成形性に優れた成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法
【目的】 Ａｌ−Ｍｇ系の成形加工用Ａｌ合金板として、成形性、特に深絞り性に優れたものを提供する。
【構成】 Ｍｇ２．０〜９．５％を含有しかつＣｕ０．０１〜１．５％、Ｚｎ０．０５〜２．５％の１種または２種を含有し、さらに必要に応じてＭｎ０．０１〜０．７％、Ｃｒ０．０１〜０．３％、Ｚｒ０．０１〜０．３％の１種以上を含有し、残部が実質的にＡｌよりなり、平均ランクフォード値が０．７５以上でかつ（１１１）面回折強度比Ｉ111 と（２００）面回折強度比Ｉ200 との比率Ｉ111 ／Ｉ200 が０．２５以上のＡｌ合金板。またその製造にあたり、熱間圧延後の最終板厚までの圧延において、３５０〜１００℃の範囲内での圧延率３０％以上の温間圧延を施す製造方法。
【構成】 Ｍｇ２．０〜９．５％を含有しかつＣｕ０．０１〜１．５％、Ｚｎ０．０５〜２．５％の１種または２種を含有し、さらに必要に応じてＭｎ０．０１〜０．７％、Ｃｒ０．０１〜０．３％、Ｚｒ０．０１〜０．３％の１種以上を含有し、残部が実質的にＡｌよりなり、平均ランクフォード値が０．７５以上でかつ（１１１）面回折強度比Ｉ111 と（２００）面回折強度比Ｉ200 との比率Ｉ111 ／Ｉ200 が０．２５以上のＡｌ合金板。またその製造にあたり、熱間圧延後の最終板厚までの圧延において、３５０〜１００℃の範囲内での圧延率３０％以上の温間圧延を施す製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、自動車のボデイ等の各種陸運車両の部品、あるいは電気機器のシャーシやパネル等に使用される成形加工用のアルミニウム合金板に関し、特に強度と成形性に優れた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。
【０００２】
【従来の技術】自動車のボデイシートには、従来は冷延鋼板を使用することが多かったが、最近では車体軽量化の目的から、アルミニウム合金板を使用することが進められている。またボデイシート以外の自動車等の各種陸運車両の部品、そのほか電気機器部品等の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使用することが多くなっている。このような成形加工用のアルミニウム合金板としては、従来はＡｌ−Ｍｇ系のＪＩＳ ５１８２合金Ｏ材や５０５２合金Ｏ材等が最も広く使用されている。
【０００３】なお上述のような成形加工用のＡｌ−Ｍｇ系合金板の製造方法としては、鋳塊に均質化処理を施した後、熱間圧延を行ない、さらに必要に応じて冷間圧延を行なって最終板厚とした後、最終焼鈍を施すのが一般的であり、またこの場合熱間圧延と冷間圧延との間、もしくは冷間圧延の中途において、必要に応じて中間焼鈍を施すこともある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】従来から成形加工用に広く用いられているＡｌ−Ｍｇ系の合金板は、強度は鋼板と同程度のものが得られるようになっているが、同じ強度で比較すれば、成形加工性、特に深絞り性は鋼板と比べて劣っているのが実情である。
【０００５】鋼板においては、成形加工性の指標としてランクフォード値（ｒ値）が従来から広く用いられており、特に平均ランクフォード値が高いほど成形加工性、深絞り性が優れるとされている。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°の各方向のランクフォード値（ｒ0 、ｒ45、ｒ90）の平均値、すなわち平均ランクフォード値＝（ｒ0 ＋２×ｒ45＋ｒ90）／４であらわされるものである。
【０００６】成形加工用の鋼板については、このような平均ランクフォード値を高める技術が確立している。しかしながら、アルミニウム合金板の平均ランクフォード値は鋼板と比較してかなり低く、しかも従来の技術では、アルミニウム合金板については成形加工性と平均ランクフォード値との関係について充分な検討がなされていなかったのが実情である。
【０００７】また鋼板とアルミニウム合金板とでは、その結晶構造に決定的な相違があり、鋼板では一般に体心立方構造であるのに対し、アルミニウム合金板では面心立方構造となっている。そして体心立方構造の鋼板では、深絞り性に有利な（１１１）面が圧延面にあらわれるが、面心立方構造のアルミニウム合金板の再結晶集合組織では、（１１１）面がほとんど形成されないに加え、成形性に不利な（１００）面が主体となっている。そこでこれまでのアルミニウム合金板における成形性向上のための技術開発は、成形性に不利な（１００）面を如何に少なくするかに限られており、それだけでは充分な成形性向上が図られていなかったのが実情である。
【０００８】この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、自動車用ボデイシートをはじめとする各種陸運車両部品あるいは電気機器部品等に使用される成形加工用アルミニウム合金板として、高強度を有すると同時に成形加工性、特に深絞り性の優れたアルミニウム合金板、およびその製造方法を提供することを目的とするものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】前述のような課題を解決するため本発明者等が種々実験・検討を重ねたところ、アルミニウム合金の成分組成を適切に調整するばかりでなく、再結晶が生じる温度域での通常の熱間圧延の後、再結晶が生じない温度域にて適切な温間圧延を施すことによって、最終焼鈍後の再結晶集合組織と平均ランクフォード値を適切に調整することができ、これによって成形加工性、特に深絞り性が優れた高強度成形加工用アルミニウム板が得られることを見出し、この発明をなすに至ったのである。
【００１０】具体的には、請求項１に記載の発明の成形加工用アルミニウム合金板は、Ｍｇ２．０〜９．５％を含有し、かつＣｕ０．０１〜１．５％、Ｚｎ０．０５〜２．５％のうちの１種または２種を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなり、かつ平均ランクフォード値が０．７５以上で、しかもＸ線回折による純アルミニウム粉末に対する（１１１）面回折強度比Ｉ111 と（２００）面回折強度比Ｉ200 との比率Ｉ111 ／Ｉ200 が０．２５以上であることを特徴とするものである。
