(57)【要約】【課題】  自動車ボディシート等に使用する成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板として、強度および深絞り性に優れたものを提供する。【解決手段】  Ｍｇ０．３〜２．０％、Ｓｉ０．３〜２．５％を含有し、必要に応じてＣｕ０．０５〜１．５％、Ｍｎ０．０１〜０．８％、Ｃｒ０．０１〜０．３％、Ｚｒ０．０１〜０．２％の１種以上を含有し、残部が実質的にＡｌよりなり、板厚全域にわたり｛１００｝面の方位密度が１未満、｛１１１｝面の方位密度が１を越え、平均ｒ値が０．９以上のＡｌ合金板。その製法として、再結晶を伴なう熱間圧延後、１７０〜３５０℃の非再結晶温度域で３０％以上の圧下率で異周速圧延を行なった後、再結晶を伴なう溶体化処理を施す。また異周速圧延を特に周速比１：１．２以上で行なう。【選択図】        なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｇ０．３〜２．０％（ｍａｓｓ％、以下同じ）、Ｓｉ０．３〜２．５％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなるアルミニウム合金を素材とし、かつ平均ランクフォード値が０．９以上で、しかも板厚全域でＸ線回折による｛１００｝面の方位密度が１未満、｛１１１｝面の方位密度が１を越えていることを特徴とする、成形加工用アルミニウム合金板。
【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板において、素材アルミニウム合金が、さらにＣｕ０．０５〜１．５％、Ｍｎ０．０１〜０．８％、Ｃｒ０．０１〜０．３％、Ｚｒ０．０１〜０．２％のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする、成形加工用アルミニウム合金板。
【請求項３】
請求項１もしくは請求項２に記載の成形加工用アルミニウム合金板を製造する方法において、
前記成分組成のアルミニウム合金の鋳塊に、再結晶を伴なう熱間圧延を施して板厚２〜１０ｍｍとし、その後１７０〜３５０℃の範囲内の非再結晶温度域で３０％以上の圧下率で異周速圧延を行ない、さらに再結晶を伴なう溶体化処理を施し、これにより平均ランクフォード値が０．９以上で、しかも板厚全域でＸ線回折による｛１００｝面の方位密度が１未満、｛１１１｝面の方位密度が１を越えている成形加工用アルミニウム合金板を得ることを特徴とする、成形加工用アルミニウム合金板の製造方法。
【請求項４】
請求項３に記載の成形加工用アルミニウム合金板の製造方法において、
前記異周速圧延を、ロール周速が１：１．２以上の条件で行なうことを特徴とする、成形加工用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】
この発明は、自動車のボディシート、その他各種車両用部品や、電子・電気機器のシャーシやパネルなどの各種電子・電気機器部品等に使用される成形加工用のアルミニウム合金板とその製造方法に関し、特に塗装焼付け後の強度と成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ系合金からなる成形加工用アルミニウム合金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コスト低減などのために、自動車を軽量化して燃費を向上させる要望が強まっており、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。また自動車以外の電子・電気機器等のパネル、シャーシの如き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】
ところでこのような成形加工用素材としてのアルミニウム合金板としては、従来はＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系のＡＡ  ６０１６合金やＡＡ  ６０２２合金、ＡＡ  ６１１１合金のＴ４処理材等が最も広く使用されている。このようなＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金からなる成形加工用素材の製造方法としては、従来一般にはＤＣ鋳造法によって鋳造して均質化処理を施し、続いて熱間圧延してからさらに冷間圧延を行なって製品板厚とし、さらに溶体化処理を行なう方法が適用されている。しかしながらこのような従来の一般的な方法により製造されたＡｌ−Ｍｇ系の成形加工用アルミニウム合金板は、強度は冷延鋼板とほぼ同等ではあるものの、成形加工性、とりわけ深絞り性が冷延鋼板と比較して劣っているのが実情である。
