(57)【要約】【課題】熱延後に焼鈍されていない熱延上がりままの状態で、プレス成形できる、非調質なＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金熱延板を提供する。【解決手段】特定成分組成のＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金からなり、熱延後に焼鈍されていない熱延上がりままの状態であるアルミニウム合金熱延板の組織を、平均結晶粒径が２５μｍ以下であるとともに、Ｃｕｂｅ方位の平均体積分率が１０％以下である再結晶粒組織として、プレス成形性を向上させる。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｇ：２．０〜６．０質量％を含み、更に、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ及びＣｕの内から選ばれる一種また二種以上を合計で０．０３〜２．５質量％含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、熱延後に焼鈍されていない熱延上がりままの状態であるアルミニウム合金熱延板であって、再結晶焼鈍 (最終焼鈍) 平均結晶粒径が２５μｍ以下であるとともに、Ｃｕｂｅ方位の平均体積分率が１０％以下である再結晶粒組織を有することを特徴とするプレス成形性に優れたアルミニウム合金熱延板。
【請求項２】
前記アルミニウム合金熱延板が、溶解鋳造されたスラブを４５０〜５５０℃で均質化熱処理後に、最終ロールにおける圧延率を３０％以上とするとともに、巻き取り温度を３００℃以上とした熱間圧延されたものである請求項１に記載のアルミニウム合金熱延板。
【請求項３】
前記アルミニウム合金熱延板の板厚が１．６〜２．５ｍｍである請求項１または２に記載のアルミニウム合金熱延板。
【請求項４】
前記アルミニウム合金熱延板が自動車パネル用である請求項１乃至３のいずれか１項に記載のアルミニウム合金熱延板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車パネル用に好適な、プレス成形性に優れたアルミニウム合金熱延板に関するものである。本発明で言うアルミニウム合金熱延板とは、熱間圧延された板、熱間圧延上がりの板であって、熱延後に焼鈍されていない熱延上がりままの状態である（非調質な）アルミニウム合金板を言う。以下、アルミニウムをＡｌとも言う。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境などへの配慮の観点から、自動車等の車両の軽量化の社会的要求はますます高まってきている。かかる要求に答えるべく、自動車パネル、特にフード、ドア、ルーフなどの大型ボディパネル（アウタパネル、インナパネル）の材料として、鋼板等の鉄鋼材料にかえてアルミニウム材料の適用が検討されている。
【０００３】
プレス成形性に優れるアルミニウム合金板としては、従来からＡｌ−Ｍｇ系のＪＩＳ５０５２合金やＪＩＳ５１８２合金等の５０００系アルミニウム合金材料が使用されている。しかし、強度的に鋼板と同程度であるアルミニウム材料であっても、一般に深絞り成形、張出し成形等のプレス成形性が劣っているため、プレス成形性での改善が強く望まれている。
【０００４】
これに対して、５０００系アルミニウム合金においても、従来から、成分系の検討や製造条件の最適化検討によって、成形性を向上させることが提案されている。また、最近では、５０００系アルミニウム合金冷延板の集合組織を制御することにより成形性を向上させることが提案されている。
【０００５】
例えば、特許文献１には、深絞り成形用アルミニウム合金として、板面の（１１０）方位集積度が１０％以上で、かつ（１１０）方位と（１１２）方位の集積度比が１．５以上であり、結晶粒径が３５〜８０μｍの範囲にあるＡｌ−Ｍｇ系合金板が開示されている。
