(57)【要約】【課題】自動車のホイール等の材料として利用されるＡｌ−Ｍｇ系合金板であって、強度や深絞り加工性，および表面性状に優れるだけでなく、深絞り加工時に生じる「耳」を顕著に低減することができるものを提供する。【解決手段】本発明に係るＡｌ−Ｍｇ系合金板は、合金の成分組成のみならず、Ｃｕｂｅ方位，Ｓ方位，Ｃｕ方位，Ｂｒａｓｓ方位，およびＧｏｓｓ方位の各集合組織を適切に規定されることによって、従来注目されていた加工性等の向上のみならず、深絞り加工時の「耳」をも低減することができる。【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ａｌ−Ｍｇ系合金板であって、Ｍｇを２〜６質量％含有し、且つＣｕｂｅ方位，Ｓ方位，Ｃｕ方位，Ｂｒａｓｓ方位，およびＧｏｓｓ方位の各集合組織が、下記の条件を満たすことを特徴とするＡｌ−Ｍｇ系合金板。
▲１▼Ｃｕｂｅ方位の存在率：１０〜３０％
▲２▼Ｓ方位の存在率：３０〜５０％
▲３▼Ｃｕ方位，Ｂｒａｓｓ方位の存在率：それぞれ５〜２０％
▲４▼Ｇｏｓｓ方位の存在率：１０％以下
▲５▼（Ｃｕｂｅ＋Ｇｏｓｓ）／（Ｓ＋Ｃｕ＋Ｂｒａｓｓ）＝０．１〜０．５
【請求項２】
板厚が２〜１０ｍｍである請求項１に記載のＡｌ−Ｍｇ系合金板。
【請求項３】
表面部から５００μｍの領域の結晶粒径が８０μｍ以下である請求項１または２に記載のＡｌ−Ｍｇ系合金板。
【請求項４】
Ｍｎを１．０％質量以下（０％を含まない）含有する請求項１〜３のいずれかに記載のＡｌ−Ｍｇ系合金板。
【請求項５】
Ｃｕを０．６質量％以下（０％を含まない）含有する請求項１〜４のいずれかに記載のＡｌ−Ｍｇ系合金板。
【請求項６】
Ｆｅ：０．７質量％以下，Ｓｉ：０．５質量％以下，Ｃｒ：０．４質量％以下，Ｚｎ：０．５質量％以下，Ｚｒ：０．３質量％以下（それぞれ、０％を含まない）からなる群より選択された少なくとも一種を含有する請求項１〜５のいずれかに記載のＡｌ−Ｍｇ系合金板。
【請求項７】
Ｔｉ：０．００５〜０．２０質量％を単独で、またはＢ：０．０００１〜０．０５質量％と組合せて含有する請求項１〜６のいずれかに記載のＡｌ−Ｍｇ系合金板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高強度であり且つ深絞り加工性に優れる上に、加工時における耳率が顕著に低減されたＡｌ−Ｍｇ系合金板に関するものであり、自動車のボディシート，骨格材やホイール，および船舶や電気製品の外板等に適したものである。
【０００２】
【従来の技術】
アルミニウム合金材は鋼材と比べて軽量化が可能であり、しかもリサイクルし易いところから、省エネルギー化や省資源化の要求に応えて、自動車のボディシート，骨格，ホイール等の材料として、鋼材に代わって使用され始めている。この様な用途向けのアルミニウム合金として、従来より、優れた強度や成形性を有し溶接性も良好な、Ｍｇを含むアルミニウム合金が使用されている。
【０００３】
このＡｌ−Ｍｇ系合金に関しては、最近、特に軽量化の要請が強いホイールへの応用が注目されている。自動車用ディスクホイールは、基本的にはリム部とディスク部とからなり、リム部は、主として板材（展伸材）に成形加工を加えて製造される。また、ディスク部は鋳造または鍛造によることも多いが、最近ではリム部と同様に板材（展伸材）に成形加工を施して製造されることが多い。従って、自動車ホイール用アルミニウム合金、特にそのリム部に使用されるアルミニウム合金には、高い機械的強度のみならず優れた成形性も要求される。
【０００４】
従来、ホイールの素材としては、ＪＩＳ  ５０００系のＡｌ−Ｍｇ系合金を使用するのが一般的であり、特に、ＪＩＳ  ５０５２合金、ＪＩＳ  ５１５４合金などが使用される。しかしながら、これらＭｇを含む合金材は、一般に鋼材と比較して深絞り加工性に劣るという問題があった。
【０００５】
深絞り加工性が改良されたＡｌ−Ｍｇ系合金としては、例えば特許文献１に記載の合金が挙げられる。当該技術では、成分組成だけでなく集合組織と結晶粒径に着目し、張出し成形性や深絞り成形性等のプレス成形性の改良を図っている。
【０００６】
また、特許文献２には、プレス成形性等に加えてホイールへの応用を考慮し、光輝性をも改良したＡｌ−Ｍｇ系合金の製造方法が記載されている。
【０００７】
ところで、アルミニウム合金を深絞り成形してホイール等へ加工する際には、被加工体の末端が波型となり、決して直線状にはならない。この末端部分は「耳」と呼ばれているが、この「耳」は除去せざるを得ないものであり歩留りロスの原因となるため、耳率はできる限り低い方が良い。
