(57)【要約】  本発明の一側面は、Ｚｎ：７．０〜１２．０質量％、Ｍｇ：１.５〜４．５質量％、Ｃｕ：１．０〜３．０質量％、Ｚｒ：０．０５〜０．３０質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．５質量％を含み、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、及びＣｒの各含有量を、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｆｅ：０．５質量％以下、Ｍｎ：０．３質量％以下、Ｃｒ：０．３質量％以下にそれぞれ規制し、残部は、不可避的不純物とアルミニウムからなる構造用アルミニウム合金板、及び、その製造方法に関する。【特許請求の範囲】
【請求項１】
構造用アルミニウム合金板であって、Ｚｎ：７．０〜１２．０質量％、Ｍｇ：１.５〜４．５質量％、Ｃｕ：１．０〜３．０質量％、Ｚｒ：０．０５〜０．３０質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．５質量％を含み、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、及びＣｒの各含有量を、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｆｅ：０．５質量％以下、Ｍｎ：０．３質量％以下、Ｃｒ：０．３質量％以下にそれぞれ規制し、残部は、不可避的不純物とアルミニウムからなり、
Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、及び、Ｃｏｐｐｅｒ方位という３種類の結晶方位のうち、少なくとも１種類の結晶方位の方位密度が、ランダム比で２０以上であり、かつ、
Ｃｕｂｅ方位、ＣＲ方位、Ｇｏｓｓ方位、ＲＷ方位、及び、Ｐ方位という５種類の結晶方位の方位密度が、ランダム比ですべて１０以下である集合組織を有しており、
圧延長手方向に対して０度方向及び９０度方向の引張強さが６６０ＭＰａ以上、０．２％耐力が６００ＭＰａ以上であり、かつ、前記０度方向及び前記９０度方向の破断伸びが圧延長手方向に対して４５度方向の破断伸びの７０％以上であり、
前記４５度方向の引張強さ及び０．２％耐力が前記０度方向の引張強さ及び０．２％耐力のそれぞれ８０％以上であり、かつ、前記４５度方向の破断伸びが１２％以上であることを特徴とする構造用アルミニウム合金板。
【請求項２】
Ｚｎ：７．０〜１２．０質量％、Ｍｇ：１.５〜４．５質量％、Ｃｕ：１．０〜３．０質量％、Ｚｒ：０．０５〜０．３０質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．５質量％を含み、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、及びＣｒの各含有量を、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｆｅ：０．５質量％以下、Ｍｎ：０．３質量％以下、Ｃｒ：０．３質量％以下にそれぞれ規制し、残部は、不可避的不純物とアルミニウムからなる構造用アルミニウム合金板の製造方法であって、
総圧下率が９０％以上、ひずみ速度が０.０１ｓ-1以上、１パス当たりの圧下率が１％以上、合計の圧延パス数が１０〜７０パス、合計の圧延パス数の５０％以上がリバース圧延、開始温度が３００〜４２０℃の条件で熱間圧延を行う工程と、
前記熱間圧延の工程の後に、４００〜４８０℃の温度で１〜１０時間の溶体化処理を行う工程と、
前記溶体化処理の工程の後に、１分以内に９０℃以下の温度まで冷却する焼入れ工程と、
前記焼入れ工程の後に、８０〜１８０℃の温度において５〜３０時間の人工時効処理を行う工程と、
を含むことを特徴とする構造用アルミニウム合金板の製造方法。
【請求項３】
請求項２に記載の構造用アルミニウム合金板の製造方法おいて、
前記熱間圧延の工程と前記溶体化処理の工程との間に、冷間圧延の工程をさらに含むことを特徴とする構造用アルミニウム合金板の製造方法。
【請求項４】
請求項２または請求項３の構造用アルミニウム合金板の製造方法において、
前記熱間圧延工程の前に、自由鍛造を行う工程をさらに含むことを特徴とする構造用アルミニウム合金板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【関連出願の相互参照】
【０００１】
本国際出願は、２０１４年３月６日に日本国特許庁を受理官庁として出願された国際特許出願ＰＣＴ／ＪＰ２０１４／０５５７９１に基づく優先権を主張するものであり、国際特許出願ＰＣＴ／ＪＰ２０１４／０５５７９１の全内容を本国際出願に援用する。
【技術分野】
【０００２】
本発明は、構造用アルミニウム合金板、より具体的には、構造用Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系アルミニウム合金板、およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００３】
従来から、航空機、宇宙機および車両用の構造用材料として、鉄鋼材料と比較して比重が小さいという特徴を有するアルミニウム合金が多用されてきた。構造用材料としてさらなる軽量化が求められている中で、アルミニウム合金の高強度化が要求されている。例えば、特許文献１−３では、高強度化を図ったアルミニウム合金が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特許第４２８５９１６号公報
【特許文献２】特許第４７１２１５９号公報
【特許文献３】特許第５０８３８１６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかし、アルミニウム合金の高強度化の要求を満たすために、従来の製造方法を用いて高強度化を実施すると延性が低下することが問題となる。延性の低下は構造用材料として好ましくないが、延性を向上させると、一般的に強度は低下する。従って、従来の製造方法では、高強度と高延性を同時に両立するアルミニウム合金板を製造することは困難であった。また、圧延で製造するアルミニウム合金板は、圧延方向（圧延方向に対して０度方向）の強度及び延性が、圧延方向に対して４５度方向及び９０度方向の強度及び延性と異なる（これを面内異方性と呼ぶ）。特に、４５度方向の強度は、０度方向及び９０度方向の強度に比べて低くなりやすく、０度方向及び９０度方向の延性は、４５度方向の延性に比べて低くなりやすい（面内異方性が大きい）。【０００６】
