JP6778615B2

JP6778615B2 - 超塑性成形用アルミニウム合金板及びその製造方法

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Publication number: JP6778615B2
Application number: JP2016552836A
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Inventors: 工藤智行; 新里喜文; 蔵本遼
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Filing date: 2015-10-08
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Description

本発明は高温での延性に優れ、かつ超塑性成形後に優れた表面性状を有し、更に耐食性に優れた超塑性成形用アルミニウム合金板及びその製造方法に関する。

結晶粒が微細なアルミニウム合金は、３００〜５００℃の高温で、かつ低歪み速度で変形させると超塑性現象を発現し、１５０％以上の大きな延性が得られることが知られている。一般的に、超塑性変形は結晶粒が微細であるほど発生し易く、かつ大きな延性を示す。超塑性変形を利用した代表的な成形方法の一つに、ブロー成形が挙げられる。ブロー成形とは、被成形部材を加熱された金型で挟持して加熱した後に、高圧ガスで加圧して被成形部材を金型形状に成形する成型方法であり、冷間プレス成形では困難な複雑部品の一体成形を可能とする。

ところで、Ａｌ−Ｍｇ系（５０００系）アルミニウム合金は耐食性や溶接性に優れ、また時効硬化熱処理を行わなくても中程度の強度を有することから、一般構造部材として広く用いられており、超塑性成形特性に優れたＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金もいくつか提案されている（例えば特許文献１〜３）。これらは結晶粒の微細化に有効な微細Ｍｎ系金属間化合物及び析出物の分布を制御し、材料全体の結晶粒を微細化して高温での延性の向上を図ったものである。

一方、従来のＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板を用いて超塑性成形を行うと、成形品に圧延方向に沿った凹凸が発生することがある。この凹凸は外観の要求性能が高い部品においては問題となり、使用できないこともある。また、後処理によって凹凸を目立たなくする場合には、工程を追加する必要があることからコスト増に繋がる。

特許文献１〜３においては、比較的大きな金属間化合物を抑制し、微細な金属間化合物又は析出物を制御して結晶粒の微細化を追及するに留まり、上記成形後の表面性状の問題には言及されていない。このように、従来技術では上記成形後の表面性状の問題までは解消できていなかった。

特開平４−２１８６３５号公報特開２００７−１８６７４７号公報特開２００５−３０７３００号公報

本発明は従来の超塑性成形用アルミニウム合金材の上記問題を解消し、高温での延性に優れ、なおかつ超塑性成形後に優れた表面性状を有し、更に耐食性に優れた超塑性成形用アルミニウム合金板及びその製造方法を提供することを目的とする。

上記課題に対し、本発明者はブロー成形などの超塑性成形に供する前の冷間圧延板における集合組織と、超塑性成形性及び表面性状との関係を鋭意検討した。その結果、冷間圧延板の板断面中心を通るＲＤ−ＴＤ面に存在する比較的大きな金属間化合物が再結晶後の集合組織に変化をもたらし、超塑性成形後の表面性状を改善することを見出した。加えて、前記冷間圧延板の断面中心を通るＲＤ−ＴＤ面において、周囲より歪みの少ない回復領域を少なくすることで、成形後の表面性状を更に改善できることを見出した。本発明者はこれらの知見から再結晶前の冷間圧延板において、断面中心を通るＲＤ−ＴＤ面上に存在する比較的大きな金属間化合物の分布及び歪み分布を制御することで、成形後の表面性状及び超塑性成形性を両立可能な超塑性成形用アルミニウム冷間圧延板が得られることを見出し、更に、これらの特徴を達成するための製造方法を見出して本発明を完成するに至った。ここで、ＲＤ−ＴＤ面とは、圧延方向（ＲＤ）と、圧延面に沿った圧延直角方向（ＴＤ）とによって形成される面をいう。

すなわち、本発明は請求項１において、Ｍｇ：２．０〜６．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．５〜１．８ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．４０ｍａｓｓ％以下を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなり、当該不可避的不純物において、Ｆｅ：０．２０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．２０ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：０．０５ｍａｓｓ％以下及びＺｎ：０．０５ｍａｓｓ％以下に規制されたアルミニウム合金からなり、０．２％耐力が３４０ＭＰａ以上であり、板断面中心を通るＲＤ−ＴＤ面において、５〜１５μｍの円相当径を有する金属間化合物の密度が５０〜４００個／ｍｍ^２であることを特徴とする超塑性成形用アルミニウム合金板とした。