【０００８】
しかし、従来では、この「耳率」を考慮したアルミニウム合金はなかった。
【０００９】
【特許文献１】
特開２０００−８０４３１号公報（請求項２等）
【特許文献２】
特開平１０−５３８４６号公報（請求項１等）
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
上述した様に、これまでにも強度や成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ系合金は知られていたが、「耳率」の点から充分なものはなかった。
【００１１】
そこで、本発明が解決すべき課題は、強度や深絞り加工性，および表面性状に優れるだけでなく、深絞り加工時に生じる「耳」を顕著に低減することができる（「低耳率」である）Ａｌ−Ｍｇ系合金板を提供することにある。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記課題を解決すべく、種々のＡｌ−Ｍｇ系合金を調製し、その集合組織と深絞り加工性や耳率等との関係について鋭意研究を重ねた。その結果、深絞り加工性に影響を与える集合組織成分について、特に各方位量のバランスと板厚方向の分布を適切に制御にすれば上記課題が解決できることを見出して、本発明を完成した。
【００１３】
即ち、本発明に係るＡｌ−Ｍｇ系合金板は、Ｍｇを２〜６％（以下、合金組成の比率の場合には、全て「質量％」を意味するものとする。）含有し、且つＣｕｂｅ方位，Ｓ方位，Ｃｕ方位，Ｂｒａｓｓ方位，およびＧｏｓｓ方位の各集合組織が、下記の条件を満たすことを特徴とする。
【００１４】
▲１▼Ｃｕｂｅ方位の存在率：１０〜３０％
▲２▼Ｓ方位の存在率：３０〜５０％
▲３▼Ｃｕ方位，Ｂｒａｓｓ方位：それぞれ５〜２０％
▲４▼Ｇｏｓｓ方位の存在率：１０％以下
▲５▼（Ｃｕｂｅ＋Ｇｏｓｓ）／（Ｓ＋Ｃｕ＋Ｂｒａｓｓ）＝０．１〜０．５。
【００１５】
深絞り加工時の「耳」は、合金の圧延方向および圧延方向に対し９０°方向に発生するもの（０°／９０°方向の耳。以下、「−耳」という）と、圧延方向に対して４５°方向に生じるもの（４５°方向の耳。以下、「＋耳」という）とがある。本発明者らは、合金集合組織の各方位とこれら「−耳」および「＋耳」との相互関係を詳細に検討した結果、上記要件を満たせば、合金の強度や成形性，その表面性状を改善できるのみならず、耳率を低減できることを見出した。
【００１６】
上記Ａｌ−Ｍｇ系合金板の板厚としては、２〜１０ｍｍが好ましい。従来のＡｌ−Ｍｇ系合金板は１ｍｍ程度の比較的薄いものであり、冷間圧延率や最終焼鈍での加熱速度，冷却速度等の制御代が大きく、集合組織の面でも制御し易いものであった。これに対し、深絞り加工に用いられるアルミニウム合金の板厚は２〜１０ｍｍと比較的厚いことから、従来のアルミニウム合金板の製造方法をそのまま応用しても、望ましい成形性等を得るのは困難であった。しかし、本願発明の規定要件を満たす合金板は、厚板であっても製造条件を調節することによって比較的容易に得ることができる。従って、板厚を規定することには先行技術との差異を明確にする意図がある。
【００１７】
上記アルミニウム合金板の表面部から５００μｍの領域の結晶粒径は、８０μｍ以下が好ましい。当該要件を満たす合金板は表面性状に優れ、製品の仕上りが美しくなるからである。
【００１８】
上記アルミニウム合金板では、Ｍｎを１．０％以下（０％を含まない）含有するものが好適である。Ｍｎは結晶粒を微細化することによって、合金の強度，延性，靭性および成形性の向上に寄与すると共に、集合組織バランスの安定化や製造条件による変動幅を小さくするために有効な元素だからである。
【００１９】
また、Ｃｕを０．６％以下（０％を含まない）含有するものが更に好ましい。強度が向上する上に、Ｃｕは光の反射率を向上させる元素であることから、製品の光輝性が増すからである。
【００２０】
他に、Ｆｅ：０．７％以下，Ｓｉ：０．５％以下，Ｃｒ：０．４％以下，Ｚｎ：０．５％以下，Ｚｒ：０．３％以下（それぞれ、０％を含まない）からなる群より選択された少なくとも一種を含有する合金板も好適である。これら元素は、何れも機械的特性（強度，延性，靭性，硬化等）の向上に寄与する元素だからである。
【００２１】
更に、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％を単独で、またはＢ：０．０００１〜０．０５％と組合せて含有する合金板も好適である。これら元素は、鋳塊結晶粒の微細化に有効だからである。