【００１１】また請求項２に記載の発明の成形加工用アルミニウム合金板は、Ｍｇ２．０〜９．５％を含有し、かつＣｕ０．０１〜１．５％、Ｚｎ０．０５〜２．５％のうちの１種または２種を含有し、さらにＭｎ０．０１〜０．７％、Ｃｒ０．０１〜０．３％、Ｚｒ０．０１〜０．３％のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなり、かつ平均ランクフォード値が０．７５以上で、しかもＸ線回折による純アルミニウム粉末に対する（１１１）面回折強度比Ｉ111 と（２００）面回折強度比Ｉ200 との比率Ｉ111 ／Ｉ200 が０．２５以上であることを特徴とするものである。
【００１２】そして請求項３に記載のアルミニウム合金圧延板の製造方法は、Ｍｇ２．０〜９．５％を含有するとともに、Ｃｕ０．０１〜１．５％、Ｚｎ０．０５〜２．５％のうちの１種または２種を含有し、さらに必要に応じてＭｎ０．０１〜０．７％、Ｃｒ０．０１〜０．３％、Ｚｒ０．０１〜０．３％のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなる合金を鋳造し、鋳塊に均質化処理を施してから熱間圧延を施した後、最終板厚まで圧延するにあたり、３５０〜１００℃の範囲内の温度での少なくとも圧延率３０％以上の温間圧延を含んで圧延し、さらに最終板厚の圧延板に対して最終焼鈍を行なって、平均ランクフォード値が０．７５以上でかつＸ線回折による純アルミニウム粉末に対する（１１１）面回折強度比Ｉ111 と（２００）面回折強度比Ｉ200 との比率Ｉ111／Ｉ200 が０．２５以上の板を得ることを特徴とするものである。
【００１３】
【作用】先ずこの発明における合金成分組成の限定理由について説明する。
【００１４】Ｍｇ：Ｍｇはこの発明で対象とするアルミニウム合金における基本となる成分元素であって、強度および成形性、特に伸び、深絞り性、張出性の向上に寄与する。Ｍｇ量が２．０％未満では伸び、深絞り性、張出性、穴拡げ性が劣り、一方９．５％を越えれば圧延が困難となるから、Ｍｇは２．０〜９．５％の範囲内とした。
【００１５】Ｃｕ，Ｚｎ：Ｃｕ，Ｚｎはいずれも強度向上に寄与するから、いずれか一方または双方を添加する。これらのうち、Ｃｕは特に塗装焼付時の加熱によって時効硬化するに寄与する。Ｃｕ量が０．０１％未満では強度向上の効果が得られず、一方Ｃｕ量が１．５％を越えれば伸び、成形性が低下するから、Ｃｕ量は０．０１〜１．５％の範囲内とした。またＺｎ量が０．０１％未満でも強度向上の効果が得られず、一方Ｚｎ量が２．５％を越えれば伸び、耐食性が低下するから、Ｚｎ量は０．０１〜２．５％の範囲内とした。
【００１６】Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ：これらはいずれも遷移元素であって、再結晶粒の微細化に寄与するから、請求項２の発明のアルミニウム合金板の場合にいずれか１種または２種以上を添加する。いずれも０．０１％未満では再結晶微細化の効果が得られず、一方Ｍｎが０．７％を越えるかまたはＣｒ，Ｚｒがそれぞれ０．３％を越えれば、巨大金属間化合物が生成されて、成形性、特に穴拡げ性、張出性、曲げ性、とりわけ圧延方向に平行な曲げ性を劣化させるから、Ｍｎは０．０１〜０．７％、Ｃｒは０．０１〜０．３％、Ｚｒは０．０１〜０．３％の範囲内とした。
【００１７】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。
【００１８】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やＳｉが含有される。これらのうちＦｅはＡｌ−Ｆｅ（−Ｓｉ）系の金属間化合物を生成し、成形性、特に伸び、曲げ性、穴拡げ性劣化の原因となるから、Ｆｅ量は０．２０％未満に規制することが望ましい。またＳｉもＦｅと共存してＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の金属間化合物を生成して、成形性、特に伸び、曲げ性、穴拡げ性を劣化させる原因となるから、Ｓｉは０．２０％未満に規制することが望ましい。
【００１９】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は０．１５％以下とすることが望ましく、またＢ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は５００ppm 以下とすることが望ましく、さらにＣが５００ppm を越えれば粗大グラファイトが混入するおそれがあるから、Ｃは５００ppm 以下とすることが望ましい。
【００２０】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。
【００２１】さらに請求項１、請求項２の発明の成形加工用アルミニウム合金板においては、再結晶集合組織に関する条件として、Ｘ線回折による純アルミニウム粉末に対する（１１１）面回折強度比Ｉ111 と（２００）面回折強度比Ｉ200 との比率Ｉ111 ／Ｉ200 が０．２５以上であること、また平均ランクフォード値が０．７５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る。一方（２００）面は、Ｘ線回折試験の都合上、（１００）面と等価な面として回折強度比を検出している面であるが、（１００）面は既に述べたように成形性、特に深絞り性に不利な面である。したがって比率Ｉ111／Ｉ200 の値が高いほど、深絞り性に不利な（１００）面が少なく、深絞り性に有利な（１１１）面が多い集合組織となっていることになる。そして上記の比率Ｉ111 ／Ｉ200 が０．２５未満では、従来の一般的なＡｌ−Ｍｇ系合金板と同程度の深絞り性しか得られず、０．２５以上となることによってはじめて深絞り性が従来よりも良好となる。このように集合組織を制御することは、後述するように熱間圧延後に適切な温間圧延を行なうことによって達成できる。また平均ランクフォード値も成形加工性、特に深絞り性の指標として有効であり、平均ランクフォード値が０．７５以上であれば、従来の一般的なＡｌ−Ｍｇ系合金板よりも成形性、特に深絞り性が良好と言うことができる。このような０．７５以上の平均ランクフォード値も、後述するような請求項３に規定した製造プロセスを適用することによって達成できる。
