JP2006307241A - 深絞り成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金板材およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【目的】深絞り成形性に優れ、とくに自動車外板など輸送機部材として好適に使用されるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金板材を提供する。
【構成】Ｍｇ：０．２〜０．８％、Ｓｉ：０．５〜１．６％、Ｃｕ：０．４〜１．０％を含有し、Ｓｉ含有量とＭｇ含有量との比（Ｓｉ％／Ｍｇ％）が１．５以上であり、不純物としてのＦｅ元素を０．４％以下に規制し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金のＴ４調質板材であって、Ｃｕｂｅ方位の方位密度がランダム比で７以下、Ｇｏｓｓ方位の方位密度がランダム比で７以上で、かつＧｏｓｓ方位の方位密度とＣｕｂｅ方位の方位密度の比（Ｇｏｓｓ方位の方位密度／Ｃｕｂｅ方位の方位密度）が２．０以上の集合組織を有し、さらに圧延方向に対して０度，４５度，９０度方向のランクフォード値がいずれも０．５５以上であり、平均結晶粒径が１００μｍ以下であることを特徴とする。
【選択図】 なし

Description

本発明は、深絞り成形性に優れ、とくに自動車外板などの輸送機部材として好適に使用されるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金板材、およびその製造方法に関する。

従来、自動車の外板には冷延鋼板が主として用いられてきたが、自動車の燃費向上の観点から車体の軽量化要求が高まり、アルミニウム合金の適用が進んでいる。一般に、自動車外板用アルミニウム合金としては、５０００系合金（Ａｌ−Ｍｇ系合金）および６０００系合金（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金）が用いられている。５０００系合金は成形性が優れているため、プレス成形の自由度が大きいが、６０００系合金は添加元素量が５０００系合金に比べて少ないことからリサイクル性に優れ、さらに塗装焼付け硬化性を付与することにより、ゲージダウンが可能になるため、近年では６０００系合金の適用が拡大している。

しかしながら、アルミニウム合金は鋼板に比べて成形性が低いことから、その改善が要望されている。６０００系合金においても、成形性、特に深絞り成形性の向上が強く望まれており、従来、種々の提案が行われている。例えば、プレス成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材として、化学組成が重量％で、Ｍｇ：０．１〜３．０％、Ｓｉ：０．１〜２．５％を主要合金成分とし、結晶粒界方位差が２０°以下の粒界頻度が２０％以下としたアルミニウム合金板材が提案されている（特許文献１参照）が、このものにおいては結晶粒界の方位差は最適化されているものの、成形性に大きな影響を及ぼす結晶方位（集合組織）については何ら考慮されておらず、深絞り成形性を十分に向上させることはできない。

Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の集合組織について、少なくともＣｕｂｅ方位の方位密度をプレス成形の種類に応じて制御することにより、該プレス成形に合わせて改善されたプレス成形性を与え、例えば深絞り成形性を高めたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板を得るにあたっては、Ｃｕｂｅ方位（｛１００｝＜００１＞）の方位密度に対するＳ方位（｛１２３｝＜６３４＞）の方位密度の割合（Ｓ方位の方位密度／Ｃｕｂｅ方位の方位密度）を１以上、Ｃｕｂｅ方位の方位密度に対するＧｏｓｓ方位（｛０１１｝＜１１０＞）の方位密度の割合（Ｇｏｓｓ方位の方位密度／Ｃｕｂｅ方位の方位密度）を０．３以下とし、且つ結晶粒径を８０μｍ以下としたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金板材も提案されており（特許文献２参照）、このものにおいては深絞り性を向上させる結晶方位としてＳ方位の集積を高く、Ｇｏｓｓ方位方位の集積を低くなるよう規定しているが、十分な深絞り成形性を得るには問題がある。

また、プレス成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板において、集合組織として、Ｃｕｂｅ方位の割合が３０％以下とするものが提案されている（特許文献３参照）が、このＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材においては、Ｃｕｂｅ方位の割合は最適化されているものの、深絞り成形性を向上させる結晶方位については何ら考慮されておらず、深絞り性を十分に向上させることができないという難点がある。リジングマークの発生を抑制した６０００系合金板材も提案されており（例えば特許文献４参照）、いずれもリジングマークについては抑制が検討されているものの、深絞り成形性の向上を達成するには十分なものではない。
特開２００１−１３１６７０号公報 特開２００１−３１９７４１号公報 特開平８−３２５６６３号公報 特開２００４−２９２８９９号公報