【０００６】
また、これに対して、５０００系アルミニウム合金冷延板の集合組織を、より深絞り成形性に優れた集合組織とするために、特許文献２〜４なども提案されている。これらは、ＣＵＢＥ方位、Ｓ方位、ＧＯＳＳ方位、ＢＲＡＳＳ方位などを一定の割合に制御した集合組織とし、かつ結晶粒径も２０〜１００μｍなどの一定の範囲に制御することを特徴としている。
【０００７】
確かに、５０００系アルミニウム合金冷延板の集合組織を制御することによって、深絞り成形、張出し成形等のプレス成形性は向上する。
【０００８】
ただ、これら５０００系アルミニウム合金冷延板は、通常は、溶解鋳造されたスラブを均質化熱処理後に熱間圧延した熱延板を、更に冷間圧延して薄肉化して製造される。
【０００９】
しかし、５０００系アルミニウム合金は加工硬化する性質を有する。このために、冷間圧延によって加工硬化した５０００系アルミニウム合金冷延板のプレス成形性を向上させるためには、材料強度を最も柔らかい状態にするために、冷間圧延後の仕上げ焼鈍（焼きなまし）が欠かせなかった。これは、前記した各従来技術において、集合組織や成分組成などのいずれの冶金的な制御を行ってプレス成形性を向上させる場合でも同様であり、冷間圧延後の仕上げ焼鈍（焼きなまし）が必須であった。
【００１０】
また、プレス成形性向上のために、前記したような５０００系アルミニウム合金冷延板の結晶粒径の微細化（粗大化防止）を行おうとすると、冷間圧延率（加工率）を７５％以上と高くする必要がある。このため、冷間圧延率をかせぐために、冷間圧延率材料である熱延板の板厚を厚くするとともに、冷間圧延のパス数（圧延回数）を増やす必要がある。したがって、前記したような５０００系アルミニウム合金冷延板の結晶粒径の微細化（粗大化防止）を行う場合には、生産性が低下する。更に、冷間圧延率（加工率）を高くすると、前記した加工硬化も大きくなり、冷間圧延後の連続式焼鈍炉あるいはバッチ式焼鈍炉による仕上げ焼鈍（焼きなまし）がより欠かせないものとなる。
【００１１】
このため、プレス成形性を向上させた５０００系アルミニウム合金冷延板の製造コストはどうしても高くならざるを得ない。また、製造効率も低下せざるを得ない問題を有していた。
【００１２】
これに対して、自動車パネル用素材板として、プレス成形用の５０００系アルミニウム合金板を、上記冷延板の状態ではなく、熱延板（熱延上がりの板）の状態で供給できれば、製造コストや製造効率を大きく向上できる。
【００１３】
この点、従来から、５０００系アルミニウム合金板として、特許文献５では、曲げ部位を有するプレス構造部品用のアルミニウム合金熱延板として、０．２％耐力が１１０〜１３５ＭＰａ、引張り強さが２２０〜２５０ＭＰａの範囲にあることが提案されている。また、特許文献６では、２．５ｍｍ以上の板厚を有する、構造部材用のアルミニウム合金板として、０．２％耐力とともに、圧延方向に伸長させた結晶粒とすることが提案されている。
【特許文献１】特開平５−２９５４７６号公報
【特許文献２】特開２０００−８０４３１号公報
【特許文献３】特開２００６−２１９７６２号公報
【特許文献４】特開２００６−２１９７６３号公報
【特許文献５】特開２００２−２０８３０号公報
【特許文献６】特開２００３−３４８５２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
しかし、特許文献５では、プレス構造部品としての曲げ性を改善するために、冷間圧延と同様に、熱間圧延後に、５０００系アルミニウム合金熱延板の再結晶焼鈍 (最終焼鈍) を行い、上記０．２％耐力および引張り強さの範囲に材料を柔らかくしている。
【００１５】