【００２２】
【発明の実施の形態】
本発明に係るＡｌ−Ｍｇ系合金板が享有する最大の特徴は、高い強度と深絞り加工性を示し優れた表面性状を有する上に、深絞り加工時における耳率が低減されており、歩留りが良いことにある。
【００２３】
即ち、従来より強度や成形性が改善されたＡｌ−Ｍｇ系合金板が開発されていたが、耳率をも考慮した合金板はなく、歩留りの点で問題を残していた。しかし、本発明者らは合金板の集合組織に着目し、その存在バランスや分布を適正に制御すれば成形性の向上と共に耳率をも改善できることを見出し、本発明を完成した。
【００２４】
以下に、斯かる特徴を発揮する本発明の実施形態、及びその効果について説明する。
【００２５】
本発明でＡｌ−Ｍｇ系のアルミニウム合金を選択したのは、Ｍｇは単独で固溶強化による強度向上に有効であると共に、加工硬化能を高め、材料を均一に塑性変形させる効果があることから、成形材料として非常に優れているからである。
【００２６】
本発明では、Ｍｇを２〜６％添加する。Ｍｇが２％未満では、前述した効果が表われないからであり、６％を超えると成形時に粒界破壊が発生し易くなるからである。Ｍｇの含有量としては、好適には２．０％以上，６．０％以下である。
【００２７】
本発明は、Ａｌ−Ｍｇ系合金の集合組織を規定することを要旨としており、通常のアルミニウム合金においては、下記の結晶方位集合組織の存在が知られている。
【００２８】
Ｃｕｂｅ方位  ：｛００１｝＜１００＞
Ｇｏｓｓ方位  ：｛０１１｝＜１００＞
Ｂｒａｓｓ方位：｛０１１｝＜２１１＞
Ｃｕ方位      ：｛１１２｝＜１１１＞
（若しくは、Ｄ方位：｛４  ４  １１｝＜１１  １１  ８＞
Ｓ方位        ：｛１２３｝＜６３４＞
ＲＷ方位      ：｛００１｝＜１１０＞  （Ｃｕｂｅ方位が板面回転した方位）
ＳＢ方位      ：｛６８１｝＜１１２＞等。
【００２９】
ここで、集合組織のでき方は同じ結晶系でも加工法によって異なり、圧延による板材の場合には、圧延面と圧延方向で表す必要がある。即ち、上記各方位において、圧延面は｛○○○｝で表現され、圧延方向は＜△△△＞で表現される（○、△は整数を示す）（長島晋一編著「集合組織」（丸善株式会社刊），軽金属学会「軽金属」解説Ｖｏｌ．４３，第２８５〜２９３頁（１９９３年）を参照）。
【００３０】
本発明では、これら各方位について、以下の様に規定している。
【００３１】
▲１▼Ｃｕｂｅ方位の存在率：１０〜３０％
▲２▼Ｓ方位の存在率：３０〜５０％
▲３▼Ｃｕ方位，Ｂｒａｓｓ方位の存在率：それぞれ５〜２０％
▲４▼Ｇｏｓｓ方位の存在率：１０％以下
▲５▼（Ｃｕｂｅ＋Ｇｏｓｓ）／（Ｓ＋Ｃｕ＋Ｂｒａｓｓ）＝０．１〜０．５。
【００３２】
「Ｃｕｂｅ方位」を１０〜３０％としたのは、Ｃｕｂｅ方位が増えるほど「−耳」（０°および９０°方向の耳）が強くなる一方で、１０％未満であると「＋耳」（４５°方向の耳）が強くなるからである。従って、斯かる存在率は、１５％以上，２５％以下がより好ましい。
【００３３】
「Ｓ方位」を３０〜５０％としたのは、Ｓ方位が増える程「＋耳」（４５゜方向の耳）が強くなるが、３０％以上存在することで、板厚方向の集合組織の均一性が高まるからである。つまり、３０％未満では板厚方向で集合分布が大きくなって「−耳」が強くなるとともに、成形時に均一変形が生じなくなる。従って、斯かる存在率は、３５％以上，４５％以下がより好ましい。
【００３４】
「Ｃｕ方位」と「Ｂｒａｓｓ方位」については、これらが増える程「＋耳」が強くなるが、それぞれが５〜２０％の範囲にあることで、集合組織のバランスが安定化する。より好ましくは、それぞれ１０％以上，１９％以下とする。
【００３５】
「Ｇｏｓｓ方位」を１０％以下としたのは、１０％を超えると「−耳」が強くなると共に、絞り加工性が低下するからである。
【００３６】
各方位が上記範囲にあることに加えて、本発明では（Ｃｕｂｅ＋Ｇｏｓｓ）／（Ｓ＋Ｃｕ＋Ｂｒａｓｓ）の値が０．１〜０．５の範囲内にあることを必須とする。当該範囲内であれば集合組織のバランスが良く、成形性に優れると共に耳率を低減することができるからである。つまり、当該値が０．１未満では「＋耳」が強くなり、０．５を超えると「−耳」が強くなる。当該範囲としては、０．１５以上，０．３９以下がより好適である。
【００３７】
本発明においては、基本的に上記各結晶面から±１５゜以内の結晶方位のずれは、同一の結晶面に属するものと定義する。斯かる範囲内であれば、加工時等においてほぼ同一の性質を示すからである。