本発明者らは、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金のＴ４調質板材をベースとして、上記従来の問題を解決するため深絞り成形性を改善するための手法について試験、検討を行った結果、合金組成の他、結晶方位（集合組織）、ランクフォード値、平均結晶粒径、ＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の分散形態が深絞り成形性に影響し、これらの組織性状は、熱間圧延条件、冷間圧延条件、溶体化処理条件の最適化により得られることを見出した。

本発明は、上記の知見に基いてさらに検討を重ねた結果としてなされたものであり、その目的は、深絞り成形性に優れ、とくに自動車外板など輸送機部材として好適に使用されるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金板材およびその製造方法を提供することにある。

上記の目的を達成するための請求項1による深絞り成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金板材は、Ｍｇ：０．２〜０．８％、Ｓｉ：０．５〜１．６％、Ｃｕ：０．４〜１．０％を含有し、Ｓｉ含有量とＭｇ含有量との比（Ｓｉ％／Ｍｇ％）が１．５以上であり、不純物としてのＦｅ元素を０．４％以下に規制し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金のＴ４調質板材であって、Ｃｕｂｅ方位の方位密度がランダム比で７以下、Ｇｏｓｓ方位の方位密度がランダム比で７以上で、かつＧｏｓｓ方位の方位密度とＣｕｂｅ方位の方位密度の比（Ｇｏｓｓ方位の方位密度／Ｃｕｂｅ方位の方位密度）が２．０以上の集合組織を有し、さらに圧延方向に対して０度，４５度，９０度方向のランクフォード値がいずれも０．５５以上であり、平均結晶粒径が１００μｍ以下であることを特徴とする。

請求項２による深絞り成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金板材は、請求項1において、ＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の最大径が１０μｍ以下、２〜１０μｍ径のＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の数が１０００個／ｍｍ^２以下であることを特徴とする。

請求項３による深絞り成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金板材は、請求項1または２において、さらにＭｎ：０．０２〜０．３０％、Ｃｒ：０．０２〜０．２０％、Ｚｒ：０．０２〜０．１５％のいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする。

請求項４による深絞り成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金板材は、請求項1〜３のいずれかにおいて、さらにＴｉ：０．１０％以下、Ｂ：５０ｐｐｍ以下のうちの１種または２種を含有することを特徴とする。

請求項５による深絞り成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金板材の製造方法は、請求項1〜４のいずれかに記載の組成を有するアルミニウム合金鋳塊を、５００℃以上の温度で均質化処理した後、そのまま熱間圧延を行い、熱間圧延の終了温度を３５０℃以下とし、ついで板厚減少率５０％以上の冷間圧延を行って所定の板厚にした後、５℃／ｓ以上の速度で４６０℃以上の温度に昇温し、４６０℃以上５２０℃以下の温度で６０ｓ以内の時間保持した後、５℃／ｓ以上の速度で室温まで冷却することを特徴とする。

請求項６による深絞り成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金板材の製造方法は、請求項1〜４のいずれかに記載の組成を有するアルミニウム合金鋳塊を、５００℃以上の温度で均質化処理した後、室温まで冷却し、さらに５００℃以上の温度に加熱して熱間圧延を行い、熱間圧延の終了温度を３５０℃以下とし、ついで板厚減少率５０％以上の冷間圧延を行って所定の板厚にした後、５℃／ｓ以上の速度で４６０℃以上の温度に昇温し、４６０℃以上５２０℃以下の温度で６０ｓ以内の時間保持した後、５℃／ｓ以上の速度で室温まで冷却することを特徴とする。

本発明によれば、深絞り成形性に優れ、とくに自動車外板など輸送機部材として好適に使用されるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金板材およびその製造方法が提供される。

本発明は、基本的にはＴ４調質（溶体化処理、焼入れ、常温時効）で使用する６０００系アルミニウム合金板材に関するものであり、まず、本発明における含有成分の意義および限定理由について説明する。

Ｍｇは、Ｓｉと共存してＭｇ_２Ｓｉ系化合物を形成して強度を向上するよう機能する。Ｍｇの好ましい含有量は０．２〜０．８％の範囲であり、０．２％未満では十分な強度が得られず、０．８％を越えて含有されると、耐力が高くなりすぎて成形性および形状凍結性が低下する。Ｍｇのさらに好ましい範囲は０．３〜０．７％であり、最も好ましい範囲は０．３〜０．６％である。