これは、特許文献６でも同様であって、熱延板をO 調質処理 (350 ℃×2 時間の焼鈍処理) を行って軟質化させている。このように、熱延板と言えども、プレス成形性向上のために、熱間圧延後に再結晶焼鈍を行い、軟質化することが、当業者にとっての常識であった。しかし、冷延板と同様に、これら熱延板にも再結晶焼鈍を行う場合には、熱延板として、せっかく冷延や焼鈍の工程を省略したにもかかわらず、そのコストダウンや効率向上の効果が大きく損なわれる。
【００１６】
本発明はこのような課題に鑑み、その目的は、プレス成形性を向上させた、熱延後に焼鈍されていない熱延上がりままの状態である、非調質な５０００系アルミニウム合金熱延板、言い換えると、熱延後に焼鈍されていない熱延上がりままの状態でプレス成形できる、非調質５０００系アルミニウム合金熱延板を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１７】
この目的を達成するために、本発明プレス成形性に優れたアルミニウム合金熱延板の要旨は、Ｍｇ：２．０〜６．０質量％を含み、更に、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ及びＣｕの内から選ばれる一種また二種以上を合計で０．０３〜２．５質量％含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、熱延後に焼鈍されていない熱延上がりままの状態であるアルミニウム合金熱延板であって、平均結晶粒径が２５μｍ以下であるとともに、Ｃｕｂｅ方位の平均体積分率が１０％以下である再結晶粒組織を有することである。
【００１８】
ここで、前記アルミニウム合金熱延板は、溶解鋳造されたスラブを４５０〜５５０℃で均質化熱処理後に、最終ロールにおける圧延率を３０％以上とするとともに、巻き取り温度を３００℃以上とした熱間圧延されたものであることが好ましい。また、前記アルミニウム合金熱延板の板厚が１．６〜２．５ｍｍであることが好ましい。更に、前記アルミニウム合金熱延板の用途が自動車パネル用であることが好ましい。
【発明の効果】
【００１９】
本発明では、特定組成の５０００系アルミニウム合金の熱延板を、熱延後に再結晶焼鈍を含めた調質処理が施されていない、熱延上がりままの状態の（非調質な）アルミニウム合金熱延板の組織として、プレス成形性を向上させる。
【００２０】
このために、本発明では、熱延上がりままの状態のアルミニウム合金熱延板の組織を、平均結晶粒径が２５μｍ以下であるとともに、Ｃｕｂｅ方位の平均体積分率が１０％以下である再結晶粒組織とする。
【００２１】
本発明のような、熱延後に再結晶焼鈍を含めた調質処理が施されていない、熱延上がりままの状態のアルミニウム合金熱延板では、再結晶焼鈍を行なって軟質化させた熱延板とは、その成形性に対する挙動が全く相違する。また、前記した特許文献２〜４などのように集合組織を発達させた上で、再結晶焼鈍を行なって軟質化させた冷延板とも、その成形性に対する挙動が全く相違する。
【００２２】
この点、本発明は、再結晶焼鈍を行なわない、熱延上がりままの状態のアルミニウム合金熱延板では、異方性が無く、集合組織が発達しない再結晶粒組織の方が、却って、絞り性、バーリング加工性、張出性などのプレス成形性が向上することを知見してなされたものである。
【００２３】
本発明は、自動車パネル用素材板として、プレス成形用の５０００系アルミニウム合金板を、上記冷延板の状態ではなく、また、熱延後に再結晶焼鈍を含めた調質処理が施されていない、熱延上がりままの状態で供給することを可能とする。この結果、自動車パネル用素材板の製造コストや製造効率を大きく向上できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２４】
以下に、本発明の実施の形態につき、各要件ごとに具体的に説明する。
【００２５】
（化学成分組成）
本発明アルミニウム合金熱延板の化学成分組成は、基本的に、Ａｌ−Ｍｇ系合金であるＪＩＳ  ５０００系に相当するアルミニウム合金とする。なお、各元素の含有量の％表示は全て質量％の意味である。
