JP6809363B2 - 成形性、曲げ加工性及び形状凍結性に優れた高強度アルミニウム合金板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、自動車外板用ボディーパネル等に用いられる、成形性、曲げ加工性及び形状凍結性に優れた３０００系アルミニウム合金板に関するものである。

自動車用ボディーシートとして、アルミニウム合金板を適用するためには、プレス金型によって所望の形状に成形する必要があり、集合組織を制御した、いわゆるプレス成形性に優れた５０００系アルミニウム合金板が開発されてきた。５０００系アルミニウム合金板は、マトリックスにＭｇが固溶する固溶体強化によって、強度、深絞り成形性が優れているため、従来から自動車用ボディーシート材料として使用されてきた。

例えば、特許文献１では、Ａｌ−Ｍｇ系合金板であって、２ｗｔ％≦Ｍｇ≦６ｗｔ％のＭｇを含有し、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、及びＣｕの内から選ばれる１種以上を総和で０．０３ｗｔ％以上（Ｃｕが選択される場合はＣｕとして０．２ｗｔ％以上）含有し、且つ個々の元素の含有率がＦｅ≦０．２ｗｔ％、Ｍｎ≦０．６ｗｔ％、Ｃｒ≦０．３ｗｔ％、Ｚｒ≦０．３ｗｔ％、Ｃｕ≦１．０％であり、残部がＡｌおよび不可避不純物である組成であり、ＣＵＢＥ方位の体積分率とＳ方位の体積分率の比（Ｓ／Ｃｕｂｅ）が１以上、ＧＯＳＳ方位が５％以下の集合組織を有し、且つ結晶粒径が２０〜１００μｍの範囲にあることを特徴とする深絞り成形性に優れるＡｌ−Ｍｇ系合金板が開発されている。

さらに自動車用ボディーシートは、プレス成形後に焼き付け塗装されるため、いわゆるべークハード性に優れることが要求されている。このため、溶体化処理の後に予備時効を施した、いわゆるプレス成形性、低温焼付硬化性に優れた６０００系アルミニウム合金板も開発されてきた。

例えば、特許文献２には、時効処理されたアルミニウム合金板であって、重量％で(以下、同じ)、Ｍg：０.１５〜２.０％、Ｓi：０.２〜２.０％及びＳn：０.０３〜０.３％を含有し、残部がＡl及び不可避的不純物からなることを特徴とするプレス成形性、焼付硬化性に優れたＡl−Ｍg−Ｓi系アルミニウム合金板が記載されている。
特許文献２によれば、プレス成形性、低温焼付硬化性の少なくとも一方が一層向上したアルミニウム合金板を提供することができる、とされている。

ところで、自動車用ボディーシートは、アウターパネルとインナーパネルとをカシメて一体化させるため、ヘム曲げ加工を施す必要がある。しかしながら、６０００系アルミニウム合金板は５０００系アルミニウム合金板に比べ、いわゆる曲げ加工性などが劣るため、曲げ加工後の微小割れや肌荒れを防止することが必要となっている。特に曲げ加工では、高密度なせん断帯の形成が原因とみられる微小割れなどの不良が発生するケースも多く見られ、各種金属間化合物の量的割合を適切に制御することも課題となっている。さらに薄肉高強度化が要求される中で、プレス成形後のスプリングバックを抑制する必要も生じている。

例えば、特許文献３には、Ｓｉ：０．４〜１．５％（質量％、以下同じ）、Ｍｇ：０．２〜１．２％を含有し、不純物として含有するＦｅが１．０％以下であり、残部Ａｌおよび不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金溶湯圧延板材のＴ４調質材であって、該板材中に存在するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物のうち、Ｍｇ_２Ｓｉ化合物と共存するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の量的割合が５０％以下であることを特徴とする曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材が記載されている。
特許文献３によれば、プレス加工後の曲げ加工における割れの発生を抑制し、自動車外板として適用可能なプレス加工後の曲げ加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材が提供できる、とされている。

また、特許文献４には、Ｆｅを１．０〜２．０質量％、さらにＭｎを２．０質量％以下含有し、残部がアルミニウムおよび不可避不純物からなり、当該不可避不純物としてのＴｉが０．０１質量%以下に制限された成分組成を有するとともに、平均結晶粒径が２０μｍ以下、{１１０}方位結晶の面積率が２５％以上に調整された組織を有することを特徴とする成形性に優れたアルミニウム合金板が記載されている。
特許文献４によれば、電磁撹拌しながら半連続鋳造（ＤＣ鋳造）することで、３５％以上の伸び、０．８５以上の平均ｒ値、３３ｍｍ以上の球頭張出高さ、および２．１７以上の限界絞り比の全てを達成できる、とされている。