以上より、本発明の一側面では、強度に優れ、かつ延性にも優れ、さらに面内異方性の小さい構造用アルミニウム合金板およびその製造方法を提供することが望ましい。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明の一側面にかかる構造用アルミニウム合金板は、各含有成分として、Ｚｎ：７．０〜１２．０質量％、Ｍｇ：１.５〜４．５質量％、Ｃｕ：１．０〜３．０質量％、Ｚｒ：０．０５〜０．３０質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．５質量％を含み、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、及びＣｒの各含有量を、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｆｅ：０．５質量％以下、Ｍｎ：０．３質量％以下、Ｃｒ：０．３質量％以下にそれぞれ規制し、これら以外の残部成分は、不可避的不純物とアルミニウムからなる。さらに、この構造用アルミニウム合金板は、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、及びＣｏｐｐｅｒ方位という３種類の結晶方位のうち、少なくとも１種類の結晶方位の方位密度が、ランダム比で２０以上であり、かつ、Ｃｕｂｅ方位、ＣＲ方位、Ｇｏｓｓ方位、ＲＷ方位、及び、Ｐ方位という５種類の結晶方位の方位密度が、ランダム比ですべて１０以下である集合組織を有しており、圧延長手方向に対して０度方向及び９０度方向の引張強さが６６０ＭＰａ以上、０．２％耐力が６００ＭＰａ以上であり、かつ、前記０度方向及び前記９０度方向の破断伸びが圧延長手方向に対して４５度方向の破断伸びの７０％以上であり、前記４５度方向の引張強さ及び０．２％耐力が前記０度方向の引張強さ及び０．２％耐力のそれぞれ８０％以上であり、かつ、前記４５度方向の破断伸びが１２％以上である。【０００８】
本発明の一側面にかかる構造用アルミニウム合金板の製造方法は、各含有成分として、Ｚｎ：７．０〜１２．０質量％、Ｍｇ：１.５〜４．５質量％、Ｃｕ：１．０〜３．０質量％、Ｚｒ：０．０５〜０．３０質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．５質量％を含み、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、及びＣｒの各含有量を、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｆｅ：０．５質量％以下、Ｍｎ：０．３質量％以下、Ｃｒ：０．３質量％以下にそれぞれ規制し、これら以外の残部成分は不可避的不純物とアルミニウムからなる構造用アルミニウム合金板を製造する方法である。該製造方法は、総圧下率が９０％以上、ひずみ速度が０.０１ｓ-1以上、１パス当たりの圧下率が１％以上、合計の圧延パス数が１０〜７０パス、合計の圧延パス数の５０％以上がリバース圧延、開始温度が３００〜４２０℃の条件で熱間圧延を行う工程と、前記熱間圧延の工程の後に、４００〜４８０℃の温度で１〜１０時間の溶体化処理を行う工程と、前記溶体化処理の工程の後に、１分以内に９０℃以下の温度まで冷却する焼入れ工程と、前記焼入れ工程の後に、８０〜１８０℃の温度において５〜３０時間の人工時効処理を行う工程と、を含む。【０００９】
上記の製造方法では、熱間圧延の工程と溶体化処理の工程との間に、冷間圧延の工程をさらに含んでもよい。
上記の製造方法では、熱間圧延工程の前に、自由鍛造を行う工程をさらに含んでもよい。【００１０】
本発明の一側面によれば、強度と延性に優れ、面内異方性が小さい構造用アルミニウム合金板を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
以下、本発明の実施形態を説明する。但し、本発明は以下の実施形態に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲において種々の態様で実施し得る。また、異なる実施態様を適宜組み合わせて得られる構成についても、本発明の範疇に含まれる。
【００１２】
本発明の構造用アルミニウム合金板は、７０００系合金として知られるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系アルミニウム合金に属する。すなわち、本実施形態の構造用アルミニウム合金板は、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系アルミニウム合金板である。但し、以下では単に、構造用アルミニウム合金板と称する。
【００１３】
本実施形態の構造用アルミニウム合金板は、亜鉛（Ｚｎ）、マグネシウム（Ｍｇ）、銅（Ｃｕ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、チタン（Ｔｉ）、ケイ素（Ｓｉ）、鉄（Ｆｅ）、マンガン（Ｍｎ）、及び、クロム（Ｃｒ）を主な含有成分として含んでいる。また、残部成分として、不可避的不純物及びアルミニウム（Ａｌ）を含んでいる。これらの各含有成分について、以下に説明する。なお、以下の明細書中では、「質量％」を単に「％」と表示する。
（１）Ｚｎ
Ｚｎはアルミニウム合金の強度を高める。アルミニウム合金におけるＺｎ含有量が７．０％未満の場合、アルミニウム合金の強度を高める効果が得られない。また、Ｚｎ含有量が１２．０％を超える場合、Ｚｎ−Ｍｇ系の晶出物や析出物を形成し、アルミニウム合金の延性が低下する。従って、本実施形態の構造用アルミニウム合金板では、Ｚｎ含有量は７．０〜１２．０％である。また、Ｚｎ含有量は８．０〜１１．０％であることが好ましい。
（２）Ｍｇ