【００２２】次に以上のような成形性に優れた成形加工用アルミニウム合金板の製造方法、すなわち請求項３で規定する製造方法について説明する。
【００２３】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従って溶製し、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（均熱処理）を行なう。この均質化処理は、鋳塊の組織を均一化し、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に必要である。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４５０〜５７０℃において０．５〜２４時間の条件とすることが好ましい。
【００２４】均質化処理後には熱間圧延を施す。この熱間圧延は常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。なおここで熱間圧延とは、再結晶温度以上の温度域での圧延、したがって再結晶を伴なう圧延を意味する。したがって通常は３５０℃を越える高温の温度域での圧延を意味する。
【００２５】熱間圧延後には、所定の最終板厚とするためにさらに圧延を行なうが、この発明では特に３５０〜１００℃の範囲内の温度での温間圧延を圧延率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。すなわち、３５０〜１００℃の温度域での再結晶を伴なわない圧延を３０％以上行なっておくことによって、後の最終焼鈍により前記比率Ｉ111 ／Ｉ200 が０．２５以上の再結晶集合組織を有する深絞り性に優れた板を得ることができるのである。
【００２６】ここで、温間圧延の温度が３５０℃を越える高温となれば、圧延中に再結晶が生じて最終焼鈍時における（１１１）面方位の成長が少なく、一方１００℃未満では冷間加工歪が多くなって最終焼鈍時に（１００）面方位が主体の再結晶が生じてしまい、さらに３５０〜１００℃の範囲内の温度での圧延率が３０％未満でも最終焼鈍時の（１１１）面方位の成長が少なく、したがっていずれの場合も比率Ｉ111 ／Ｉ200 の値が０．２５以上の深絞り性に優れた再結晶集合組織を得ることができない。なおこの温間圧延は、３５０〜１００℃の範囲内でも、特に３５０〜２００℃の範囲内の温度で行なうことが望ましく、３５０〜２００℃の範囲内の温度では特に最終焼鈍時における（１１１）面方位の成長が著しくなる。
【００２７】なお前述のような３５０〜１００℃の範囲内の温度での温間圧延、すなわち再結晶を伴なわない圧延では、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最後の再結晶終了後、３５０〜１００℃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圧延として圧延を行なっても良い。
【００２８】なおまた上述のような再結晶を伴なわない３５０〜１００℃の温度域での３０％以上の温間圧延は、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のための最終焼鈍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、熱間圧延と最終焼鈍の間において温間圧延のみを行なっても、あるいは熱間圧延後に温間圧延を行なってから冷間圧延を行なってその後最終焼鈍を施しても、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圧延を施してから最終焼鈍を施しても良い。但し冷間圧延は、最終焼鈍において（１００）面方位主体の再結晶を招きやすくなって深絞り性に悪影響を及ぼすおそれがあるから、冷間圧延を行なう場合でもその圧延率は可及的に小さくすることが望ましく、通常は５０％以下の冷間圧延率とする。
【００２９】なお前述のような再結晶を伴なう熱間圧延の後、最終焼鈍の前までの圧延工程中においては、一般に圧延性向上のため中間焼鈍を行なうことが多いが、この発明の場合にはその間に温間圧延を行なっているため、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、温間圧延の前、後（冷間圧延前）、中途のいずれでも良く、さらに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、連続焼鈍方式の中間焼鈍の場合には、３５０〜５８０℃で保持なしもしくは５分以下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か得られず、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時間を越えれば経済性を損なうおそれがある。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が低下し、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が低下するおそれがある。
【００３０】以上のようにして熱間圧延後に温間圧延を行なって最終板厚とした圧延板、あるいは温間圧延と冷間圧延とを組合せて最終板厚とした圧延板（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ための最終焼鈍を施す。この最終焼鈍によって、既に述べたようにＩ111 ／Ｉ200 の値が０．２５以上の成形性、特に深絞り性に有利な再結晶集合組織を得ることができ、かつ平均ランクフォード値を０．７５以上とすることができる。
【００３１】最終焼鈍の条件は、バッチ式の焼鈍の場合には２５０〜４５０℃で０．５〜２４時間の保持とすることが望ましく、連続焼鈍方式の場合には３５０〜５８０℃で保持なしもしくは５分以下の保持とすることが好ましい。バッチ方式の最終焼鈍の場合、温度が２５０℃未満では再結晶しないため、良好な成形性が得られず、４５０℃を越えれば再結晶粒が粗大化し、肌荒れが発生して外観不良を生じ、また成形性も低下し、さらに表面酸化層の厚さが増大し、化成処理性が低下する。なおここで再結晶粒の粗大化の目安としては、再結晶粒径が１５０μｍ以上となったときに粗大化と言うことができ、これは後述する連続焼鈍方式による最終焼鈍の場合も同じである。またバッチ方式の最終焼鈍における保持時間が０．５時間未満では充分に再結晶が進行せず、２４時間を越えれば経済性を損なうばかりでなく、表面酸化層の厚さが増大して、化成処理性が低下する。一方連続焼鈍方式の最終焼鈍の場合、温度が３５０℃未満では充分に再結晶しないため、良好な成形性が得られず、５８０℃を越えれば再結晶粒が粗大化し、肌荒れが生じて外観不良となり、また成形性も低下し、さらには表面酸化層の厚みが増大して化成処理性も低下する。また連続焼鈍方式による中間焼鈍の保持時間が５分を越えれば表面酸化層の厚みが増大して化成処理性が低下する。