Ｓｉは、単独でＳｉ相として析出したり、Ｍｇと共存してＭｇ_２Ｓｉ系化合物を形成して強度を向上するよう機能する。Ｓｉの好ましい含有範囲は０．５〜１．６％であり、０．５％未満では十分な強度が得られず、さらに成形性を低下させることもある。１．５％を越えて含有すると、耐力が高くなって成形性および形状凍結性が低下し、塗装後の耐食性も劣化する。Ｓｉのさらに好ましい含有範囲は０．６〜１．３％であり、最も好ましい含有範囲は０．８〜１．２％である。

また、Ｓｉ含有量とＭｇ含有量との比（Ｓｉ％／Ｍｇ％）は１．５以上であることが好ましい。Ｍｇ_２Ｓｉの化学量論組成よりも過剰なＳｉ元素は、成形性を向上させるよう作用する。そのため、（Ｓｉ％／Ｍｇ％）は１．５以上であることが好ましい。Ｓｉ／Ｍｇ重量比が１．５未満では十分な成形性が得難い。（Ｓｉ％／Ｍｇ％）のさらに好ましい範囲は１．７以上であり、最も好ましい範囲は１．９以上である。

Ｃｕは、深絞り成形性を向上させるよう機能する。Ｃｕの好ましい含有範囲は０．４〜１．０％であり、下限未満では十分な成形性が得られず、上限を超えて含有されると耐食性の低下を招く。Ｃｕのさらに好ましい含有範囲は０．６〜１．０％であり、最も好ましい含有範囲は０．７〜０．９％である。

Ｆｅは、不純物として含有される。Ｆｅの好ましい含有範囲は０．４％以下であり、上限を越えて含有されると成形性の低下を招く。Ｆｅのさらに好ましい含有範囲は０．３％以下であり、最も好ましい含有範囲は０．２％以下である。

Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒは、いずれも選択的に含有される元素であり、結晶粒微細化による成形加工時の肌荒れを防止するよう機能する。好ましい含有量は、Ｍｎ：０．０２〜０．３０％、Ｃｒ：０．０２〜０．２０％、Ｚｒ：０．０２〜０．１５％の範囲であり、いずれも下限未満では結晶粒微細化効果が得らないことがあり、上限を越えて含有されると、粗大な金属間化合物が生成して、成形性が低下する。さらに好ましい含有範囲は、Ｍｎ：０．０５〜０．１５％、Ｃｒ：０．０５〜０．１５％、Ｚｒ：０．０５〜０．１２％である。

ＴｉおよびＢは、鋳造組織を微細化して、成形性を向上させるよう機能する。好ましい含有量は、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｂ：５０ｐｐｍ以下の範囲であり、それぞれ上記の範囲を超えて含有されると、粗大な金属間化合物が増加して、成形性が低下する。

本発明においては、集合組織を最適に制御することにより深絞り成形性を向上させるが、特にＣｕｂｅ方位（｛１００｝＜００１＞）は深絞り成形性を低下させ、Ｇｏｓｓ方位（｛１１０｝＜００１＞）は深絞り成形性を向上させる方位であることがわかった。そのため、Ｃｕｂｅ方位の方位密度がランダム比で７以下、Ｇｏｓｓ方位の方位密度がランダム比で７以上で、かつＧｏｓｓ方位の方位密度とＣｕｂｅ方位の方位密度の比（Ｇｏｓｓ方位の方位密度／Ｃｕｂｅ方位の方位密度）が２．０以上になるよう制御するのが好ましい。

Ｃｕｂｅ方位の方位密度が上限を越えるか、あるいはＧｏｓｓ方位の方位密度が下限未満で深絞り成形性が低下する。また、（Ｇｏｓｓ方位の方位密度／Ｃｕｂｅ方位の方位密度）が下限未満でも深絞り成形性が低下する。なお、方位密度はＸ線反射法により測定したＯＤＦ（結晶方位密度関数）により計算され、ランダム方位に対する比として表される。

ランクフォード値（ｒ値）は、深絞り成形性に影響を及ぼす。圧延方向に対して０度、４５度、９０度方向のランクフォード値がいずれも０．５５以上とすることによって深絞り成形性が向上する。いずれか１方向でもランクフォード値が下限未満になると、深絞り成形性の向上効果が得難い。さらに好ましいランクフォード値は０度、４５度、９０度方向のランクフォード値が０．６０以上である。なお、ランクフォード値は引張量１５％における、板厚および板幅の変化量により計算される。