本発明は請求項２では請求項１において、前記板断面中心を通るＲＤ−ＴＤ面において、ＫｅｒｎｅｌＡｖｅｒａｇｅＭｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎが１５°以下の頻度が０．３４以下であるものとした。

本発明は請求項３では請求項１又は２において、ブロー成形用途に用いられるアルミニウム合金板とした。

本発明は請求項４において、請求項１〜３のいずれか一項に記載の超塑性成形用アルミニウム合金板の製造方法であって、前記アルミニウム合金の溶湯を鋳造する鋳造工程であって、鋳塊厚さをｔ（ｍｍ）、単位時間及び鋳塊単位長さ当たりの冷却水量をＬ（リットル／分・ｍｍ）としたときに、１０００≦ｔ／Ｌ≦４０００とした鋳造工程と、得られた鋳塊を４００〜５６０℃で０．５時間以上熱処理する均質化処理工程と、均質化処理した鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延板を最終冷間圧延率５０％以上で冷間圧延する冷間圧延工程とを含むことを特徴とする超塑性成形用アルミニウム合金板の製造方法とした。更に、本発明は請求項５では請求項４において、前記熱間圧延工程の最終１パスにおいて２５０〜３５０℃の温度で圧延率を３０％以上とするものとした。

本発明は請求項６では請求項４又は５において、前記冷間圧延工程の前又は途中の工程、或いは、これらの両方の工程において、圧延板を３００〜４００℃で１〜４時間焼鈍処理する中間焼鈍工程を１回又は２回以上更に含むものとした。

本発明により、ブロー成形などの超塑性成形性に優れ、かつ成形後の表面性状に優れ、更に耐食性に優れたる超塑性成形用アルミニウム合金板が提供可能となる。

本発明に係る超塑性成形用アルミニウム合金板は、所定の合金組成を有し、所定の耐力と金属間化合物密度を備える。なお、超塑性成形用としては、ブロー成形用、熱間プレス用などが適用可能であるが、本発明は金型と非接触の面の表面性状が課題となるブロー成形に適用すると効果が大きい。以下、本発明について詳細に説明する。

１．金属集合組織
まず、高温延性を得るためにブロー成形などの超塑性成形時の結晶粒を微細化するには、冷間圧延により大きな歪みを導入することが不可欠である。大きな歪みを導入することにより強変形帯が形成され、ブロー成形時の加熱によって生成する再結晶粒の核生成サイトとなる。冷間圧延時に導入された歪み量は冷間圧延板の０．２％耐力で推し量ることが可能である。十分な超塑性特性を得るためには、０．２％耐力が３４０ＭＰａ以上であることが必要であり、３８０ＭＰａ以上とするのが好ましい。なお、０．２％耐力の上限値は特に限定されるものではないが、本発明では４６０ＭＰａとするのが好ましい。ここで、材料に歪みを蓄積し、０．２％耐力を増加させるためには冷間圧延率を増加させることが有効となる。

次に、ブロー成形後に発生する表面品質の悪化を抑制するためには、熱間圧延で形成された集合組織を分解することが重要となる。特に、アルミニウム合金の冷間圧延板の断面中心の集合組織が表面品質に大きく影響する。ところで、材料内部に形成され５〜１５μｍの円相当径を有する比較的大きな金属間化合物は、熱間圧延組織とは異方位の再結晶の核生成サイトとなる傾向があり、熱間圧延組織の分解に有効である。すなわち、材料全体に大きな歪みを蓄積すると共に、アルミニウム合金の冷間圧延板の断面中心において、具体的には板断面中心（板厚中心）を通るＲＤ−ＴＤ面において、５〜１５μｍの円相当径（円相当直径）を有する金属間化合物を多く形成させることが表面品質悪化の抑制に有効となる。なお、５μｍ未満の金属間化合物は、熱間圧延組織と異方位の再結晶の核生成サイトとなる傾向が小さいので除外し、１５μｍを超える金属間化合物は、成形中に発生する空洞欠陥の起点となり、成形性を劣化させるので同じく除外した。前記金属間化合物は主としてＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物である。