【００３２】
【実施例】表１の合金符号Ａ，Ｂ，Ｃに示す成分組成の各合金を常法に従って溶製し、通常のＤＣ鋳造法によって厚み５５０mm、幅１５００mm、長さ４０００mmの鋳塊に鋳造した。なお各合金Ａ，Ｂ，Ｃは全てこの発明で規定する成分組成範囲内の合金であり、またそのうち特に合金Ａは、ＪＩＳ５１８２相当の合金である。
【００３３】得られた鋳塊を５００℃×１０時間均質化処理した後、常法に従って熱間圧延して、板厚４mmの熱延板とした。なお熱間圧延開始温度は約４９０℃、熱間圧延終了温度は約３３０℃である。熱間圧延後の板厚４mmの熱延板について、表２中の製造プロセス番号１〜８に示すような種々の条件で処理した。すなわち温間圧延または冷間圧延を施すか、あるいは温間圧延と冷間圧延の両者を施し、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（１．０mm）の圧延板に対して最終焼鈍を施した。
【００３４】なお表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最終焼鈍の間にこの発明で規定する条件範囲内の温間圧延のみを行なった本発明例、製造プロセス番号３は、温間圧延の中途において中間焼鈍を行なった本発明例、製造プロセス番号４は板厚４mmの熱延板に対し先ず冷間圧延を施してから温間圧延を施し、かつ温間圧延の中途において中間焼鈍を行なった本発明例、製造プロセス番号５は冷間圧延のみを行なった比較例、製造プロセス番号６，７はこの発明で規定する温間圧延温度範囲を外れた温間圧延のみを行なった比較例、さらに製造プロセス番号８はこの発明で規定する温間圧延率条件を外れる圧延率で温間圧延を施した後に冷間圧延を行なった比較例である。また最終焼鈍は、製造プロセス番号１，３〜８はいずれもバッチ式の焼鈍を、また製造プロセス番号２は連続焼鈍に相当する焼鈍としてソルトバスを用いた焼鈍を適用した。
【００３５】以上のようにして得られた最終焼鈍後の板について、圧延方向に引張試験を施して圧延方向の機械的性質を調べるとともに、成形性評価として、平均ランクフォード値、エリクセン値、およびＬＤＲ（限界絞り比）を調べ、さらにＸ線回折により純アルミニウム粉末に対する（１１１）面回折強度比Ｉ111 と（２００）面回折強度比Ｉ200 との比率（逆極点積分強度比）Ｉ111 ／Ｉ200 を調べた。これらの結果を表３に示す。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】
【表３】
【００３９】表３から明らかなように、この発明で規定する温度範囲、圧延率を満たす温間圧延を行なった本発明例では、いずれもＩ111 ／Ｉ200 の値が０．２５以上となって成形性特に深絞り性に有利な再結晶集合組織を有しており、また平均ランクフォード値も０．７５以上となって、エリクセン値、ＬＤＲで評価される成形性、特に絞り性が優れていることが明らかである。これに対しこの発明で規定する温度範囲条件、圧延率条件を満たす温間圧延が行なわれなかった各比較例の場合は、いずれもＩ111 ／Ｉ200 の値が０．２５未満で、深絞り性に有利な再結晶集合組織が生成されておらず、しかも平均ランクフォード値も０．７５未満であり、エリクセン値、ＬＤＲで評価される深絞り性も劣っていた。
【００４０】
【発明の効果】以上の実施例からも明らかなように請求項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系アルミニウム合金板として自動車ボデイ等に要求される高強度を有すると同時に、成形性、特に深絞り性が従来よも著しく優れている。また請求項３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、上述のように成形性、特に深絞り性の著しく優れたアルミニウム合金板を実際的かつ容易に得ることができる。
【００４１】なおこの発明によるアルミニウム合金板は、自動車ボデイ等の各種陸運車両の部品に最適であるが、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の用途に使用できることはもちろんである。
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、自動車のボデイ等の各種陸運車両の部品、あるいは電気機器のシャーシやパネル等に使用される成形加工用のアルミニウム合金板に関し、特に強度と成形性に優れた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。
【０００２】
【従来の技術】自動車のボデイシートには、従来は冷延鋼板を使用することが多かったが、最近では車体軽量化の目的から、アルミニウム合金板を使用することが進められている。またボデイシート以外の自動車等の各種陸運車両の部品、そのほか電気機器部品等の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使用することが多くなっている。このような成形加工用のアルミニウム合金板としては、従来はＡｌ−Ｍｇ系のＪＩＳ ５１８２合金Ｏ材や５０５２合金Ｏ材等が最も広く使用されている。
【０００３】なお上述のような成形加工用のＡｌ−Ｍｇ系合金板の製造方法としては、鋳塊に均質化処理を施した後、熱間圧延を行ない、さらに必要に応じて冷間圧延を行なって最終板厚とした後、最終焼鈍を施すのが一般的であり、またこの場合熱間圧延と冷間圧延との間、もしくは冷間圧延の中途において、必要に応じて中間焼鈍を施すこともある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】従来から成形加工用に広く用いられているＡｌ−Ｍｇ系の合金板は、強度は鋼板と同程度のものが得られるようになっているが、同じ強度で比較すれば、成形加工性、特に深絞り性は鋼板と比べて劣っているのが実情である。
