WO2009098732A1 - 自動車用アルミニウム合金板及びその製造方法 - Google Patents

自動車用アルミニウム合金板及びその製造方法 Download PDF

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Kazumitsu Mizushima
Akira Goto
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Honda Motor Co Ltd
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Definitions

  • the present invention relates to an aluminum alloy plate for automobiles and a method for producing the same, and more particularly to an aluminum alloy plate suitable for forming automobile body sheets and the like and a method for producing the same.
  • a method has been proposed in which a thin slab is continuously cast by a belt type casting machine, which is directly wound around a coil, subjected to cold rolling and final annealing, and finished to a predetermined thickness.
  • Mg 3.3 to 3.5 wt%
  • Mn 0.1 to 0.2 wt%
  • Fe 0.3 wt% or less
  • Si 0.15 wt% or less
  • any one or two Including the above the molten metal composed of the remaining ordinary impurities and Al is prepared.
  • this molten metal is cast into a roll by casting a thin slab having a thickness of 5 to 10 mm at a speed of 5 to 15 m / min so that the cooling speed at a quarter thickness is 40 to 90 ° C./sec. Wind up.
  • the thin slab wound around this roll is cold-rolled with a roll having a roll surface roughness Ra of 0.2 to 0.7 ⁇ m and annealed to provide excellent press formability and stress corrosion cracking resistance.
  • Patent Document 2 A method for manufacturing an aluminum alloy sheet for automobiles is disclosed (Patent Document 2).
  • the chemical composition of the molten metal contains 0.1 to 0.2 wt% of Mn, and the solidification cooling rate is relatively fast. Therefore, Al— (Fe ⁇ Mn ) -Si and other intermetallic compounds are small in size and excellent in moldability, but the amount of solid solution of Mn in the matrix becomes too high, resulting in a problem that the yield strength is high and the springback after molding becomes large. is there.
  • an aluminum alloy continuous cast and rolled sheet containing Mg: 3 to 6% is annealed, and then subjected to distortion correction and performed at a predetermined temperature of 240 to 340 ° C. for 1 hour or more.
  • a so-called stabilization process of slow cooling is also proposed (Patent Document 3).
  • the present invention includes Mg: 3.0 to 3.5 mass%, Fe: 0.05 to 0.3 mass%, Si: 0.05 to 0.15 mass%, and Mn :
  • the thickness is controlled to be less than 0.1 mass%, and the remainder is substantially inevitable impurities and Al.
  • the thickness is 5 so that the cooling rate at 1/4 thickness is 20 to 200 ° C./sec.
  • the final annealing may be performed at a holding temperature of 300 to 400 ° C. using a batch annealing furnace.
  • an Al—Mg alloy plate having excellent formability and shape freezing property can be produced without subjecting a continuous cast and rolled plate to a stabilization treatment.
  • % representing the chemical composition means “% by mass” unless otherwise specified.
  • Mg is an element that increases the strength by solid solution strengthening, and if it is less than 3.0%, this effect cannot be exhibited, and the tensile strength decreases. When the Mg content exceeds 3.5%, the yield strength becomes too high and the shape freezing property is lowered.
  • Fe 0.05 to 0.3%
  • the fine particles of the intermetallic compound pin the grain boundaries of the generated recrystallized grains, suppress the growth due to the coalescence of the crystal grains, and stably maintain the fine recrystallized grains. In order to exhibit this effect, the Fe content needs to be 0.05% or more.
  • the Fe content is limited to 0.05 to 0.3%.
  • a preferred range is 0.05 to 0.25%.
  • Si crystallizes as fine particles of an intermetallic compound such as Al—Fe—Si during casting and functions as a nucleation site for recrystallization during annealing after cold rolling. Therefore, the larger the number of particles of these intermetallic compounds, the more recrystallized nuclei that are generated. As a result, a large number of fine recrystallized grains are formed. In addition, the fine particles of the intermetallic compound pin the grain boundaries of the generated recrystallized grains, suppress the growth due to the coalescence of the crystal grains, and stably maintain the fine recrystallized grains. In order to exhibit this effect, the Si content needs to be 0.05% or more.
  • the Si content is limited to 0.05 to 0.15%.
  • a preferred range is 0.05 to 0.1%.
  • the upper limit is preferably limited to less than 0.08%, more preferably less than 0.06%.
  • Ti of optional component 0.001 to 0.1%
  • the Ti content needs to be 0.001% or more.