板断面中心を通るＲＤ−ＴＤ面において５〜１５μｍの円相当径を有する金属間化合物の密度が５０個／ｍｍ^２未満であると表面品質向上に大きな効果が得られない。一方、その密度が４００個／ｍｍ^２以上を超えると、金属間化合物がキャビテーションの起点となり成形性の低下を招く。そのため、本発明では板断面中心を通るＲＤ−ＴＤ面において、５〜１５μｍの円相当径を有する金属間化合物の密度を５０〜４００個／ｍｍ^２と規定した。この密度は、好ましくは２００〜４００個／ｍｍ^２である。なお、金属間化合物の密度は光学顕微鏡に取り付けた画像解析装置により測定する。

また、前記板断面中心のＲＤ‐ＴＤ面において超塑性成形後の結晶粒径を１０μｍ以下とすることで高温延性を向上させることができる。結晶粒径の測定は試料の板断面中心のＲＤ−ＴＤ面を切り出し、走査電子顕微鏡に取り付けた結晶方位解析装置を用いて測定する。測定ステップは１μｍとし、隣接する方位との角度差が１５°以上である場合、その隣接方位同士の境界線を結晶粒界とみなした。なお、この結晶粒径は、好ましくは７μｍ以下である。

また、前記板断面中心を通るＲＤ−ＴＤ面において、周囲より歪み量の小さい領域(回復領域)を少なくすることで表面品質を更に向上させることができる。材料に導入された歪み分布は、ＥＢＳＰ（ＥｌｅｃｔｒｏｎＢａｃｋｓｃａｔｔｅｒＤｉｆｆｒａｃｔｉｏｎＰａｔｔｅｒｎ）によって測定されたＫｅｒｎｅｌＡｖｅｒａｇｅＭｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ(以下、「ＫＡＭ」と記す)の頻度分布で推し量ることが可能である。ＫＡＭは、局所的な粒界の傾角を与える。ＫＡＭが１５°より大きい粒界が高密度に分布している領域は歪みが多く導入されていることを示し、一方で、ＫＡＭが１５°以下の粒界が高密度に分布している領域は回復が進み、歪みの導入が少ない領域であることを示す。そこで、成形後の表面品質を更に向上させるには、板断面中心を通るＲＤ−ＴＤ面において、ＫＡＭが１５°以下の頻度を０．３４以下とすることが好ましく、０．２５以下とするのが更に好ましい。なお、この頻度の下限値は特に限定されるものではないが、０とするのが最も好ましい。ここで、ＫＡＭは、試料の断面中心を通るＲＤ−ＴＤ面を切り出し、走査電子顕微鏡に取り付けた結晶方位解析装置を用いて測定する。ここで、本発明において、ＫＡＭが１５°以下の頻度とは、ＫＡＭの頻度分布の内、０°〜１５°のＫＡＭ値の頻度の総和と定義する。測定ステップは１μｍとする。

２．アルミニウム合金の成分組成
次に、本発明の超塑性成形用アルミニウム合金板の成分組成とその限定理由を以下に示す。

２−１．Ｍｇ：２．０〜６．０ｍａｓｓ％
冷間圧延後の歪みの蓄積を促し、また、高温中の再結晶粒界を安定化するため結晶粒の微細化に有効である。ここで、Ｍｇ含有量が２．０ｍａｓｓ％（以下、単に「％」と記す）未満では結晶粒の微細化が困難であり、６．０％を超えると熱間圧延性と冷間圧延性が低下して製造性に劣る。従って、Ｍｇ含有量は２．０〜６．０％に規定する。Ｍｇの好ましい含有量は、４．０〜５．０％である。

２−２．Ｍｎ：０．５〜１．８％
Ｍｎを添加すると、Ａｌ−Ｍｎ系の比較的大きな金属間化合物と、微細な析出物が生成される。５〜１５μｍの円相当径を有するＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物は再結晶粒の核生成サイトとなり、Ａｌ−Ｍｎ系微細析出物は再結晶粒の成長を抑制する働きを有する。従って、Ｍｎを添加することは、表面品質の向上及び再結晶粒の微細化に有効である。ここで、Ｍｎ含有量が０．５％未満では結晶粒微細化の効果が十分でなく、また、５〜１５μｍの円相当径を有するＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物を高密度に分散させることができない。一方、Ｍｎ含有量が１．８％を超えると非常に粗大な、例えば円相当径が２０μｍを超えるようなＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物が生成し、成形性を著しく劣化させる。従って、Ｍｎ量は０．５〜１．８％に規定する。Ｍｎの好ましい含有量は、０．７〜１．５％である。