【００２６】
本発明熱延板は、非調質な自動車パネル用素材板として、プレス成形性、強度、溶接性、耐食性などの諸特性を満足する必要がある。このため本発明熱延板は、５０００系アルミニウム合金の中でも、Ｍｇ：２．０〜６．０質量％を含み、更に、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ及びＣｕの内から選ばれる一種また二種以上を合計で０．０３〜２．５質量％含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる化学成分組成とする。
【００２７】
（不純物）
これら記載元素以外の元素は基本的には不純物である。ただ、Ａｌ合金板のリサイクルの観点から、溶解材として、高純度Ａｌ地金だけではなく、５０００系合金やその他のＡｌ合金スクラップ材、低純度Ａｌ地金などを溶解原料として使用した場合には、これらの元素が混入される。そして、これら元素を例えば検出限界以下などに低減すること自体がコストアップとなり、ある程度の含有の許容が必要となる。したがって、本発明では、本発明の目的や効果を阻害しない範囲での記載元素以外の元素の含有を許容する。例えば、Ｓｉ：０．５％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｔｉ：０．５％以下、Ｂ：０．０５％以下、Ｚｎ：０．５％以下の含有を各々許容する。また、この他の元素も上記不可避的不純物として、本発明Ａｌ−Ｍｇ系合金板の温間成形性や必要特性を阻害しない範囲で含有を許容する。
【００２８】
Ｍｇ：２．０〜６．０質量％
Ｍｇは、加工硬化能を高め、熱延板の自動車パネル用素材板としての必要な強度や耐久性を確保する。また、材料を均一に塑性変形させて破断割れ限界を向上させ、成形性を向上させる。Ｍｇの含有量が２．０％未満では、Ｍｇ含有のこれら効果発揮が不十分となる。一方、Ｍｇの含有量が６．０％を越えると、板の製造が困難となり、しかもプレス成形時に、却って粒界破壊が発生しやすくなり、プレス成形性が著しく低下する。したがって、Ｍｇの含有量は２．０〜６．０質量％の範囲とする。
【００２９】
Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ及びＣｕの内から選ばれる一種また二種以上を合計で０．０３〜２．５質量％
Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ及びＣｕは、少量の含有で結晶粒の微細化に有効である。プレス成形時の粒界破壊は、熱延板の平均結晶粒径が２５μｍを超えるなど、結晶粒径が大きい場合に発生しやすく、熱延板の結晶粒径は小さいほど好ましい。また、これらの元素は少量の含有で成形性限界を向上させる。更に、熱延板の結晶粒径は小さいほど、成形品表面の肌荒れが抑制される。
【００３０】
Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ及びＣｕの各含有量の合計が０．０３％未満では含有効果がないが、一方、これら各元素の各含有量の合計が２．５％を超えると、これらの元素に起因する粗大な晶出物や析出物が多くなり、これらが破壊の起点になりやすく、却ってプレス成形性を低下させる。したがって、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ及びＣｕの内から選ばれる一種また二種以上の含有量は、合計で０．０３〜２．５質量％の範囲とする。
【００３１】
この各元素の各含有量の合計が上限量を超えない、各元素の上限量の目安は、Ｆｅ含有量が０．４％、Ｍｎ含有量が０．６％、Ｃｒ含有量が０．３％、Ｚｒ含有量が０．２％、Ｃｕ含有量が１．０％である。
【００３２】
(熱延板の組織)