【０００５】鋼板においては、成形加工性の指標としてランクフォード値（ｒ値）が従来から広く用いられており、特に平均ランクフォード値が高いほど成形加工性、深絞り性が優れるとされている。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°の各方向のランクフォード値（ｒ0 、ｒ45、ｒ90）の平均値、すなわち平均ランクフォード値＝（ｒ0 ＋２×ｒ45＋ｒ90）／４であらわされるものである。
【０００６】成形加工用の鋼板については、このような平均ランクフォード値を高める技術が確立している。しかしながら、アルミニウム合金板の平均ランクフォード値は鋼板と比較してかなり低く、しかも従来の技術では、アルミニウム合金板については成形加工性と平均ランクフォード値との関係について充分な検討がなされていなかったのが実情である。
【０００７】また鋼板とアルミニウム合金板とでは、その結晶構造に決定的な相違があり、鋼板では一般に体心立方構造であるのに対し、アルミニウム合金板では面心立方構造となっている。そして体心立方構造の鋼板では、深絞り性に有利な（１１１）面が圧延面にあらわれるが、面心立方構造のアルミニウム合金板の再結晶集合組織では、（１１１）面がほとんど形成されないに加え、成形性に不利な（１００）面が主体となっている。そこでこれまでのアルミニウム合金板における成形性向上のための技術開発は、成形性に不利な（１００）面を如何に少なくするかに限られており、それだけでは充分な成形性向上が図られていなかったのが実情である。
【０００８】この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、自動車用ボデイシートをはじめとする各種陸運車両部品あるいは電気機器部品等に使用される成形加工用アルミニウム合金板として、高強度を有すると同時に成形加工性、特に深絞り性の優れたアルミニウム合金板、およびその製造方法を提供することを目的とするものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】前述のような課題を解決するため本発明者等が種々実験・検討を重ねたところ、アルミニウム合金の成分組成を適切に調整するばかりでなく、再結晶が生じる温度域での通常の熱間圧延の後、再結晶が生じない温度域にて適切な温間圧延を施すことによって、最終焼鈍後の再結晶集合組織と平均ランクフォード値を適切に調整することができ、これによって成形加工性、特に深絞り性が優れた高強度成形加工用アルミニウム板が得られることを見出し、この発明をなすに至ったのである。
【００１０】具体的には、請求項１に記載の発明の成形加工用アルミニウム合金板は、Ｍｇ２．０〜９．５％を含有し、かつＣｕ０．０１〜１．５％、Ｚｎ０．０５〜２．５％のうちの１種または２種を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなり、かつ平均ランクフォード値が０．７５以上で、しかもＸ線回折による純アルミニウム粉末に対する（１１１）面回折強度比Ｉ111 と（２００）面回折強度比Ｉ200 との比率Ｉ111 ／Ｉ200 が０．２５以上であることを特徴とするものである。
【００１１】また請求項２に記載の発明の成形加工用アルミニウム合金板は、Ｍｇ２．０〜９．５％を含有し、かつＣｕ０．０１〜１．５％、Ｚｎ０．０５〜２．５％のうちの１種または２種を含有し、さらにＭｎ０．０１〜０．７％、Ｃｒ０．０１〜０．３％、Ｚｒ０．０１〜０．３％のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなり、かつ平均ランクフォード値が０．７５以上で、しかもＸ線回折による純アルミニウム粉末に対する（１１１）面回折強度比Ｉ111 と（２００）面回折強度比Ｉ200 との比率Ｉ111 ／Ｉ200 が０．２５以上であることを特徴とするものである。
【００１２】そして請求項３に記載のアルミニウム合金圧延板の製造方法は、Ｍｇ２．０〜９．５％を含有するとともに、Ｃｕ０．０１〜１．５％、Ｚｎ０．０５〜２．５％のうちの１種または２種を含有し、さらに必要に応じてＭｎ０．０１〜０．７％、Ｃｒ０．０１〜０．３％、Ｚｒ０．０１〜０．３％のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなる合金を鋳造し、鋳塊に均質化処理を施してから熱間圧延を施した後、最終板厚まで圧延するにあたり、３５０〜１００℃の範囲内の温度での少なくとも圧延率３０％以上の温間圧延を含んで圧延し、さらに最終板厚の圧延板に対して最終焼鈍を行なって、平均ランクフォード値が０．７５以上でかつＸ線回折による純アルミニウム粉末に対する（１１１）面回折強度比Ｉ111 と（２００）面回折強度比Ｉ200 との比率Ｉ111／Ｉ200 が０．２５以上の板を得ることを特徴とするものである。
【００１３】
【作用】先ずこの発明における合金成分組成の限定理由について説明する。
【００１４】Ｍｇ：Ｍｇはこの発明で対象とするアルミニウム合金における基本となる成分元素であって、強度および成形性、特に伸び、深絞り性、張出性の向上に寄与する。Ｍｇ量が２．０％未満では伸び、深絞り性、張出性、穴拡げ性が劣り、一方９．５％を越えれば圧延が困難となるから、Ｍｇは２．０〜９．５％の範囲内とした。
【００１５】Ｃｕ，Ｚｎ：Ｃｕ，Ｚｎはいずれも強度向上に寄与するから、いずれか一方または双方を添加する。これらのうち、Ｃｕは特に塗装焼付時の加熱によって時効硬化するに寄与する。Ｃｕ量が０．０１％未満では強度向上の効果が得られず、一方Ｃｕ量が１．５％を越えれば伸び、成形性が低下するから、Ｃｕ量は０．０１〜１．５％の範囲内とした。またＺｎ量が０．０１％未満でも強度向上の効果が得られず、一方Ｚｎ量が２．５％を越えれば伸び、耐食性が低下するから、Ｚｎ量は０．０１〜２．５％の範囲内とした。
【００１６】Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ：これらはいずれも遷移元素であって、再結晶粒の微細化に寄与するから、請求項２の発明のアルミニウム合金板の場合にいずれか１種または２種以上を添加する。いずれも０．０１％未満では再結晶微細化の効果が得られず、一方Ｍｎが０．７％を越えるかまたはＣｒ，Ｚｒがそれぞれ０．３％を越えれば、巨大金属間化合物が生成されて、成形性、特に穴拡げ性、張出性、曲げ性、とりわけ圧延方向に平行な曲げ性を劣化させるから、Ｍｎは０．０１〜０．７％、Ｃｒは０．０１〜０．３％、Ｚｒは０．０１〜０．３％の範囲内とした。