【０００４】
ここで、冷延鋼板においては、成形加工性、とりわけ深絞り性の指標としてランクフォード値（ｒ値）が従来から広く使用されている。そしてランクフォード値、特に平均ランクフォード値が高いほど深絞り性が優れている。ここで平均ランクフォード値とは、圧延方向に対して０°、４５°、９０°の各方向で測定したランクフォード値（ｒ０、ｒ４５、ｒ９０）の平均値であり、平均ランクフォード値＝（ｒ０＋２×ｒ４５＋ｒ９０）／４で表わされる値である。一方、一般に成形加工用素材では、深絞り性が集合組織によって大きな影響を受けることが良く知られている。そして冷延鋼板では、圧延集合組織の主方位である｛１１１｝面の方位密度を高めることによって、平均ランクフォード値が上がり、深絞り性が向上することが知られている。そして冷延鋼板では、主方位が前述のように｛１１１｝面であることから、｛１１１｝面の方位密度を高めて深絞り性を向上させることが容易であり、そのための方法も既に充分に確立している。
【０００５】
これに対して面心立方金属であるアルミニウム合金の場合は、従来の一般的な方法により加工熱処理を行なえば、成形性向上に有効な｛１１１｝面が形成されないばかりでなく、むしろ成形性を阻害する｛１００｝面の方位密度が主方位となってしまって、平均ランクフォード値を充分に上げることができず、成形性、特に深絞り性を向上させることが困難であった。
【０００６】
なお本願出願人は、この発明で対象としているＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系とは異なる合金系であるＡｌ−Ｍｇ系のアルミニウム合金板の製造方法として、既に特許文献１において、特殊な圧延法、すなわち温間圧延法を適用する方法を開示しているが、この特許文献１の方法では、深絞り性の改善には未だ不充分であり、また異なる合金系であるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金に適用した場合に深絞り性向上に有効とは直ちには考えられない。さらに本願出願人は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の結晶粒を微細化することを目的としたアルミニウム合金板の製造方法として、特許文献２に示すように、温間圧延時における上下の圧延ロールの回転周速を異ならしめる温間異周速圧延を適用する方法を開示しているが、この特許文献２の方法は、本来成形性、特に深絞り性の改善を目的としたものではなく、また温間異周速圧延を行なう前の組織の制御などに厳しい制約があり、工業的に量産的規模での製造に適用することは制約が大き過ぎる問題があった。
【０００７】
また特許文献３には、熱間あるいは温間もしくは冷間異周速圧延を施したのち回復温度以上に加熱し、角度差１５°以内の＜１１１＞／／ＮＤ方位の結晶粒が面積率で１割以上あれば成形性が優れることが開示されているが、成形性をさらに向上させるには、前述の通り成形性を阻害する｛１００｝面の方位密度を低下させなければならないが、この点については特許文献３の発明では考慮されておらず、そのため成形性を確実かつ安定して向上させるには未だ不充分であった。
【０００８】
【特許文献１】特開平７−４１８９６号公報
【特許文献２】特開２００１−２７９４０５号公報
【特許文献３】特開２００３−３０５５０３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
前述のように自動車のボディシート等の成形加工用の素材としては、従来の通常の製造方法で得られたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板は、成形性、特に深絞り性が冷延鋼板と比較して充分ではなかった。また自動車のボディシート等の用途の成形加工用素材としては、主として薄肉化、軽量化の要請から、高強度を有することが求められることはもちろんであり、特に塗装焼付け後の強度が高いことが求められる。
【００１０】
この発明は以上の事情を背景としてなされたものであり、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、特に深絞りを施して使用されるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の成形加工用アルミニウム合金板として、塗装焼付け後に高強度を有すると同時に成形加工性、特に深絞り性に優れたアルミニウム合金板を提供することを目的とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