さらに、特許文献５には、Ｍｎ：１．０〜１．６質量％、Ｆｅ：０．１〜０．８質量％、Ｓｉ：０．５〜１．０質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０質量％を含有し、不純物としてのＭｇを０．１０質量％未満に規制し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、金属組織は、円相当径１μｍ以上の第二相粒子の面積率が１．５〜３．５％であり、平均結晶粒径が２０〜５０μｍ、板面に平行な｛１００｝方位結晶の面積率と板面に平行な｛１２３｝＜６３４＞方位結晶の面積率との比であるＡＲ｛１００｝／ＡＲ｛１２３｝＜６３４＞比が４．８以上である再結晶集合組織を呈するとともに、引張強度１５５ＭＰａ以上、０.２％耐力１００ＭＰａ以下、伸び２６％以上であることを特徴とする曲げ加工性と形状凍結性に優れた高強度アルミニウム合金板が記載されている。
特許文献５によれば、自動車用ボディーシートに適用可能な高強度を有しており、圧延集合組織を焼鈍して得られた再結晶集合組織を調整し、成形性、特に曲げ加工性および形状凍結性に優れた３０００系アルミニウム合金板を提供できる、とされている。

加えて、特許文献６には、Ｓｉ：０．５〜１．４質量％、Ｆｅ：０．３〜１．１質量％、Ｃｕ：０．１〜０．３質量％、Ｍｇ：０．０３〜０．６質量％、Ｍｎ：０．７〜１．４質量％、Ｔｉ：０．０１〜０．１質量％、及び残部：Ａｌ及び不純物からなり、不純物としてのＺｎが１．０質量％未満、不純物としてのＣｒが０．１質量％未満、不純物としてのＮｉが０．１質量％以下である成分組成を有し、引張り強度が１８０ＭＰａ超、０．２％耐力が１４０ＭＰａ未満、及び伸びの値が２３％以上であり、再結晶粒の平均粒径が３０μｍ未満である冷延焼鈍材であることを特徴とするアルミニウム合金板が記載されている。
特許文献６によれば、元スラブ鋳造時にＭｎ及びＦｅを含有する２次合金地金を多く配合することができ、リサイクル性に優れ、自動車用ボディーシートなどに適用可能な成形性及び形状凍結性に優れるアルミニウム合金板を提供できる、とされている。

特許第４３３９８６９号公報 特開平６−３４０９４０号公報 特開２００６−２４１５４８号公報 特開２０１０−１２１１６４号公報 国際公開第２０１５／１５５９１１号 特開２０１５−９６６５０号公報

確かに５０００系、６０００系のアルミニウム合金板は、成形性に優れており、自動車用ボディーシートとしての特性を備えている。しかしながら、Ｍｇを必須元素として含むアルミニウム合金板では、表面に生成される酸化皮膜が比較的厚く、プレス成形前に酸洗い等の表面処理が必要とされる場合がある。さらに、プレス成形時にストレッチャ・ストレインマークや、リジングなどの表面模様が発生する場合がある。また、６０００系のアルミニウム合金板は、最終板製造後の自然時効によって、その機械的特性が経時変化することが懸念される。

また、特許文献４には、必須元素としてＭｇを含有しない３０００系、８０００系のアルミニウム合金板が記載されているものの、得られた鋳塊の両面を面削した後、均質化熱処理、圧延加工、最終焼鈍する必要があり、工程数が多くコスト高となっていた。

さらに、特許文献５には、工程数の少ない製造方法でＭｇ含有量を規制した３０００系アルミニウム合金板を提供できることが記載されているものの、プレス成形時の形状凍結性を高めるために、０．２％耐力を１００ＭＰａ以下に規制しており、プレス成形−焼き付け塗装後の耐力不足が懸念される。

加えて、特許文献６には、工程数の少ない製造方法でＭｇを含有する３０００系アルミニウム合金板を提供できることが記載されているものの、プレス成形時の形状凍結性を高めるために、０．２％耐力を１４０ＭＰａ未満に規制しており、プレス成形−焼き付け塗装後の耐力不足が懸念される。

以上のことから、必須元素としてＭｇを含み、且つ成形性、曲げ加工性に優れた高強度のアルミニウム合金板を開発する必要がある。また、自動車外板用ボディーシートとして使用する場合には、成形性、特に優れた曲げ加工性を備えることは当然のこととして、さらに最終板製造後の機械的特性の経時変化を抑制するとともに、プレス成形後のスプリングバックを抑制する必要もある。したがって、最終板製造後の機械的特性の経時変化が抑制された成形性、曲げ加工性及び形状凍結性に優れた高強度３０００系アルミニウム合金板の開発が望まれている。

本発明は、このような課題を解決するために案出されたものであり、自動車外板用ボディーシートに適用可能な高強度を有しており、最終板製造後の機械的特性の経時変化が抑制された、成形性、曲げ加工性及び形状凍結性に優れた高強度３０００系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。

本発明の曲げ加工性に優れた高強度アルミニウム合金板は、その目的を達成するために、Ｓｉ：０．７０〜０．９５質量％、Ｆｅ：０．１０〜０．８５質量％、Ｍｎ：０．４０〜１．８０質量％、Ｍｇ：０．２５〜０．３５質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、引張り強度が１９０ＭＰａ以上、０．２％耐力が１５５ＭＰａ未満、伸びの値が１５％以上、且つ、２％予歪導入後に１７０℃×２０分間の時効処理を施した後の０．２％耐力が１６０ＭＰａ以上の特性を示すことを特徴とする。さらに、０．２％耐力が１４０ＭＰａ〜１５５ＭＰａ未満であることが好ましい。

