(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｇ：０．２〜１．５ｗｔ％、Ｓｉ：０．２〜１．５ｗｔ％を含有し、さらにＭｎ：１．０ｗｔ％以下、Ｃｒ：０．３ｗｔ％以下、Ｆｅ：１．０ｗｔ％以下、Ｚｒ：０．３ｗｔ％以下、Ｖ：０．３ｗｔ％以下、Ｔｉ：０．１ｗｔ％のうち１種又は２種以上を合計で０．０１〜１．５ｗｔ％含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板であって、集合組織として、Ｇｏｓｓ方位の方位分布密度が３以下、ＰＰ方位の方位分布密度が３以下、かつＢｒａｓｓ方位の方位分布密度が３以下であることを特徴とする表面性状に優れた成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板。
【請求項２】
Ｍｇ：０．２〜１．５ｗｔ％、Ｓｉ：０．２〜１．５ｗｔ％を含有し、さらにＣｕ：１．０ｗｔ％以下、Ａｇ：０．２ｗｔ％以下、Ｚｎ：１．０ｗｔ％以下、Ｓｎ：０．２ｗｔ％以下のうち１種又は２種以上を合計で０．０１〜１．５ｗｔ％含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板であって、集合組織として、Ｇｏｓｓ方位の方位分布密度が３以下、ＰＰ方位の方位分布密度が３以下、かつＢｒａｓｓ方位の方位分布密度が３以下であることを特徴とする表面性状に優れた成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板。
【請求項３】
請求項１又は２に記載された組成のアルミニウム合金鋳塊に対し、均質化処理後熱間圧延を行い、続いて冷間圧延を行った後、溶体化処理を行って成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を製造するに際し、前記均質化処理を５３０℃以上の温度で４時間以上行い、前記熱間圧延を４５０℃を越える温度で開始し、かつ３６０℃を越える温度で終了し、前記冷間圧延を最終冷間圧延率が８５％以下になるように行うことを特徴とする請求項１又は２に記載された表面性状に優れた成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法。
【請求項４】
熱間圧延後に焼鈍を行うことを特徴とする請求項３に記載された表面性状に優れた成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、プレス成形性に優れ、特に表面性状に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板（以下、「アルミニウム」は省略する）に関し、例えば屋根、インテリア、カーテンウオール等の建材、器物、電機部品、光学機器、自動車、鉄道車両及び航空機等の輸送機器、一般機械部品等の材料に好適なＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
成形性に優れるアルミニウム板及びアルミニウム合金としては、従来からＡｌ−Ｍｇ系合金が主として用いられてきたが、塗装焼付硬化性が劣ることや、プレス成型時にストレッチャーストレインマークが発生しやすいことから、これに代わる合金として、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金が注目されるようになってきている。Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は、常温での成形性及び耐食性に優れ、さらに時効処理により高強度が得られるという利点を持っている。
【０００３】
ところが、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材を成形加工した場合、特開平７−２２８９５６号公報や特開平８−２３２０５２号公報に記載されているように、板材表面にリジングマークと呼ばれる表面荒れが発生することが問題となっている。リジングマークは、板材を成形加工用したときに圧延方向に対して平行方向に新たに生じる筋状の凹凸であり、特に圧延方向に対して９０゜への加工、例えば引張り加工、しごき加工、深絞り加工、張出し加工を行った場合、顕著に生じる。このリジングマークが発生すると、インテリア、カメラケース、自動車用外板材等の表面の美麗さが特に要求される製品では外観不良として使用できない。