以上の化学成分組成を前提として、本発明では、熱延上がりままの状態の非調質なアルミニウム合金熱延板の組織を、平均結晶粒径が２５μｍ以下であるとともに、Ｃｕｂｅ方位の平均体積分率が１０％以下である再結晶粒組織とする。
【００３３】
（平均結晶粒径）
非調質な熱延板の平均結晶粒径は小さいほどプレス成形性が向上する。熱延板の平均結晶粒径が２５μｍを超えて大きくなると、熱延上がりままの状態のアルミニウム合金熱延板の組織が再結晶粒組織であったとしても、絞り性、バーリング加工性、張出性などのプレス成形性が低下する。また、成形品表面にオレンジピール（肌荒れ）などの成形不良も発生しやすくなり、外観が損なわれる。このため、これら絞り性、バーリング加工性、張出性などのプレス成形性を向上させるために、本発明では、熱延上がりままの状態のアルミニウム合金熱延板再結晶粒組織の平均結晶粒径を２５μｍ以下とする。
【００３４】
ここで言う結晶粒径とは圧延方向の縦断面における圧延方向の結晶粒の最大径である。平均結晶粒径は、後述するＳＥＭ−ＥＢＳＰと、その測定条件を用い、所定の測定領域内に観察される各結晶粒の最大直径を各々測定し、得られた結果の平均値を算出して求める。
【００３５】
（Ｃｕｂｅ方位）
本発明では、熱延上がりままの状態のアルミニウム合金熱延板の再結晶粒組織を、上記平均結晶粒径微細化させるとともに、異方性の無い組織、集合組織が発達していない組織とする。本発明では、この指標として、Ｃｕｂｅ方位の平均体積分率（Ｃｕｂｅ方位の平均集積率）を規定し、このＣｕｂｅ方位（以下ＣＵＢＥ方位とも言う）の平均体積分率を１０％以下と規制する。
【００３６】
前記した特許文献２〜４などのように、Ｃｕｂｅ方位、Ｇｏｓｓ方位、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位などの集合組織は、確かに各々成形性に対する挙動が相違し、これらを一定の割合に制御した集合組織とすれば、５０００系アルミニウム合金冷延板でも、深絞り成形、張出し成形等のプレス成形性は向上する。しかし、これらの集合組織による成形性の向上は、前記した通り、再結晶焼鈍 (最終焼鈍) を行い軟質化することを前提としている。
【００３７】
これに対して、本発明のような、熱延後に再結晶焼鈍を含めた調質処理が施されていない、熱延上がりままの状態の非調質なアルミニウム合金熱延板では、再結晶焼鈍を行なって軟質化させた熱延板とは、その成形性に対する挙動が全く相違する。また、前記した特許文献２〜４などのように集合組織を発達させた上で、再結晶焼鈍を行なって軟質化させた冷延板とも、その成形性に対する挙動が全く相違する。
【００３８】
即ち、このような非調質な本発明熱延板では、却って、異方性が無く、集合組織が発達しない再結晶粒組織の方が、絞り性、バーリング加工性、張出性などのプレス成形性が向上する。
【００３９】
通常のアルミニウム合金板において、集合組織を発達させた場合には、主としてＣｕｂｅ方位、Ｇｏｓｓ方位、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位から構成される。これに対して、本発明熱延板では、上記した通り、異方性が無く、集合組織が発達しない再結晶粒組織とする。
【００４０】
このような本発明熱延板組織となっているか否かは、上記各結晶方位のうちで、特に、Ｃｕｂｅ方位の平均体積分率（Ｃｕｂｅ方位の平均集積率）が少ないことによって、特定および定量化できる。また、上記各結晶方位のうちで、特に、Ｃｕｂｅ方位は、絞り性、バーリング加工性、張出性などのプレス成形性を低下させる。したがって、Ｃｕｂｅ方位を規制することによって、上記他の方位の集合組織も規制され、集合組織が発達しない再結晶粒組織となり、プレス成形性が向上する。
【００４１】