  • coarse intermetallic compounds such as TiAl 3 are generated, voids are formed during molding, and moldability is lowered.
  • a more preferable range of the Ti content is 0.001 to 0.05%.
  • Ti may be added as a master alloy such as Al-10% Ti, or as a grain refiner (rod hardener) such as Al-5% Ti-1% B and Al-10% Ti-1% B. It may be added.
  • B as an optional component: 0.0005 to 0.01%
  • B it is preferable to contain B in the range of 0.0005 to 0.01% in order to refine the crystal grains of the cast ingot.
  • the effect of B is to co-exist with Ti and to generate nuclei (TiBx) that are the starting points of ⁇ Al crystal grain generation in the molten metal.
  • a more preferable range of the B content is 0.0005 to 0.005%.
  • B may be added as a master alloy such as Al-5% B, or as a grain refiner (rod hardener) such as Al-5% Ti-1% B, Al-10% Ti-1% B. It may be added.
  • the method for producing an aluminum alloy sheet according to the present invention is not limited to the method described below, but there are casting conditions and final annealing conditions. The significance and reasons for the limitation will be described below.
  • the thickness of the cast slab is preferably 5 to 15 mm.
  • the thickness of the thin slab is less than 5 mm, the amount of aluminum passing through the casting machine per unit time becomes too small and casting becomes difficult. Conversely, if the thickness exceeds 15 mm, winding with a roll becomes impossible, so the slab thickness range is limited to 5 to 15 mm. With this thickness, the solidification cooling rate at a quarter thickness during slab casting is 20 to 200 ° C./sec, and the maximum equivalent circle diameter of the intermetallic compound can be controlled to 5 ⁇ m or less.
  • the roughness of the cold rolling roll surface is preferably Ra 0.3 to 0.7 ⁇ m.
  • the surface roughness of the final annealed plate is Ra 0.3 to 0.6 ⁇ m.
  • the roughness of the surface of the cold rolling roll is more preferably Ra 0.4 to 0.7 ⁇ m.
  • the surface roughness of the final annealed plate is Ra 0.4 to 0.6 ⁇ m.
  • the maximum equivalent circle diameter of intermetallic compounds is 5 ⁇ m or less
  • region of thickness 1/4 of the aluminum alloy plate by this invention it is limited to 5 micrometers or less of the maximum diameter of a circle equivalent diameter.
  • the dispersion of very fine intermetallic compounds in the matrix suppresses the movement of dislocations during the formation of aluminum plates, increases the tensile strength by solid solution strengthening with Mg, and excels in formability. It becomes a plate.
  • the rolling reduction during cold rolling is preferably 50% to 98%, and dislocations generated by plastic working by rolling are accumulated around these fine crystallization products, so that the fine re- Necessary for obtaining a crystal structure.
  • the rolling reduction during cold rolling is less than 50%, the accumulation of dislocations is not sufficient and a fine recrystallized structure cannot be obtained. If the rolling reduction during cold rolling exceeds 98%, the ear cracks during rolling become remarkable and the yield decreases.
  • a more preferable cold rolling rate is in the range of 55% to 96%.
  • the holding time for continuous annealing is preferably within 5 minutes.
  • the holding time of continuous annealing exceeds 5 min, the growth of recrystallized grains becomes remarkable, the average recrystallized grain size exceeds 15 ⁇ m, and the formability and the rough skin property deteriorate.
  • the heating rate and cooling rate during the continuous annealing treatment are preferably 100 ° C./min or higher for the heating rate.
  • the rate of temperature increase during the continuous annealing treatment is less than 100 ° C./min, a fine recrystallized structure cannot be obtained, and the formability and the rough skin property are lowered.
  • the temperature of the final annealing in the batch furnace is limited to 300 to 400 ° C.
  • the temperature is lower than 300 ° C., the energy required for recrystallization is insufficient, so that a fine recrystallized structure cannot be obtained.
  • the holding temperature exceeds 400 ° C., the growth of recrystallization becomes remarkable, the average grain size of the recrystallized grains exceeds 15 ⁇ m, and the moldability and the rough skin property deteriorate.
  • the holding time for the final annealing in the batch furnace is not particularly limited, but is preferably 1 to 8 hours. If it is less than 1 hour, the coil may not be heated uniformly. When holding time exceeds 8 hours, the average particle diameter of a recrystallized grain will exceed 15 micrometers, and a moldability and skin roughening property will fall.