Ｍｇはアルミニウム合金の強度を高める。アルミニウム合金におけるＭｇ含有量が１．５％未満の場合、アルミニウム合金の強度を高める効果が得られない。また、Ｍｇ含有量が４．５％を超える場合、Ｚｎ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系の晶出物や析出物を形成し、アルミニウム合金の延性が低下する。従って、本実施形態の構造用アルミニウム合金板では、Ｍｇ含有量は１．５〜４．５％である。また、Ｍｇ含有量は１．５〜３．５％であることが好ましい。
（３）Ｃｕ
Ｃｕはアルミニウム合金の強度を高める。アルミニウム合金におけるＣｕ含有量が１．０％未満の場合、アルミニウム合金の強度を高める効果が得られない。また、Ｃｕ含有量が３．０％を超える場合、Ａｌ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系の晶出物や析出物を形成し、アルミニウム合金の延性が低下する。従って、本実施形態の構造用アルミニウム合金板では、Ｃｕ含有量は１．０〜３．０％である。また、Ｃｕ含有量は１．０〜２．５％であることが好ましい。
（４）Ｚｒ
Ｚｒは溶体化処理時のアルミニウム合金の再結晶を抑制し、アルミニウム合金の強度を高める。アルミニウム合金におけるＺｒ含有量が０．０５％未満の場合、アルミニウム合金の再結晶を抑制できず、アルミニウム合金の強度を高める効果が得られない。また、Ｚｒ含有量が０．３０％を超える場合、Ａｌ−Ｚｒ系の晶出物や析出物を形成し、アルミニウム合金の延性が低下する。従って、本実施形態の構造用アルミニウム合金板では、Ｚｒ含有量は０．０５〜０．３０％である。また、Ｚｒ含有量は０．０５〜０．２０％であることが好ましい。
（５）Ｔｉ
Ｔｉは、鋳塊結晶粒の微細化を目的として添加される微細化剤に含まれる成分である。アルミニウム合金におけるＴｉ含有量が０．５％を超える場合、Ａｌ−Ｔｉ系の晶出物や析出物を形成し、アルミニウム合金の延性が低下する。また、Ｔｉ含有量が０．００５％未満の場合は、十分な鋳塊結晶粒の微細化効果が得られない。従って、本実施形態の構造用アルミニウム合金板では、Ｔｉ含有量は、０．００５〜０．５％である。また、Ｔｉ含有量は０．３５％以下であることが好ましい。
（６）Ｓｉ
Ｓｉはアルミニウム合金の延性を低下させる。アルミニウム合金におけるＳｉ含有量が０．５％を超える場合、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系、Ｓｉ系の晶出物や析出物を形成し、アルミニウム合金の延性が低下する。従って、本実施形態の構造用アルミニウム合金板では、Ｓｉ含有量は、０．５％以下に規制される。また、Ｓｉ含有量は０．４％以下であることが好ましい。
（７）Ｆｅ
Ｆｅはアルミニウム合金の延性を低下させる。アルミニウム合金におけるＦｅ含有量が０．５％を超える場合、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｆｅ系の晶出物や析出物を形成し、アルミニウム合金の延性が低下する。従って、本実施形態の構造用アルミニウム合金板では、Ｆｅ含有量は、０．５％以下に規制される。また、Ｆｅ含有量は０．３５％以下であることが好ましい。
（８）Ｍｎ
Ｍｎはアルミニウム合金の延性を低下させる。アルミニウム合金におけるＭｎ含有量が０．３％を超える場合、Ａｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ系の晶出物や析出物を形成し、アルミニウム合金の延性が低下する。従って、本実施形態の構造用アルミニウム合金板では、Ｍｎ含有量は、０．３％以下に規制される。また、Ｍｎ含有量は０．２％以下であることが好ましい。
（９）Ｃｒ
Ｃｒはアルミニウム合金の延性を低下させる。アルミニウム合金におけるＣｒ含有量が０．３％を超える場合、Ａｌ−Ｃｒ系の晶出物や析出物を形成し、アルミニウム合金の延性が低下する。従って、本実施形態の構造用アルミニウム合金板では、Ｃｒ含有量は、０．３％以下に規制される。また、Ｃｒ含有量は０．２％以下であることが好ましい。
（１０）アルミニウム及び不可避的不純物
本実施形態の構造用アルミニウム合金板は、上述の（１）〜（９）の成分以外に、アルミニウム及び不可避的不純物を残部成分として含んでいる。これらの残部成分については、当該技術分野において一般的に知られている事項であるため、詳しい説明を省略する。
【００１４】
なお、上述のＳｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、及びＣｒの各含有成分は、規制成分である。したがって、これらの規制成分を全く含んでいない（すなわち、含有量が０である）構造用アルミニウム合金板も本発明の範疇に含まれる。
【００１５】
続いて、本実施形態の構造用アルミニウム合金板の結晶構造について、以下に説明する。
本実施形態の構造用アルミニウム合金板などの金属は、多結晶材料である。このような多結晶材料中に存在する各結晶粒の結晶格子の向き（結晶方位）の分布状態のことを、集合組織（結晶集合組織）という。
【００１６】
アルミニウム合金板中に存在する代表的な結晶方位としては、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位、Ｃｕｂｅ方位、ＣＲ方位、Ｇｏｓｓ方位、ＲＷ方位、Ｐ方位などが挙げられる。そして、これらの各方位がどの程度の体積分率で含まれているかによって、金属の性質が規定される。上述の各方位に関しては、当業者には周知の内容であるため、詳しい説明は省略する。
（Ａ）Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位について
Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位は強度を高める効果を有する。各結晶方位の集積度が低く、これら３種類全ての結晶方位の方位密度が２０未満の場合、アルミニウム合金の強度を高める効果が得られない。
【００１７】