【００３８】
本発明で規定されているＣｕｂｅ，Ｂｒａｓｓ，Ｃｕ，Ｓ，Ｇｏｓｓ方位の何れにも属さない方位粒の存在率は、３〜３５％の範囲にあることが好ましく、５％以上，３０％以下がより好ましい。プロセス条件のばらつきによる耳率のばらつきが低減され、耳率が更に安定するからである。尚、上記Ｃｕｂｅ方位以外の結晶方位としては、例えばＣｕｂｅ〜Ｇｏｓｓ方位間の方位や、Ｓ〜Ｃｕ〜Ｂｒａｓｓ方位間に属する方位がある。
【００３９】
本発明における集合組織分布の評価は、合金板表面の中心（板長方向の１／２，板幅方向の１／２の交点）を通り，表面に直交し，且つ圧延方向に平行な面について、ＳＥＭ−ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ  Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ  Ｐａｔｔｅｒｎ）を用いて測定することによることが好ましい。集合組織の分布は拡大写真等を用いて視覚的にも評価できるが、視覚的には区別が難しい結晶方位もあるためである。この場合、各集合組織成分の存在率は、測定部位に占める各面積率により評価する。
【００４０】
また、上記測定は、合金板の板厚方向１／４部と中心部で測定することが望ましい。これら部位で上記の集合組織成分に関する要件を満たせば、深絞り加工時において均一に変形でき、深絞り加工性に優れる合金板を容易に特定できるからである。両部位で測定する面積は広ければ広い程、集合組織の分布データと耳率等との相関性は高まるが、実際には各測定部位において、縦５００〜１０００μｍ，横５００〜１０００μｍの長方形（正方形を含む）に占める各集合組織の存在率（面積率）を測定すれば、測定結果は成形性や耳率に反映されると推定できる。尚、具体的な評価方法の一例は、後述する実施例にて説明する。
【００４１】
前記特許文献１に記載されている「深絞り成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ系合金板」の集合組織に関する規定は、「（Ｓ／Ｃｕｂｅ）が１以上でＧｏｓｓが１０％以下」であり（特許文献１の請求項２を参照）、当該規定は、本願発明の要件と重複する。しかし、上述した様に集合組織の方位はこれら３種以外にも存在し、集合組織を総合的に評価すれば、特許文献１に記載の合金では、成形性はともかく耳率が低減されているとは限らない。例えば、後述の実施例で実証しているが、特許文献１に具体的に記載されている合金は、本発明合金に比べて明らかに耳率が高い。即ち、本発明のアルミニウム合金は、特許文献１に記載の集合組織に関する規定を更に詳細に追求し、耳率の低減という新たな効果を付与した点に顕著な特徴を有している。
【００４２】
本発明に係るＡｌ−Ｍｇ系合金板の板厚は、２〜１０ｍｍが好ましい。本発明合金を、特に深絞り成形により製造されるホイール材として利用する場合には、板厚を比較的厚くする必要があるからである。また、当該規定には、従来技術との差異を明確にする意図もある。即ち、これまでＡｌ−Ｍｇ合金の集合組織の点で制御された従来技術は、いずれも板厚１ｍｍ程度の薄板であり、冷間圧延率や最終焼鈍での加熱速度、冷却速度（急速加熱、急速冷却など）の制御代が大きく、集合組織の面でも制御し易いものであった。しかしながら、板厚２〜１０ｍｍの厚板は冷間圧延率や最終焼鈍条件の自由度が小さく板厚方向に集合組織の分布が生じ易いことから、従来方法によりこの様な厚板を製造すると、耳率の点で全く満足できないアルミニウム厚板しか得られなかった。しかし、本発明によれば、比較的厚いアルミニウム板であっても成形性に優れるのみならず、深絞り加工時の耳率も低いものを製造することができる。
【００４３】
本発明に係るＡｌ−Ｍｇ系合金板の結晶粒径に関しては、表面部から５００μｍ領域の結晶粒径で８０μｍ以下が好ましい。当該結晶粒径が８０μｍ以下であれば、深絞り加工後の表面性状に寄与するので美しい製品が得られるが、８０μｍを超えると肌荒れが生じるおそれがあるからである。
【００４４】
本発明に係るＡｌ−Ｍｇ系合金板は、その成分組成として、Ａｌ，Ｍｇおよび不可避的不純物以外にも、以下の成分を添加してもよい。但し、添加元素や不純物元素が少ない方が、光輝性向上の面では有利である。
【００４５】
［Ｃｕ：０．６％以下（０％を含まない）］
Ｃｕは、Ａｌ２ＣｕＭｇの形成や固溶によって合金強度を向上すると共に、光の反射率を向上させ光輝性向上に寄与する元素である。しかし、０．５％を超えると粗大なＡｌ２ＣｕＭｇが形成され脆くおそれがあるので、０．６％以下にする。