【００１７】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。
【００１８】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やＳｉが含有される。これらのうちＦｅはＡｌ−Ｆｅ（−Ｓｉ）系の金属間化合物を生成し、成形性、特に伸び、曲げ性、穴拡げ性劣化の原因となるから、Ｆｅ量は０．２０％未満に規制することが望ましい。またＳｉもＦｅと共存してＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の金属間化合物を生成して、成形性、特に伸び、曲げ性、穴拡げ性を劣化させる原因となるから、Ｓｉは０．２０％未満に規制することが望ましい。
【００１９】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は０．１５％以下とすることが望ましく、またＢ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は５００ppm 以下とすることが望ましく、さらにＣが５００ppm を越えれば粗大グラファイトが混入するおそれがあるから、Ｃは５００ppm 以下とすることが望ましい。
【００２０】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。
【００２１】さらに請求項１、請求項２の発明の成形加工用アルミニウム合金板においては、再結晶集合組織に関する条件として、Ｘ線回折による純アルミニウム粉末に対する（１１１）面回折強度比Ｉ111 と（２００）面回折強度比Ｉ200 との比率Ｉ111 ／Ｉ200 が０．２５以上であること、また平均ランクフォード値が０．７５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る。一方（２００）面は、Ｘ線回折試験の都合上、（１００）面と等価な面として回折強度比を検出している面であるが、（１００）面は既に述べたように成形性、特に深絞り性に不利な面である。したがって比率Ｉ111／Ｉ200 の値が高いほど、深絞り性に不利な（１００）面が少なく、深絞り性に有利な（１１１）面が多い集合組織となっていることになる。そして上記の比率Ｉ111 ／Ｉ200 が０．２５未満では、従来の一般的なＡｌ−Ｍｇ系合金板と同程度の深絞り性しか得られず、０．２５以上となることによってはじめて深絞り性が従来よりも良好となる。このように集合組織を制御することは、後述するように熱間圧延後に適切な温間圧延を行なうことによって達成できる。また平均ランクフォード値も成形加工性、特に深絞り性の指標として有効であり、平均ランクフォード値が０．７５以上であれば、従来の一般的なＡｌ−Ｍｇ系合金板よりも成形性、特に深絞り性が良好と言うことができる。このような０．７５以上の平均ランクフォード値も、後述するような請求項３に規定した製造プロセスを適用することによって達成できる。
【００２２】次に以上のような成形性に優れた成形加工用アルミニウム合金板の製造方法、すなわち請求項３で規定する製造方法について説明する。
【００２３】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従って溶製し、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（均熱処理）を行なう。この均質化処理は、鋳塊の組織を均一化し、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に必要である。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４５０〜５７０℃において０．５〜２４時間の条件とすることが好ましい。
【００２４】均質化処理後には熱間圧延を施す。この熱間圧延は常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。なおここで熱間圧延とは、再結晶温度以上の温度域での圧延、したがって再結晶を伴なう圧延を意味する。したがって通常は３５０℃を越える高温の温度域での圧延を意味する。
【００２５】熱間圧延後には、所定の最終板厚とするためにさらに圧延を行なうが、この発明では特に３５０〜１００℃の範囲内の温度での温間圧延を圧延率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。すなわち、３５０〜１００℃の温度域での再結晶を伴なわない圧延を３０％以上行なっておくことによって、後の最終焼鈍により前記比率Ｉ111 ／Ｉ200 が０．２５以上の再結晶集合組織を有する深絞り性に優れた板を得ることができるのである。
【００２６】ここで、温間圧延の温度が３５０℃を越える高温となれば、圧延中に再結晶が生じて最終焼鈍時における（１１１）面方位の成長が少なく、一方１００℃未満では冷間加工歪が多くなって最終焼鈍時に（１００）面方位が主体の再結晶が生じてしまい、さらに３５０〜１００℃の範囲内の温度での圧延率が３０％未満でも最終焼鈍時の（１１１）面方位の成長が少なく、したがっていずれの場合も比率Ｉ111 ／Ｉ200 の値が０．２５以上の深絞り性に優れた再結晶集合組織を得ることができない。なおこの温間圧延は、３５０〜１００℃の範囲内でも、特に３５０〜２００℃の範囲内の温度で行なうことが望ましく、３５０〜２００℃の範囲内の温度では特に最終焼鈍時における（１１１）面方位の成長が著しくなる。
【００２７】なお前述のような３５０〜１００℃の範囲内の温度での温間圧延、すなわち再結晶を伴なわない圧延では、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最後の再結晶終了後、３５０〜１００℃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圧延として圧延を行なっても良い。