【０００４】
前記特開平７−２２８９５６号公報や特開平８−２３２０５２号公報は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材についてリジングマークの発生を防止する方法として、熱間圧延条件やその他の各工程の処理条件を厳密に制御し、微細かつ結晶学的方位がランダムな結晶粒を生じさせることにより、リジングマークの発生を防止しようというものである。
しかし、これらの先行技術はリジングマークが発生しない板材自体の構成を解明したものではないため、表面品質に対する昨今の厳しい要求に関してはこれだけでは不十分であった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、従来のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材において発生していたリジングマークが抑制された成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材においてリジングマークの発生を抑制するためには、従来の技術を越えた精密な集合組織制御を行い、最終製品の集合組織として、Ｇｏｓｓ方位、ＰＰ方位、Ｂｒａｓｓ方位の発生を抑制することが有効であることを見いだした。
すなわち、本発明に係る表面性状に優れた成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板であって、集合組織として、Ｇｏｓｓ方位の方位分布密度が３以下、ＰＰ方位の位分布密度が３以下、かつＢｒａｓｓ方位の方位分布密度が３以下であることを特徴とする。
【０００７】
本発明に用いられるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は、Ｍｇ：０．２〜１．５％、Ｓｉ：０．２〜１．５％を含有し、さらに、（１）Ｍｎ：１．０ｗｔ％以下、Ｃｒ：０．３ｗｔ％以下、Ｆｅ：１．０ｗｔ％以下、Ｚｒ：０．３ｗｔ％以下、Ｖ：０．３ｗｔ％以下、Ｔｉ：０．１ｗｔ％以下のうち１種又は２種以上を合計で０．０１〜１．５ｗｔ％、（２）Ｃｕ：１．０ｗｔ％以下、Ａｇ：０．２ｗｔ％以下、Ｚｎ：１．０ｗｔ％以下、Ｓｎ：０．２ｗｔ％以下のうち１種又は２種以上を合計で０．０１〜１．５ｗｔ％、のいずれか又は両者を組み合わせて含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなる。
【０００８】
【発明の実施の形態】
本発明者らが従来のアルミニウム合金のプレス成形時にリジングマークが発生する原因を解明すべく種々研究を重ねた結果、集合組織の制御が十分になされていなかったためにリジングマークが発生することが明らかになった。
ここで、アルミニウム合金の集合組織について説明すると、アルミニウム合金の場合、下記のＣｕｂｅ方位、ＲＷ方位、ＣＲ方位、Ｂｒａｓｓ方位、Ｇｏｓｓ方位、ＰＰ方位、Ｃ方位、Ｓ方位と呼ばれる集合組織が存在する。
Ｃｕｂｅ方位・・・・｛００１} ＜１００＞
ＲＷ方位・・・・・・・・｛００１｝＜１１０＞
ＣＲ方位・・・・・・・・｛００１｝＜５２０＞
Ｂｒａｓｓ方位・・｛０１１｝＜２１１＞
Ｇｏｓｓ方位・・・・｛０１１｝＜１００＞
ＰＰ方位・・・・・・・・｛０１１｝＜１２２＞
Ｃ方位・・・・・・・・・・｛１１２｝＜１１１＞
Ｓ方位・・・・・・・・・・｛１２３｝＜６３４＞
なお、本発明では基本的に、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定義する。ただしＢｒａｓｓ方位とＰＰ方位に関しては±８度以内の方位のずれは同一の方位因子に属するものと定義する。
【０００９】
通常のアルミニウム合金の集合組織はこれらの方位因子から成立しており、これらの構成比率が変化すると板材の塑性異方性（後述）が変化し、プレス成形性が良くも悪くもなる。