【００４６】
［Ｍｎ：１．０％以下（０％を含まない）］
Ｍｎは、結晶粒を微細化し、強度，延性，靭性および成形性の向上に寄与すると共に、集合組織バランスの安定化やプロセス条件による変動幅を小さくするのに有効な元素である。また、固溶Ｍｎおよび化合物であるＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ相（α相）の適正分布によって、加工性も向上させる。しかし１．０％超過ではＭｎＡｌ６の初晶巨大金属化合物が晶出し、成形性の低下につながる。より好ましい含有量は、０．９％以下である。
【００４７】
［Ｆｅ：０．７％以下，Ｓｉ：０．５％以下，Ｃｒ：０．４％以下，Ｚｎ：０．５％以下，Ｚｒ：０．３％以下（それぞれ、０％を含まない）からなる群より選択された少なくとも一種］
これら元素の１種または２種以上を積極的に添加することで、機械的特性（強度，延性，靭性，硬化等）や成形性を向上させることができる。例えばＦｅやＳｉは、Ａｌ合金中でＡｌ−Ｆｅ系［ＡｌｍＦｅ（ｍ：３〜６の整数）等］，Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系（α−ＡｌＦｅＳｉ等），またはＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉなど種々の晶出物および析出物を形成し、結晶粒の微細化や加工性等を高める作用を有するとともに、その添加量によって、集合組織も制御できる。これら元素の個々の添加効果は、以下の通りである。
【００４８】
Ｆｅ：Ｆｅは、結晶粒の微細化及び化合物の適正分布による成形性の向上に効果があるが、０．７％を超える場合は化合物の粗大化による成形性の低下につながる。また、Ｆｅが０．０１％未満ではその効果がないので、好適な下限量は０．０１％である。
【００４９】
Ｓｉ：Ｓｉを添加すると、上述の金属間化合物を生成し、成形性の向上に効果がある。Ｓｉ量が０．０２％未満では上記の効果が得られず、一方、０．５％を越えれば時効硬化により材料が硬くなりすぎて成形性を阻害する。従って、好適な下限量は０．０２％である。
【００５０】
Ｚｎ：Ｚｎは強度の向上に寄与する元素であるが、添加量が０．５％を超えると粗大なＡｌ−Ｚｎ系化合物が形成され脆くなる上に、耐食性を劣化させる。そこでＺｎ量を０．５％以下とし、より好ましい上限値を０．４％とする。一方、０．０５％未満では強度向上効果が得られないので、好適な下限量を０．０５％以上とする。
【００５１】
Ｃｒ，Ｚｒ：Ｃｒ，Ｚｒも強度向上に効果的な元素であり、Ｃｒ：０．４％以下、Ｚｒ：０．３％以下でこの効果を発揮する。斯かる範囲を越えると、巨大晶出物生成によって成形性の低下を招くため、好ましくない。
【００５２】
［Ｔｉ：０．００５〜０．２０％単独、またはＢ：０．０００１〜０．０５％との組合せ］
通常のアルミニウム合金においては、鋳塊結晶粒微細化のためにＴｉ、或いはＴｉおよびＢを微量添加することが行われており、この発明においても、必要に応じて微量のＴｉを単独で、或いはＢと組合せて添加しても良い。但し、Ｔｉ量が０．００５％未満ではその効果が得られず、０．２０％を越えると巨大なＡｌ−Ｔｉ系金属間化合物が晶出して成形性を阻害するため、Ｔｉ添加量は０．００５〜０．２０％とする。また、Ｔｉ単独でも鋳塊結晶粒微細化効果を示すが、Ｔｉと併せてＢを添加してもよい。この場合、Ｂ量が０．０００１％未満ではその効果がなく、０．０５％を越えればＴｉ−Ｂ系の粗大粒子が混入して成形性を害することから、Ｔｉと共にＢを添加する場合のＢ量は０．０００１〜０．０５％の範囲内とした。
【００５３】
上述した各元素以外にも、合金の様々な特性を高めるために所望の元素を添加してもよい。しかし、上記規定以外の残部は、不可避的に含まれる元素（不可避的不純物）が存在する他、Ａｌとすることが好ましい。
【００５４】
上記で説明した結晶方位組成を有するＡｌ−Ｍｇ系合金板を製造する、即ち、合金板の集合組織を制御するためには、均熱，熱延粗圧延，仕上げ圧延，冷間圧延，最終焼鈍という一連の工程（冷間圧延中に、焼鈍を行なう場合も含む）において、条件を精緻に制御することが重要である。
【００５５】
このような製造工程中における具体的なプロセス条件は、合金の成分組成や他のプロセス条件との兼ね合いで異なってくるから一概には定められない。しかし、本発明者らは、上述の絞り加工性と耳率に及ぼす集合組織形態に加えて、製造工程中の集合組織変化を詳細に調査し、以下の知見を得た。