【００２８】なおまた上述のような再結晶を伴なわない３５０〜１００℃の温度域での３０％以上の温間圧延は、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のための最終焼鈍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、熱間圧延と最終焼鈍の間において温間圧延のみを行なっても、あるいは熱間圧延後に温間圧延を行なってから冷間圧延を行なってその後最終焼鈍を施しても、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圧延を施してから最終焼鈍を施しても良い。但し冷間圧延は、最終焼鈍において（１００）面方位主体の再結晶を招きやすくなって深絞り性に悪影響を及ぼすおそれがあるから、冷間圧延を行なう場合でもその圧延率は可及的に小さくすることが望ましく、通常は５０％以下の冷間圧延率とする。
【００２９】なお前述のような再結晶を伴なう熱間圧延の後、最終焼鈍の前までの圧延工程中においては、一般に圧延性向上のため中間焼鈍を行なうことが多いが、この発明の場合にはその間に温間圧延を行なっているため、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、温間圧延の前、後（冷間圧延前）、中途のいずれでも良く、さらに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、連続焼鈍方式の中間焼鈍の場合には、３５０〜５８０℃で保持なしもしくは５分以下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か得られず、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時間を越えれば経済性を損なうおそれがある。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が低下し、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が低下するおそれがある。
【００３０】以上のようにして熱間圧延後に温間圧延を行なって最終板厚とした圧延板、あるいは温間圧延と冷間圧延とを組合せて最終板厚とした圧延板（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ための最終焼鈍を施す。この最終焼鈍によって、既に述べたようにＩ111 ／Ｉ200 の値が０．２５以上の成形性、特に深絞り性に有利な再結晶集合組織を得ることができ、かつ平均ランクフォード値を０．７５以上とすることができる。
【００３１】最終焼鈍の条件は、バッチ式の焼鈍の場合には２５０〜４５０℃で０．５〜２４時間の保持とすることが望ましく、連続焼鈍方式の場合には３５０〜５８０℃で保持なしもしくは５分以下の保持とすることが好ましい。バッチ方式の最終焼鈍の場合、温度が２５０℃未満では再結晶しないため、良好な成形性が得られず、４５０℃を越えれば再結晶粒が粗大化し、肌荒れが発生して外観不良を生じ、また成形性も低下し、さらに表面酸化層の厚さが増大し、化成処理性が低下する。なおここで再結晶粒の粗大化の目安としては、再結晶粒径が１５０μｍ以上となったときに粗大化と言うことができ、これは後述する連続焼鈍方式による最終焼鈍の場合も同じである。またバッチ方式の最終焼鈍における保持時間が０．５時間未満では充分に再結晶が進行せず、２４時間を越えれば経済性を損なうばかりでなく、表面酸化層の厚さが増大して、化成処理性が低下する。一方連続焼鈍方式の最終焼鈍の場合、温度が３５０℃未満では充分に再結晶しないため、良好な成形性が得られず、５８０℃を越えれば再結晶粒が粗大化し、肌荒れが生じて外観不良となり、また成形性も低下し、さらには表面酸化層の厚みが増大して化成処理性も低下する。また連続焼鈍方式による中間焼鈍の保持時間が５分を越えれば表面酸化層の厚みが増大して化成処理性が低下する。
【００３２】
【実施例】表１の合金符号Ａ，Ｂ，Ｃに示す成分組成の各合金を常法に従って溶製し、通常のＤＣ鋳造法によって厚み５５０mm、幅１５００mm、長さ４０００mmの鋳塊に鋳造した。なお各合金Ａ，Ｂ，Ｃは全てこの発明で規定する成分組成範囲内の合金であり、またそのうち特に合金Ａは、ＪＩＳ５１８２相当の合金である。
【００３３】得られた鋳塊を５００℃×１０時間均質化処理した後、常法に従って熱間圧延して、板厚４mmの熱延板とした。なお熱間圧延開始温度は約４９０℃、熱間圧延終了温度は約３３０℃である。熱間圧延後の板厚４mmの熱延板について、表２中の製造プロセス番号１〜８に示すような種々の条件で処理した。すなわち温間圧延または冷間圧延を施すか、あるいは温間圧延と冷間圧延の両者を施し、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（１．０mm）の圧延板に対して最終焼鈍を施した。
【００３４】なお表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最終焼鈍の間にこの発明で規定する条件範囲内の温間圧延のみを行なった本発明例、製造プロセス番号３は、温間圧延の中途において中間焼鈍を行なった本発明例、製造プロセス番号４は板厚４mmの熱延板に対し先ず冷間圧延を施してから温間圧延を施し、かつ温間圧延の中途において中間焼鈍を行なった本発明例、製造プロセス番号５は冷間圧延のみを行なった比較例、製造プロセス番号６，７はこの発明で規定する温間圧延温度範囲を外れた温間圧延のみを行なった比較例、さらに製造プロセス番号８はこの発明で規定する温間圧延率条件を外れる圧延率で温間圧延を施した後に冷間圧延を行なった比較例である。また最終焼鈍は、製造プロセス番号１，３〜８はいずれもバッチ式の焼鈍を、また製造プロセス番号２は連続焼鈍に相当する焼鈍としてソルトバスを用いた焼鈍を適用した。
【００３５】以上のようにして得られた最終焼鈍後の板について、圧延方向に引張試験を施して圧延方向の機械的性質を調べるとともに、成形性評価として、平均ランクフォード値、エリクセン値、およびＬＤＲ（限界絞り比）を調べ、さらにＸ線回折により純アルミニウム粉末に対する（１１１）面回折強度比Ｉ111 と（２００）面回折強度比Ｉ200 との比率（逆極点積分強度比）Ｉ111 ／Ｉ200 を調べた。これらの結果を表３に示す。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】
【表３】