平均結晶粒径は成形時の肌荒れに影響するため、１００μｍ以下が好ましい。平均結晶粒径が１００μｍを越えると成形時に肌荒れが生じることがあり好ましくない。また、２μｍ以上の大きさのＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物は、成形性を低下させる。そのため、ＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の最大径は１０μｍ以下が好ましく、さらに２〜１０μｍ径のＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の数は１０００個／ｍｍ^２以下とすることが望ましい。ＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の最大径が上限を越えると成形性が低下する。また、２〜１０μｍ径のＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の数が上限を越えると成形性が低下する。

上記本発明の効果を達成するための製造方法について説明すると、まず、上記所定の組成を有するアルミニウム合金を溶解し、例えば半連続鋳造法により造塊して、得られた鋳塊を均質化処理する。均質化処理は５００℃以上の温度で行うのが好ましい。均質化処理温度が５００℃未満では、組織の均質化が不十分となり、成形性の低下を招く。なお、上限温度は特に規定しないが、高すぎると局部溶融が生じるため、溶融しない温度以下で行う。

均質化処理後、熱間圧延を行うが、均質化処理に続いて、そのまま熱間圧延を開始してもよく、均質化処理後、鋳塊を一旦室温まで冷却し、再度５００℃以上の温度に加熱して熱間圧延を行ってもよい。熱間圧延の開始温度が５００℃未満では、ＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の析出が生じ、ＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の最大径が１０μｍを越えることがあり、成形性の低下を招いたり、十分な強度が得られない場合がある。

熱間圧延の終了温度は３５０℃以下が好ましい。３５０℃を超える温度で熱間圧延を終了すると、ＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の析出が生じ、ＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の最大径が１０μｍを越えることがあり、十分な強度が得られなくなるとともに、成形性の低下を招く。

熱間圧延後、板厚減少率５０％以上の加工度で冷間圧延を行う。冷間圧延の加工度が５０％未満では、最終Ｔ４調質板材の平均結晶粒径が１００μｍを越えたり、Ｇｏｓｓ方位の方位密度が下限未満になるとともに、ランクフォード値が下限未満になり、成形性が低下する場合がある。さらに好ましい冷間圧延の加工度は６０％以上、最も好ましくは７０％以上である。また、冷間圧延前、あるいは冷間加工中に必要に応じて中間焼鈍を行ってもよいが、この場合には中間焼鈍後の冷間圧延加工度は５０％以上とするのが好ましい。

溶体化処理は５℃／ｓ以上の速度で４６０℃以上の温度に昇温し、４６０℃以上５２０℃以下の温度で６０ｓ以内の時間保持した後、５℃／ｓ以上の速度で室温まで冷却して焼入れを行うのが好ましい。昇温速度が５℃／ｓ未満では、再結晶粒が粗大に成長し、平均結晶粒径が１００μｍを超えることがある。また、溶体化処理温度が４６０℃未満では、ＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の析出が生じ、ＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の最大径が１０μｍを越える場合があり、十分な強度が得られなくなるとともに、成形性の低下が生じ易くなる。溶体化処理温度が５２０℃を越えるか、あるいは保持時間が６０ｓを越えるとＣｕｂｅ方位の方位密度が高くなり、成形性が低下する。さらに、溶体化処理後の焼入れが５℃／ｓ未満では、ＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の析出が生じ、ＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の最大径が１０μｍを越える場合があり、十分な強度が得られなくなるとともに、成形性の低下が生じ易くなる。

また、焼入れ後、塗装焼付け硬化性（ベークハード性）を付与するために、１２０℃以下で４８ｈ以下の予備時効処理を行ったり、１５０℃〜２５０℃の温度範囲で６０ｓ以内の復元処理を行ってもよく、いずれの場合も本発明の効果が阻害されることはない。

以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明し、本発明の効果を実証する。なお、これらの実施例は、本発明の一実施態様であり、本発明はこれらに限定されるものではない。

実施例１
表１に示す組成（成分値はｍａｓｓ％）を有する３０ｍｍ厚さのアルミニウム合金Ａ〜Ｈの鋳塊を半連続鋳造法により造塊し、得られた鋳塊について５４０℃で６ｈの均質化処理を行った後、そのまま板厚４ｍｍまで熱間圧延した。このとき、熱間圧延の終了温度は３００〜３２０℃の範囲になるよう制御した。