【００５６】
先ず、「最終焼鈍板の耳率と合金板の集合組織」は、「冷間圧延板（冷間圧延中に焼鈍を行なう場合には、最終焼鈍を行なう直前の最後の冷間圧延を施したものを意味する）の耳率と最終焼鈍前の合金板集合組織状態」および「冷間圧延率（＝再結晶の駆動力となる蓄積ひずみ量）」で支配される。更に、「冷間圧延板の耳率」は、「冷間圧延率」と「冷間圧延前の耳率」によって支配される。ここで、「冷間圧延前」とは、熱延後、または熱延後に続いて焼鈍を行なった場合の当該焼鈍後、或いは冷延中に焼鈍を入れる場合には、最終の冷間圧延前の焼鈍を行なった後のことを指す。
【００５７】
一例では、最終板５ｍｍの板で、圧延率３０％程度の低冷間圧延工程において低耳率（０％）を得るためには、冷間圧延前の板でＣｕｂｅ方位を強く発達させることが必要であり、また、熱延板耳率を０〜―６％程度に制御することが必要である。即ち、熱間圧延板での集合組織と集合組織バランスを制御することが、成形性に優れ且つ耳率が低い合金板製造にとり非常に重要である。
【００５８】
また、従来の薄いＡｌ−Ｍｇ系合金板（約１ｍｍ程度）で熱延後におけるトータル加工率の高い板材では、最終焼鈍によってＣｕｂｅ方位やＳ方位が主に発達し、他の方位が十分発達しない。しかし、本発明が主に対象にしているような板厚が厚い合金板（２〜１０ｍｍ）では、他の方位の発達を制御することが重要であることが本発明者らによって見出されている。
【００５９】
以下、本発明に係るＡｌ−Ｍｇ系合金板を製造するには、一般的には次の様な条件が好ましい。
【００６０】
［鋳造］
鋳造は、一般的な方法により行えばよい。例えば、所定の合金組成を有するものから、ＤＣ鋳造法などによってスラブ等の鋳塊を得た後に均質化処理を施す。
【００６１】
［均熱条件］
均熱工程では、ＡｌマトリックスへのＭｇ固溶量を増加させることによって、熱延板の集合組織を制御することができる。当該工程での好ましい均熱温度は４５０〜５５０℃、保持時間は１〜２０時間で２回以上の均熱処理は行わないものとする。均熱温度が低すぎる場合には、充分な効果が得られない場合がある一方で、２０時間を越える長時間の加熱や２回の均熱処理を行なうと、他成分元素であるＭｎ，Ｆｅ系の析出物が生じて熱延板で所望の集合組織形態が得られないことがあるからである。
【００６２】
［熱間粗圧延］
熱間粗圧延の開始温度は、上記均熱工程に引き続いて行うため４５０〜５５０℃である。４５０℃未満では、熱延中に十分な再結晶が生じずに圧延されるため、集合組織のバランスが崩れ好ましくない。また、５５０℃を超えると熱間圧延板の表面において酸化や焼きつきが生じたり、再結晶粒が粗大化して表面性状の悪化，成形性の低下，成形後の肌荒れが生じる場合がある。
【００６３】
終了温度は３５０〜４７０℃とする。冷間圧延率が低い製品板を製造する場合、熱延終了温度は高温が好ましく、３５０℃未満では仕上げ圧延後に再結晶するための十分な自己熱が不足し、また。次の熱間仕上圧延で圧延温度が低くなってエッジ割れが生じるからである。一方、４７０℃を超えると、次の熱間仕上圧延でＣｕｂｅ方位発達のための駆動力となる歪みが十分蓄積されない。
【００６４】
［仕上圧延］
仕上圧延工程での最終加工率は１０％〜５０％とし、仕上圧延工程の総加工率は６０％〜９５％とする。また、仕上圧延工程における最終圧延速度は５０ｍ／ｍ〜１５０ｍ／ｍとする。これら圧下率と速度の他に温度との組み合わせによって、熱延板の集合組織形態を制御することができる。
【００６５】
終了温度は、最終製品板厚，当該工程後の冷間圧延率や中間焼鈍の有無によって組み合わせて制御する必要があり、適正範囲が異なる。具体的には、▲１▼冷間加工率が高い場合（５０％〜７５％），冷間加工率が低い（５０％以下）＋中間焼鈍（熱延後または冷間圧延途中）を行なう場合，または熱延後すぐ最終焼鈍で製造する場合には２３０℃〜３００℃とし、▲２▼冷間加工率が低く中間焼鈍を行なわない場合，または熱延板のままで加工を行なう場合（圧延板を製品板とする場合）には２９０℃〜３７０℃とする。
【００６６】
［中間工程］
最終製品の板厚や熱延後の冷間加工率に応じて、熱間圧延工程後の焼鈍（以下、「熱延後焼鈍」という）または冷間圧延工程中での焼鈍（以下、「冷延焼鈍」という）を適宜追加することによって、集合組織を調整することができる。
【００６７】
［冷間圧延］