本発明の成形性、曲げ加工性及び形状凍結性に優れたアルミニウム合金板の製造方法は、Ｓｉ：０．７０〜０．９５質量％、Ｆｅ：０．１０〜０．８５質量％、Ｍｎ：０．４０〜１．８０質量％、Ｍｇ：０．２５〜０．３５質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するアルミニウム合金溶湯を薄スラブ連続鋳造機を用いて厚み２〜１５ｍｍのスラブを連続的に鋳造し、上記スラブに熱間圧延を施すことなく直接ロールに巻き取り、最終冷延率７０〜９５％の冷間圧延を施し、連続焼鈍炉により保持温度４５０〜５７０℃で１０〜６０秒保持して急冷し、自然時効を行い、人工時効処理を施すことを特徴とする。さらに、上記人工時効処理は、加熱炉にて保持温度１６０〜２７０℃で１〜４８時間保持する処理であることが好ましい。

本発明のアルミニウム合金板は、高い強度を有するとともに成形性、曲げ加工性及び形状凍結性に優れている。Ｍｇを含有する３０００系合金溶湯を薄スラブ連続鋳造機によって、連続的に鋳造して直接ロールに巻き取り、均質化処理や中間焼鈍することなく、最終板厚まで冷間圧延を施すため、スラブ中のＭｎ固溶量を高く保つことができる。また、Ｍｇを含有する３０００系合金の冷延材を、連続焼鈍炉により、急速加熱、急速冷却し、その後自然時効を行った後、人工時効処理を施して最終板を製造しているので、Ｍｇ_２Ｓｉの時効析出によって強度を高めておくことができる。特に人工時効処理を施したものであることから最終板製造後の機械的特性の経時変化が少なくなるため、安定した曲げ加工性やプレス成形性を付与することができる。
したがって、本発明により、自動車外板用ボディーパネル等に適用可能な成形性、曲げ加工性及び形状凍結性に優れた高強度アルミニウム合金板が廉価で提供される。

従来の３０００系アルミニウム合金板は、高強度であっても、特に曲げ加工では、微小割れや外観肌荒れなどの不良が発生するケースも多く見られる。このため、スラブ鋳造時の冷却速度を適切に制御して、金属間化合物のサイズについても適切に調整しておく必要がある。しかも、３０００系アルミニウム合金板は、その成分組成あるいは製造工程によっては強度が低い場合もあり、プレス成形−焼き付け塗装後の耐力が不足するという問題もある。
したがって、用いる材料として、高強度で、且つ成形性、曲げ加工性及び形状凍結性に優れたものが求められる。

前述のように、プレス成形後のスプリングバックを抑制するために、例えば、Ｍｇの含有量を規制した上で、薄スラブ連続鋳造機によって、鋳造時のスラブ冷却速度を高めて、金属間化合物のサイズを制御する等、鋳造工程に工夫を凝らす方法もある。しかしながら、３０００系アルミニウム合金板においてＭｇの含有量を規制すると、プレス成形−焼き付け塗装後の耐力が低下してしまう傾向にある。したがって、プレス成形−焼き付け塗装後の耐力を向上させるためには、Ｍｇを適量含有させることが必要である。

一方、Ｍｇを含有する３０００系アルミニウム合金板においては、強度が高くなるものの、その成分組成や製板条件にもよるが、最終板製造後の自然時効によってＭｇ_２Ｓｉ等が析出することで、機械的特性が経時変化することが懸念される。このように、Ｍｇを含有する３０００系アルミニウム合金板では、最終板製造後の機械的特性の経時変化を少なくして、安定した曲げ加工性やプレス成形性を付与することが必要となる。
本発明者等は、Ｍｇを含有する３０００系アルミニウム合金板の調査を通じて、成形性、曲げ加工性及び形状凍結性に優れたアルミニウム合金板を得るべく鋭意検討を重ね、本発明に到達した。
以下にその内容を説明する。

まず、本発明の３０００系アルミニウム合金板に含まれる各元素の作用、適切な含有量等について説明する。
〔Ｓｉ：０．７０〜０．９５質量％〕
Ｓｉは、鋳塊鋳造時の冷却速度にもよるが、Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の微細な金属間化合物を晶出させ、一部はマトリックス内に固溶し、アルミニウム合金板の強度を高める。人工時効処理では、自然時効によってマトリックスに析出した微細なクラスターを核として、Ｍｇ_２Ｓｉが均一微細に析出してさらに強度を高めるので、Ｓｉは必須の元素である。
Ｓｉ含有量が０．７０質量％未満であると、Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の金属間化合物のサイズと数が減少するとともに、さらにＭｇ_２Ｓｉの析出量も減少するため、所定の強度が得られず、好ましくない。Ｓｉ含有量が０．９５質量％を超えると、アルミニウム合金板の強度は高くなるものの、形状凍結性や曲げ加工性が低下するため、好ましくない。
したがって、Ｓｉ含有量は、０．７０〜０．９５質量％の範囲とする。より好ましいＳｉ含有量は、０．７５〜０．９５質量％の範囲である。さらに好ましいＳｉ含有量は、０．８０〜０．９５質量％の範囲である。