以上のように、本発明では、異方性が無く、集合組織が発達しない指標として、Ｃｕｂｅ方位の平均体積分率（Ｃｕｂｅ方位の平均集積率）を１０％以下に規制する。Ｃｕｂｅ方位の平均体積分率が１０％を超えた場合には、Ｃｕｂｅ方位自体によって、また、上記他の方位の集合組織も発達することによって、絞り性、バーリング加工性、張出性などのプレス成形性が著しく低下する。
【００４２】
（Ｃｕｂｅ方位の平均体積分率の測定）
結晶粒の結晶方位成分であるＣｕｂｅ方位の平均体積分率の測定は、熱延上がりままの状態のアルミニウム合金熱延板の再結晶粒組織における板面方位を、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）−ＥＢＳＰ（電子線回折）「Electron Back Scattering Pattern」と、ＥＢＳＤ「Electron Back Scattering Diffraction」によって、測定・解析される。これらの結晶解析は、電子チャネリングパターン法（ＥＣＰ法）による結晶解析手法を用いている。
【００４３】
ここで、例えば、熱延板の再結晶粒組織における１００個の結晶粒について各結晶粒の方位を求める。そして、上記５つの方位のどれに属するか（Ｃｕｂｅ方位に属するか否か）を決定し、Ｃｕｂｅ方位の平均体積分率を算出する。その際に、１個１個の結晶粒の大きさは同じと仮定し、これらの方位から±１０度以内の方位のずれは同一の方位因子に属するものとして測定する。
【００４４】
熱延板の測定箇所は板厚方向の直角断面とし、板の任意の箇所の表面および板厚方向１／４の深さ部分で測定して、これらの測定結果を平均化する。この際、上記各部位から複数サンプリングした板断面試料表面を機械研磨して、試料表面から約0.25mmを機械研磨により削り落とし、更に、バフ研磨および電解研磨を行なって表面を調整した試料を用意する。測定部位は試料研磨表面、試料の測定領域は１０００μｍ×１０００μｍとし、測定ステップ間隔は例えば３μｍとする。
【００４５】
ＳＥＭ装置として、例えば日本電子社製ＳＥＭ（ＪＥＯＬＪＳＭ５４１０）、ＥＢＳＰ測定・解析システムとして、例えばＥＢＳＰ：ＴＳＬ社製（ＯＩＭ）を各々用いる。
【００４６】
(製造方法)
本発明５０００系（Ａｌ−Ｍｇ系）熱延板は、熱延（熱間圧延）の工程までは、５０５２、５１５４、５０８３など、通常の成形用Ａｌ−Ｍｇ系合金の製造工程による製造方法で製造可能である。即ち、鋳造、鋳造、均質化熱処理、熱間圧延の通常の各製造工程を経て製造され、板厚が１．６〜２．５ｍｍであるアルミニウム合金熱延板とされる。
【００４７】
板厚が１．６ｍｍ未満の板は、熱延では製造が困難であり、２．５ｍｍを超える板厚ではプレス成形自体が困難となる。したがって、アルミニウム合金熱延板の板厚は１．６〜２．５ｍｍの範囲とすることが好ましい。
【００４８】
この際、本発明熱延板は、前記した通り、熱延後に再結晶焼鈍を含めた調質処理が施されていない、熱延上がりままの状態の非調質なアルミニウム合金熱延板である。但し、本発明熱延板に対して、ユーザ側でプレス成形されるまでに、耐食性向上や潤滑性向上目的などの表面処理を施すことは、その範囲に含む。なお、本発明熱延板に施さない調質処理とは、質別記号で、Ｏ（焼きなまし：完全再結晶材）、Ｈ１ｎ（Ｈ１４等の硬質材）、Ｈ２ｎ（Ｈ２４等の硬質材）、Ｈ３ｎ（Ｈ３４等の硬質材）などの調質処理である。
【００４９】
ここで、本発明熱延板組織を、再結晶焼鈍 (最終焼鈍) 平均結晶粒径が２５μｍ以下であるとともに、Ｃｕｂｅ方位の平均体積分率が１０％以下である再結晶粒組織とするための、好ましい製造条件について以下に記載する。
【００５０】
アルミニウム合金熱延板をこのような組織にするためには、溶解鋳造されたスラブを４５０〜５５０℃で均質化熱処理後に、最終ロールにおける圧延率を３０％以上とするとともに、巻き取り温度を３００℃以上とした熱間圧延することが好ましい。
【００５１】
（均質化熱処理）