最終板厚は、およそ２〜１０ｍｍとするのが好ましいので、冷間圧延率は０％〜８０％とする。ここで、上述の通り「冷間圧延板の耳率」は「冷間圧延率」と「冷間圧延前の耳率」によって支配されるので、冷間圧延前の集合組織，耳率と製品厚によって、冷間圧延率を適宜制御すればよい。
【００６８】
［最終焼鈍］
焼鈍温度は３００℃〜４００℃、保持時間は１０分〜６時間とする。なお昇温速度は、およそ１００℃／ｈ以下とする。高温（例えば５００℃以上）または急速加熱条件下では、本規定の集合組織のバランスが得られないことがあり好ましくない。また、長時間保持すると、結晶粒成長により集合組織バランスが崩れると共に、粗大結晶粒により成形後の肌荒れが生じるおそれがあるので好ましくない。
【００６９】
前述した様に、以上の製造方法はあくまで本発明の合金板を製造するに好適な例であって、上記条件を満たす製造方法によれば、必ず本発明の合金板が得られるわけではない。即ち、本発明の合金板を得るには、合金の成分組成やプロセス条件間の兼ね合いによって、条件を調節する必要がある。しかし、少なくとも上記条件を大きく外れるプロセスを含む製造方法によって得られた合金板は、本発明に係る集合組織を有さず、成形性や耳率等の性質が劣るといえる。
【００７０】
本発明は以上の様に構成されており、本発明に係る集合組織組成を有するＡｌ−Ｍｇ系合金板は、比較的厚い板厚を有する場合であっても、成形性に優れるのみならず深絞り加工時における耳率が顕著に低減されていることから、自動車用ホイール等の複雑な形状を有する製品にも応用することができる。
【００７１】
以下に、実施例を示すことにより本発明を更に詳細に説明するが、本発明の範囲はこれらに限定されるものではない。
【００７２】
【実施例】
（製造例）
表１に示す成分組成（残部はＡｌおよび不可避的不純物とする）のＡｌ合金を溶解し、ＤＣ鋳造法によって板厚６００ｍｍ，幅１３００ｍｍの鋳塊を得た。次に表２に示す製造条件に従って、この鋳塊からＡｌ−Ｍｇ系合金板を製造した。
【００７３】
【表１】成分組成
2004250738.tif 000002
【００７４】
【表２】製造方法
2004250738.tif 000003
【００７５】
上記表１中、本発明の成分組成規定を外れるものには、下線を付してある。また、表２中においても、本発明の好適な製造条件を外れる条件には、下線を付す。更に、表２中の「中間工程」において、単に「焼鈍」とあるのは「熱延後焼鈍」を表し、「中鈍」は「中間焼鈍」を意味し、Ｎｏ．１５は２回の均熱条件を行なっている。
【００７６】
（試験例１）集合組織の評価
上記製造例により製造した各合金板について、合金板表面の中心（板長方向の１／２，板幅方向の１／２）を通り，表面に直交し，且つ圧延方向に平行する断面の集合組織組成を測定した。
【００７７】
具体的には、上記断面に機械研磨およびバフ研磨を行なった後、更に電解研磨した。サンプルは、当該断面の表面から１／４部（表面から板厚方向へ１／４部の領域）と、板厚中心部（板厚１／２部）から採取した。
【００７８】
次に、ＳＥＭ−ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ  Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ  （Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ）  Ｐａｔｔｅｒｎ），またはＥＢＳＤ（Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）ともいう）によって、当該断面各部において、厚さ方向５００μｍ圧延方向１０００μｍの長方形に占める集合組織組成を測定し、各方位の存在率と結晶粒径を評価した。測定は、板表面から板厚中心部にかけて、ステップ間隔３μｍ以下で行なった。ＳＥＭ装置としては、日本電子社製ＳＥＭ（ＪＥＯＬ  ＪＳＭ  ５４１０）または、Ｐｈｉｌｉｐｓ社製ＦＥ−ＳＥＭ（電解放出型走査電子顕微鏡，Ｆｉｅｌｄ  Ｅｍｉｓｓｉｏｎ  Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）（ＸＬ３０Ｓ−ＦＥＧ）を使用した。
【００７９】
また、ＥＢＳＰ測定・解析システムは、ＴＳＬ社製ＥＢＳＰ（ＯＩＭ）を用いた。
【００８０】
上記測定によって得られた集合組織組成解析の結果の一例を、図１として示す。図１の通り、上記測定方法によれば集合組織の分布を視覚的に得ることができるので、本発明の条件を満たすか否かは、所定の範囲における各集合組織が占める割合によって判断することができる。
【００８１】
