差の絶対値が、好ましくは０．４以内、さらにより好ましくは０．１以内であることが望ましい。
【００４１】
また、上述のところでは、板厚方向と直交する３つの面Ｓ１、Ｓ２、Ｓ３うち、いずれか一つ以上の面において、平均テイラー因子の最大値と最小値の差の絶対値を１．０以内（好ましくは０．４以内、さらにより好ましくは０．１以内）に規制するとしており、これらの面Ｓ１、Ｓ２、Ｓ３のうち、一つの面だけが前記条件を満たしているだけでも、優れた耐リジング性を確保することができる。すなわち圧延材の場合、深さ方向で集合組織は異なるが、深さ方向のいずれか一つの面でも変形量の違いが抑えられた面があれば、結果として各面の集合体である板厚全体でも変形量の違いを抑えることが可能となるからである。但し、深さ方向の３つの面Ｓ１、Ｓ２、Ｓ３うちのいずれか二つの面について、平均テイラー因子の最大値と最小値の差の絶対値が前記規定を満たすことが、耐リジング性の、より確実かつ安定した向上のためには有効であり、さらには、３つの面Ｓ１、Ｓ２、Ｓ３のすべての面について前記条件を満たすことが、より好ましい。
【００４２】
一方、以上のところでは、板厚方向Ｔに対して直交する面Ｓ１、Ｓ２、Ｓ３についてだけ規定しているが、板厚方向Ｔに対して直交する面Ｓ１、Ｓ２、Ｓ３の一つ以上の面について前記条件を満足させて、その面での平均テイラー因子の値の圧延幅方向でのばらつきを抑制するばかりでなく、それと同時に、請求項２で規定するように、圧延方向に対して直交する板断面Ｓ０についても、平均テイラー因子の値の圧延幅方向Ｑでのばらつきを抑制することが、より確実にリジングマークの発生を抑制するために有効である。
【００４３】
すなわち、図１中に模式的に示しているように、圧延方向Ｐと直交する板断面Ｓ０において、圧延幅方向Ｑに１０ｍｍ、板厚方向Ｔに全板厚ｔの領域ＳＢを、板断面の任意の箇所にとり、その領域ＳＢを、圧延幅方向Ｑに１０等分に分割して同一板断面Ｓ０内に分割領域ＳＢ１、ＳＢ２、・・・・・、ＳＢ１０をとり、その分割領域ＳＢ１、ＳＢ２、・・・・・、ＳＢ１０における平均テイラー因子（前記同様に、成形加工が圧延幅方向を主ひずみ方向とする平面ひずみ変形であるとみなしたときの平均テイラー因子）を測定したときの、各分割領域での測定値の最大値と最小値の差（したがって圧延幅方向Ｑでのばらつき）が、絶対値で１．０以内となるように制御することが、耐リジング性の確実かつ安定した向上のために、より好適である。なおこの場合の測定領域の形状・寸法および分割数についても、前記と同様に、耐リジング性評価に有効であることが本発明者等の実験により確認されている。
【００４４】
このような板断面Ｓ０における各分割領域ＳＢ１、ＳＢ２、・・・・・、ＳＢ１０での平均テイラー因子の最大値と最小値の差の絶対値についても、好ましくは０．４以内、より好ましくは０．１以内であることが望ましい。
【００４５】
なおこの発明では、一般的な成形加工時におけるひずみ状態のうち、耐リジング性にとっては最も過酷なひずみ状態である、圧延幅方向への平面ひずみ変形における平均テイラー因子のばらつきを規制しているが、このように圧延幅方向への平面ひずみ変形における平均テイラー因子のばらつきを規制しておけば、等二軸ひずみ変形、あるいは圧延方向への平面ひずみ変形など、実際の成形加工において想定されるその他のひずみ状態においても、確実にリジングマークを防止することができる。
【００４６】
次に、板厚方向と直交する板表面Ｓ１、板厚方向と直交しかつ前記板表面Ｓ１から全板厚の１／４の深さにある面Ｓ２、板厚方向と直交しかつ前記板表面Ｓ１から全板厚の１／２の深さにある面Ｓ３、あるいは圧延方向と直交する板断面Ｓ０における、前記所定の各分割領域における平均テイラー因子の値の、具体的な測定方法について説明する。