本発明熱延板成分組成に溶解鋳造されたスラブを均質化熱処理する際、均質化熱処理温度は４５０〜５５０℃の範囲とする。均質化熱処理温度が４５０℃未満では、続く熱間圧延における巻き取り温度３００℃以上を確保できず、上記成分組成の範囲で、熱延板組織を再結晶粒組織とできず、加工組織か、または加工組織が残留する再結晶粒組織との混粒組織となる。このために、熱延板の組織を、平均結晶粒径２５μｍ以下、Ｃｕｂｅ方位の平均体積分率１０％以下とできない。この結果、熱延後に再結晶焼鈍を含めた調質処理が施されていない、熱延上がりままの状態のアルミニウム合金熱延板として、プレス成形性が著しく低下する。一方、均質化熱処理温度を５５０℃を超えて高温とする必要はなく、却ってバーニングが生じやすく、熱間圧延ができなくなる可能性が高くなる。
【００５２】
（熱間圧延）
熱間圧延後の板のコイル状への巻き取り温度は３００℃以上とする。熱間圧延後の板の巻き取り温度が３００℃未満では、上記した通り、熱延板組織を再結晶粒組織とできず、加工組織か、または加工組織が残留する再結晶粒組織との混粒組織となる。このために、熱延板組織を、上記成分組成の範囲で、平均結晶粒径２５μｍ以下、Ｃｕｂｅ方位の平均体積分率１０％以下とできない。
【００５３】
熱間圧延時の最終ロール（最終スタンドパス）における圧延率を３０％以上とする。即ち、熱間圧延工程や熱間圧延の仕上げ圧延工程を直列に配列される複数の圧延機列からなるタンデム式の仕上げ圧延機などによって行う場合には、最終ロール圧延率を３０％以上とする。また、リバース式などの圧延機において複数回のパスによって行う場合でも、最終回のパス（最終ロール）における圧延率を３０％以上とする。これら最終ロールにおける圧延率が３０％未満では、熱延板組織を再結晶粒組織とできず、加工組織か、または加工組織が残留する再結晶粒組織との混粒組織となる。このために、熱延板組織を、平均結晶粒径２５μｍ以下、Ｃｕｂｅ方位の平均体積分率１０％以下とできない。
【００５４】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
【実施例】
【００５５】
次に、本発明の実施例を説明する。表1 に示すＡ〜Ｅ（発明例）、Ｆ、Ｇ（比較例）の各組成のＡｌ−Ｍｇ系合金熱延板を製造し、この組織、機械的な特性、成形性を各々測定、評価した。
【００５６】
熱延板の製造方法は、ＤＣ鋳造によって鋳造した４００ｍｍ厚の鋳塊を、表２に示す各温度で、共通して８時間の均質化熱処理を行い、その後、この均質化熱処理温度近傍にて熱間圧延を開始した。この熱間圧延は、リバース式の粗圧延機およびタンデム式の仕上げ圧延機によって行い、仕上げ圧延機における最終ロール（最終スタンド）における圧延率を表２に示すように変化させた。また、主として前記均質化熱処理温度（熱延開始温度）の違いにより、熱延巻取り温度も表２に示すように変化させた。
【００５７】
各例とも共通して、製造したＡｌ−Ｍｇ系合金熱延板の板厚は、１．５ｍｍとし、熱延後に再結晶焼鈍を含めた調質処理を施さない、熱延上がりままの状態の非調質な熱延板とした。これら熱延板から試験片あるいは５００ｍｍ角の四角形状の供試板 (ブランク) を切り出し、各試験、評価を行なった。
【００５８】
（組織）
前記したＳＥＭ−ＥＢＳＰおよびＥＢＳＤを用いて、上記各供試板の板の任意の部分における、最表面部と板厚中心部における各５箇所、合計１０箇所でのＣｕｂｅ方位の平均体積分率（％）を、前記した条件にて測定し、平均化した。また、同時に、これら測定箇所での結晶粒径も測定し、平均した。
【００５９】
（機械的特性）
上記各供試板の引張り試験を行い、引張強さ（ＭＰａ）、０．２％耐力（ＭＰａ）、伸び（％）を各々測定した。これらの結果を表２に示す。試験条件は、熱延板から圧延方向に対し垂直方向のＪＩＳＺ２２０１の５号試験片（２５ｍｍ×５０mmＧＬ×板厚）を採取し、引張り試験を行った。引張り試験は、ＪＩＳＺ２２４１（１９８０）（金属材料引張り試験方法）に基づき、室温２０℃で試験を行った。また、クロスヘッド速度は、５ｍｍ／分で、試験片が破断するまで一定の速度で行った。