これらの方位の定量的な評価方法として、方位分布密度がある。これは、ランダムな方位に対する各方位の強度の割合で表され、通常のＸ線回析法を用いて最低３面の完全正極点図を測定し、それから結晶方位分布関数を用いて求められる［下記参考文献１、２参照］。あるいは、電子線回析法、ＳＥＭ（Scanning-Electron-Microscopy）−ＥＣＰ（Electron-Channeling-Pattern）法、ＳＥＭ−ＥＢＳＰ（Electron-Back-Scatterd-Pattern）法等を用いて測定したデータをもとに、結晶方位分布関数を用いて方位分布密度を求めることができる。また、これらの方位分布は板厚方向に変化しているため、板厚方向に何点か任意にとって平均を取ることによって求める。
参考文献１：長島晋一編著、「集合組織」（丸善株式会社刊）1984、P.8〜44
参考文献２：金属学会セミナー、「集合組織」（日本金属学会編）1981、P.3〜7
【００１０】
本発明者らは集合組織を種々変化させたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材につきリジングマーク発生の有無を調べ、その発生メカニズムを研究した。その結果面内塑性異方性が強いＧｏｓｓ方位、ＰＰ方位、Ｂｒａｓｓ方位がリジングマーク発生の犯人であることを見出した。
より詳しくは、Ｇｏｓｓ方位、ＰＰ方位、Ｂｒａｓｓ方位においては他の方位に比べてｒ値（ランクフォード値）の面内異方性が非常に大きく、具体的には、Ｇｏｓｓ方位では幅方向、ＰＰ方位では圧延方向より２０°回転した方向、Ｂｒａｓｓ方位では圧延方向より５５°回転した方向で引張った場合に板厚減少がほとんど生じないのに対して、これら以外の方位は板厚減少を引き起こし、この板厚減少率の顕著な差が表面の凹凸（リジングマーク）の原因になっていることを見出した。
【００１１】
従って、Ｇｏｓｓ方位、ＰＰ方位、Ｂｒａｓｓ方位を低減させることがリジングマークの抑制に効果的であるが、特にＧｏｓｓ方位の方位分布密度を３以下、ＰＰ方位の方位分布密度を３以下、かつＢｒａｓｓ方位の方位分布密度を３以下としたときリジングマークが抑制でき、それぞれの方位分布密度がこれを越えるとリジングマークが顕著に発生して表面品質が劣化する。Ｇｏｓｓ方位の方位分布密度が２以下、ＰＰ方位の分布密度が２以下、かつ、Ｂｒａｓｓ方位の分布密度が２以下であるとより好ましい。
【００１２】
次に、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の合金元素について説明する。
（Ｍｇ、Ｓｉ）
これらの元素は、ＧＰゾーンと称されるＭｇ2Ｓｉ組成の集合体（クラスター）もしくは中間相を形成し、ベーキング処理による硬化に寄与する重要な元素である。また、板材の加工硬化特性を向上させ、プレス成形時の破断限界を高める役割を果たす。さらに、均熱処理中に生成したＭｇ2Ｓｉ安定相は再結晶方位の優先核生成サイトとして働き、板材の集合組織形成に大きな影響を及ぼす元素である。
Ｍｇ、Ｓｉ含有量がそれぞれ０．２ｗｔ％未満になるとベーキング処理時に十分な強度が得られず、それぞれ１．５ｗｔ％を越えるとベーキング処理時の硬化特性の劣化、粗大な化合物を形成しそれが破壊の起点となるための成形性の劣化を起こし、さらに所望の集合組織形成を阻害する。より好ましくは、Ｍｇ：０．８％以下、Ｓｉ：１．３％以下である。
【００１３】
（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｖ、Ｔｉ）
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｔｉは５３０℃以上の高温で４ｈｒ以上の長時間均質化熱処理することで、微細な析出物を多く形成する。その析出物は再結晶方位の優先核生成サイトとして働き、好適な集合組織を得るために有効である。また結晶粒径を微細化し成形割れ限界を高めるためにも有効である。さらに、Ｍｎ、Ｃｒはベーキング処理による硬化に寄与する重要な元素である。しかし、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｔｉのいずれかが、それぞれ１．０ｗｔ％、０．３ｗｔ％、０．３ｗｔ％、０．３ｗｔ％、０．１ｗｔ％を越えると、粗大な化合物を成形することによって破壊の起点となるため顕著に成形性が劣化し、そして所望の集合組織形成を阻害する。