【００３９】表３から明らかなように、この発明で規定する温度範囲、圧延率を満たす温間圧延を行なった本発明例では、いずれもＩ111 ／Ｉ200 の値が０．２５以上となって成形性特に深絞り性に有利な再結晶集合組織を有しており、また平均ランクフォード値も０．７５以上となって、エリクセン値、ＬＤＲで評価される成形性、特に絞り性が優れていることが明らかである。これに対しこの発明で規定する温度範囲条件、圧延率条件を満たす温間圧延が行なわれなかった各比較例の場合は、いずれもＩ111 ／Ｉ200 の値が０．２５未満で、深絞り性に有利な再結晶集合組織が生成されておらず、しかも平均ランクフォード値も０．７５未満であり、エリクセン値、ＬＤＲで評価される深絞り性も劣っていた。
【００４０】
【発明の効果】以上の実施例からも明らかなように請求項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系アルミニウム合金板として自動車ボデイ等に要求される高強度を有すると同時に、成形性、特に深絞り性が従来よも著しく優れている。また請求項３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、上述のように成形性、特に深絞り性の著しく優れたアルミニウム合金板を実際的かつ容易に得ることができる。
【００４１】なおこの発明によるアルミニウム合金板は、自動車ボデイ等の各種陸運車両の部品に最適であるが、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の用途に使用できることはもちろんである。
【特許請求の範囲】
【請求項１】 Ｍｇ２．０〜９．５％（wt％、以下同じ）を含有し、かつＣｕ０．０１〜１．５％、Ｚｎ０．０５〜２．５％のうちの１種または２種を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなり、かつ平均ランクフォード値が０．７５以上で、しかもＸ線回折による純アルミニウム粉末に対する（１１１）面回折強度比Ｉ111 と（２００）面回折強度比Ｉ200 との比率Ｉ111 ／Ｉ200 が０．２５以上であることを特徴とする、成形性に優れた成形加工用アルミニウム合金板。
【請求項２】 Ｍｇ２．０〜９．５％を含有し、かつＣｕ０．０１〜１．５％、Ｚｎ０．０５〜２．５％のうちの１種または２種を含有し、さらにＭｎ０．０１〜０．７％、Ｃｒ０．０１〜０．３％、Ｚｒ０．０１〜０．３％のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなり、かつ平均ランクフォード値が０．７５以上で、しかもＸ線回折による純アルミニウム粉末に対する（１１１）面回折強度比Ｉ111 と（２００）面回折強度比Ｉ200 との比率Ｉ111 ／Ｉ200 が０．２５以上であることを特徴とする、成形性に優れた成形加工用アルミニウム合金板。
【請求項３】 Ｍｇ２．０〜９．５％を含有するとともに、Ｃｕ０．０１〜１．５％、Ｚｎ０．０５〜２．５％のうちの１種または２種を含有し、さらに必要に応じてＭｎ０．０１〜０．７％、Ｃｒ０．０１〜０．３％、Ｚｒ０．０１〜０．３％のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなる合金を鋳造し、鋳塊に均質化処理を施してから熱間圧延を施した後、最終板厚まで圧延するにあたり、３５０〜１００℃の範囲内の温度での少なくとも圧延率３０％以上の温間圧延を含んで圧延し、さらに最終板厚の圧延板に対して最終焼鈍を行なって、平均ランクフォード値が０．７５以上でかつＸ線回折による純アルミニウム粉末に対する（１１１）面回折強度比Ｉ111 と（２００）面回折強度比Ｉ200 との比率Ｉ111 ／Ｉ200 が０．２５以上の板を得ることを特徴とする、成形性に優れた成形加工用アルミニウム合金板の製造方法。
【請求項１】 Ｍｇ２．０〜９．５％（wt％、以下同じ）を含有し、かつＣｕ０．０１〜１．５％、Ｚｎ０．０５〜２．５％のうちの１種または２種を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなり、かつ平均ランクフォード値が０．７５以上で、しかもＸ線回折による純アルミニウム粉末に対する（１１１）面回折強度比Ｉ111 と（２００）面回折強度比Ｉ200 との比率Ｉ111 ／Ｉ200 が０．２５以上であることを特徴とする、成形性に優れた成形加工用アルミニウム合金板。
【請求項２】 Ｍｇ２．０〜９．５％を含有し、かつＣｕ０．０１〜１．５％、Ｚｎ０．０５〜２．５％のうちの１種または２種を含有し、さらにＭｎ０．０１〜０．７％、Ｃｒ０．０１〜０．３％、Ｚｒ０．０１〜０．３％のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなり、かつ平均ランクフォード値が０．７５以上で、しかもＸ線回折による純アルミニウム粉末に対する（１１１）面回折強度比Ｉ111 と（２００）面回折強度比Ｉ200 との比率Ｉ111 ／Ｉ200 が０．２５以上であることを特徴とする、成形性に優れた成形加工用アルミニウム合金板。
【請求項３】 Ｍｇ２．０〜９．５％を含有するとともに、Ｃｕ０．０１〜１．５％、Ｚｎ０．０５〜２．５％のうちの１種または２種を含有し、さらに必要に応じてＭｎ０．０１〜０．７％、Ｃｒ０．０１〜０．３％、Ｚｒ０．０１〜０．３％のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなる合金を鋳造し、鋳塊に均質化処理を施してから熱間圧延を施した後、最終板厚まで圧延するにあたり、３５０〜１００℃の範囲内の温度での少なくとも圧延率３０％以上の温間圧延を含んで圧延し、さらに最終板厚の圧延板に対して最終焼鈍を行なって、平均ランクフォード値が０．７５以上でかつＸ線回折による純アルミニウム粉末に対する（１１１）面回折強度比Ｉ111 と（２００）面回折強度比Ｉ200 との比率Ｉ111 ／Ｉ200 が０．２５以上の板を得ることを特徴とする、成形性に優れた成形加工用アルミニウム合金板の製造方法。
【公開番号】特開平７−４１８９６
【公開日】平成７年（１９９５）２月１０日
【国際特許分類】
【出願番号】特願平５−２０３６４４
【出願日】平成５年（１９９３）７月２６日
【出願人】（０００１０７５３８）スカイアルミニウム株式会社 (572)
【公開日】平成７年（１９９５）２月１０日
【国際特許分類】
【出願日】平成５年（１９９３）７月２６日
【出願人】（０００１０７５３８）スカイアルミニウム株式会社 (572)
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