ついで、中間焼鈍を行わずに板厚１．０ｍｍまで冷間圧延した後、赤外線急速加熱炉を用いて、昇温速度１０℃／ｓで５００℃の温度に加熱し、１０秒間保持した後、水焼入れを行い、２０℃で７日間の自然時効を行って試験材１〜８を作製し、得られた試験材について、以下の測定、評価を行った。

集合組織調査：圧延面に対してペーパー研磨を行った後、強酸でエッチングして試験片とした。各試験片について、Ｘ線反射法で極点図を作成し、球面調和関数による級数展開法で三次元方位解析を行い、Ｃｕｂｅ方位（｛１００｝＜００１＞）およびＧｏｓｓ方位（｛１１０｝＜００１＞）の方位密度をランダム比で測定し、さらに（Ｇｏｓｓ方位の方位密度／Ｃｕｂｅ方位の方位密度）を計算した。なお、級数展開次数は２２次とした。

引張試験：圧延方向に対して０度、４５度、９０度方向にＪＩＳ ５号引張試験片を採取し、常温で引張試験を行い、強度を測定するとともに、１５％引張量でのランクフォード値を測定した。このとき、引張強さ、耐力、伸びについては、０度、４５度、９０度方向の重みつき平均値（（０度＋４５度×２＋９０度）÷４）にて評価した。

平均結晶粒径測定：圧延面を電解研磨し、偏光フィルターを通して光学顕微鏡組織を倍率１００倍で撮影し、ＡＳＴＭ Ｅ９１比較法に準拠した方法で平均結晶粒径を測定した。

ＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の測定：各Ｔ４調質材から１０ｍｍ×１０ｍｍの小片を切り出し、樹脂埋めおよび研磨後、光学顕微鏡組織観察を行った。光学顕微鏡組織観察により化合物の最大径を計測し、２〜１０μｍの化合物の分布については、画像解析装置を用い、１ピクセル＝０．２５μｍの条件で合計１ｍｍ^２の範囲を調査した。Ａｌ−Ｆｅ系およびＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物との区別は、化合物の明暗により行い、予め点分析で化合物粒子を確認して、Ａｌ−Ｆｅ系およびＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物が検出されず、ＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物が検出されるレベルに検出条件を選定した。

深絞り成形性の評価：各試験材（Ｔ４調質材）から直径１１０．０ｍｍの円板を成形し、低粘度潤滑油を塗布して試験材とした。各試験材について、エリクセン試験機を用いて、ダイスにはロックビードを設けず、直径５０ｍｍの平頭パンチにより、しわ押さえ力10ｋＮ、成形速度２．０ｍｍ／ｓで割れの発生しない限界成形高さを評価した。

上記の測定、評価結果を表２に示す。表２にみられるように、本発明に従う試験材１〜８はいずれも、Ｃｕｂｅ方位の方位密度が７以下、Ｇｏｓｓ方位の方位密度が７以上、Ｇｏｓｓ／Ｃｕｂｅ方位密度比が２．０以上の集合組織を示し、さらに圧延方向に対して０度、４５度、９０度方向のランクフォード値がいずれも０．５５以上であり、平均結晶粒径が１００μｍ以下であり、ＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の最大径が１０μｍ以下、２〜１０μｍ径のＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の数が１０００個／ｍｍ^２以下であり、深絞り限界成形高さがいずれも１３．０ｍｍ以上の高い成形性を示した。

実施例２
表１に示す組成を有する３０ｍｍ厚さのアルミニウム合金Ａ〜Ｇの鋳塊を半連続鋳造法により造塊し、５４０℃で６ｈの均質化処理を行った後、一旦室温まで冷却し、再度５４０℃に加熱して、板厚４ｍｍまで熱間圧延を行った。このとき、熱間圧延の終了温度は３００〜３２０℃の範囲になるよう制御した。

ついで、中間焼鈍を行わずに板厚１．０ｍｍまで冷間圧延を行った後、赤外線急速加熱炉を用いて、昇温速度１０℃／ｓで５００℃の温度に加熱して１０秒間保持した後、水焼入れを行い、さらに２０℃で７日間の自然時効を行って試験材９〜１６とした。得られた各試験材について、実施例１と同一の方法で、集合組織調査、引張試験、平均結晶粒径測定、ＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の測定および深絞り成形性の評価を行った。結果を表３に示す。