また、各方位の存在率から、下記式（１）の値を算出した。
式（１）値＝（Ｃｕｂｅ＋Ｇｏｓｓ）／（Ｓ＋Ｃｕ＋Ｂｒａｓｓ）。
【００８２】
（試験例２）機械的特性の評価
ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１の５号試験片（２５ｍｍ  ×５０ｍｍ  ＧＬ×板厚）を圧延方向と平行に採取し、室温引張り試験を行なうことによって、引張り特性（耐力，強度，伸び）を評価した。
【００８３】
室温引張り試験は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１（１９８０年，金属材料引張り試験方法）に基づき、室温２０℃で行なった。引張り速度は、０．２％耐力までは５ｍｍ／分、０．２％耐力以降は２０ｍｍ／分とした。当該方法によって、０．２％耐力，強度，伸びの評価を行った（Ｎ数＝５）。
【００８４】
（試験例３）耳率と表面性状の評価
上記製造例で製造した合金板から潤滑油（Ｃａｓｔｒｏｌ  Ｎｏ．７００を５０％に希釈したもの）を用いて素板（ブランク）を作製し、これをエリクセン試験機によって、以下の条件でカップ形状に成形した。
【００８５】
ブランク直径    ＝  １００    ｍｍ
ポンチの直径      ＝  φ  ５０    ｍｍ
ポンチの肩部のＲ＝      ４．５  ｍｍ
ダイスの直径    ＝    φ  ６５．１ｍｍ
ダイス側肩部のＲ＝      １４    ｍｍ
しわ押さえ圧    ＝    ５００    ｋｇｆ
絞り比          ＝  ２  （絞り率＝５０％）。
【００８６】
上記深絞り成形後、カップ末端で生じる耳について、図２に示す方法によって耳率を評価した。この際、圧延板方向の０°／９０°方向、０°／１８０°方向に生じる耳を「−耳」と表現し、４５°方向に生じる耳を「＋耳」で表した。
【００８７】
また、深絞り成形後絞りの表面性状（肌あれ）は、◎：発生なし，○：軽度に発生，△：発生，×：強く発生で評価した。
【００８８】
以上の試験結果を表３に示す。
【００８９】
【表３】
2004250738.tif 000004
【００９０】
表３中の「式（１）値」は、（Ｃｕｂｅ＋Ｇｏｓｓ）／（Ｓ＋Ｃｕ＋Ｂｒａｓｓ）の値を示す。
【００９１】
（結果の考察）
表２の「製造方法」と表３の集合組織組成を比較すると、本発明に係る好適な製造方法の条件を外れる工程を採用すれば、本発明で規定する範囲内の集合組織組成は得られないことが分かる。一方、Ｎｏ．１６の合金によれば、製造方法が本発明の好適な製造方法の範囲内であっても、各工程の組合わせによって本発明に係る集合組織は得られない。
【００９２】
また、表３中、結晶集合組織が本発明の範囲内にないＮｏ．１０〜１７の合金では、機械的強度はともかく「耳率」が高く、加工時における歩留りが悪いことが考えられる。それに加え、Ｎｏ．１８の合金では、Ｍｇ含有量が少ないために機械的強度や表面性状も低い。尚、Ｎｏ．１３〜１５の合金は、前記特許文献１に記載のアルミニウム合金であり、Ｎｏ．１６の合金は、前記特許文献２に記載のものである。
【００９３】
これに対して、合金成分組成や集合組織が本発明の範囲内にあるＮｏ．１〜９の合金は、機械的強度や表面性状に優れるのみならず、耳率も低減されていることが実証された。
【００９４】
上記結果に基づき、（Ｃｕｂｅ＋Ｇｏｓｓ）／（Ｓ＋Ｃｕ＋Ｂｒａｓｓ）の値と耳率との関係を図３に示す。図３によれば、（Ｃｕｂｅ＋Ｇｏｓｓ）／（Ｓ＋Ｃｕ＋Ｂｒａｓｓ）の値と耳率には明確な相互関係があり、耳率を±５以内に抑制するには、（Ｃｕｂｅ＋Ｇｏｓｓ）／（Ｓ＋Ｃｕ＋Ｂｒａｓｓ）の値を０．１〜０．５にすべきことが明らかにされた。
【００９５】
【発明の効果】
本発明に係るＡｌ−Ｍｇ系合金板は、高強度であり加工性や表面性状に優れるのみならず、深絞り加工時に生じる「耳」が顕著に低減されている。
【００９６】
従って、本発明のＡｌ−Ｍｇ系合金板は、近年、より複雑な加工を施される製品、例えば自動車用ホイール等に応用できるものとして、産業上非常に有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】各集合組織の分布を示す図。
【図２】耳率の評価方法を示す図。
【図３】（Ｃｕｂｅ＋Ｇｏｓｓ）／（Ｓ＋Ｃｕ＋Ｂｒａｓｓ）の値と耳率との関係を示す図。
【図１】
2004250738.tif 000005
【図２】
2004250738.tif 000006
【図３】
2004250738.tif 000007