ＦｅはＡｌ7Ｃｕ2Ｆｅ、Ａｌ12（Ｆｅ、Ｍｎ）3Ｃｕ12、（Ｆｅ、Ｍｎ）Ａｌ6、α−ＡｌＦｅＳｉ、β−ＡｌＦｅＳｉ等の晶出物を形成し、これらの晶出物は、再結晶方位の優先核生成サイトとして働き、好適な集合組織を得るために有効である。しかし、含有量が１．０ｗｔ％を超えると、粗大な化合物を形成することによって破壊の起点になるため、顕著に形成性が劣化し、そして所望の集合組織形成を阻害する。
また、これらの元素の合計が０．０１ｗｔ％未満では上記の効果がなく、１．５ｗｔ％を越えると、粗大な化合物を成形することによって破壊の起点となるため顕著に成形性が劣化し、そして所望の集合組織形成を阻害する。
なお、これらの元素の特に好ましい範囲は、Ｍｎ：０．５ｗｔ％以下、Ｃｒ：０．２ｗｔ％以下、Ｆｅ：０．５ｗｔ％以下、Ｚｒ：０．２ｗｔ％以下、Ｖ：０．２ｗｔ％以下、Ｔｉ：０．０５ｗｔ％以下である。
【００１４】
（Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｓｎ）
これらの元素は、ＧＰゾーンと称されるＭｇ2Ｓｉ組成の集合体（クラスター）もしくは中間相の形成を促進する元素である。また、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎはベーキング処理時の硬化速度を速める働きがあり、Ｓｎはベーキング前の段階において室温時効を抑制し、ベーキング時の時効を促進する働きがある。しかし、これらの元素の合計が０．０１ｗｔ％未満では上記の効果がなく、一方、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｓｎ含有量がそれぞれ１．０ｗｔ％、０．２ｗｔ％、１．０ｗｔ％、０．２ｗｔ％を越えるか、それらの合計が１．５％を越えると、粗大な化合物を形成することによって破壊の起点となるため成形性の劣化、そして所望の集合組織形成を阻害する。
なお、これらの元素の特に好ましい範囲は、Ｃｕ：０．５ｗｔ％以下、Ａｇ：０．１ｗｔ％以下、Ｚｎ：０．５ｗｔ％以下、Ｓｎ：０．１ｗｔ％以下である。
【００１５】
次に好適な製造条件について説明する。
通常の鋳造を行った後均質化熱処理を施すが、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｖなどの遷移金属を添加する場合には、５３０℃以上の高温で４ｈｒ以上の長時間均質化熱処理することで、微細な析出物を多く析出させることができる。これらの析出物は好適な集合組織を得るために有効であり、また結晶粒径を微細化するためにも有効である。次に熱間圧延を行い、冷間圧延を行うが、熱間圧延の開始温度が４５０℃を越え、かつ熱間圧延終了温度が３６０℃を越え、かつ最終冷間圧延率が８５％以下であることで所望の集合組織を得ることができる。なお、熱間圧延終了後に焼鈍を施してもよい。
【００１６】
所望の集合組織を得るために特に大事なことは、溶体化処理前の組織で、Ｇｏｓｓ方位からＢｒａｓｓ方位までの、＜１１０＞軸が圧延面法線に平行な方位が属するα方位群［下記参考文献３参照］が発達すると、溶体化処理後のＧｏｓｓ方位、ＰＰ方位等の発達の原因になる。そこで溶体化処理前の状態でα方位群の発達を抑制することが必要である。このα方位群は熱間圧延処理中に発達し、あるいは冷間圧延時にも圧下率が高いほど発達する。従って、α方位群を抑制するためには、熱延終了温度を高くして再結晶させることによって熱延時のα方位群を低減させ、かつ冷間圧延率を低減して冷延時のα方位群を低減させることが必要である。そのためには、熱間圧延時の終了温度を３６０℃を越える温度とし、かつ最終冷間圧延率を８５％以下にする。また、熱間圧延を４５０℃を越える温度で開始すると圧延中に再結晶が起こりやすくなり、圧延時に形成されるα方位群以外の方位も形成されα方位群が減少する。その結果、溶体化処理前の組織でのα方位群が弱くなり、溶体化処理後のＧｏｓｓ、Ｂｒａｓｓ、ＰＰ方位が低減し、リジングマークが抑制される。