【００４７】
板厚方向と直交する３つの面のうち、板表面Ｓ１については、組織観察用試験片の圧延面に対して電解研磨のみを施し、極表層の加工層のみを除去した。同じく全板厚の１／４面Ｓ２、１／２面Ｓ３については、苛性エッチングで減厚した後に、機械研磨、バフ研磨、電解研磨を行うことで所定の測定面を露出させた。また、圧延方向と直交する板断面については、機械研磨、バフ研磨、電解研磨を行った。それぞれの研磨面において、圧延幅方向に連続する前記所定の各分割領域範囲を、一視野ずつ、走査型電子顕微鏡に付属の後方散乱電子回折測定装置（SEM-EBSD）で測定することによって集合組織の方位情報を取得した。なお、測定のSTEPサイズは結晶粒径の１／１０程度とすれば良い。
【００４８】
得られた方位情報から、EBSD解析ソフトを使用して平均テイラー因子を求めるが、解析ソフトとしては例えばTSL社製の「OIM Analysis」を用いれば良い。具体的には、まず上述の方法で得られた集合組織の方位情報に対し、必要に応じて回転操作を行い、測定データが板厚方向から見た際の方位情報を示すようにする。次に、板厚が減少し、圧延幅方向が伸長する平面ひずみ状態下での平均テイラー因子を、各視野の測定データごとに計算することで、各分割領域における平均テイラー因子を算出した。なお、活動する主すべり系を｛１１１｝＜１１０＞と仮定して計算を行った。
【００４９】
次にこの発明の成形加工用アルミニウム合金圧延板を製造するための方法について説明する。
【００５０】
この発明の成形加工用アルミニウム合金圧延板を製造する方法は、基本的には、特に限定されるものではなく、要は板厚方向と直交する面（Ｓ１、Ｓ２、Ｓ３の一つ以上）における平均テイラー因子のばらつき、あるいはそれに加えて圧延方向と直交する板断面Ｓ０における平均テイラー因子のばらつきが、前述の規定を満足するよう集合組織が制御されれば良く、そのための方法としては種々考えられるが、次に述べるように、所定の成分組成の鋳塊に対して熱間圧延を施した後に、温間での異周速圧延、中間焼鈍、そして冷間での異周速圧延、さらに溶体化処理を組み合わせて行うことが、前記条件を満たす板を得るために最適である。
【００５１】
そこで次にこの発明の成形加工用アルミニウム合金板を得るための代表的かつ最適な製造方法について説明する。
【００５２】
例えば、まず前述のような成分組成のアルミニウム合金を常法に従って溶製し、連続鋳造法、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法）等の通常の鋳造法を適宜選択して鋳造する。そして得られた鋳塊に対し、必要に応じて均質化処理を施した後、熱間圧延を行う。
【００５３】
ここで、均質化処理を行う場合の処理条件は特に限定されないが、通常は、４８０℃以上、５９０℃以下の温度で０．５時間以上、２４時間以下の加熱をすればよい。なお、高い焼付け硬化性を得るためには、均質化処理温度に加熱、保持した後に、４５０℃未満の温度域に５０℃／ｈ以上の平均冷却速度で冷却することが好ましい。
【００５４】
上述のように必要に応じて均質化処理を行って、４５０℃未満の温度域に冷却した後には、従来の一般的な方法に従って熱間圧延を施せばよいが、熱間圧延開始までの過程においては、必要に応じて以下のいずれかの処理方法を適用することができる。すなわち、均質化処理後の冷却過程で常温もしくは常温近くまで冷却させた後、改めて熱間圧延の開始温度まで加熱して熱間圧延を開始しても、あるいは均質化処理後の冷却過程で熱間圧延の開始温度まで冷却し、そのまま熱間圧延を開始しても良い。熱間圧延は、通常の条件に従えばよいが、通常は熱間圧延開始温度を３５０℃未満、２５０℃以上とし、熱間圧延終了温度を３５０℃未満、１５０℃以上とすることが好ましい。