従って、本実施形態の構造用アルミニウム合金板では、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位という３種類の結晶方位のうち、１種類以上の結晶方位の方位密度（ランダム比、以下同じ）が２０以上である。また、これら３種類の結晶方位のうち、１種類以上の結晶方位の方位密度は、２５以上であることが好ましい。
（Ｂ）Ｃｕｂｅ方位、ＣＲ方位、Ｇｏｓｓ方位、ＲＷ方位、Ｐ方位
Ｃｕｂｅ方位、ＣＲ方位、Ｇｏｓｓ方位、ＲＷ方位、Ｐ方位は再結晶組織で観察される結晶方位であり、アルミニウム合金の強度を低下させる効果を有する。それぞれの方位密度が１０を超える場合、アルミニウム合金の面内異方性が大きくなり、アルミニウム合金の強度も低下する。
【００１８】
従って、本実施形態の構造用アルミニウム合金板では、Ｃｕｂｅ方位、ＣＲ方位、Ｇｏｓｓ方位、ＲＷ方位、及び、Ｐ方位という５種類の結晶方位の方位密度（ランダム比）の全てが、１０以下である。また、これら５種類の結晶方位の全ての方位密度は、５以下であることが好ましい。
【００１９】
以上のような含有成分及び結晶構造を有する本実施形態の構造用アルミニウム合金板は、圧延長手方向に対して０度方向及び９０度方向の引張強さが６６０ＭＰａ以上、０．２％耐力が６００ＭＰａ以上であり、かつ、前記０度方向及び前記９０度方向の破断伸びが圧延長手方向に対して４５度方向の破断伸びの７０％以上であり、前記４５度方向の引張強さ及び０．２％耐力が前記０度方向の引張強さ及び０．２％耐力のそれぞれ８０％以上であり、かつ、前記４５度方向の破断伸びが１２％以上であるという性質を有する。
【００２０】
本実施形態にかかる構造用アルミニウム合金板は、上記のような性質を有していることにより、充分な強度を有し、かつ、延性にも優れ、さらに面内異方性が小さいことが裏付けられる。したがって、本発明によれば、例えば航空・宇宙機用および車両用として好適な構造用アルミニウム合金板を得ることができる。
【００２１】
続いて、本実施形態において、構造用アルミニウム合金板を製造する方法について説明する。
本実施形態の製造方法は、Ｚｎ：７．０〜１２．０％、Ｍｇ：１.５〜４．５％、Ｃｕ：１．０〜３．０％、Ｚｒ：０．０５〜０．３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％を含み、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、及びＣｒの各含有量を、Ｓｉ：０．５％以下、Ｆｅ：０．５％以下、Ｍｎ：０．３％以下、及び、Ｃｒ：０．３％以下にそれぞれ規制し、残部成分として不可避的不純物とアルミニウムを含む構造用アルミニウム合金板を製造する方法である。
【００２２】
この製造方法は、熱間圧延の工程と、該熱間圧延の工程の後に行う溶体化処理の工程と、該溶体化処理の工程の後に行う焼入れ処理と、該焼入れ処理の工程の後に行う人工時効処理の工程と、を少なくとも含む。
【００２３】
また、本実施形態の製造方法では、熱間圧延の工程と溶体化処理の工程との間に、冷間圧延の工程をさらに含んでもよい。また、本実施形態の製造方法では、熱間圧延工程の前に、自由鍛造を行う工程をさらに含んでもよい。
【００２４】
以下に、各工程の詳細について説明する。
（ａ）熱間圧延工程
熱間圧延工程は、所定温度（例えば、金属の再結晶温度）以上の温度を維持しながら行う圧延工程である。本実施形態では、総圧下率が９０％以上、ひずみ速度が０．０１ｓ-1以上、１パス当たりの圧下率が１％以上、合計の圧延パス数が１０〜７０パス、合計の圧延パス数の５０％以上がリバース圧延、開始温度が３００〜４２０℃の条件で、熱間圧延が行われる。
【００２５】
総圧下率とは、圧延工程における被圧延材料の板厚の減少率のことである。また、ひずみ速度とは、圧延工程において単位加工時間に対する板厚の減少率を表した数値のことである。また、１パス当たりの圧下率とは、１パス中の圧延における材料の板厚の減少率のことである。また、リバース圧延とは、材料を往復させながら圧延を繰り返すことであり、１パス毎に圧延方向が１８０度入れ替わるため、圧延方向が常に一定である一方向圧延とは区別される。
【００２６】
熱間圧延の総圧下率は、その数値が高い程、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、及び、Ｃｏｐｐｅｒ方位のうち、少なくとも一つの方位密度が高くなり、アルミニウム合金の強度が高くなる。総圧下率が９０％未満では、アルミニウム合金の強度向上の効果が得られない。また、熱間圧延の総圧下率が高いほど、Ｃｕｂｅ方位、ＣＲ方位、Ｇｏｓｓ方位、ＲＷ方位、及び、Ｐ方位のすべての方位密度が低くなるため、アルミニウム合金の面内異方性が小さくなり、アルミニウム合金の強度が高くなる。従って、本実施形態にかかる製造方法では、熱間圧延の総圧下率を９０％以上としている。得られる構造用アルミニウム合金板の面内異方性をより低減し、強度をより高めるためには、熱間圧延の総圧下率を９３％以上とすることが好ましい。
【００２７】
また、熱間圧延のひずみ速度は、その数値が大きい程、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、及び、Ｃｏｐｐｅｒ方位のうち、少なくとも一つの方位密度が高くなり、アルミニウム合金の強度が高くなる。ひずみ速度が０．０１ｓ-1未満では必要なアルミニウム合金の強度が得られない。従って、本実施形態にかかる製造方法では、熱間圧延のひずみ速度を０．０１ｓ-1以上としている。得られる構造用アルミニウム合金板の強度をより高めるためには、熱間圧延のひずみ速度を０．０３ｓ-1以上とすることが好ましい。
【００２８】
なお、熱間圧延の総圧下率およびひずみ速度について、特に上限は規定されないが、現状の製造設備においては、総圧下率９９％、ひずみ速度４００ｓ-1程度が上限の目安となる。
【００２９】
熱間圧延における１パス当たりの圧下率は、その数値が大きいほど、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、及び、Ｃｏｐｐｅｒ方位のうち、少なくとも一つの方位密度が高くなり、アルミニウム合金の強度が高くなる。１パス当たりの圧下率が１％未満では、アルミニウム合金の強度向上の効果が得られない。従って、本実施形態にかかる製造方法では、１パス当たりの圧下率を１％以上としている。得られる構造用アルミニウム合金板の強度をより高めるためには、１パス当たりの圧下率を１．５％以上とすることが好ましい。なお、１パス当たりの圧下率について、特に上限は規定されないが、現状の製造設備においては、５０％程度が上限の目安となる。