  • these thin slabs and hot-rolled plates are cold-rolled with a cold-rolling roll finished to a predetermined surface roughness (Ra 0.6 ⁇ m, 1.0 ⁇ m) to form a plate having a thickness of 1 mm.
  • the plate was passed through CAL and continuously annealed at a holding temperature of 460 ° C. Further, in order to remove the thermal strain of the final annealed plate, the strain was corrected through a leveler, and then cut to obtain a test material.
  • Table 2 has shown the manufacturing conditions of the test material in each manufacturing process about an Example and a comparative example.
  • the recrystallized grain size (D) of the test material was measured by a cross cut method.
  • the test material was cut out, embedded and polished in a resin, anodized in an aqueous borofluoric acid solution, and an anodized film was applied to the surface of the cross section of the test material.
  • the average value (D) of the particle diameters obtained by dividing the total length (L) by (n-1) was taken as the average recrystallized particle diameter of the test material.
  • the surface roughness of the test material is measured according to JISB0601 using a surface roughness meter, the measurement direction is the direction perpendicular to the rolling direction, the measurement area is 4 mm, and the cutoff is 0.8 mm.
  • the average roughness Ra was set.
  • the roll surface roughness was measured in accordance with JISB0601, using a surface roughness meter, similarly to the surface roughness of the test material, the measurement direction was the roll lateral direction, the measurement area was 4 mm, and the cut-off was 0.00.
  • the average roughness Ra was set to 8 mm.
  • the overhang height indicates the limit molding height at break using the following molds.
  • the skin roughness was evaluated in three stages (O: excellent, ⁇ : slightly inferior, x: inferior) by visually observing the surface state in the vicinity of the fractured portion of the test piece after the tensile test.
  • Table 3 shows the results of Examples and Comparative Examples measured as described above.