〔Ｆｅ：０．１０〜０．８５質量％〕
Ｆｅは、スラブ鋳造時の冷却速度にもよるが、Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の微細な金属間化合物を晶出させ、アルミニウム合金板の耐力を増加させるので、必須の元素である。
Ｆｅ含有量が０．１０質量％未満であると、地金のコストが増加するため、好ましくない。Ｆｅ含有量が０．８５質量％を超えると、Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の金属間化合物のサイズと数が増加することにより、形状凍結性や曲げ加工性が劣化するため、好ましくない。
したがって、Ｆｅ含有量は、０．１０〜０．８５質量％の範囲とする。より好ましいＦｅ含有量は、０．１０〜０．８０質量％の範囲である。さらに好ましいＦｅ含有量は、０．１５〜０．８０質量％の範囲である。

〔Ｍｎ：０．４０〜１．８０質量％〕
Ｍｎは、アルミニウム合金板の耐力を増加させる元素であり、一部はマトリックス中に固溶して固溶体強化を促進するため、必須元素である。また、Ｍｎは、本発明の合金組成の範囲内では、鋳造時にＡｌ-（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の微細な金属間化合物を構成する元素でもあり、さらに溶体化処理時には、マトリックスに固溶していたＭｎも、一部微細な金属間化合物として析出し、耐力を高くする。
Ｍｎ含有量が１．８０質量％を超えると、形状凍結性が低下するため、好ましくない。また、Ｍｎ含有量が０．４０質量％未満であると、アルミニウム合金板の強度が低くなりすぎて、好ましくない。
したがって、好ましいＭｎ含有量は、０．４０〜１．８０質量％の範囲とする。より好ましいＭｎ含有量は、０．４０〜１．７０質量％の範囲である。さらに好ましいＭｎ含有量は、０．４０〜１．６０質量％の範囲である。

〔Ｍｇ：０．２５〜０．３５質量％〕
Ｍｇは、マトリックス中に固溶して固溶体強化を促進して、アルミニウム合金板の耐力を高める。人工時効工程では、自然時効によってマトリックスに析出した微細なクラスターを核として、Ｍｇ_２Ｓｉが均一微細に析出してさらに強度を高めるので、必須の元素である。
Ｍｇ含有量が０．３５質量％を超えると、形状凍結性や曲げ加工性が低下するため、好ましくない。また、Ｍｇ含有量が０．２５質量％未満であると、アルミニウム合金板の強度が低くなりすぎて、好ましくない。
したがって、好ましいＭｇ含有量は、０．２５〜０．３５質量％の範囲とする。より好ましいＭｇ含有量は、０．２５〜０．３３質量％の範囲である。さらに好ましいＭｇ含有量は、０．２７〜０．３３質量％の範囲である。

〔Ｔｉ：０．００５〜０．１０質量％〕
Ｔｉは鋳塊鋳造時に結晶粒微細化剤として作用し、鋳造割れを防止することができるので、必須の元素である。勿論、Ｔｉは単独で添加してもよいが、Ｂと共存することによりさらに強力な結晶粒の微細化効果を期待できるので、Ａｌ−５％Ｔｉ−１％Ｂなどのロッドハードナーでの添加であってもよい。
Ｔｉ含有量が、０．００５質量％未満であると、鋳塊鋳造時の微細化効果が不十分なため、鋳造割れを招くおそれがあり、好ましくない。Ｔｉ含有量が、０．１０質量％を超えると、鋳塊鋳造時にＴｉＡｌ_３等の粗大な金属間化合物が晶出して、最終板におけるプレス成形性や曲げ加工性を低下させるおそれがあるため、好ましくない。
したがって、Ｔｉ含有量は、０．００５〜０．１０質量％の範囲とする。より好ましいＴｉ含有量は、０．００５〜０．０７質量％の範囲である。さらに好ましいＴｉ含有量は、０．０１〜０．０５質量％の範囲である。
なお、Ｔｉ含有量については、さらに好ましい範囲を、好ましい範囲に対して下限値及び上限値のいずれも減縮することで規定しているが、さらに好ましい範囲は、下限値及び上限値のそれぞれについて単独で適用でき、双方同時にのみ適用する必要はない。

〔Ｃｕ：０．０５質量％未満〕
本願発明において、Ｃｕは不可避的不純物である。本発明において、Ｃｕ含有量は、０．０５質量％未満の範囲であれば、形状凍結性や曲げ加工性が著しく低下することはない。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．０５質量％以上であると、形状凍結性や曲げ加工性が著しく低下する。したがって、好ましいＣｕの含有量は、０．０５質量％未満の範囲とする。より好ましいＣｕ含有量は、０．０３質量％未満の範囲である。さらに好ましいＣｕ含有量は、０．０２質量％未満の範囲である。