【００３０】
熱間圧延における合計の圧延パス数が多いと、所定の厚さを得るまでの１パス当たりの圧下量が小さくなる。そのため、板厚表層部に圧延加工が優先的に付与され、板厚中心部に圧延加工が付与されにくくなり、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、及び、Ｃｏｐｐｅｒ方位の集合組織が発達しない。合計の圧延パス数が７０パスより多いと、アルミニウム合金の強度向上の効果が得られない。一方、合計の圧延パス数が少ないと、所定の厚さを得るまでの１パス当たりの圧下量が大きくなる。そのため、板厚表層部において強いせん断加工が付与され、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、及び、Ｃｏｐｐｅｒ方位の集合組織が発達せず、Ｃｕｂｅ方位、ＣＲ方位、Ｇｏｓｓ方位、ＲＷ方位、及び、Ｐ方位の方位密度が十分に低下しない。合計の圧延パス数が１０パスより少ないと、アルミニウム合金の面内異方性が低減せず、アルミニウム合金の強度向上の効果が得られない。従って、本実施形態にかかる製造方法では、合計の圧延パス数を１０〜７０パスとしている。得られる構造用アルミニウム合金板の強度をより高めるためには、合計の圧延パス数を２０〜６０パスとすることが好ましい。
【００３１】
熱間圧延における圧延加工では、一方向圧延よりもリバース圧延のほうが材料を均一に圧延加工することができる。リバース圧延の場合、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、及び、Ｃｏｐｐｅｒ方位のうち、少なくとも一つの方位密度が高くなると共に、Ｃｕｂｅ方位、ＣＲ方位、Ｇｏｓｓ方位、ＲＷ方位、及び、Ｐ方位の全ての方位密度が低くなる。これにより、アルミニウム合金の面内異方性が小さくなり、アルミニウム合金の強度が高くなる。一方向圧延では圧延加工が不均一となるため、アルミニウム合金の強度向上の効果が十分に得られない。従って、本実施形態にかかる製造方法では、合計の圧延パス数の５０％以上をリバース圧延としている。得られる構造用アルミニウム合金板の面内異方性を低減し、強度をより高めるためには、合計の圧延パス数の７０％以上をリバース圧延とすることが好ましい。
【００３２】
熱間圧延の開始温度が３００℃未満である場合、材料の変形抵抗が大きいことから、板厚表層部のみに圧延加工が施され、板厚中心部まで圧延加工が十分に施されない。そのため、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、及び、Ｃｏｐｐｅｒ方位の集合組織が発達しにくく、Ｃｕｂｅ方位、ＣＲ方位、Ｇｏｓｓ方位、ＲＷ方位、及び、Ｐ方位の方位密度の全てが十分に低下しない。これにより、アルミニウム合金の面内異方性が低減せず、アルミニウム合金の強度向上の効果が得られない。また、圧延荷重が増大し、圧延中に材料の割れも発生しやすくなるため、圧延加工が困難となる。一方、圧延の開始温度が４２０℃より高い場合、材料の変形抵抗が小さく、変形しやすいことから、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、及び、Ｃｏｐｐｅｒ方位の集合組織が発達しにくく、Ｃｕｂｅ方位、ＣＲ方位、Ｇｏｓｓ方位、ＲＷ方位、及び、Ｐ方位の方位密度の全てが十分に低下しない。そのため、アルミニウム合金の面内異方性が低減せず、アルミニウム合金の強度向上の効果が得られない。従って、本実施形態にかかる製造方法では、圧延の開始温度を３００℃〜４２０℃の範囲内としている。
（ｂ）冷間圧延工程
冷間圧延工程は、所定温度（例えば、金属の再結晶温度）以下の温度で行う圧延工程である。本実施形態では、熱間圧延工程の後に、この冷間圧延工程が含まれていてもよい。なお、本発明の製造方法においては、冷間圧延工程を必ずしも行う必要はなく、冷間圧延工程なしで目的とする機械的性質は十分に実現される。しかし、冷間圧延工程を含むことで、強度の向上という効果が得られる。
【００３３】
冷間圧延工程においても、熱間圧延工程と同様に、総圧下率が高い程、アルミニウム合金の面内異方性の低減と強度向上の効果が得られる。
冷間圧延工程における上記以外の条件については、特に限定はされず、本発明の技術分野で行われる通常の冷間圧延の条件で行えばよい。
（ｃ）溶体化処理工程
溶体化処理工程は、金属組織中に存在する晶出物や析出物を固溶させる処理のことである。本実施形態では、熱間圧延工程の後に、あるいは、冷間圧延工程を行う場合には冷間圧延工程の後に、この溶体化処理工程が含まれている。
【００３４】
溶体化処理工程において、温度が４００℃未満であると、材料を十分に溶体化できず、アルミニウム合金の強度及び延性が十分に得られない。また、溶体化処理工程において、温度が４８０℃を超えると、材料の固相線温度を超えるため、部分的に融解が発生する。従って、本実施形態にかかる製造方法では、溶体化処理工程の温度は４００〜４８０℃の範囲内に設定される。また、得られる構造用アルミニウム合金板の強度及び延性をより向上させるためには、溶体化処理工程の温度は、４２０〜４８０℃の範囲内に設定されることがより好ましい。
【００３５】
溶体化処理工程において、処理時間が１時間未満であると、材料を十分に溶体化できず、アルミニウム合金の強度及び延性が十分に得られない。また、溶体化処理工程において、処理時間が１０時間を超えると、材料の金属組織内に再結晶が生じて、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、及び、Ｃｏｐｐｅｒ方位のうち、少なくとも一つの方位の方位密度が低くなり、かつ、Ｃｕｂｅ方位、ＣＲ方位、Ｇｏｓｓ方位、ＲＷ方位、及び、Ｐ方位の方位密度が高くなる。そのため、アルミニウム合金の面内異方性が大きくなり、アルミニウム合金について必要な強度が得られない。従って、本実施形態にかかる製造方法では、溶体化処理時間は１〜１０時間の範囲内に設定される。また、得られる構造用アルミニウム合金板の強度及び延性をより向上させるためには、溶体化処理時間が１．５〜８時間であることが好ましい。