【００６０】
（穴拡げ率）
伸びフランジ性の評価のための穴拡げ試験は、先ず、１辺が７０ｍｍの正方形の板に直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた。そして、直径３３ｍｍの60°円錐ポンチを用いて、バリを上面（ダイス面）側として、しわ押さえ力３トン、ポンチ速度１０ｍｍ／ｍｉｎで穴拡げ試験を行い、前記打ち抜き穴の縁に破断が発生した段階でポンチを止め、破断後の穴内径（ｄs ）と成型試験前の初期穴径（ｄ0 ）から下記式によって穴拡げ率（λ）を求めた。
λ＝（ｄs −ｄ0 ）／ｄ0 ×１００（％）
【００６１】
なお、上記穴拡げ試験において、破断後の穴内径については、板の圧延方向と、圧延方向に垂直な方向でそれぞれ測定し、穴拡げ率を各々求めた後に、平均を取って、各サンプルの穴拡げ率とした。さらに、各供試板について３回の穴拡げ試験を行い、その平均値を最終的に穴拡げ率（λ％）とした。
【００６２】
（角筒絞り成形試験）
上記供試板を、プレス機を用いて、４０ｍｍＷ×４０ｍｍＬの角筒形状に、深絞り成形試験を行なった。ＢＨＦ（しわ押さえ力）は４０ｋＮ程度とした。この際、成形は各５回行い、５回とも下死点まで到達させ上記角筒形状に成形した。そして、角筒の底部角部などに割れなどの欠陥が無しに成形できた最高高さｍｍを測定した。これらの結果も表２に各々示す。
【００６３】
表２の通り、発明例１〜８は本発明範囲内の各組成を有し、均質化熱処理、熱延最終ロールにおける圧延率、巻き取り温度が、前記好ましい条件範囲内で製造されている。このため、熱延後に焼鈍されていない熱延上がりままの状態である非調質なアルミニウム合金熱延板において、平均結晶粒径が２５μｍ以下であるとともに、Ｃｕｂｅ方位の平均体積分率が１０％以下である再結晶粒組織を有する。この結果、発明例１〜８は伸びフランジ性および角筒絞り成形性に優れ、プレス成形性に優れていることが裏付けられる。
【００６４】
一方、比較例９〜１２は、本発明範囲内の各組成（Ｃ）を有するものの、均質化熱処理、熱延最終ロールにおける圧延率、巻き取り温度などの条件が、前記好ましい条件範囲を外れて製造されている。比較例９は均質化熱処理温度および巻き取り温度が低すぎ、また、熱延最終ロールにおける圧延率も低すぎるために、未再結晶組織となっている。比較例１０は熱延最終ロールにおける圧延率が低すぎるために、未再結晶組織となっている。比較例１１は均質化熱処理温度が高すぎるために、熱間圧延中に割れが生じ板の製造が不可能であった。
【００６５】
比較例１３は、均質化熱処理、熱延最終ロールにおける圧延率、巻き取り温度が、前記好ましい条件範囲内で製造されているが、Ｍｇ含有量が少なすぎるために、平均結晶粒慶賀２５μｍを超えるとともに、伸びフランジ性および角筒絞り成形性が劣り、プレス成形性が劣る。また、比較例１４はＭｇ含有量が多すぎるため、熱間圧延中に割れが生じ板の製造が不可能であった。
【００６６】
以上の実施例から、本発明各要件あるいは好ましい条件の、臨界的な意義が裏付けられる。
【００６７】
【表１】
2008202134.tif 000002
【００６８】
【表２】
2008202134.tif 000003
【産業上の利用可能性】
【００６９】
以上説明したように、本発明によれば、熱延後に焼鈍されていない熱延上がりままの状態で、プレス成形できる、非調質なＡｌ−Ｍｇ系（５０００系）アルミニウム合金熱延板を提供できる。この結果、板をプレス成形して使用される、前記した自動車などの多くの用途へのＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の適用を広げるものである。