〔その他の不可避的不純物〕
不可避的不純物は原料地金、返り材等から不可避的に混入する管理外元素であって、それらの許容できる含有量は、例えば、Ｃｒの０．２０質量％未満、Ｚｎの０．２０質量％未満、Ｎｉの０．１０質量％未満、Ｇａ及びＶの合計で０．０５質量％未満、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｎａ、Ｃａ、Ｓｒについては、それぞれ０．０２質量％未満、その他各０．０５質量％未満であって、この範囲で管理外元素を含有しても本発明の効果を妨げるものではない。

ところで、３０００系アルミニウム合金板を自動車用ボディーシート等に適用するに当たっては、高強度と優れたプレス成形性及び曲げ加工性を有するだけでなく、プレス成形後のスプリングバックを抑制するため、最終板の耐力を低く抑える必要がある。また、プレス成形−焼き付け塗装後の耐力は高くすることが必要である。プレス成形品の耐力が高いと、自動車の車体用パネルの設計の自由度が高まる。
材料の強度は引張り試験を行った時の引張り強度で、成形性は引張り試験時の伸びの値で、また形状凍結性は引張り試験時の耐力によって知ることができる。また、プレス成形−焼き付け塗装後の耐力を模擬して、２％予歪導入後に１７０℃×２０分間の時効処理を施した後の０．２％耐力を測定することで、焼き付け塗装後のプレス成形品の耐力を知ることができる。
詳細は後記の実施例の記載に譲るとして、自動車外板用ボディーシート等に適用する本発明の３０００系アルミニウム合金板としては、人工時効処理された最終板として、引張り強度が１９０ＭＰａ以上、０．２％耐力が１５５ＭＰａ未満、伸びの値が１５％以上、且つ、２％予歪導入後に１７０℃×２０分間の時効処理を施した後の０．２％耐力が１６０ＭＰａ以上の特性を示すものが好適である。さらに、０．２％耐力が１４０ＭＰａ〜１５５ＭＰａ未満であることが好ましい。０．２％耐力が１４０ＭＰａ以上であれば、最終板の搬送中に傷がつき難い。

また詳細は後記の実施例の記載に譲るとして、いずれにしても、上記特定の成分組成を有し、且つ引張り強度が１９０ＭＰａ以上、０．２％耐力が１５５ＭＰａ未満、伸びの値が１５％以上、且つ、２％予歪導入後に１７０℃×２０分間の時効処理を施した後の０．２％耐力が１６０ＭＰａ以上なる値を呈するものが、本発明の成形性、曲げ加工性および形状凍結性に優れた高強度アルミニウム合金板となる。

次に、上記のようなプレス成形用アルミニウム合金板を製造する方法の一例について簡単に紹介する。
〔溶解・溶製〕
溶解炉に原料を投入し、所定の溶解温度に到達したら、フラックスを適宜投入して攪拌を行い、さらに必要に応じてランス等を使用して炉内脱ガスを行った後、鎮静保持して溶湯の表面から滓を分離する。
この溶解・溶製では、所定の合金成分とするため、母合金等再度の原料投入も重要ではあるが、上記フラックス及び滓がアルミニウム合金溶湯中から湯面に浮上分離するまで、鎮静時間を十分に取ることが極めて重要である。鎮静時間は、通常３０分以上取ることが望ましい。

溶解炉で溶製されたアルミニウム合金溶湯は、場合によって保持炉に一端移湯後、鋳造を行なうこともあるが、直接溶解炉から出湯し、鋳造する場合もある。より望ましい鎮静時間は４５分以上である。
必要に応じて、インライン脱ガス、フィルターを通してもよい。
インライン脱ガスは、回転ローターからアルミニウム溶湯中に不活性ガス等を吹き込み、溶湯中の水素ガスを不活性ガスの泡中に拡散させ除去するタイプのものが主流である。不活性ガスとして窒素ガスを使用する場合には、露点を例えば−６０℃以下に管理することが重要である。鋳塊の水素ガス量は、０．２０ｃｃ／１００ｇ以下に低減することが好ましい。

鋳塊の水素ガス量が多い場合には、鋳塊の最終凝固部にポロシティが発生するおそれがあるため、冷間圧延工程における１パス当たりの圧下率を例えば２０％以上に規制してポロシティを潰しておくことが好ましい。また、鋳塊に過飽和に固溶している水素ガスは、冷延コイルの熱処理条件にもよるが、最終板のプレス成形後であっても、例えばスポット溶接時に析出して、スポットビードに多数のブローホールを発生させる場合もある。このため、より好ましい鋳塊の水素ガス量は、０．１５ｃｃ／１００ｇ以下である。