【００５５】
熱間圧延後には、対となる上下圧延ロールの回転数が異なる異周速圧延を、１９０℃〜３１０℃の、いわゆる温間領域で行う。この温間異周速圧延の条件としては、上記の温度域内で、上下の圧延ロールの周速比を、１．４〜２．６の範囲内、圧延率を４０％以上とする。
【００５６】
ここで、温間異周速圧延における諸条件が上記規定を満たさない場合は、各面の平均テイラー因子の差で表される集合組織の状況が、この発明で規定する条件を満足しなくなるおそれがある。
【００５７】
温間での異周速圧延を施した後には、中間焼鈍を行ってから、室温〜１１０℃の冷間温度域で、対となる上下の圧延ロールの周速が異なる異周速圧延を行う。ここで、中間焼鈍の条件は、材料到達温度が４３０℃〜５９０℃の範囲内とする。材料到達温度が４３０℃未満では、固溶度を高める効果が少なく、成形性、焼付け硬化性が低下する。一方５９０℃を越えれば、共晶融解が起こる可能性がある。またその材料到達温度での保持時間は特に限定しないが、通常は５分以内〜保持無しとすることが好ましい。
【００５８】
中間焼鈍後の室温〜１１０℃の温度域での冷間異周速圧延は、周速比を１．４〜２．１の範囲内、圧延率を４０％以上とする。
【００５９】
ここで、冷間異周速圧延における諸条件が上記規定を満たさない場合は、各面の平均テイラー因子の差で表される集合組織の状況もこの発明で規定する条件を満足しなくなるおそれがある。
【００６０】
以上のようにして所定の板厚としたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系もしくはＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Cu系合金板に対しては、さらに再結晶処理と兼ねて溶体化処理を施すことにより、前述した集合組織の規定を満足する、耐リジング性に特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。
【００６１】
ここで、この発明で対象とするＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系もしくはＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金においては、再結晶処理と兼ねた溶体化処理条件は、材料到達温度５００℃以上、５９０℃以下とする。またその材料到達温度での保持は５分以内〜保持無しとすることが好ましい。
【００６２】
なお、良好な焼付け硬化性を得るためには、溶体化処理後に、直ちに５０〜１５０℃の温度範囲で１時間以上保持する予備時効処理を行うのが好ましい。但し、この予備時効処理は、集合組織に対しては本質的な影響は与えず、したがってこの発明において、予備時効処理を行うか否かは、本質的な要件ではない。
【実施例】
【００６３】
以下にこの発明の実施例を比較例とともに記す。なお以下の実施例は、この発明の効果を説明するためのものであり、実施例記載のプロセスおよび条件がこの発明の技術的範囲を制限するものではない。
【００６４】
表１の合金符号Ａ〜Ｄに示す各成分組成のアルミニウム合金を常法に従って溶解し、ＤＣ鋳造法によりスラブに鋳造した。
【００６５】