２−３．Ｃｒ：０．４０％以下
Ｃｒを添加すると、Ａｌ−Ｃｒ系の比較的大きな金属間化合物と、微細な析出物を生成する。５〜１５μｍの円相当径を有するＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物は再結晶粒の核生成サイトとなり、Ａｌ−Ｃｒ系微細析出物は再結晶粒の成長を抑制する働きを有する。従って、Ｍｎと同様にＣｒを添加することは、表面品質の向上及び再結晶粒の微細化に有効である。ここで、Ｃｒ含有量が０．４％を超えると非常に粗大な、例えば円相当径が２０μｍを超えるようなＡｌ−Ｃｒ金属間化合物が生成し、成形性を著しく劣化させる。そのため、Ｃｒ含有量は０．４％以下、好ましくは０．１％以下に規制する。なお、Ｃｒ含有量は０％であってもよい。

２−４．Ｆｅ：０．２０％以下
一般的なアルミニウム合金には、不可避的不純物としてＦｅ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｔｉが含有される可能性がある。Ｆｅ含有量が多いと粗大な（例えば円相当径が２０μｍを超えるような）Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系金属間化合物が形成され易く、これがキャビテーションの起点となるため成形性を低下させる原因となる。そのため、Ｆｅ含有量は０．２０％以下、好ましくは０．１０％以下に規制する。なお、Ｆｅ含有量は０％であってもよい。

２−５．Ｓｉ：０．２０％以下
また、Ｓｉ含有量が多いと粗大な（例えば円相当径が２０μｍを超えるような）Ｍｇ_２Ｓｉ系金属間化合物が形成され易く、これがキャビテーションの起点となるため成形性を低下させる原因となる。そのため、Ｓｉ含有量は０．２０％以下、好ましくは０．１０％以下に規制する。なお、Ｓｉ含有量は０％であってもよい。

２−６．Ｃｕ：０．０５％以下
また、Ｃｕを含有することで強度を向上させることが可能なため、これを含有していてもよい。しかしながら、Ｃｕの含有によって耐食性が損なわれる。そのため、Ｃｕ含有量を０．０５％以下に規制する。なお、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。

２−７．Ｚｎ：０．０５％以下
更に、Ｚｎを含有することで強度を増加することが可能なため、これを含有していてもよい。しかしながら、Ｚｎの含有によって耐食性が損なわれる。そのため、Ｚｎ含有量を０．０５％以下に規制する。なお、Ｚｎ含有量は０％であってもよい。

２−８．Ｔｉ：０．１０％以下
更に、Ｔｉを含有することで鋳塊組織を微細化することが可能なため、これを含有していてもよい。しかしながら、Ｔｉの含有によって粗大な金属間化合物の生成に繋がり、成形性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量を０．１０％以下に規制するのが好ましい。なお、Ｔｉ含有量は０％であってもよい。

２−９．その他の不可避的不純物
その他の不可避的不純物として、Ｚｒ、Ｂ、Ｂｅなどを各々０．０５％以下、全体で０．１５％以下含んでいてもよい。

３．製造方法
次に、本発明の超塑性成形用アルミニウム合金板の製造方法について説明する。

３−１．鋳造工程
まず、上記合金成分の合金溶湯を溶製し、これを鋳造する。鋳造工程での鋳造方法としては、半連続鋳造法(ＤＣ鋳造)が好ましい。ＤＣ鋳造においては、スラブ（鋳塊）厚さ及び冷却水量によりスラブ断面中心の冷却速度を制御可能なので、最終板の断面中心における５〜１５μｍの金属間化合物の密度を制御できる。本発明においては、製造する鋳塊厚さをｔ（ｍｍ）、単位時間、ならびに、鋳塊厚さの単位長さ（鋳塊単位長さ）当たりの冷却水量をＬ（リットル／分・ｍｍ）としたときに、ｔ／Ｌで表される冷却速度の指標を１０００≦ｔ／Ｌ≦４０００、好ましくは３０００≦ｔ／Ｌ≦４０００とする。ｔ／Ｌ＜１０００の場合には、５〜１５μｍの円相当径を有する金属間化合物が形成され難く、成形後の表面性状の向上に有効でない。一方、ｔ／Ｌ＞４０００の場合には、５〜１５μｍの円相当径を有する金属間化合物がキャビテーションの起点となり、発生したキャビテーションが連結して成形性を低下させる。なおｔ／Ｌが大きいほど冷却速度が小さく、ｔ／Ｌが小さいほど冷却速度が大きくなる。