〔薄スラブ連続鋳造〕
薄スラブ連続鋳造機は、双ベルト鋳造機、双ロール鋳造機の双方を含むものとする。
双ベルト鋳造機は、エンドレスベルトを備え上下に対峙する一対の回転ベルト部と、当該一対の回転ベルト部の間に形成されるキャビティーと、上記回転ベルト部の内部に設けられた冷却手段とを備え、耐火物からなるノズルを通して上記キャビティー内に金属溶湯が供給されて連続的に薄スラブを鋳造するものである。
双ロール鋳造機は、エンドレスロールを備え上下に対峙する一対の回転ロール部と、当該一対の回転ロール部の間に形成されるキャビティーと、上記回転ロール部の内部に設けられた冷却手段とを備え、耐火物からなるノズルを通して上記キャビティー内に金属溶湯が供給されて連続的に薄スラブを鋳造するものである。

〔スラブの厚み２〜１５ｍｍ〕
薄スラブ連続鋳造機は、厚み２〜１５ｍｍの薄スラブを連続的に鋳造することが可能である。スラブ厚み２ｍｍ未満の場合には、鋳造が可能な場合であっても、最終板の板厚にもよるが、後述する最終圧延率７０〜９５％を実現することが困難となる。スラブ厚み１５ｍｍを超えると、スラブを直接ロールに巻き取ることが困難となる。このスラブ厚みの範囲であると、スラブの冷却速度は、スラブ厚さ１／４の付近で、４０〜１０００℃/秒程度となり、Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の金属間化合物が微細に晶出する。

〔冷間圧延〕
薄スラブ連続鋳造機を用いて、スラブを連続的に鋳造し、上記スラブに熱間圧延を施すことなく直接ロールに巻き取った後、冷間圧延を施す。このため、従来の半連続鋳造によって製造されるスラブ（鋳塊）に必要となる面削工程、均質化処理工程、熱間圧延工程を省略することができる。薄スラブを直接巻き取ったロールは、冷延機に通され、通常何パスかの冷間圧延が施される。この際、冷間圧延によって導入される塑性歪により加工硬化が起こるため、必要に応じて、バッチ炉内で保持温度３００〜４００℃で１〜８時間保持する中間焼鈍処理を行なってもよい。

〔最終冷延率７０〜９５％〕
最終冷延率７０〜９５％の冷間圧延を施した後、溶体化処理を施す。最終冷延率がこの範囲であれば、溶体化処理後の平均結晶粒径を２０〜５０μｍにして、プレス成形後の外観肌を綺麗に仕上げることができる。したがって、加工コストを低く抑えるとともに、遷移金属元素の固溶量を確保しながら加工を加えることで転位が蓄積されて、溶体化処理工程で２０〜５０μｍに調整された再結晶粒を得ることが可能となる。最終冷延率が７０％未満であると、冷間圧延時に蓄積される加工歪量が少なすぎて、溶体化処理によって２０〜５０μｍの再結晶粒を得ることができない。最終冷延率が９５％を超えると、冷間圧延時に蓄積される加工歪量が多すぎて、加工硬化が激しく、エッジに耳割れを生じて圧延が困難となる。したがって、好ましい最終冷延率は、７０〜９５％の範囲である。より好ましい最終冷延率は、７５〜９５％の範囲である。さらに好ましい最終冷延率は、７５〜９０％の範囲である。

〔溶体化処理〕
溶体化処理は、連続焼鈍炉によって４５０℃〜５７０℃の保持温度で１０〜６０秒間保持した後、その後急速に冷却する溶体化処理が好ましい。急速に冷却する手段としては、エアー噴射による空冷、若しくはミスト噴射による水冷が望ましい。溶体化処理によって、マトリックスに固溶していたＭｎは、微細に晶出していた金属間化合物に吸収されることにより、再結晶が促進されるとともに、伸びを高める。
保持温度が４５０℃未満であると、再結晶組織を得ることが困難となる。保持温度が５７０℃を超えると、熱歪が激しくなるとともに、合金組成にもよるがバーニングを起こすおそれがある。保持時間が１０秒未満であると、コイルの実体温度が所定の温度に到達せず溶体化処理が不十分となるおそれがある。保持時間が６０秒を超えると、処理に時間がかかりすぎ、生産性が低下する。

〔自然時効〕
本発明の製造方法において、溶体化処理後、自然時効を行い、さらに人工時効処理を施して最終板とすることが必須である。溶体化処理後の自然時効によって、Ｍｇ_２Ｓｉ等の析出核となり得る微細なクラスターがマトリックス中に均一に生成する。自然時効は、室温に数時間〜６ヵ月放置するものであってもよいが、コイルの保管温度を適切に管理して、例えば、保持時間を１６〜４８時間等に規制しておくことが品質管理上は望ましい。

〔人工時効処理〕
人工時効処理は、コイルを加熱炉に挿入することで行い、保持温度１６０〜２７０℃で１〜４８時間保持とすることが好ましい。保持温度が１６０℃未満であると、最終板の曲げ加工性が低下して、所定の機械的特性を得ることが困難となるため、好ましくない。保持温度が２７０℃を超えると、最終板の強度が低下して、所定の機械的特性を得ることが困難となるため、好ましくない。保持時間が１時間未満であると、コイルの実体温度が不均一のまま処理が終了する可能性があるため、好ましくない。保持時間が４８時間を超えると、生産性が低下するため、好ましくない。