得られた各スラブに対して５３０℃、８ｈの条件で均質化処理を施した後、３５０℃／ｈの平均冷却速度でスラブを２００℃以下まで冷却し、その後さらに室温付近まで放冷した。次いで、表２に示す熱間圧延開始温度から１５℃以内の温度域で２時間保持する予備加熱を行った後、表２に示す各条件で熱間圧延を実施した。次に、同じく表２に記載の条件で温間での異周速圧延を含む一回目の各種圧延加工を実施した後、硝石炉を使用して５３０℃、５分の条件で中間焼鈍を行い、室温までファンにて強制空冷した。強制空冷に続いて、表２に記載された条件で冷間異周速圧延を含む二回目の各種圧延加工を行ってから、硝石炉で５３０℃、１分の条件で溶体化処理を施し、室温付近までファンにて強制空冷後、直ちに８０℃、５時間の予備時効処理を施した。ここで、表２中の各種圧延加工（一回目、二回目ともに）前には、各元材をそれぞれ所定の圧延温度で２時間保持する予備加熱を行った。なお各種圧延加工は、外部に取り付けたヒーターで加熱を行い、ロールを所定の温度に維持しながら圧延を行った。
【００６６】
以上のようにして得られた各板材について、前述した方法でSEM-EBSD測定を行い、
前記所定の面（Ｓ１、Ｓ２、Ｓ３、Ｓ０）において、前述したような任意領域の代表例として板幅方向の中央部に領域ＳＡ、ＳＢを設定し、その内部の、各分割領域ＳＡ１、ＳＡ２、・・・、ＳＡ１０：ＳＢ１、ＳＢ２、・・・・・、ＳＢ１０における集合組織の方位情報を取得した。得られた方位情報から、前述した方法で平均テイラー因子を計算し、前記所定の同一面、あるいは同一板断面における各分割領域の平均テイラー因子の最大値と最小値の差を絶対値で算出した。
【００６７】
さらに、前述のようにして得られた各板材について圧延方向と平行な方向にＪＩＳ５号試験片を切り出し、引張試験により０．２％耐力（ＡＳＹＳ）と伸び（ＡＳＥＬ）を評価した。また、それぞれ２％ストレッチ後、オイルバスを用いて１７０℃×２０分の塗装焼付け処理を施した０．２％耐力値（ＢＨＹＳ）も測定した。
【００６８】
さらにまた、前述のようにして得られた各板材について、従来から行われている簡便な評価手法を用いて耐リジング性の評価を行った。具体的には、圧延方向に対し４５°をなす方向に沿ってＪＩＳ５号試験片を採取し、それぞれ１０％、１３％、１６％ストレッチを行い、表面に圧延方向に沿って生じた筋模様（筋状凹凸模様）をリジングマークとして、その発生の有無、程度を目視で判定した。◎印は筋模様なし、○印は軽度の筋模様が目視された状態を示し、△印は中程度の筋模様を、×印は筋模様が強い状態を示す。
【００６９】
各項目の評価結果を表３に示す。
【００７０】
【表１】
0005683193.tif 000002
【００７１】
【表２】
0005683193.tif 000003
【００７２】
【表３】
0005683193.tif 000004
【００７３】
表３中の製造プロセス番号1〜１６の例は、いずれも合金の成分組成がこの発明で規定する範囲内であって、かつ各面の平均テイラー因子の差で表される集合組織の状況も、この発明で規定する条件を満たしたものであるが、これらの場合、耐リジング性が良好であることが確認された。
【００７４】
これに対し製造プロセス番号１７〜２８の例は、いずれも合金の成分組成はこの発明で規定する範囲内であるが、製造プロセス条件のいずれかがこの発明で規定する範囲を逸脱し、その結果、各面の平均テイラー因子の差で表される集合組織の状況もこの発明で規定する条件を満足せず、発明例に比べて耐リジング性が劣化してしまった。
【符号の説明】
【００７５】
Ｐ      圧延方向
Ｑ      圧延幅方向
Ｔ      板厚方向
Ｓ１    板表面
Ｓ２    板表面から板厚の１／４の深さの面
Ｓ３    板表面から板厚の１／２の深さの面
Ｓ０    板断面
ＳＡ、ＳＢ    領域
ＳＡ１、ＳＡ２、・・・、ＳＡ１０：ＳＢ１、ＳＢ２、・・・、ＳＢ１０    分割領域
ｔ    板厚
【図１】
0005683193.tif 000005