表３にみられるように、本発明に従う試験材９〜１６はいずれも、Ｃｕｂｅ方位の方位密度が７以下、Ｇｏｓｓ方位の方位密度が７以上、Ｇｏｓｓ／Ｃｕｂｅ方位密度比が２．０以上の集合組織を示し、さらに圧延方向に対して０度、４５度、９０度方向のランクフォード値がいずれも０．５５以上であり、平均結晶粒径が１００μｍ以下であり、ＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の最大径が１０μｍ以下、２〜１０μｍ径のＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の数が１０００個／ｍｍ^２以下であり、深絞り限界成形高さがいずれも１３．０ｍｍ以上の高い成形性を示した。

実施例３
表１に示す合金Ａについて、３０ｍｍ厚さのアルミニウム合金鋳塊を半連続鋳造法により造塊し、表４に示す条件で、均質化処理、熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理を行い、２０℃で７日間の自然時効を行って試験材１７〜１９とし、得られた各試験材について、実施例１と同一の方法で、集合組織調査、引張試験、平均結晶粒径測定、ＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の測定および深絞り成形性の評価を行った。結果を表５に示す。

表５にみられるように、本発明に従う試験材１７〜１９はいずれも、Ｃｕｂｅ方位の方位密度が７以下、Ｇｏｓｓ方位の方位密度が７以上、Ｇｏｓｓ／Ｃｕｂｅ方位密度比が２．０以上の集合組織を示し、さらに圧延方向に対して０度、４５度、９０度方向のランクフォード値がいずれも０．５５以上であり、平均結晶粒径が１００μｍ以下であり、ＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の最大径が１０μｍ以下、２〜１０μｍ径のＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の数が１０００個／ｍｍ^２以下であり、深絞り限界成形高さがいずれも１３．０ｍｍ以上の高い成形性を示した。

比較例１
表６に示す組成を有する３０ｍｍ厚さのアルミニウム合金Ｉ〜Ｐの鋳塊を半連続鋳造法により造塊し、５４０℃で６ｈの均質化処理を行った後、そのまま板厚４ｍｍまで熱間圧延を行った。このとき、熱間圧延の終了温度は３００〜３２０℃の範囲になるよう制御した。

ついで、中間焼鈍を行わずに板厚１．０ｍｍまで冷間圧延を行った後、昇温速度１０℃／ｓで５００℃の温度に加熱して１０秒間保持した後、水焼入れを行い、２０℃で７日間の自然時効を行って試験材２０〜２７とし、得られた各試験材について、実施例１と同一の方法で、集合組織調査、引張試験、平均結晶粒径測定、ＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の測定および深絞り成形性の評価を行った。結果を表７に示す。

表７に示すように、試験材２０はＭｇ、Ｓｉ、Ｃｕ量が下限値未満であるため、強度が低く、さらに深絞り成形性が低下した。試験材２１はＭｇ、Ｓｉ、Ｃｕ量が上限値を越えたため、強度が高くなりすぎるとともに、深絞り成形性が低下した。試験材２２は（Ｓｉ％／Ｍｇ％）が下限値未満のため、深絞り成形性が低下した。試験材２３はＦｅ量が上限値を越えたため、伸びが低下するとともに、深絞り成形性が低下した。試験材２４、２５、２６はそれぞれ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ量が上限値を越えたため、いずれも伸びが低下し、さらに深絞り成形性が低下した。試験材２７は、Ｔｉ、Ｂが上限値を越えたため、伸びが低下するとともに、深絞り成形性が低下した。

比較例２
表１に示す合金Ａについて、３０ｍｍ厚さのアルミニウム合金鋳塊を半連続鋳造法により造塊し、表８に示す条件で、均質化処理、熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理を行い、２０℃で７日間の自然時効を行って試験材２８〜３６とし、得られた各試験材について、実施例１と同一の方法で、集合組織調査、引張試験、平均結晶粒径測定、ＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の測定および深絞り成形性の評価を行った。結果を表９に示す。

表９に示すように、試験材２８は均質化処理温度および熱間圧延開始温度が下限値未満であるため、強度が低く、ＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の最大径が１０μｍを越えてしまい、深絞り成形性が低下した。試験材２９は均質化処理温度が下限値未満のため、深絞り成形性が低下した。試験材３０は熱間圧延開始温度が下限値未満であるため、強度が低く、ＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の最大径が１０μｍを越えてしまい、深絞り成形性が低下した。試験材３１は熱間圧延終了温度が上限値を越えたため、強度が低く、ＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の最大径が１０μｍを越え、さらにＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の量が１０００個／ｍｍ^２を越えてしまい、深絞り成形性が低下した。