成形加工用素材の深絞り性を向上させるためには、既に述べたように集合組織を適切に制御して、｛１１１｝面の方位密度を高めることが必要であるが、アルミニウム合金のような面心立方金属において｛１１１｝面方位密度を高めるための手段としては、材料に剪断変形を付与する方法がある。加工対象金属が面心立方であるかまたは体心立方であるかという点と、加工が圧延であるかまたは剪断であるかの点は、相互に密接な関係があり、体心立方金属の圧延集合組織は、面心立方金属の剪断集合組織とほぼ一致することが知られている。そこでこの発明においても、面心立方金属であるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金について、剪断変形を付与して｛１１１｝面の方位密度を高め、深絞り性を改善することとした。
【００１２】
ここで、通常の熱間圧延や冷間圧延においても、圧延ロールに接する材料の極表面層では、材料と圧延ロール表面との界面の摩擦によって剪断変形が生じる。そこでこの界面の摩擦を、より有効活用して、｛１１１｝面の方位密度を高め、深絞り性を改善しようとする手法の一つとして、既に述べた特許文献１の発明においては温間圧延を行なうことを提案しているが、単に温間圧延を適用するだけでは、前述のような圧延ロール表面と材料との界面の摩擦による剪断変形領域を材料の板厚方向内部まで充分に拡大させることは困難である。すなわち、温間圧延は従来の通常の圧延機を用いた圧延手法の一つであるが、このような従来の通常の圧延機を用いた方法の延長線上の発想では、材料の剪断変形領域を板の内部まで充分に拡大させて、板全体として｛１１１｝面方位密度が充分に高いアルミニウム合金板を得ることは困難であったのである。そこで本発明者等がさらに実験・検討を重ねた結果、圧延温度域を温間圧延温度域として材料の変形抵抗を小さくする手法と併せて、従来の一般的な圧延手法とは異なる異周速圧延、すなわち材料に対する上ロールと下ロールの相対速度を異ならしめて、強制的に剪断変形を付与する手法を適用することによって、圧延時の板内部まで充分に｛１１１｝面の方位密度を高め、これによって深絞り性を従来の通常の方法により得られたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板よりも飛躍的に改善し得ることを見出し、この発明をなすに至ったのである。
【００１３】
すなわちこの発明は、合金の成分組成を適切に調整するばかりでなく、集合組織を適切に制御した成形加工用アルミニウム合金板を提供するとともに、その適切な集合組織を得るための方法を提供している。
【００１４】
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は、Ｍｇ０．３〜２．０％、Ｓｉ０．３〜２．５％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなるアルミニウム合金を素材とし、かつ平均ランクフォード値が０．９以上で、しかも板厚全域でＸ線回折による｛１００｝面の方位密度が１未満、｛１１１｝面の方位密度が１を越えていることを特徴とするものである。
【００１５】
また請求項２の発明は、請求項１に記載の成形加工用アルミニウム合金板において、素材アルミニウム合金が、さらにＣｕ０．０５〜１．５％、Ｍｎ０．０１〜０．８％、Ｃｒ０．０１〜０．３％、Ｚｒ０．０１〜０．２％のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とするものである。
【００１６】
さらに請求項３の発明は、請求項１もしくは請求項２に記載の成形加工用アルミニウム合金板を製造する方法において、前記成分組成のアルミニウム合金の鋳塊に、再結晶を伴なう熱間圧延を施して板厚２〜１０ｍｍとし、その後１７０〜３５０℃の範囲内の非再結晶温度域で３０％以上の圧下率で異周速圧延を行ない、さらに再結晶を伴なう溶体化処理を施し、これにより平均ランクフォード値が０．９以上で、しかも板厚全域でＸ線回折による｛１００｝面の方位密度が１未満、｛１１１｝面の方位密度が１を越えている成形加工用アルミニウム合金板を得ることを特徴とするものである。
【００１７】
そしてまた請求項４の発明は、請求項３に記載の成形加工用アルミニウム合金板の製造方法において、前記異周速圧延を、ロール周速が１：１．２以上の条件で行なうことを特徴とするものである。
【発明の効果】
【００１８】
請求項１、請求項２の発明の成形加工用アルミニウム合金板は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板として自動車ボディ等に要求される高強度、特に塗装焼付け後の高強度を有すると同時に、成形性、とりわけ深絞り性、曲げ性が従来よりも著しく優れている。また請求項３、請求項４の発明の成形加工用アルミニウム合金板の製造方法によれば、上述のように塗装焼付け後に高強度を有すると同時に、成形性、とりわけ深絞り性、曲げ性が従来よりも著しく優れたアルミニウム合金板を、量産的規模での装置によって実際的かつ容易に得ることができる。