以上のような連続鋳造工程、冷間圧延工程、溶体化処理、自然時効および人工時効処理を経ることにより、成形性、曲げ加工性及び形状凍結性に優れた高強度アルミニウム合金板を得ることができる。

〔薄スラブ連続鋳造シミュレート材の作製〕
２１水準の成分組成のインゴット５ｋｇをそれぞれ＃２０坩堝内に挿入し、この坩堝を小型電気炉で加熱してインゴットを溶解した。次いで、溶湯中にランスを挿入して、Ｎ_２ガスを流量１．０Ｌ／ｍｉｎで５分間吹き込んで脱ガス処理を行なった。その後３０分間の鎮静を行なって溶湯表面に浮上した滓を攪拌棒にて除去した。次に坩堝を小型電気炉から取り出して、溶湯を内寸法２００×２００×１６ｍｍの水冷金型に流し込み、薄スラブを作製し、各坩堝中の溶湯から実施例１〜８、比較例１〜１３の各供試材を得た。これら供試材のディスクサンプルは、発光分光分析によって組成分析を行なった。その結果を表１、表２に示す。この薄スラブの両面を３ｍｍずつ面削加工して、厚さ１０ｍｍとした後、均質化処理、熱間圧延を施すことなく、冷間圧延を施して板厚１．０ｍｍの冷延材とした。なお、冷間圧延工程の間に中間焼鈍処理は行っていない。この場合の最終冷延率は９０％であった。

次にこれらの冷延材（供試材）を、それぞれ、所定の大きさに切断後、ソルトバスに挿入して、５３０℃×１５秒（実施例１〜６、比較例１〜１０、１２、１３）又は５６５℃×１５秒（実施例７、８、比較例１１）の条件下で加熱保持し、ソルトバスから素早く供試材を取り出して水冷し溶体化処理を施した。その後、室温にて２４時間の自然時効を行った。これらをアニーラーに挿入して、２００℃×３６時間の人工時効処理を施して、最終板とした。

さらに、これらの最終板に対して、プレス成形−焼き付け塗装を模擬して、引張り試験機を用いて２％予歪を導入し、さらにアニーラーに挿入して１７０℃×２０分間の時効処理を施して、予歪導入後時効処理材とした。

次に、このようにして得られた各供試材（最終板、予歪導入後時効処理材）について、諸特性の測定、評価を行った。

〔引張試験による諸特性の測定〕
得られた各供試材（最終板、予歪導入後時効処理材）の特性評価は、引張り試験の引張強度、０．２％耐力、伸びの値（％）によって行った。
具体的には、得られた供試材より、引張り方向が圧延方向に対して平行方向になるようにＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１に準じて引張り試験を行って、引張強度、０．２％耐力、伸び（破断伸び）を求めた。なお、これら引張り試験は、各供試材につき３回（ｎ＝３）行い、その平均値で算出した。
引張り強度が１９０ＭＰａ以上であった最終板を強度評価良好（〇）とし、１９０ＭＰａ未満であった最終板を強度評価不良（×）とした。０．２％耐力が１５５ＭＰａ未満であった最終板を形状凍結性評価良好（〇）とし、１５５ＭＰａ以上であった最終板を形状凍結性評価不良（×）とした。伸びの値が１５％以上であった最終板を成形性評価良好（〇）とし、伸びの値が１５％未満であった最終板を成形性評価不良（×）とした。また、０．２％耐力が１６０ＭＰａ以上であった予歪導入後時効処理材を成形品強度評価良好（〇）とし、１６０ＭＰａ未満であった予歪導入後時効処理材を成形品強度評価不良（×）とした。これらの評価結果を表３、表４に示す。

〔曲げ試験による曲げ加工性の評価〕
曲げ試験用の試験片として、最終板について圧延方向に対して０°方向（Ｌ方向）を長手方向として２５ｍｍ×５０ｍｍ寸法の試験片を採取した。曲げ試験は、試験片の長手方向に対して９０°方向をポンチ径１ｍｍのポンチに押し当てた状態で、４０°から６０°に曲げたあと、試験片同士が密着するまで圧縮加工した。曲げ加工性の評価は、密着曲げ後の曲げ部の表面状態によって、割れ・シワなし〜破断までを０〜４点の点数でランク付けすることにより行った。０〜１点であった最終板を曲げ加工性評価良好（〇）とし、２〜４点であった最終板を曲げ加工性評価不良（×）とした。なお、これら曲げ試験は、各供試材につき３回（ｎ＝３）行い、その平均値で算出した。これらの評価結果を表３、表４に示す。