  • the yield strength is 145 MPa or less
  • the shape freezing property is excellent
  • fine recrystallized grains are used. It has excellent skin roughness, has a fine intermetallic compound, and the surface shows an appropriate surface roughness of 0.35, 0.41 ⁇ m, so the overhang height is 29 mm or more and excellent in moldability. Yes.
  • Comparative Example 1 has a high Mg content of 3.75%, the 0.2% proof stress is too high and the shape freezing property is reduced. Since Comparative Example 2 has a low Mg content of 2.5%, both the tensile strength and the elongation are insufficient.
  • Comparative Example 3 has an appropriate Mg content, but since the Mn content is as high as 0.2%, the 0.2% proof stress is too high and the shape freezing property is reduced.
  • Comparative Example 4 has a high Mg content of 4.0% and a Mn content of 0.3%, so the 0.2% yield strength is too high and the shape freezing property is low.

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Abstract

　Ｍｇ：３．０～３．５ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０５～０．３ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０５～０．１５ｍａｓｓ％を含み、さらにＭｎ：０．１ｍａｓｓ％未満に規制し、残部実質的に不可避的不純物とＡｌからなる溶湯を、双ベルト式鋳造機により１／４厚みにおける冷却速度が２０～２００°C／ｓｅｃとなるよう厚さ５～１５ｍｍの薄スラブを鋳造してコイルに巻き取った後、ロール粗度Ｒａ：０．２～０．７μｍのロールにより冷延率５０～９８％の冷間圧延を施し、ＣＡＬにより保持温度４００～５２０°Cで連続的に、あるいはバッチ焼鈍炉により保持温度３００～４００°Cで最終焼鈍を施した後、レベラーで歪矯正することにより、安定化処理を施すことなく、プレス成形性、肌荒れ性及び形状凍結性に優れた自動車用アルミニウム合金板を製造する。

Description

自動車用アルミニウム合金板及びその製造方法
　本発明は、自動車用アルミニウム合金板及びその製造方法に係り、特に自動車用ボディシートなどの成形用に好適なアルミニウム合金板及びその製造方法に関する。
　従来、例えば自動車用の外板には、主として冷延鋼板が用いられている。しかし、最近になって自動車車体の軽量化に伴い、Ａｌ－Ｍｇ系、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系等のアルミニウム合金板の使用が検討されている。特にＡｌ－Ｍｇ系合金板は、強度、成形性及び耐食性が優れることから、自動車用ボディシートとして提案されている。
　これらアルミニウム合金板の製造方法として、従来、ＤＣ鋳造によってスラブを鋳造し、スラブの両面を面削後、ソーキング炉によって均質化処理を施し、熱間圧延、冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延、最終焼鈍を施し、所定の板厚に仕上げる方法が採用されている（特許文献１参照）。
　これに対して、ベルト式鋳造機によって連続的に薄スラブを鋳造、これを直接コイルに巻き取って、冷間圧延、最終焼鈍を施し、所定の板厚に仕上げる方法が提唱されている。例えば、Ｍｇ：３．３～３．５ｗｔ％、Ｍｎ：０．１～０．２ｗｔ％を含み、さらにＦｅ：０．３ｗｔ％以下、Ｓｉ：０．１５ｗｔ％以下のいずれか１種又は２種以上を含み、残部通常の不純物とＡｌからなる溶湯を調整する。そして、この溶湯を、双ベルト式鋳造機により１／４厚みにおける冷却速度が４０～９０℃／ｓｅｃとなるよう厚さ５～１０ｍｍの薄スラブを速度５～１５ｍ／ｍｉｎで鋳造してロールに巻き取る。このロールに巻き取った薄スラブをロール表面粗度Ｒａ０．２～０．７μｍのロールにより冷間圧延し、焼鈍を施すことにより、プレス成形性及び耐応力腐食割れ性に優れたことを特徴とする自動車用アルミニウム合金板の製造方法が開示されている（特許文献２）。