【００１９】
なおこの発明によるアルミニウム合金板は、自動車ボディ等の各種車両の部品に最適であるが、それに限らず、各種電気機器のシャーシやパネル、その他各種の成形加工用部品の用途に使用できることはもちろんである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２０】
先ずこの発明の成形加工用アルミニウム合金板の素材として使用されるアルミニウム合金の成分組成の限定理由について説明する。
【００２１】
Ｍｇ：
Ｍｇは、この発明で対象とするアルミニウム合金において、後述するＳｉとともに基本となる成分元素であって、強度（塗装焼付け処理前の材料強度）、塗装焼付け処理後の強度（いわゆるベークハード性）、および成形性、特に伸び、深絞り性、張出性の向上に寄与する。Ｍｇ量が０．３％未満では充分な強度、ベークハード性が得られないばかりでなく、伸び、深絞り性、張出性が劣り、一方２．０％を越えれば、強度が高くなり過ぎて伸び、成形性が低下する。そのためＭｇは、０．３〜２．０％の範囲内とした。
【００２２】
Ｓｉ：
Ｓｉはこの発明で対象とするアルミニウム合金において、前述のＭｇとともに基本となる成分元素であって、強度やベークハード性、および成形性、特に伸び、深絞り性、張出性の向上に寄与する。Ｓｉ量が０．３％未満では充分な強度、ベークハード性が得られないばかりでなく、伸び、深絞り性、張出性が劣り、一方２．５％を越えると粗大な金属Ｓｉが析出し、深絞り性が低下する。そのためＳｉは、０．３〜２．５％の範囲内とした。
【００２３】
さらに請求項２の発明の成形加工用アルミニウム合金板においては、上記のＭｇのほか、積極添加元素として、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒのうちの１種または２種以上を添加した合金を用いる。これらの添加理由は次の通りである。
【００２４】
Ｃｕ：
Ｃｕは強度向上、とりわけ塗装焼付け加熱後の強度に寄与する。Ｃｕ量が０．０５％未満では強度向上の効果が得られず、一方１．５％を越えれば伸び、成形性、耐食性が低下するから、Ｃｕを添加する場合のＣｕ量は０．０５〜１．５％の範囲内とした。
【００２５】
Ｍｎ：
Ｍｎは強度向上とともに、熱処理後の結晶粒微細化に効果がある。Ｍｎ量が０．０１％未満では強度、結晶粒微細化効果が得られず、一方０．８％を越えれば粗大なＡｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の金属間化合物が形成されて、成形性、特に穴拡げ性、張出性、曲げ性を劣化させる。そのためＭｎを添加する場合のＭｎ量は０．０１〜０．８％の範囲内とした。
【００２６】
Ｃｒ：
Ｃｒは強度向上とともに、熱処理後の結晶粒微細化に効果がある。Ｃｒ量が０．０１％未満では強度、結晶粒微細化効果が得られず、一方０．３％を越えればＡｌ−Ｃｒ系の巨大金属間化合物が形成されて、成形性、特に穴拡げ性、張出性、曲げ性を劣化させる。そのためＣｒを添加する場合のＣｒ量は０．０１〜０．３％の範囲内とした。
【００２７】
Ｚｒ：
Ｚｒは熱処理後の結晶粒微細化に効果がある。Ｚｒ量が０．０１％未満では結晶粒微細化効果が得られず、一方０．２％を越えれば巨大金属間化合物が形成されて、成形性、特に穴拡げ性、張出性、曲げ性を劣化させる。そのためＺｒを添加する場合のＺｒ量は０．０１〜０．２％の範囲内とした。
【００２８】
以上の各合金元素のほかは、基本的にはＡｌおよび不可避的不純物とすれば良い。
【００２９】
なお一般のアルミニウム合金においては、不可避的不純物としてＦｅが含有されるのが通常であるが、ＦｅはＡｌ−Ｆｅ系の金属間化合物を生成し、成形性、特に伸び、曲げ性、穴拡げ性劣化の要因となるから、Ｆｅ量は０．２５％未満に規制することが望ましい。
【００３０】
また一般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少量のＴｉを単独で、あるいは少量のＴｉを微量のＢもしくはＣと組合せて添加することが多いが、この発明の場合もこれらを添加することは許容される。但し、Ｔｉ量が０．１５％を越えれば初晶ＴｉＡｌ３の粗大粒子が生じるおそれがあるから、Ｔｉ量は０．１５％以下とすることが望ましく、またＢ量が５００ｐｐｍを越えれば粗大ＴｉＢ２粒子による線状欠陥が生じるおそれがあるから、Ｂ量は５００ｐｐｍ以下とすることが望ましく、さらにＣ量が５００ｐｐｍを越えれば粗大グラファイトが生成されるおそれがあるから、Ｃ量は５００ｐｐｍ以下とすることが望ましい。