〔各供試材の特性の評価結果〕
供試材の特性評価結果を示す表３における実施例１〜８は、本発明の組成範囲内であり、最終板の引張り強度、最終板の０.２％耐力、最終板の伸びの値、予歪導入後時効処理材の０.２％耐力、最終板の曲げ加工性とも全て、基準値を満たしていた。具体的には、最終板の引張り強度：１９０ＭＰａ以上、最終板の０.２％耐力：１５５ＭＰａ未満、最終板の伸びの値：１５％以上、予歪導入後時効処理材の０.２％耐力：１６０ＭＰａ以上、最終板の曲げ加工性：０〜１点の基準値を満たしていた。すなわち、実施例１〜８は、強度評価良好、形状凍結性評価良好、成形性評価良好、成形品強度評価良好、曲げ加工性評価良好であった。

これに対し、供試材の特性評価結果を示す表４における比較例１〜１３は、本発明の組成範囲外であり、最終板の引張り強度、最終板の０.２％耐力、最終板の伸びの値、予歪導入後時効処理材の０.２％耐力、最終板の曲げ加工性のうち、少なくとも一つについて、基準値を満たしていなかった。
比較例１は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｇ含有量が低すぎたため、最終板の強度評価不良、成形品の強度評価不良であった。比較例２は、Ｓｉ、Ｃｕ含有量が高すぎたため、形状凍結性評価不良、曲げ加工性評価不良であった。比較例３は、Ｓｉ、Ｃｕ含有量が高すぎたため、形状凍結性評価不良、曲げ加工性評価不良であった。比較例４は、Ｆｅ、Ｃｕ含有量が高すぎたため、形状凍結性評価不良、成形性評価不良、曲げ加工性評価不良であった。比較例５は、Ｆｅ、Ｃｕ含有量が高すぎたため、形状凍結性評価不良、曲げ加工性評価不良であった。比較例６は、Ｃｕ含有量が高すぎたため、形状凍結性評価不良、成形性評価不良、曲げ加工性評価不良であった。比較例７は、Ｃｕ含有量が高すぎたため、形状凍結性評価不良、曲げ加工性評価不良であった。比較例８は、Ｃｕ含有量が高すぎ、Ｍｇ含有量が低すぎたため、最終板の強度評価不良、成形品の強度評価不良、曲げ加工性評価不良であった。比較例９は、Ｃｕ、Ｍｇ含有量が高すぎたため、形状凍結性評価不良、成形性評価不良、曲げ加工性評価不良であった。比較例１０は、Ｃｕ含有量が高すぎたため、形状凍結性評価不良、曲げ加工性評価不良であった。比較例１１は、Ｍｎ含有量が高すぎたため、曲げ加工性評価不良であった。比較例１２は、Ｍｇ含有量が低すぎたため、最終板の強度評価不良、成形品の強度評価不良であった。比較例１３は、Ｓｉ含有量が低すぎたため、最終板の強度評価不良、成形品の強度評価不良であった。

以上のことから、上記特定の成分組成を有し、且つ引張り強度が１９０ＭＰａ以上、０．２％耐力が１５５ＭＰａ未満、伸びの値が１５％以上、且つ、２％予歪導入後に１７０℃×２０分間の時効処理を施した後の０．２％耐力が１６０ＭＰａ以上なる値を呈するものが、成形性、曲げ加工性及び形状凍結性に優れた高強度アルミニウム合金板であることが判る。

Claims (4)

1. Ｓｉ：０．７０〜０．９５質量％、Ｆｅ：０．１０〜０．８５質量％、Ｍｎ：０．４０〜１．８０質量％、Ｍｇ：０．２５〜０．３５質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、引張り強度が１９０ＭＰａ以上、０．２％耐力が１５５ＭＰａ未満、伸びの値が１５％以上、且つ、２％予歪導入後に１７０℃×２０分間の時効処理を施した後の０．２％耐力が１６０ＭＰａ以上の特性を示す、成形性、曲げ加工性及び形状凍結性に優れた高強度アルミニウム合金板。
2. ０．２％耐力が１４０ＭＰａ〜１５５ＭＰａ未満である、請求項１に記載の成形性、曲げ加工性及び形状凍結性に優れた高強度アルミニウム合金板。
3. Ｓｉ：０．７０〜０．９５質量％、Ｆｅ：０．１０〜０．８５質量％、Ｍｎ：０．４０〜１．８０質量％、Ｍｇ：０．２５〜０．３５質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる成分組成のアルミニウム合金溶湯を薄スラブ連続鋳造機を用いて厚み２〜１５ｍｍのスラブを連続的に鋳造し、前記スラブに熱間圧延を施すことなく直接ロールに巻き取り、最終冷延率７０〜９５％の冷間圧延を施し、連続焼鈍炉により保持温度４５０〜５７０℃で１０〜６０秒保持して急冷し、自然時効を行い、人工時効処理を施すことを特徴とする、請求項１又は２に記載の、成形性、曲げ加工性及び形状凍結性に優れた高強度アルミニウム合金板の製造方法。
4. 前記人工時効処理が、加熱炉にて保持温度１６０〜２７０℃で１〜４８時間保持する処理である、請求項３に記載の成形性、曲げ加工性及び形状凍結性に優れた高強度アルミニウム合金板の製造方法。