試験材３２は冷間圧延の加工度が下限値未満のため、Ｇｏｓｓ方位の方位密度が下限値未満となるとともに、ランクフォード値が下限値未満となり、また平均結晶粒径が１００μｍを越え、深絞り成形性が低下した。試験材３３は溶体化処理の昇温速度が下限値未満のため、平均結晶粒径が１００μｍを越えてしまい、深絞り成形性が低下した。試験材３４は溶体化処理温度が下限値未満のため、強度が低く、ＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の最大径が１０μｍを越え、さらにＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の量が１０００個／ｍｍ^２を越えてしまい、深絞り成形性が低下した。

試験材３５は溶体化処理の保持時間が上限値を越えたため、Ｃｕｂｅ方位の方位密度が上限値を越えるとともに、Ｇｏｓｓ方位の方位密度が下限未満となり、また（Ｇｏｓｓ方位の方位密度／Ｃｕｂｅ方位の方位密度）が下限未満となり、さらに４５度方向のランクフォード値が下限値未満となったため、深絞り成形性が低下した。試験材３６は溶体化処理後の冷却速度が下限値未満のため、強度が低く、ＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の最大径が１０μｍを越え、さらにＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の量が１０００個／ｍｍ^２を越えてしまい、深絞り成形性が低下した。

Claims (6)

1. Ｍｇ：０．２〜０．８％（質量％、以下同じ）、Ｓｉ：０．５〜１．６％、Ｃｕ：０．４〜１．０％を含有し、Ｓｉ含有量とＭｇ含有量との比（Ｓｉ％／Ｍｇ％）が１．５以上であり、不純物としてのＦｅ元素を０．４％以下に規制し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金のＴ４調質板材であって、Ｃｕｂｅ方位の方位密度がランダム比で７以下、Ｇｏｓｓ方位の方位密度がランダム比で７以上で、かつ、Ｇｏｓｓ方位密度とＣｕｂｅ方位密度の比（Ｇｏｓｓ方位密度／Ｃｕｂｅ方位密度）が２．０以上の集合組織を有し、さらに圧延方向に対して０度，４５度，９０度方向のランクフォード値がいずれも０．５５以上であり、平均結晶粒径が１００μｍ以下であることを特徴とする深絞り成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金板材。
2. 前記アルミニウム合金板材において、ＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の最大径が１０μｍ以下、２〜１０μｍ径のＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉ化合物の数が１０００個／ｍｍ^２以下であることを特徴とする請求項１に記載の深絞り成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金板材。
3. 前記アルミニウム合金板材が、さらにＭｎ：０．０２〜０．３０％、Ｃｒ：０．０２〜０．２０％、Ｚｒ：０．０２〜０．１５％のいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の深絞り成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金板材。
4. 前記アルミニウム合金板材が、さらにＴｉ：０．１０％以下、Ｂ：５０ｐｐｍ以下のうちの１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の深絞り成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金板材。
5. 請求項１〜４のいずれかに記載の組成を有するアルミニウム合金鋳塊を、５００℃以上の温度で均質化処理した後、そのまま熱間圧延を行い、熱間圧延の終了温度を３５０℃以下とし、ついで板厚減少率５０％以上の冷間圧延を行って所定の板厚にした後、５℃／ｓ以上の速度で４６０℃以上の温度に昇温し、４６０℃以上５２０℃以下の温度で６０ｓ以内の時間保持した後、５℃／ｓ以上の速度で室温まで冷却することを特徴とする深絞り成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金板材の製造方法。
6. 請求項１〜４のいずれかに記載の組成を有するアルミニウム合金鋳塊を、５００℃以上の温度で均質化処理した後、室温まで冷却を行い、さらに５００℃以上の温度に加熱して熱間圧延を行い、熱間圧延の終了温度を３５０℃以下とし、ついで板厚減少率５０％以上の冷間圧延を行って所定の板厚にした後、５℃／ｓ以上の速度で４６０℃以上の温度に昇温し、４６０℃以上５２０℃以下の温度で６０ｓ以内の時間保持した後、５℃／ｓ以上の速度で室温まで冷却することを特徴とする深絞り成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金板材の製造方法。