　しかし、この方法では、再結晶粒微細化を目的として、溶湯の化学組成として、Ｍｎ０．１～０．２ｗｔ％が含有されており、凝固冷却速度が比較的速いため、Ａｌ－（Ｆｅ・Ｍｎ）－Ｓｉなどの金属間化合物のサイズが小さくなって成形性に優れている反面、マトリックス中のＭｎの固溶量が高くなりすぎるため、耐力が高く成形後のスプリングバックが大きくなるという問題がある。
　この問題を解決するため、例えば、Ｍｇ：３～６％を含有するアルミニウム合金の連続鋳造圧延板を焼鈍処理した後、歪矯正を施し、２４０乃至３４０℃の入る所定の温度で１時間以上行い、その後徐冷するといういわゆる安定化処理も提唱されている（特許文献３）。
特許第３１５５６７８号 ＷＯ ２００６／０１１２４２ 特開平１１－８０９１３
　上記の課題を解決するために、本願発明では、Ｍｇ：３．０～３．５ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０５～０．３ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０５～０．１５ｍａｓｓ％を含み、さらにＭｎ：０．１ｍａｓｓ％未満に規制し、残部実質的に不可避的不純物とＡｌからなる溶湯を、双ベルト式鋳造機により１／４厚みにおける冷却速度が２０～２００℃／ｓｅｃとなるよう厚さ５～１５ｍｍの薄スラブを鋳造してコイルに巻き取った後、ロール粗度Ｒａ：０．２～０．７μｍのロールにより冷延率５０％～９８％の冷間圧延を施し、ＣＡＬにより保持温度４００～５２０℃で連続的に最終焼鈍を施した後、レベラーで歪矯正することを特徴とするプレス成形性、肌荒れ性及び形状凍結性に優れた自動車用アルミニウム合金板の製造方法を採用した。また、上記最終焼鈍は、バッチ焼鈍炉により保持温度３００～４００℃で施してもよい。
　このような製造方法を採用することにより、Ｍｇ：３．０～３．５ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０５～０．３ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０５～０．１５ｍａｓｓ％を含み、さらにＭｎ：０．１ｍａｓｓ％未満に規制し、残部実質的に不可避的不純物とＡｌからなり、板厚１／４厚さの領域における金属間化合物の円相当径の最大径が５μｍ以下、平均再結晶粒径が１５μｍ以下であり、かつ表面粗度がＲａ０．２～０．６μｍで、耐力１４５ＭＰａ以下、引張強さ２２５ＭＰａ以上であることを特徴とするプレス成形性、肌荒れ性及び形状凍結性に優れた自動車用アルミニウム合金板を提供することが可能となった。
　本発明によれば、連続鋳造圧延板に安定化処理を施すことなく、成形性及び形状凍結性に優れたＡｌ－Ｍｇ系合金板を製造することができる。
　本発明において合金の化学組成を限定した理由を説明する。本明細書中で化学組成を表す「％」は特に断らない限り「質量％」の意味である。
　〔Ｍｇ：３．０～３．５％〕
Ｍｇは固溶強化によって強度を高める元素であり、３．０％未満であるとこの効果を発現することができず、引張り強度が低下する。Ｍｇ含有量が３．５％を超えると耐力が高くなりすぎて形状凍結性が低下する。
　〔Ｆｅ：０．０５～０．３％〕
Ｆｅは鋳造時にＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系などの金属間化合物の微細粒子として晶出し、冷間圧延後の焼鈍の際に再結晶の核生成サイトとして機能する。したがって、これら金属間化合物の粒子個数が多いほど生成する再結晶核が多くなり、その結果、多数の微細な再結晶粒が形成される。また、金属間化合物の微細粒子は、生成した再結晶粒の粒界をピン止めして結晶粒の合体による成長を抑制し、微細な再結晶粒を安定に維持する。この効果を発現するにはＦｅ含有量を０．０５％以上とする必要がある。ただし、Ｆｅ含有量が０．３％を超えると晶出する金属間化合物が粗大化する傾向が強くなり、成形時にこの金属間化合物を起点としてボイドを形成し成形性が劣る。したがって、Ｆｅ含有量は０．０５～０．３％に限定する。好ましい範囲は０．０５～０．２５％である。
　〔Ｓｉ：０．０５～０．１５％〕