【００３１】
そのほかＭｇを含有するアルミニウム合金の鋳造時には、溶湯の酸化防止のために微量のＢｅを添加することが多いが、この発明の場合も５００ｐｐｍ以下のＢｅの添加であれば、特に他の性能を劣化させることはない。
【００３２】
なお請求項２で規定しているＣｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒの含有量範囲は、それぞれ積極的に添加する場合の範囲として示したものであり、いずれも下限値よりも少ない量を不純物として含有する場合を排除するものではない。
【００３３】
さらにこの発明の成形加工用アルミニウム合金板においては、再結晶集合組織に関する条件として、板厚全域でＸ線回折による｛１００｝面の方位密度が１未満でかつ｛１１１｝面の方位密度が１を越えていること、また深絞り性の指標として平均ランクフォード値が０．９以上であることを規定している。ここで｛１１１｝面は既に述べたように深絞り性に有利な面であり、｛１１１｝面の方位密度が１以下では良好な深絞り性が得られない。一方｛１００｝面は成形性、特に深絞り性に不利な面であり、｛１００｝面の方位密度が１以上では良好な深絞り性が得られない。ランクフォード値も成形性、特に深絞り性の指標として活用されており、既に述べた式で示される平均ランクフォード値が０．９未満では良好な深絞り性が得られない。したがってこの発明では成形加工用アルミニウム合金板の集合組織条件、特性条件として、これらの条件を規定した。なおこれらの範囲内でも、より好ましくは｛１１１｝面方位密度は１．３以上、｛１００｝面方位密度は０．５以下、平均ランクフォード値は１．０以上であることが望ましい。なおここで圧延板は、通常は前述のように板表面から板厚内部までその集合組織が変化しているのが一般的であるが、成形性向上のためには板厚全域にわたって上記の｛１１１｝面、｛１００｝面方位密度が得られる必要があり、したがってこの発明では、前述の｛１００｝面、｛１１１｝面の各方位密度条件を板厚全域にわたって満たすことと規定した。なおまた、実際のアルミニウム合金板では厳密に板厚全域のすべての位置で方位密度を測定することは不可能であり、したがって実際の測定においては、板表面の位置と、板表面から板厚方向に板厚の１／４の厚さの位置、および板表面から板厚方向に板厚の１／２の位置、以上の各位置における方位密度を測定し、これらの各位置の方位密度がすべて前記条件を満たしていれば充分である。
【００３４】
次に以上のような成形加工用アルミニウム合金板の製造方法について説明する。
【００３５】
先ず前述のような成分組成を有する合金の溶湯を常法にしたがって溶製し、ＤＣ鋳造法（半連続鋳造法）などの通常の鋳造法により鋳造する。得られた鋳塊に対しては均質化処理を行なうのが通常である。この均質化処理は、鋳塊組織を均一化し、最終板の成形性を向上させるとともに、最終焼鈍時における再結晶粒の安定化を図るための工程である。均質化処理の条件は特に限定しないが、処理温度が４５０℃未満では充分な効果が得られず、一方５７０℃を越えれば共晶融解のおそれがあり、また処理時間が０．５時間未満では充分な効果が得られず、２４時間を越えれば効果が飽和して経済性を損なうだけであり、したがって均質化処理は４５０〜５７０℃において０．５〜２４時間の条件とすることが望ましい。
【００３６】
均質化処理後には再結晶を伴なう熱間圧延を施す。この熱間圧延は従来の一般的な方法に従って行なえば良く、均質化処理後に直ちに行なっても、あるいは均質化処理後に一旦冷却してから再加熱して行なっても良い。ここで再結晶を伴なう熱間圧延とは、要は熱間圧延上がりまでの間において再結晶が生じるような熱間圧延を意味し、従来の一般的な熱間圧延の場合も多くは再結晶を伴なっているのが通常である。このように熱間圧延上がりまでの間において再結晶を生起させるためには、再結晶温度以上の温度域（望ましくは再結晶温度よりも充分に高い温度）で圧延を開始すれば良く、具体的には、通常は３５０℃を充分に越える高温の温度域で圧延を開始すれば良い。このような熱間圧延の終了板厚（上り板厚）が２ｍｍ未満では、その後の製品板厚までの圧延率が小さくなり、後述する温間異周速圧延での圧下率が不充分になるとともに、熱間圧延時に端部の割れが発生しやすくなる。一方熱間圧延の終了板厚が１０ｍｍを越えれば、その後の製品板厚までの圧延率が大きくなり、圧延に多くの回数が必要となるため生産性を阻害する。そこで熱間圧延の終了板厚は２〜１０ｍｍの範囲内とした。
【００３７】
熱間圧延後には、所定の製品板厚とするためにさらに圧延を行なうが、この発明の方法では、熱間圧延上がりの板厚から最終製品板厚までの間において、特に１７０〜３５０℃の範囲内の非再結晶温度域（温間圧延温度領域）で異周速圧延を圧下率３０％以上で行なうことが、前述のような再結晶集合組織を得るために重要である。