３−２．均質化処理工程
ＤＣ鋳造法によって得られた鋳塊は、必要に応じて面削を施してから、均質化処理工程にかけられる。均質化処理条件は、４００〜５６０℃で０．５時間以上、好ましくは５００〜５６０℃で０．５時間以上とする。処理温度が４００℃未満では均質化が不十分となり、５６０℃を超えると共晶溶融が発生して成形性を劣化させる。処理時間が０．５時間未満では均質化が不十分となる。処理時間の上限は特に限定されるものではないが、１２時間を超えると均質化効果が飽和して不経済となる。従って、この上限は好ましくは１２時間である。なお、均質化処理は、後工程の熱間圧延前予備加熱を兼ねたものとしてもよく、或いは、熱間圧延前予備加熱とは別個に行ってもよい。

３−３．熱間圧延工程
均質化処理工程後に、鋳塊は熱間圧延工程にかけられる。熱間圧延工程は、圧延前の予備加熱段階を含む。熱間圧延の最終の１パスは、成形後の表面性状に影響する。そこで、熱間圧延の最終１パスにおいては、再結晶温度以下で、かつ材料の変形抵抗が少ない温度域、すなわち２５０℃〜３５０℃の温度で３０％以上の圧延率とすることが好ましい。これにより、歪みが板厚中心部まで均一に導入される。なお、熱間圧延温度が２５０℃未満では、変形抵抗が大きくなり、熱間圧延が難しくなる。一方、熱間圧延温度が３５０℃を超えると、歪の少ない領域が広く生じてしまう。また、圧延率が３０％未満では、同様に歪の少ない領域が広く生じてしまう。圧延率の上限値は特に限定されるものではないが、本発明では５０％とするのが好ましく、４０％とするのがより好ましい。熱間圧延工程をこのように設定することにより、最終板においても前記周囲よりも歪み量の小さい回復領域を小さくすることができるので、成形後の表面性状の向上が図られる。

３−４．冷間圧延工程
熱間圧延工程後に、圧延板を冷間圧延工程にかけて所望の最終板厚とする。材料全体に大きな歪みを導入して再結晶粒を微細化するためには、冷間圧延工程では最終冷間圧延率を５０％以上とし、好ましくは７０％以上とする。なお、最終冷間圧延率の上限は、特に限定されるものではないが、好ましくは９０％、より好ましくは８０％である。なお、最終冷間圧延率とは、熱間圧延後の板厚と冷間圧延後の板厚から算出される冷間圧延率を指す。また、後述の１回又は２回以上の中間焼鈍を施す場合には、最終の中間焼鈍後の板厚と冷間圧延後の板厚から算出される冷間圧延率を指す。

３−５．中間焼鈍工程
更に、冷間圧延の前において、又は冷間圧延の途中において、或いは、これらの両方において、１回又は２回以上の中間焼鈍を施してもよい。中間焼鈍の条件は、３００〜４００℃で１〜４時間とするのが好ましい。これにより、成形後の表面性状を改善する効果が得られる。

第１実施例
まず、本発明の第１実施例について説明する。表１に示す成分の合金の鋳塊をＤＣ鋳造法により製造した。表２に示すように鋳造工程において，上記ｔ／Ｌを制御して板断面中心に形成される５〜１５μｍの金属間化合物の分布を調整した。各合金組成の鋳塊は面削した後に、表２に示す均質化処理を行った。次に、鋳塊を５００℃で１８０分間加熱した後に、熱間圧延を行った。表２に示すように、熱間圧延の最終１パスにおいて、２５０℃〜３５０℃の間での圧延率を制御し、最終板の断面中心における歪み分布を調整した。熱間工程後に種々の冷間圧延率で冷間圧延を行って板厚１ｍｍの最終板試料とした。中間焼鈍を行なった材料については、中間焼鈍条件は大気炉を使用し、３６０℃で２時間保持とした。

４．試料の評価
４−１．０．２％耐力
上記最終板試料より、縦３ｃｍ、横２０ｃｍの引張試験片を３枚作製した。なお、試験片の横方向（長手方向）が、試料の圧延方向となる。作製した試験片の横方向の０．２％耐力を測定した。各試験片の算術平均値をもって０．２％耐力とした。