Ｓｉは鋳造時にＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系などの金属間化合物の微細粒子として晶出し、冷間圧延後の焼鈍の際に再結晶の核生成サイトとして機能する。したがって、これら金属間化合物の粒子個数が多いほど生成する再結晶核が多くなり、その結果、多数の微細な再結晶粒が形成される。また、金属間化合物の微細粒子は、生成した再結晶粒の粒界をピン止めして結晶粒の合体による成長を抑制し、微細な再結晶粒を安定に維持する。この効果を発現するにはＳｉ含有量を０．０５％以上とする必要がある。ただし、Ｓｉ含有量が０．１５％を超えると晶出する金属間化合物が粗大化する傾向が強くなり、成形時にこの金属間化合物を起点としてボイドを形成し成形性が劣る。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５～０．１５％に限定する。好ましい範囲は０．０５～０．１％である。
　〔Ｍｎ：０．１％未満〕　
Ｍｎ含有量が０．１％以上の場合、鋳造時の凝固冷却速度が高いため、マトリックス中のＭｎ固溶量が大きくなり、最終板における耐力が高くなりすぎて形状凍結性が低下する。更に上限を制限して０．０８％未満とすることが好ましく、０．０６％未満とすることがより好ましい。
　〔任意成分のＴｉ：０．００１～０．１％〕
本発明においては、鋳造塊の結晶粒を微細化するためにＴｉを０．００１～０．１％の範囲で含有することが好ましい。この効果を発現するにはＴｉ含有量を０．００１％以上とする必要がある。ただし、Ｔｉ含有量が０．１％を超えるとＴｉＡｌ３等の粗大な金属間化合物が生成し、成形時にボイドを形成し成形性が低下する。Ｔｉ含有量のさらに好ましい範囲は、０．００１～０．０５％である。ＴｉはＡｌ－１０％Ｔｉなどの母合金で添加してもよいし、Ａｌ－５％Ｔｉ－１％Ｂ、Ａｌ－１０％Ｔｉ－１％Ｂなどの結晶粒微細化剤（ロッドハードナー）として添加してもよい。
　〔任意成分としてのＢ：０．０００５～０．０１％〕
本発明においては、鋳造塊の結晶粒を微細化するためにＢを０．０００５～０．０１％の範囲で含有することが好ましい。Ｂの効果はＴｉと共存することで、溶湯中にαＡｌ結晶粒生成の起点となる核（ＴｉＢｘ）を生成させることである。Ｂ含有量のさらに好ましい範囲は、０．０００５～０．００５％の範囲である。ＢはＡｌ－５％Ｂなどの母合金で添加してもよいし、Ａｌ－５％Ｔｉ－１％Ｂ、Ａｌ－１０％Ｔｉ－１％Ｂなどの結晶粒微細化剤（ロッドハードナー）として添加してもよい。
　本発明によるアルミニウム合金板の製造法については以下に説明する方法に限定されるものではないが、鋳造条件、最終焼鈍条件があり、これらの意義及び限定理由を以下に説明する。
　〔薄スラブの鋳造条件〕
双ベルト鋳造法とは、上下に対峙し水冷されている回転ベルト間に溶湯を注湯してベルト面からの冷却で溶湯を凝固させてスラブとし、ベルトの反注湯側より該スラブを連続して引き出してコイル状に巻き取る連続鋳造方法である。
　本発明においては、鋳造するスラブの厚さは５～１５ｍｍが好ましい。薄スラブ厚さが５ｍｍ未満であると、単位時間当たりに鋳造機を通過するアルミニウム量が小さくなりすぎて、鋳造が困難になる。逆に厚さが１５ｍｍを超えると、ロールによる巻取りができなくなるため、スラブ厚さの範囲を５～１５ｍｍに限定する。この厚さであるとスラブ鋳造時の１／４厚みにおける凝固冷却速度が２０～２００℃／ｓｅｃとなり、金属間化合物の円相当径の最大径を５μｍ以下に制御することが可能である。
　〔冷間圧延ロール表面粗度Ｒａ０．２～０．７μｍ〕
さらに冷間圧延ロール表面の粗度をＲａ０．２～０．７μｍと限定した理由は、最終焼鈍板の面粗度を調整するためである。冷間圧延工程によってロール表面の形状が圧延板表面に転写されるため、最終焼鈍板の表面粗度は、Ｒａ０．２～０．６μｍとなる。最終焼鈍板の面粗度が、Ｒａ０．２～０．６μｍの範囲内であれば、最終板の表面形状が成形時に使用する低粘性潤滑油を均一に保持するミクロプールの役目を果たし、プレス成形性に優れた板となる。なお、冷間圧延ロール表面の粗度はＲａ０．３～０．７μｍであることが好ましく、この場合、最終焼鈍板の面粗度はＲａ０．３～０．６μｍである。冷間圧延ロール表面の粗度はＲａ０．４～０．７μｍであることが更に好ましく、この場合、最終焼鈍板の面粗度はＲａ０．４～０．６μｍである。
　〔金属間化合物の円相当径の最大径５μｍ以下〕
本発明によるアルミニウム合金板の厚み１／４の領域における金属組織中の金属間化合物については、円相当径の最大径５μｍ以下に限定する。このように非常に微細な金属間化合物がマトリックス中に分散されることにより、アルミニウム板成形中の転位の動きが抑制され、Ｍｇによる固溶強化により引張り強さが高くなるとともに、成形性に優れた板となる。
　〔平均再結晶粒径１５μｍ以下〕
最終焼鈍板の板厚１／４厚さの領域における平均再結晶粒径は、１５μｍ以下に限定する。これを超えると、材料変形時に結晶粒界に生じる段差が大きくなりすぎて、変形後のオレンジピールが顕著となり、肌荒れ性が低下する。