【００３６】
溶体化処理工程における上記以外の条件については、特に限定はされず、本発明の技術分野で行われる通常の溶体化処理の条件で行えばよい。
（ｄ）焼入れ工程
焼入れ工程は溶体化処理工程により固溶させた成分元素を析出させないまま（すなわち、溶入化させたまま）で室温近くまで材料温度を急速に低下させる処理のことである。焼入れ処理の例としては、溶体化処理直後に水中に材料を投入することで、急速な冷却を行う、水中焼入れなどが挙げられる。
【００３７】
焼入れ工程において、材料を１分以内に９０℃以下の温度まで冷却できないと焼入れ中に析出が生じるため、溶入化が十分達成されず、アルミニウム合金について必要な強度及び延性が得られない。また、得られる構造用アルミニウム合金板の強度及び延性をより向上させるためには、材料を５０秒以内に８０℃以下の温度まで冷却することがより好ましい。
【００３８】
焼入れ工程における上記以外の条件については、特に限定はされず、本発明の技術分野で行われる通常の焼入れの条件で行えばよい。
（ｅ）人工時効処理工程
人工時効処理の温度は、８０℃未満では析出が進まず析出強化によるアルミニウム合金の強度向上の効果が得られない。また、人工時効処理の温度が１８０℃を超える場合は粗大に析出するため析出強化によるアルミニウム合金の強度向上の効果が得られない。従って、本実施形態にかかる製造方法では、人工時効処理温度は８０〜１８０℃の範囲内に設定される。また、得られる構造用アルミニウム合金板の強度をより向上させるためには、人工時効処理温度は１００〜１８０℃の範囲内とすることが好ましい。
【００３９】
人工時効処理時間は、５時間未満では十分に析出せずに析出強化によるアルミニウム合金の強度向上の効果が得られない。また、人工時効処理時間は、３０時間を超えると、析出物が粗大化し、アルミニウム合金の強度向上の効果が得られない。従って、本実施形態にかかる製造方法では、人工時効処理時間は５〜３０時間の範囲内に設定される。また、得られる構造用アルミニウム合金板の強度をより向上させるためには、人工時効処理時間は８〜２８時間とすることが好ましい。
【００４０】
人工時効処理工程における上記以外の条件については、特に限定はされず、本発明の技術分野で行われる通常の人工時効処理の条件で行えばよい。
（ｆ）自由鍛造工程
本実施形態では、熱間圧延工程の前に、自由鍛造工程が含まれていてもよい。
【００４１】
熱間圧延工程の前に自由鍛造を行うことにより、鋳塊組織が壊され、アルミニウム合金の強度および延性が向上する。なお、本発明の製造方法においては、自由鍛造を必ずしも行う必要はなく、自由鍛造の工程なしで目的とする機械的性質は十分に実現される。しかし、自由鍛造工程を含むことで、鋳塊組織が破壊され、アルミニウム合金の強度および延性が向上する。
【００４２】
自由鍛造工程では、圧縮率が高いほど、鋳塊組織が破壊され、アルミニウム合金の強度および延性が向上する。従って、本実施形態にかかる製造方法では、圧縮率は特に限定されないが、自由鍛造を実施するのであれば、圧縮率は３０％以上であることが好ましい。
【００４３】
自由鍛造工程における上記以外の条件については、特に限定はされず、本発明の技術分野で行われる通常の自由鍛造の条件で行えばよい。
以上の（ａ）から（ｆ）の工程を含む本実施形態にかかる製造方法によれば、充分な強度を有し、かつ、延性にも優れ、さらに面体異方性の小さい構造用アルミニウム合金板を製造することができる。したがって、本発明によれば、例えば航空・宇宙機用および車両用として好適な構造用アルミニウム合金板を得ることができる。
【実施例】
【００４４】
以下、本発明の実施例を、比較例と対比しながら説明し、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り、本発明は何らこれらに限定されない。【００４５】
〔実施例１〕
実施例１では、まず、表１に示す含有成分で各金属元素を含む各種のアルミニウム合金Ａ〜ＶをＤＣ鋳造により造塊し、厚さ５００ｍｍ、幅５００ｍｍの鋳塊を得た。なお、表１中における「Ｂａｌ．」とは、残余成分（Ｂａｌａｎｃｅ）のことを意味する。【００４６】
【表１】
2015133011.tif 000002
【００４７】
次いで、それらアルミニウム合金Ａ〜Ｖの鋳塊に対して、それぞれ、４５０℃の温度で１０時間の均質化処理を施した後、圧延開始温度４００℃、ひずみ速度０．３ｓ-1、１パス当たりの圧下率１％以上、合計パス数５０回、そのうちリバース圧延４０回（合計パスの８０％）の条件で熱間圧延を実施し、板厚２０ｍｍ（総圧下率９６％）の熱間圧延板を得た。得られた各種熱間圧延板を４５０℃の温度で３時間の溶体化処理を行い、その後、５０秒で７５℃以下まで冷却する水中焼入れを実施した。続いて、１４０℃の温度で１０時間の人工時効処理を行った。【００４８】
そして、得られた各種構造用アルミニウム合金板を試験材１〜２２とし、それぞれについて、引張強さ、０．２％耐力、破断伸びを室温下にて測定し、それらの結果を表２に示した。なお、引張強さ、０．２％耐力、及び、破断伸びの各測定方法は、金属材料の引張試験法として日本工業規格（ＪＩＳ）において規定されている試験方法に準じて行った（ＪＩＳ番号：ＪＩＳＺ２２４１参照）。引張試験における引張方向は、圧延方向（圧延長手方向）に対して０度方向、４５度方向、９０度方向（以下、単に０度方向、４５度方向、９０度方向という）の合計３方向とした。【００４９】
また、集合組織の測定方法は以下の手順にて実施した。板状試験材の幅中央部から長さ２５ｍｍ、幅２５ｍｍの試験片を切断、採取し、厚さ方向に垂直な面が測定面になるようにして元板厚の１／２になるまで面削を行った。その後、丸本ストルアス株式会社製ＳｉＣ研磨紙（φ３０５ｍｍ、粒度２４００）を用いて仕上研磨をした。【００５０】
その後、硝酸、塩酸、フッ酸を混合した腐食液で１０秒間程度の腐食を行い、Ｘ線反射法による極点図測定用の試験片を作製した。得られた各試験片について、Ｘ線反射法を用いて極点図を作成し、球面調和関数による級数展開法で三次元方位解析を行うことで、各方位の方位密度を決定した。【００５１】