４−２．金属間化合物の密度
最終板試料を機械研磨し、板断面中心を通るＲＤ−ＴＤ面を露出させた。次いで、露出面を鏡面研磨した。研磨面において任意に０．２μｍ^２の測定面積を２２箇所選定し、各測定箇所において５〜１５μｍの円相当径を有する金属間化合物の密度を、（株）ニレコ社製画像解析装置“ルーゼックスＦＳ”を用いて測定した。各測定箇所における算術平均値をもって、金属間化合物密度とした。なお、測定ステップは１μｍとした。

４−３．ＫＡＭ頻度分布
走査電子顕微鏡（日本電子株式会社製ＪＳＭ−６５１０）に取り付けた結晶方位解析装置（ＴＳＬ社製ＭＳＣ−２２００）を用いて、上記金属間化合物密度の測定箇所についてＫＡＭ頻度分布を測定し、ＫＡＭが１５°以下の頻度を求めた。各測定箇所における算術平均値をもって、ＫＡＭが１５°以下の頻度とした。なお、金属間化合物密度と同様に測定ステップは１μｍとした。

４−４．高温特性
上記最終板試料を５００℃で１０分加熱した後に、縦１．５ｃｍ、横５．０ｃｍの引張試験片を３枚作製した。なお、試験片の横方向（長手方向）が、試料の圧延方向となる。各試験片を、５００℃の温度で、１０^−３／秒の歪速度で引張試験に供した。この高温引張試験は、伸び２５％までと、破断までについて行った。破断までの引張試験により、破断伸び（高温延性）を測定した。各試験片の算術平均値をもって高温延性とした。高温延性が２５０％以上を合格、それ未満を不合格とした。

また、伸び２５％までの引張試験後の試験片における表面性状を観察した。全ての試験片において、目視で表面に荒れがなかったものを優良（◎）とし、いずれかの試験片において、表面に僅かな荒れが存在したものを良好（○）とし、いずれかの試験片において、表面の荒れがはっきりと視認されたものを不良（×）とし、◎及び○を合格とした。

上記各評価結果を表３に示す。

本発明例１〜１９では、請求項１に規定する構成要件を満たすことにより、高温延性及び表面性状の高温特性が合格であった。

これに対して、比較例１では、アルミニウム合金のＭｇ含有量が少なすぎた。その結果、冷間圧延工程で導入された歪み量が少なく、結晶粒の微細化が十分ではないため、高温延性が不合格であった。また、０．２％耐力も不合格であった。

比較例２では、アルミニウム合金のＭｇ含有量が多すぎた。その結果、圧延割れが発生し評価ができなかった。

比較例３では、Ｍｎ含有量が少な過ぎた。その結果、５〜１５μｍの円相当径を有する金属間化合物の生成量が少な過ぎ、表面性状が不合格であった。

比較例４では、Ｍｎ含有量が多過ぎた。その結果、５〜１５μｍの円相当径を有する金属間化合物の生成量が多過ぎ、キャビテーションの発生を助長したため高温延性が不合格であった。

比較例５では、Ｃｒ含有量が多過ぎた。その結果、５〜１５μｍの円相当径を有する金属間化合物の生成量が多過ぎ、キャビテーションの発生を助長したため高温延性が不合格であった。

比較例６では、Ｆｅ含有量が多過ぎた。その結果、５〜１５μｍの円相当径を有する金属間化合物の生成量が多過ぎ、キャビテーションの発生を助長したため高温延性が不合格であった。

比較例７では、Ｓｉ含有量が多過ぎた。その結果、５〜１５μｍの円相当径を有する金属間化合物の生成量が多過ぎ、キャビテーションの発生を助長したため高温延性が不合格であった。

比較例８では、冷却速度の指標（ｔ／Ｌ）が小さ過ぎた。その結果、５〜１５μｍの円相当径を有する金属間化合物の生成が抑制され、表面性状が不合格であった。

比較例９では、冷却速度の指標（ｔ／Ｌ）が大き過ぎた。その結果、５〜１５μｍの円相当径を有する金属間化合物の生成量が多過ぎ、キャビテーションの発生を助長したため高温延性が不合格であった。