　〔冷延率５０％～９８％の限定理由〕
冷間圧延時における圧下率は５０％～９８％であることが好ましく、圧延による塑性加工により発生する転位はこれら微細な晶出物の周囲に蓄積されることにより、最終焼鈍時の微細な再結晶組織を得るために必要となる。冷間圧延時における圧下率が５０％未満である場合、転位の蓄積が十分ではなく微細な再結晶組織が得られない。冷間圧延時における圧下率が９８％を超えると圧延時の耳割れが顕著になり歩留まりが低下する。さらに好ましい冷延率は５５％～９６％の範囲である。
　〔連続焼鈍炉による最終焼鈍条件〕
連続焼鈍炉による最終焼鈍の温度は４００～５２０℃に限定する。４００℃未満の場合、再結晶に必要なエネルギーが不足するため、微細な再結晶組織を得ることができない。保持温度が５２０℃を超えると、再結晶粒の成長が顕著となり、平均再結晶粒径が１５μｍを超えてしまい、成形性及び肌荒れ性が低下する。
　連続焼鈍の保持時間は５ｍｉｎ以内とすることが好ましい。連続焼鈍の保持時間が５ｍｉｎを超えると、再結晶粒の成長が顕著となり、平均再結晶粒径が１５μｍを超えてしまい、成形性及び肌荒れ性が低下する。
　連続焼鈍処理時の昇温速度及び冷却速度は、昇温速度については１００℃／ｍｉｎ以上とすることが好ましい。連続焼鈍処理時の昇温速度が１００℃／ｍｉｎ未満の場合、微細な再結晶組織が得られず、成形性及び肌荒れ性が低下する。
　〔バッチ炉による最終焼鈍条件〕
バッチ炉による最終焼鈍の温度は３００～４００℃に限定する。３００℃未満の場合、再結晶に必要なエネルギーが不足するため、微細な再結晶組織を得ることができない。保持温度が４００℃を超えると、再結晶の成長が顕著となり、再結晶粒の平均粒径が１５μｍを超えてしまい、成形性及び肌荒れ性が低下する。
　バッチ炉による最終焼鈍の保持時間は特に限定はしないが、１～８時間が好ましい。１時間未満では、コイルが均一に昇温されない可能性がある。保持時間が８時間を超えると、再結晶粒の平均粒径が１５μｍを超えてしまい、成形性及び肌荒れ性が低下する。
　〔レベラーによる歪矯正〕
最終焼鈍後は、板が熱歪によって変形しているため、コイル又は板の状態でレベラーロールでの繰り返し曲げ等の矯正加工が施され、形状が矯正され平坦度が回復する。この歪矯正によって、所定の引張り強さ、耐力を得ることが可能となり、成形性、肌荒れ性及び形状凍結性に優れたアルミニウム合金板とすることができる。
　以下、発明にかかる実施例について比較例と対比して説明する。表１に示す化学組成（合金Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｉ）の溶湯を脱ガス鎮静後、双ベルト鋳造機により１０ｍｍ厚さの薄スラブを連続的に鋳造して直接コイルに巻き取った。同様に表１に示す化学組成（合金Ｇ）の溶湯を脱ガス鎮静後、ＤＣ鋳造法により、（幅）１０００ｍｍ×（厚さ）５００ｍｍ×（長さ）４０００ｍｍのスラブを鋳造して、両面を面削後、ソーキング炉にて４５０℃×８時間の均質化処理を施し、熱間圧延を行って、６ｍｍ厚さの熱間圧延板としてコイルに巻き取った。同様に表１に示す化学組成（合金Ｈ）の溶湯を脱ガス鎮静後、双ロール鋳造機により６ｍｍ厚さの薄スラブを連続的に鋳造して直接コイルに巻き取った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　次にこれら薄スラブ、熱間圧延板を所定の表面粗さ（Ｒａ０．６μｍ、１．０μｍ）に仕上げた冷間圧延ロールで冷間圧延して厚さ１ｍｍの板を形成し、次いでこれらの板をＣＡＬに通して保持温度４６０℃で連続焼鈍処理した。さらにこの最終焼鈍板の熱歪を除去するため、レベラーに通して歪矯正を行った後、切断して試験材を得た。なお、表２は、実施例、比較例について各製造工程における試験材の製造条件を示している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　次に、この試験材の再結晶粒径、金属間化合物の円相当径の最大径、表面粗度、０．２％耐力（０．２％ＹＳ）、引張り強度（ＵＴＳ）、伸び（ＥＬ）、張出し高さについて測定を行った。
　試験材の再結晶粒径（Ｄ）は、クロスカット法で測定した。試験材を切り出して樹脂に埋め込み研磨して、ホウフッ酸水溶液中でアルマイト処理を行って試験材断面の表面に陽極酸化皮膜を施した。偏光顕微鏡を用いて試験材断面の結晶粒写真（２００倍）を撮影し、縦横方向に３本ずつ線を引いて、その線とクロスする結晶粒界の数（ｎ）をカウントし、線の全長（Ｌ）を（ｎ－１）で割ることにより求めた粒径の平均値（Ｄ）を試験材の平均再結晶粒径とした。また、金属間化合物の円相当径の最大径は、画像解析装置（商品名：ルーゼックス）を用いて測定した。
Ｄ＝Ｌ／（ｎ－１）