【表２】
2015133011.tif 000003
【００５２】
かかる表２の結果から明らかなように、本発明の範囲に含まれる化学成分を有するアルミニウム合金Ａ〜Ｉを用いて得られた試験材１〜９の構造用アルミニウム合金板は、何れも、０度方向及び９０度方向の引張強さが６６０ＭＰａ以上、０．２％耐力が６００ＭＰａ以上であり、かつ、０度方向及び９０度方向の破断伸びが４５度方向の破断伸びの７０％以上であり、４５度方向の引張強さ及び０．２％耐力が０度方向の引張強さ及び０．２％耐力のそれぞれ８０％以上であり、かつ、４５度方向の破断伸びが１２％以上という優れた特性を有するものであった。【００５３】
これに対して、本発明の範囲を逸脱する化学成分を有するアルミニウム合金Ｊ〜Ｖを用いて得られた試験材１０〜２２のアルミニウム合金板は、何れかの成分について、アルミニウム合金中の含有量が少なすぎたり、多すぎたりしているため、少なくとも、結晶方位の方位密度又は機械的性質（引張強さ、０．２％耐力、破断伸び）が本発明の範囲外となった。【００５４】
具体的には、試験材１０は、Ｚｎの含有量が７．０％未満であるアルミニウム合金Ｊを用いているため、強度向上の効果が得られず、０度方向及び９０度方向の引張強さが６６０ＭＰａ未満、０度方向及び９０度方向の０．２％耐力が６００ＭＰａ未満であった。【００５５】
また、試験材１１は、Ｚｎの含有量が１２．０％を超えるアルミニウム合金Ｋを用いているため、Ｚｎ−Ｍｇ系の晶出物や析出物を形成し、延性が低下し、４５度方向の破断伸びが１２％未満であった。【００５６】
さらに、試験材１２は、Ｍｇの含有量が１．５％未満であるアルミニウム合金Ｌを用いているため、強度向上の効果が得られず、０度方向及び９０度方向の引張強さが６６０ＭＰａ未満、０度方向及び９０度方向の０．２％耐力が６００ＭＰａ未満であった。【００５７】
また、試験材１３は、Ｍｇの含有量が４．５％を超えるアルミニウム合金Ｍを用いているため、Ｚｎ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系の晶出物や析出物を形成し、延性が低下し、４５度方向の破断伸びが１２％未満であった。【００５８】
さらに、試験材１４は、Ｃｕの含有量が１．０％未満であるアルミニウム合金Ｎを用いているため、強度向上の効果が得られず、０度方向及び９０度方向の引張強さが６６０ＭＰａ未満、０度方向及び９０度方向の０．２％耐力が６００ＭＰａ未満であった。【００５９】
また、試験材１５は、Ｃｕの含有量が３．０％を超えるアルミニウム合金Ｏを用いているため、Ａｌ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系の晶出物や析出物を形成し、延性が低下し、４５度方向の破断伸びが１２％未満であった。【００６０】
さらに、試験材１６は、Ｚｒの含有量が０．０５％未満であるアルミニウム合金Ｐを用いているため、再結晶組織となり、強度向上の効果が得られず、０度方向及び９０度方向の引張強さが６６０ＭＰａ未満、０度方向及び９０度方向の０．２％耐力が６００ＭＰａ未満であった。【００６１】
また、試験材１７は、Ｚｒの含有量が０．３０％を超えるアルミニウム合金Ｑを用いているため、Ａｌ−Ｚｒ系の晶出物や析出物を形成し、延性が低下し、４５度方向の破断伸びが１２％未満であった。【００６２】
さらに、試験材１８は、Ｓｉの含有量が０．５％を超えるアルミニウム合金Ｒを用いているため、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系、Ｓｉ系の晶出物や析出物を形成し、延性が低下し、４５度方向の破断伸びが１２％未満であった。【００６３】
さらに、試験材１９は、Ｆｅの含有量が０．５％を超えるアルミニウム合金Ｓを用いているため、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｆｅ系の晶出物や析出物を形成し、延性が低下し、４５度方向の破断伸びが１２％未満であった。【００６４】
さらに、試験材２０は、Ｔｉの含有量が０．５％を超えるアルミニウム合金Ｔを用いているため、Ａｌ−Ｔｉ系の晶出物や析出物を形成し、延性が低下し、４５度方向の破断伸びが１２％未満であった。【００６５】
さらに、試験材２１は、Ｍｎの含有量が０．３％を超えるアルミニウム合金Ｕを用いているため、Ａｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ系の晶出物や析出物を形成し、延性が低下し、４５度方向の破断伸びが１２％未満であった。【００６６】
さらに、試験材２２は、Ｃｒの含有量が０．３％を超えるアルミニウム合金Ｖを用いているため、Ａｌ−Ｃｒ系の晶出物や析出物を形成し、延性が低下し、４５度方向の破断伸びが１２％未満であった。【００６７】
〔実施例２〕
実施例２では、まず、Ｚｎ１０．２％、Ｍｇ２．９％、Ｃｕ１．８％、Ｚｒ０．１６％、Ｓｉ０．２２％、Ｆｅ０．１３％、Ｔｉ０．０５％、Ｍｎ０．０２％、Ｃｒ０．０１％、および不可避的不純物とアルミニウム残部からなる化学成分を有する、厚さ５００ｍｍ、幅５００ｍｍのＤＣ鋳塊を得た。【００６８】
次いで、得られたアルミニウム合金鋳塊を、表３に示される鍛造条件、熱間圧延条件、冷間圧延条件、溶体化処理条件、焼入れ条件、及び、人工時効処理条件で処理し、板厚２．０ｍｍの各種構造用アルミニウム合金板の試験材２３〜４４を得た。【００６９】
【表３】
2015133011.tif 000004
【００７０】
そして、得られた各種試験材について、引張強さ、０．２％耐力、破断伸びを室温下にて測定し、それらの結果を表４に示した。なお、引張強さ、０．２％耐力、及び、破断伸びの各測定方法は、金属材料の引張試験法として日本工業規格（ＪＩＳ）において規定されている試験方法に準じて行った（ＪＩＳ番号：ＪＩＳＺ２２４１参照）。引張試験における引張方向は、圧延方向（圧延長手方向）に対して０度方向、４５度方向、９０度方向の合計３方向とした。【００７１】
また、集合組織の測定方法は以下の手順にて実施した。板状試験材の幅中央部から長さ２５ｍｍ、幅２５ｍｍの試験片を切断、採取し、厚さ方向に垂直な面が測定面になるようにして元板厚の１／２になるまで面削を行った。その後、丸本ストルアス株式会社製ＳｉＣ研磨紙（φ３０５ｍｍ、粒度２４００）を用いて仕上研磨をした。【００７２】