【００３８】
ここで異周速圧延とは、圧延するアルミニウム合金板に対して上側の圧延ロールの周速と下側の圧延ロールの周速とを異ならしめて圧延する方法であり、具体的な圧延機構としては、例えば上下のロールをそれぞれ個別のモーターで制御して上下のロール回転速度を異ならしめる方法や、一つのモーターによる駆動力を比率の異なるギアを介して上下のロールに伝達して、上下のロールの回転数を異ならしめる方法や、さらには上下のロールの径を異ならしめることによってロール周速を異ならしめる方法など、種々のものがあるが、この発明では圧延機の機構は特に制約されるものではない。
【００３９】
この発明の方法では、１７０〜３５０℃の温度域（非再結晶温度域）での異周速圧延を適用することによって、圧延時にアルミニウム合金板に対して大きな剪断変形を与えることができ、しかもその剪断変形はアルミニウム合金板の板厚方向内部まで達し、これによってその後の再結晶を伴なう溶体化処理後の製品板として、｛１１１｝面の方位密度が充分に高く、深絞り性の優れたものを確実に得ることができる。ここで、異周速圧延における圧延温度が１７０℃未満では、材料の変形抵抗が大きく、剪断変形が板厚内部まで達しない。一方圧延温度が３５０℃を越えれば、圧延中に再結晶が生じて、好ましい剪断変形が得られない。さらに異周速圧延の圧下率が３０％未満では、剪断変形量が少なく、その後の再結晶を伴なう溶体化処理で好ましい集合組織を得ることができない。また異周速圧延においては、上下のロールの周速比が１：１．２未満では充分な剪断変形を付与することが困難となるから、上下のロールの周速の比（異周速比）は、１：１．２以上が好ましく、またより好ましくは１：１．５以上とする。このような異周速圧延において充分な剪断変形を付与せずに溶体化処理を施せば、｛１００｝面の方位密度が高くなり、｛１１１｝面の方位密度が充分に高くならず、そのため製品板における深絞り性も充分に向上しない。そこでこの発明では、異周速圧延の条件として、圧延温度を１７０〜３５０℃の温度域（非再結晶温度域）、圧下率を３０％以上と規定し、さらに上下のロールの異周速比を好ましくは１：１．２以上、より好ましくは１：１．５以上とした。
【００４０】
なお上述のような１７０〜３５０℃の非再結晶温度域での異周速圧延（以下このような１７０〜３５０℃の非再結晶温度域での異周速圧延を、“温間異周速圧延”と記す）は、既に述べたように再結晶を伴わない温間圧延に相当するが、このような非再結晶温度域での温間異周速圧延は、再結晶を伴なう熱間圧延の終了後（場合によっては後述するようにさらに冷間圧延を行なった後）、改めて再加熱して行なっても良く、あるいは同一の熱間圧延機において、再結晶を伴なう熱間圧延工程における最後の再結晶終了後、１７０〜３５０℃の範囲内の温度となるように制御冷却を行なって、引続き温間異周速圧延として行なっても良い。
【００４１】
さらに上述のような再結晶を伴なわない１７０〜３５０℃の温度域での３０％以上の温間異周速圧延は、要は再結晶を伴なう熱間圧延と、最終的な板厚となった圧延板に対する再結晶を伴なう溶体化処理との間に行なえば良く、希望する最終板厚によっては温間異周速圧延と組合せて冷間圧延を施しても良い。すなわち熱間圧延と溶体化処理との間において温間異周速圧延のみを行なっても、あるいは熱間圧延後に温間異周速圧延を行なってから冷間圧延を行なってその後に溶体化処理を施しても、さらには熱間圧延後に一旦冷間圧延を行なってその後に温間異周速圧延を施してから溶体化処理を施しても良い。但し冷間圧延を施した場合、溶体化処理において｛１００｝面の方位密度が増加して深絞り性が損なわれてしまうおそれがあるから、冷間圧延を行なう場合でもその合計圧延率は可及的に小さくすることが望ましく、通常は７０％以下の冷間圧延率とすることが望ましい。
【００４２】
なお前述のような再結晶を伴なう熱間圧延の後、溶体化処理の前までの各圧延工程中においては、一般には圧延性向上のために中間焼鈍を行なうことが多いが、この発明の方法の場合は、その間に温間異周速圧延を行なっているため、圧延性向上のための中間焼鈍を行なう必要性は少ない。但し場合によっては中間焼鈍を行なっても良く、またこの中間焼鈍は、温間異周速圧延の前、後（冷間圧延前）、中途のいずれでも良く、さらには冷間圧延の中途でも良い。必要に応じて行なう中間焼鈍の条件は特に限定しないが、バッチ式の中間焼鈍の場合は、２５０〜４５０℃で０．５〜２４時間の加熱保持とし、連続焼鈍方式の場合には、３５０〜５８０℃で保持なしもしくは５分以内の保持とすることが好ましい。バッチ式の中間焼鈍の場合、焼鈍温度が２５０℃未満では充分な中間焼鈍の効果が得られず、４５０℃を越えれば再結晶粒が粗大化して成形性が低下し、さらに焼鈍時間が０．５時間未満では充分な効果が得られず、一方２４時間を越えれば効果が飽和し、経済性を損なう。一方、連続焼鈍方式の中間焼鈍の場合、温度が３５０℃未満では充分な効果が得られず、５８０℃を越えれば再結晶粒が粗大化して成形性を低下させるおそれがあり、さらに保持時間が５分を越えれば再結晶粒が粗大化して成形性を低下させるおそれがある。