なお、熱延終了後に焼鈍を施すことによって再結晶させ、熱延α方位群を低減させてもよい。
最後に溶体化処理が施されるが、５３０℃以上の高温に保持することが望ましい。
参考文献３：伊藤邦雄、「軽金属」43巻(1993)、5号、P.285〜293
【００１７】
【実施例】
（実施例１）
Ａｌ−０．６％Ｍｇ−１．０％Ｓｉ合金（以下、ベース合金と呼ぶ）、Ａｌ−０．６％Ｍｇ−１．０％Ｓｉ−０．１％Ｍｎ合金（以下、Ｍｎ添加合金と呼ぶ）、Ａｌ−０．６％Ｍｇ−１．０％Ｓｉ−０．１％Ｆｅ合金（以下、Ｆｅ添加合金と呼ぶ）の３組成の合金を通常の方法で鋳造し、５５０℃で８ｈｒの均質化熱処理を施した。その後熱間圧延（５００℃開始）で５００ｍｍから１０〜１．５ｍｍ厚さの板とした。熱間圧延の終了温度を変え、また熱間圧延後の焼鈍（本発明では荒鈍という）の有無、さらには冷間圧延開始板圧を変化させ、冷間圧延で１ｍｍ厚さの板とした後、５５０℃で１分の溶体化処理を施した。
【００１８】
これらの板材について１５％の引張り変形を与え、その後板の表面を塗装処理し、リジングマーク発生の有無を判定した（リジングマークは塗装後によく目立つようになって発見されるという特性をもつ）。また、成形性の指標として、平面歪み引張り状態の張出し成形試験を行い、割れ限界高さを測定した。
集合組織の測定は、溶体化処理後の板の表面、１／４厚さ、板厚中心部の３面について、通常のＸ線回析法でターゲットはＣｕを用い、管電圧５０ｋＶ、管電流２００ｍＡの条件で（１００）、（１１０）、（１１１）完全正極点図を測定し、それから結晶方位分布関数を用いて各板厚部毎の各方位の方位分布密度を計算し、それらの平均を取って板全体の方位分布密度を求めた。
表１にその結果を示す。本発明材においてリジングマークの発生が抑制され、かつ成形性に優れていることが明らかである。
【００１９】
【表１】
0004063388.tif 000002
【００２０】
（実施例２）
表２に示すＭｇ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｖ、Ｔｉなどの合金成分を含有する種々の合金を通常の方法で鋳造し、５５０℃で８ｈｒの均質化処理を施した。その後熱間圧延（開始温度：５００℃）を行い、終了温度を変えて、１０〜１．５ｍｍ厚さの板とした。そして荒鈍を行うことなく冷間圧延で１ｍｍ厚さの板とした後、５５０℃で１分の溶体化処理を施した。
【００２１】
【表２】
0004063388.tif 000003
【００２２】
これらの板材について、リジングマーク発生の有無の判定、張り出し成形試験による割れ限界高さの測定及び集合組織の測定を実施例１と同様に行った。
表３にその結果を示す。本発明材においてリジングマークの発生が抑制され、かつ成形性に優れていることが明らかである。
【００２３】
【表３】
0004063388.tif 000004
【００２４】
（実施例３）
表４に示すＭｇ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｓｎなどの合金成分を含有する種々の合金を通常の方法で鋳造し、５５０℃で８ｈｒの均質化処理を施した。その後熱間圧延（開始温度：５００℃）を行い、終了温度を変えて、１０〜１．５ｍｍ厚さの板とした。そして荒鈍を行うことなく冷間圧延で１ｍｍ厚さの板とした後、５５０℃で１分の溶体化処理を施した。
【００２５】
【表４】
0004063388.tif 000005
【００２６】
これらの板材について、リジングマーク発生の有無の判定、張り出し成形試験による割れ限界高さの測定及び集合組織の測定を実施例１と同様に行った。
表５にその結果を示す。本発明材においてリジングマークの発生が抑制され、かつ成形性に優れていることが明らかである。
【００２７】
【表５】
0004063388.tif 000006
【００２８】
【発明の効果】
本発明によれば、リジングマークが抑制された成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を得ることができる。