その後、硝酸、塩酸、フッ酸を混合した腐食液で１０秒間程度の腐食を行い、Ｘ線反射法による極点図測定用の試験片を作製した。得られた各試験片について、Ｘ線反射法を用いて極点図を作成し、球面調和関数による級数展開法で三次元方位解析を行うことで、各方位の方位密度を決定した。【００７３】
【表４】
2015133011.tif 000005
【００７４】
かかる表３および表４の結果から明らかなように、本発明の製造方法の範囲に含まれる諸条件（すなわち、鍛造条件、熱間圧延条件、冷間圧延条件、溶体化処理条件、焼入れ条件、及び、人工時効処理条件）を採用して得られた試験材２３〜２６および２９は、何れも、引張強さ、０．２％耐力、破断伸びに関して優れた特性を示した。【００７５】
これに対して、本発明の製造方法の範囲を逸脱する諸条件（すなわち、鍛造条件、熱間圧延条件、冷間圧延条件、溶体化処理条件、焼入れ条件、及び、人工時効処理条件）を採用して得られた試験材２７、２８、３３および３９〜４４は、集合組織の発達が不十分であり、結晶方位の方位密度及び機械的性質（引張強さ、０．２％耐力、破断伸び）が本発明の範囲外となっていた。あるいはまた、本発明の製造方法の範囲を逸脱する諸条件を採用して得られた試験材３０、３２および３４〜３８は、機械的性質（引張強さ、０．２％耐力、破断伸び）が本発明の範囲外になっていた。また、試験材３１は溶体化処理温度が本発明の範囲外であり、溶体化処理中に部分融解が発生し、評価するための試験材が得られなかった。【００７６】
具体的には、試験材２７は、総圧下率が９０％未満であるため、集合組織の発達が不十分となり、強度向上の効果が得られず、０度方向及び９０度方向の引張強さが６６０ＭＰａ未満、０度方向及び９０度方向の０．２％耐力が６００ＭＰａ未満であり、面内異方性も大きかった。【００７７】
試験材２８は熱間圧延のひずみ速度が０．０１ｓ-1未満であるため、集合組織の発達が不十分となり、強度向上の効果が得られず、０度方向及び９０度方向の引張強さが６６０ＭＰａ未満、０度方向及び９０度方向の０．２％耐力が６００ＭＰａ未満であり、面内異方性も大きかった。【００７８】
試験材３０は、溶体化処理の温度が４００℃未満であるため、十分に溶入化できず、０度方向及び９０度方向の引張強さが６６０ＭＰａ未満、０度方向及び９０度方向の０．２％耐力が６００ＭＰａ未満であり、４５度方向の破断伸びが１２％未満であった。【００７９】
試験材３２は溶体化処理の時間が１時間未満であり、十分に溶入化できず、０度方向及び９０度方向の引張強さが６６０ＭＰａ未満、０度方向及び９０度方向の０．２％耐力が６００ＭＰａ未満であり、４５度方向の破断伸びが１２％未満であった。【００８０】
試験材３３は溶体化処理の時間が１０時間以上であり、再結晶が生じたため、集合組織の発達が不十分となり、強度向上の効果が得られず、０度方向及び９０度方向の引張強さが６６０ＭＰａ未満、０度方向及び９０度方向の０．２％耐力が６００ＭＰａ未満であり、面内異方性も大きかった。【００８１】
試験材３４は焼入れ時に１分以内に９０℃以下の温度まで冷却できなかったため、十分に溶入化できず、０度方向及び９０度方向の引張強さが６６０ＭＰａ未満であり、９０度方向の０．２％耐力が６００ＭＰａ未満であり、４５度方向の破断伸びが１２％未満であった。【００８２】
試験材３５は人工時効温度が８０℃未満であったため、析出強化による強度向上の効果が得られず、０度方向及び９０度方向の引張強さが６６０ＭＰａ未満であり、９０度方向の０．２％耐力が６００ＭＰａ未満であった。【００８３】
試験材３６は人工時効温度が１８０℃を超えているため、析出強化による強度向上の効果が得られず、０度方向及び９０度方向の引張強さが６６０ＭＰａ未満であり、４５度方向の破断伸びが１２％未満であった。【００８４】
試験材３７は人工時効時間が３０時間を超えているため、析出物が粗大化し、強度向上の効果が得られず、０度方向及び９０度方向の引張強さが６６０ＭＰａ未満であった。
試験材３８は人工時効時間が５時間未満であるため、析出強化による強度向上の効果が得られず、０度方向及び９０度方向の引張強さが６６０ＭＰａ未満、０度方向の０．２％耐力が６００ＭＰａ未満であった。【００８５】
試験材３９は１パス当たりの圧下率が１％未満であったため、集合組織の発達が不十分となり、０度方向及び９０度方向の引張強さが６６０ＭＰａ未満、０度方向及び９０度方向の０．２％耐力が６００ＭＰａ未満であり、面内異方性も大きかった。【００８６】
試験材４０は合計の圧延パス数が１０パス未満であったため、集合組織の発達が不十分となり、０度方向及び９０度方向の引張強さが６６０ＭＰａ未満、０度方向及び９０度方向の０．２％耐力が６００ＭＰａ未満であり、面内異方性も大きかった。【００８７】
試験材４１は合計の圧延パス数が７０パスを超えているため、集合組織の発達が不十分となり、０度方向及び９０度方向の引張強さが６６０ＭＰａ未満、０度方向及び９０度方向の０．２％耐力が６００ＭＰａ未満であり、面内異方性も大きかった。【００８８】
試験材４２はパス数に占めるリバース圧延の割合が５０％未満であるため、集合組織の発達が不十分となり、０度方向及び９０度方向の引張強さが６６０ＭＰａ未満、０度方向及び９０度方向の０．２％耐力が６００ＭＰａ未満であり、面内異方性も大きかった。【００８９】
試験材４３は熱間圧延の開始温度が３００℃未満であるため、集合組織の発達が不十分となり、０度方向及び９０度方向の引張強さが６６０ＭＰａ未満、０度方向及び９０度方向の０．２％耐力が６００ＭＰａ未満であり、面内異方性も大きかった。【００９０】
試験材４４は熱間圧延の開始温度が４２０℃を超えているため、集合組織の発達が不十分となり、０度方向及び９０度方向の引張強さが６６０ＭＰａ未満、０度方向及び９０度方向の０．２％耐力が６００ＭＰａ未満であり、面内異方性も大きかった。
【国際調査報告】
2015133011.tif 000006
2015133011.tif 000007
2015133011.tif 000008
2015133011.tif 000009