【００４３】
以上のようにして熱間圧延後に温間異周速圧延を行なって最終製品板厚とした圧延板、あるいは温間異周速圧延と冷間圧延を組合せて最終製品板厚とした圧延板（いずれも中間焼鈍を施した場合を含む）には、最終的に再結晶させて成形性を向上させると同時に、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｕなどの溶質元素を固溶させてベークハード性を付与するため、溶体化処理を施す。この溶体化処理は再結晶を伴なうものであって、再結晶により既に述べたように成形性を阻害する｛１００｝面の方位密度を下げ、深絞り性を向上させる｛１１１｝面の方位密度を上げて、平均ランクフォード値を０．９以上にすることができる。
【００４４】
溶体化処理は、連続焼鈍炉を用いた連続焼鈍方式で行なうことが望ましく、その場合の条件は、４５０〜５８０℃で保持時間なし、もしくは５分以内の保持とすることが好ましい。またバッチ式の溶体化処理を行なうこともでき、その場合はＪＩＳ  Ｗ１１０３（１９８５）に従った条件（５１６〜５７９℃×０．５時間以上）で行なうことが好ましい。連続焼鈍方式の場合、焼鈍温度が４５０℃未満では完全に再結晶しないため、良好な成形性が得られず、またＭｇ、Ｓｉ、Ｃｕなどの溶質元素の固溶が不充分なため良好なベークハード性が得られず、一方焼鈍温度が５８０℃を越えれば、共晶融解による成形性低下を招くばかりでなく、再結晶粒が粗大化し、成形後に肌荒れが発生して外観不良を生じ、さらに表面の酸化層の厚さが増大し、化成処理性が低下するおそれがある。また連続焼鈍方式で５分を越える熱処理を行なえば、溶体化の効果は飽和し、経済性を損なうばかりでなく、表面の酸化層の厚さが増大し、化成処理性が低下する。
【００４５】
なおＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は、溶体化処理後の室温時効性が高いため、溶体化処理後加工するまでの期間が長ければ、強度が上昇し成形性が低下する。そこでこのような室温時効性を緩和するため、溶体化処理後、１５０〜３００℃で５分以内の連続焼鈍、もしくは６０〜１５０℃で３０分〜２４時間のバッチ焼鈍を施しても良い。連続焼鈍の場合、室温時効の起因となる空孔濃度の減少が主目的であり、連続焼鈍の温度が１５０℃未満では空孔濃度の減少が不充分であり、一方３００℃を越えれば強度に寄与しない安定相が形成されるため焼付け塗装後の強度を低下させる。また連続焼鈍における５分以上の保持では、安定相が形成されて焼付け塗装後の強度を低下させる。バッチ焼鈍の場合は、予め時効硬化させることが主目的であるが、バッチ焼鈍の温度が６０℃未満では効果がなく、一方１５０℃を越えれば時効が進みすぎ強度が高くなって、成形性が低下する。またバッチ焼鈍の場合の加熱保持時間が３０分未満では硬化が不充分となり、一方２４時間を越えれば不経済となる。
【実施例】
【００４６】
表１の合金符号Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄに示す成分組成の各合金を常法に従って溶解し、実験室規模のＤＣ鋳造により、厚さ８０ｍｍ、幅２００ｍｍ、長さ１５００ｍｍの鋳塊に鋳造した。得られた鋳塊を５１０℃で４時間均質化処理した後、２ｍｍ厚もしくは６ｍｍ厚まで常法に従って熱間圧延を施した。熱間圧延終了温度は６ｍｍ上がりのものは約２５０℃、２ｍｍ上がりのものは約２００℃であり、いずれの場合も、熱延板の圧延方向断面（Ｌ断面）の結晶粒組織の偏平度観察の結果、熱間圧延中に再結晶が生じていることが確認されている。これらの熱延板について、表２中に示す製造プロセス番号１〜１１に示すような種々の条件で加工熱処理を行なった。すなわち温間異周速圧延または冷間圧延を施すか、あるいは温間異周速圧延と冷間圧延を組合せて施すか、さらに一部については圧延工程中で中間焼鈍を施し、得られた最終板厚の圧延板に対して溶体化処理を施した。ここで温間異周速圧延は、上下のロールをそれぞれ独立したモーターで駆動された温間異周速圧延機を用い、低速側のロールの回転速度を２０ｍ／分で一定とし、高速側ロールの回転速度を、設定した異周速比に応じて変化させた。
【００４７】