比較例１０では、均質化処理温度が低過ぎた。その結果、５〜１５μｍの円相当径を有する金属間化合物の生成量が多過ぎ、キャビテーションの発生を助長したため高温延性が不合格であった。

比較例１１では、均質化処理温度が高過ぎた。その結果、共晶溶融が発生したため５〜１５μｍの円相当径を有する金属間化合物の生成量が多過ぎ、キャビテーションの発生を助長したため高温延性が不合格であった。

比較例１２では、均質化処理時間が短過ぎた。その結果、５〜１５μｍの円相当径を有する金属間化合物の生成量が多過ぎ、キャビテーションの発生を助長したため高温延性が不合格であった。

比較例１３では、最終冷間圧延率が低すぎた。その結果、冷間圧延工程で導入された歪み量が少なく結晶粒の微細化が十分ではないため、高温延性が不合格であった。また、０．２％耐力も不合格であった。
比較例１４では、熱間圧延率が低すぎた。その結果、周囲よりひずみの少ない領域が多くなり、表面性状が不合格であった。

第２実施例
次に、本発明の第２実施例について説明する。表４に示す成分の合金の鋳塊をＤＣ鋳造法により製造した以外は、第１実施例と同様にして試料を作製した。そして、作製した試料について、第１実施例と同様の評価を行なった。なお、この第２実施例では、第１実施例の評価に加えて、下記の耐食性評価も行なった。

４−５．耐食性評価
上記最終板試料を５００℃で１０分加熱した後にＪＩＳ−Ｈ８５０２に基づいて５００時間のＣＡＳＳ試験に供した。その結果、５００時間後に試料に腐食貫通の生じなかったものをＣＡＳＳによる耐食性が合格（○）とし、腐食貫通が生じたものを不合格（△）とした。

各評価結果を表５に示す。

本発明例２０では、請求項２に規定する構成要件を満たすことにより、高温延性及び表面性状の高温特性、ならびに、耐食性が合格であった。

これに対して、比較例１５では、アルミニウム合金のＣｕ含有量が多過ぎた。その結果、耐食性が不合格であった。

比較例１６では、アルミニウム合金のＺｎ含有量が多過ぎた。その結果、耐食性が不合格であった。

本発明によって、優れた超塑性成形性と当該成形後の優れた表面性状、ならびに、耐食性を備えた超塑性成形用アルミニウム合金板が提供される。

Claims

Ｍｇ：２．０〜６．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．５〜１．８ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．４０ｍａｓｓ％以下を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなり、当該不可避的不純物において、Ｆｅ：０．２０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．２０ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：０．０５ｍａｓｓ％以下及びＺｎ：０．０５ｍａｓｓ％以下に規制されたアルミニウム合金からなり、０．２％耐力が３４０ＭＰａ以上であり、板断面中心を通るＲＤ−ＴＤ面において、５〜１５μｍの円相当径を有する金属間化合物の密度が５０〜４００個／ｍｍ２であり、
前記板断面中心を通るＲＤ−ＴＤ面において、ＫｅｒｎｅｌＡｖｅｒａｇｅＭｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎが１５°以下の頻度が０．３４以下であることを特徴とする超塑性成形用アルミニウム合金板。
ブロー成形用アルミニウム合金板である、請求項１に記載の超塑性成形用アルミニウム合金板。
請求項１又は２に記載の超塑性成形用アルミニウム合金板の製造方法であって、前記アルミニウム合金の溶湯を鋳造する鋳造工程であって、鋳塊厚さをｔ（ｍｍ）、単位時間及び鋳塊単位長さ当たりの冷却水量をＬ（リットル／分・ｍｍ）としたときに、１０００≦ｔ／Ｌ≦４０００とした鋳造工程と、得られた鋳塊を４００〜５６０℃で０．５時間以上熱処理する均質化処理工程と、均質化処理した鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程であって、最終１パスにおいて２５０〜３５０℃の温度で圧延率を３０％以上とする熱間圧延工程と、熱間圧延板を最終冷間圧延率５０％以上で冷間圧延する冷間圧延工程とを含むことを特徴とする超塑性成形用アルミニウム合金板の製造方法。
前記冷間圧延工程の前又は途中の工程、或いは、これらの両方の工程において、圧延板を３００〜４００℃で１〜４時間焼鈍処理する中間焼鈍工程を１回又は２回以上更に含む、請求項３に記載の超塑性成形用アルミニウム合金板の製造方法。