　試験材の表面粗度は、表面粗さ計を用いて、ＪＩＳＢ０６０１に準じて測定し、測定方向は圧延方向に対して垂直方向とし、測定領域を４ｍｍ、カットオフを０．８ｍｍとしたときの平均粗さＲａとした。なお、ロール表面粗さは、試験材の表面粗度と同様、表面粗さ計を用いて、ＪＩＳＢ０６０１に準じて測定し、測定方向はロール横方向とし、測定領域を４ｍｍ、カットオフを０．８ｍｍとしたときの平均粗さＲａとした。
　張出し高さは、以下の金型を用い、破断時の限界成形高さを示している。
（ポンチ：１００ｍｍφ、肩Ｒ：５０ｍｍ、ダイ：１０５ｍｍφ、肩Ｒ：４ｍｍ）
　肌荒れ性は、引張試験後の試験片破断箇所付近の表面状態を目視で観察することにより、３段階評価（○：優れる、△：やや劣る、×：劣る）した。
　以上により測定した実施例、比較例の結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　実施例１、２は、適度なＭｇ含有量であり、Ｍｎ含有量も０．１％未満に抑えられているため、耐力が１４５ＭＰａ以下であって形状凍結性に優れ、微細な再結晶粒を有しており肌荒れ性に優れ、しかも微細な金属間化合物を有し、表面が適度な表面粗さ０．３５、０．４１μｍを示すことから張出し高さが２９ｍｍ以上であり成形性に優れている。
　これに対し、比較例１は、Ｍｇ含有量３．７５％と高いため、０．２％耐力が高くなりすぎて形状凍結性が低下している。比較例２は、Ｍｇ含有量２．５％と低いため、引張強さ、伸びがいずれも不足している。
　比較例３は、適度なＭｇ含有量であるが、Ｍｎ含有量０．２％と高いため、０．２％耐力が高くなりすぎて形状凍結性が低下している。
　比較例４は、Ｍｇ含有量４．０％、Ｍｎ含有量０．３％と共に高いため、０．２％耐力が高くなりすぎて形状凍結性が低下している。
　比較例５は、ＤＣ鋳造法によるスラブ鋳造時の凝固冷却速度が低いため、金属間化合物の最大径が大きくなりすぎ、再結晶粒径も大きくなりすぎて、引張り強さが低下し、肌荒れ性及び張出し性が低下している。
　比較例６は、双ロール法による鋳造圧延板の凝固冷却速度が高いため、最終焼鈍時に再結晶粒の核となる金属間化合物の数、再結晶粒の粒界の動きを妨げるいわゆるピン止め効果を有する金属間化合物の数が不足するため、再結晶粒径が大きくなりすぎて、引張り強度、伸びが不足しており、肌荒れ性及び張出し性が低下している。
　比較例７は、冷間圧延ロールの表面粗さがＲａ１．０μｍであり、試験材の表面粗さがＲａ０．８μｍであるため、張出し高さ２８ｍｍであり成形性が低下している。

Claims (5)

  1. 　Ｍｇ：３．０～３．５ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０５～０．３ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０５～０．１５ｍａｓｓ％を含み、さらにＭｎ：０．１ｍａｓｓ％未満に規制し、残部実質的に不可避的不純物とＡｌからなり、板厚１／４厚さの領域における金属間化合物の円相当径の最大径が５μｍ以下、平均再結晶粒径が１５μｍ以下であり、かつ表面粗度がＲａ０．２～０．６μｍで、耐力１４５ＭＰａ以下、引張強さ２２５ＭＰａ以上であることを特徴とするプレス成形性、肌荒れ性及び形状凍結性に優れた自動車用アルミニウム合金板。
  2. 　張出し成形高さ２９ｍｍ以上であることを特徴とする請求項１に記載のプレス成形性、肌荒れ性及び形状凍結性に優れた自動車用アルミニウム合金板。
  3. 　さらにＴｉ：０．００１～０．１％を含むことを特徴とする請求項１又は請求項２に記載のプレス成形性、肌荒れ性及び形状凍結性に優れた自動車用アルミニウム合金板。
  4. 　Ｍｇ：３．０～３．５ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０５～０．３ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０５～０．１５ｍａｓｓ％を含み、さらにＭｎ：０．１ｍａｓｓ％未満に規制し、残部実質的に不可避的不純物とＡｌからなる溶湯を、双ベルト式鋳造機により１／４厚みにおける冷却速度が２０～２００℃／ｓｅｃとなるよう厚さ５～１５ｍｍの薄スラブを鋳造してコイルに巻き取った後、ロール表面粗度Ｒａ：０．２～０．７μｍのロールにより冷延率５０～９８％の冷間圧延を施し、ＣＡＬにより保持温度４００～５２０℃で連続的に最終焼鈍を施した後、レベラーで歪矯正することを特徴とするプレス成形性、肌荒れ性及び形状凍結性に優れた自動車用アルミニウム合金板の製造方法。
  5. 　上記最終焼鈍をバッチ焼鈍炉により保持温度３００～４００℃で施すことを特徴とする請求項４に記載のプレス成形性、肌荒れ性及び形状凍結性に優れた自動車用アルミニウム合金板の製造方法。
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