ここで、表２において、製造プロセス番号１、２は、いずれも熱間圧延と溶体化処理との間にこの発明で規定する条件範囲内の温間異周速圧延を行なった本発明例（但し製造プロセス番号２は異周速圧延後にさらに中間焼鈍を行なっている）、製造プロセス番号３、４は、いずれも熱間圧延と溶体化処理との間にこの発明で規定する温間異周速圧延温度範囲を外れた温間異周速圧延のみを行なった比較例、製造プロセス番号５は熱間圧延と溶体化処理との間にこの発明で規定する温間異周速圧延異周速比範囲を外れた温間異周速圧延のみを行なった比較例、製造プロセス番号６、９は、この発明で規定する範囲内で冷間圧延と温間異周速圧延を組合せて行なった発明例（但し製造プロセス番号６は異周速圧延後にさらに中間焼鈍を行なっている）、製造プロセス番号７、８はこの発明で規定する範囲から温間異周速圧延圧下率が外れた温間異周速圧延と冷間圧延を組合せて行なった比較例、製造プロセス番号１０は熱間圧延と溶体化処理との間にこの発明で規定する条件範囲内で冷間圧延、温間異周速圧延、冷間圧延を組合せて行なった発明例、製造プロセス番号１１は熱間圧延と溶体化処理との間に温間異周速圧延を行なうことなく冷間圧延および中間焼鈍を行なった従来例である。なお中間焼鈍は、製造プロセス番号２、６、１１で連続焼鈍方式に相当するソルトバスを用いて５００℃、３０秒保持により行なった。また溶体化処理も、連続焼鈍方式に相当するソルトバスを用いて５３０℃、３０秒保持を行なった後、強制空冷した。
【００４８】
以上のようにして得られた溶体化処理後の各板について、圧延方向に引張試験を施して圧延方向の機械的性質（ＴＳ、ＹＳ、ＥＬ）を調べるとともに、塗装焼付け処理を想定した１８５℃×２０分の加熱後の耐力（ＡＢＹＳ；ベークハード性）を調べた。また成形性評価として、圧延方向に対して０°、４５°、９０°方向に引張試験片を採取し、各方向のランクフォード値を測定して前述の式から計算した平均ランクフォード値を求めるとともに、エリクセン値、およびＬＤＲ（限界絞り比）、１８０°限界曲げ性を調べた。１８０°限界曲げ性は、曲げ後の試験片の外観を目視観察し、ランク１：割れ発生、ランク２：顕著なくびれ発生、ランク３：やや深いくびれ発生、ランク４：軽微なくびれ発生、ランク５：くびれ発生なし、以上５段階により評価した。また板表面位置、板表面から板厚方向１／４厚みの位置、板表面から板厚方向１／２厚みの位置、以上の各位置についてＸ線回折により純アルミニウム粉末（ランダム方位試料）に対する圧延板の極点図を測定し、３次元方位分布密度（ＯＤＦ）解析を行なって、各位置での｛１００｝面方位密度および｛１１１｝面方位密度を調べた。ここで｛１００｝面の方位密度はキューブ（Ｃｕｂｅ）方位、すなわち｛１００｝＜００１＞方位：ＯＤＦ図のψ２=０°、φ＝０°、ψ１＝０°の密度を意味し、｛１１１｝面の方位密度は成形性への寄与の大きい｛１１１｝＜１１０＞方位または｛１１１｝＜１１２＞方位：ＯＤＦ図のψ２=４５°、φ＝５５°のψ１＝３０°、６０°の最大値を意味する。これらの測定結果を表３〜表６に示す。
【００４９】
【表１】
2005139495.tif 000002
【００５０】
【表２】
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【００５１】
【表３】
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【００５２】
【表４】
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【００５３】
【表５】
2005139495.tif 000006
【００５４】
【表６】
2005139495.tif 000007
【００５５】
表３〜表６から明らかなように、この発明で規定する温度範囲、圧延率、異周速比を満たす条件で温間異周速圧延を行なった本発明例では、いずれも板厚方向の各位置で｛１００｝面の方位密度が１未満であって、板厚全域にわたり｛１００｝面方位密度が１未満とみなすことができ、また同じく板厚方向各位置の｛１１１｝面の方位密度は１を越えていて、板厚全域にわたり｛１１１｝面方位密度が１を越えているとみなすことができ、したがって成形性、とりわけ深絞り性に有利な再結晶集合組織を有していると言うことができ、また平均ランクフォード値も０．９以上となっており、エリクセン値、ＬＤＲで評価される成形性や曲げ性が優れており、さらに塗装焼付け後の強度も高いことが明らかである。これに対して、この発明で規定する温度範囲、圧延率、異周速比を満たす条件で温間異周速圧延が行なわれなかった各比較例の場合は、いずれも｛１００｝面の方位密度が１をはるかに越え、また｛１１１｝面の方位密度は１に満たず、深絞り性に不利な再結晶集合組織が形成されており、平均ランクフォード値も０．９未満であり、エリクセン値、ＬＤＲで評価される成形性や曲げ性の改善が見られないことが判明した。