JP2005139537A - 焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板 - Google Patents

Abstract

【課題】 プレス成形時には低耐力化させて成形性を確保し、成形後のパネルの塗装焼付処理により時効硬化して耐力が向上し、必要な強度を確保できる焼付け塗装硬化性に優れたAl-Mg-Si系Al合金板を提供することを目的とする。
【解決手段】 Mg:0.2〜2.5%、Si:0.3〜2.0%を含み、残部がAlおよび不純物からなるAl-Mg-Si系アルミニウム合金板において、このアルミニウム合金板の調質処理後の示差走査熱分析曲線において、100 〜200 ℃の温度範囲における発熱ピーク高さW₁が50μW 以上であり、かつ、200 〜300 ℃の温度範囲における発熱ピーク高さW₂と、前記発熱ピーク高さW₁との比W₂/W₁ が20.0以下であることとする。
【選択図】 図１

Description

本発明は、焼付け塗装硬化性に優れたAl-Mg-Si系アルミニウム合金板（以下、アルミニウムを単にAlとも言う）に関するものである。

従来から、自動車、船舶、航空機あるいは車両などの輸送機、機械、電気製品、建築、構造物、光学機器、器物の部材や部品用として、成形性や焼付硬化性に優れたAl-Mg-Si系のAA乃至JIS 6000系 (以下、単に6000系と言う) のAl合金板が使用されている。

特に、自動車などの輸送機の車体分野では、近年、排気ガス等による地球環境問題に対して、軽量化による燃費の向上が追求されている。このため、自動車の車体に対し、従来から使用されている鋼材に代わって、より軽量な6000系Al合金板の適用が増加しつつある。

この内、自動車のフード、フェンダー、ドア、ルーフ、トランクリッドなどのパネル構造体の、アウタパネル (外板) やインナパネル( 内板) 等のパネルには、薄肉でかつ高強度Al合金板として、6000系Al合金板などの使用が検討されている。

6000系Al合金板は、基本的には、Si、Mgを必須として含み、優れた時効硬化能を有しているため、プレス成形や曲げ加工時には低耐力化により成形性を確保するとともに、成形後のパネルの塗装焼付処理などの、比較的低温の人工時効処理時の加熱により時効硬化して耐力が向上し、必要な強度を確保できる時効硬化能がある。

また、6000系Al合金板は、Mg量などの合金量が多い、他の5000系のAl合金などに比して、合金元素量が比較的少ない。このため、これら6000系Al合金板のスクラップを、Al合金溶解材 (溶解原料) として再利用する際に、元の6000系Al合金鋳塊が得やすく、リサイクル性にも優れている。

一方、前記自動車パネルでは、Al合金板を張出や絞りあるいはトリム等のプレス成形してパネル化する。近年、Al合金板の自動車パネルへの採用に伴い、形状がより複雑な、成形が難しいパネルへの適用も多くなってきている。例えば、張出成形されるパネル形状は、張出高さや張出面積などが大型化し、しかも形状が伸びフランジ変形を伴うような湾曲部位を有するなど複雑化する傾向にある。このため、成形時の割れ、肌荒れなどの成形不良がより生じ易い。

また、前記自動車などのアウタパネルなどでは、軽量化のために、より薄肉化される傾向にあり、薄肉化した上で、耐デント性に優れるような、高強度化が求められる。

したがって、プレス成形時には、Al合金板をより低耐力化させて、成形性を確保し、成形後のパネルの塗装焼付処理などの比較的低温の人工時効処理時の加熱により時効硬化して耐力が向上し、薄肉化した上でも必要な強度を確保できる人工時効硬化能 (焼付け塗装硬化性) が、より必要とされる。

従来から、このような6000系Al合金板の焼付け塗装硬化性に対し、Mg-Si クラスター (溶体化および焼入れ処理後の室温放置中に形成される) を制御することが、種々提案されている。これらは、板の製造に際し、主として、溶体化および焼入れ処理後の熱処理などで焼付け塗装硬化性を向上させる。そして、最近では、これらMg-Si クラスターを、6000系Al合金板の示差走査熱分析曲線（以下、DSC とも言う) の吸熱ピークや発熱ピークにて測定した上で制御する技術が提案されている。

例えば、低温時効硬化能を阻害している要因として、これらMg-Si クラスター (但し、Si/ 空孔クラスター、GPI) の生成量を規制することが提案されている（特許文献１、２参照）。そして、これら技術では、室温時効抑制と低温時効硬化能を阻害するGPIの生成量を規制するために、T4材 (溶体化処理後自然時効後) のDSC において、GPIの溶解に相当する150 〜250 ℃の温度範囲における吸熱ピークがないことを規定している。また、これら技術では、このGPIの生成を抑制乃至制御するために、溶体化および室温まで焼入れ処理した後に、前記70〜150 ℃で0.5 〜50時間程度保持する低温熱処理を施している。
特開平10-219382 号公報(1〜7 頁、図1) 特開2000-273567 号公報(1〜7 頁、図1)

確かに、前記特許文献１、２の通り、溶体化および焼入れ処理後室温放置中に形成されたGPIは、塗装焼き付け時に崩壊し、マトリックスの溶質濃度が低下するため、強度上昇に寄与するGPゾーン (Mg₂Si 析出相) の側の析出を阻害し、低温時効硬化能が阻害される。また、このGPIの形成は強度上昇も招き、室温時効抑制を阻害する。したがって、このGPIの形成を抑制すれば、室温時効抑制と低温時効硬化能が向上する。

しかし、このGPIの形成を抑制するだけでは、近年要求されている焼付け塗装硬化性（低温人工時効硬化能）の特性向上のためには、今だ不十分である。例えば、前記特許文献１、２で開示されている焼付け塗装硬化性は、175 ℃×30分乃至170 ℃×20分の人工時効処理条件でのBH後の耐力が、最大でも168MPa程度のレベルあって、この種パネル用途に要求される200MPa以上とはならない。

このため、過剰Si型のAl-Mg-Si系Al合金材であって、このAl合金材の溶体化および焼入れ処理を含む調質処理後のDSC において、Si/ 空孔クラスター(GPI) の溶解に相当する150 〜250 ℃の温度範囲におけるマイナスの吸熱ピーク高さが1000μW 以下であり、かつMg/Si クラスター(GPI) の析出に相当する250 〜300 ℃の温度範囲におけるプラスの発熱ピーク高さが2000μW 以下とすることが提案されている (特許文献3)。このAl合金材は、前記調質処理処理後少なくとも 4カ月間の室温時効後の特性として、耐力が110 〜160MPaの範囲であり、かつ前記調質処理直後との耐力差が15MPa 以内、伸びが28% 以上であり、更に2%ストレッチ付与後150 ℃×20分の低温時効処理時の耐力が180MPa以上である特性を有する。
特開2003-27170号公報(1〜11頁、図1)

しかし、この特許文献３でも、調質処理 (製造) 直後のAs耐力が135MPa未満のAl合金板の、焼付け塗装硬化後(2% ストレッチ付与後170 ℃×20分の条件) のBH後耐力を240MPaに近いか、それ以上の高耐力とすることは難しい。即ち、BH後耐力とAs耐力との差が120MPa以上あるような、焼付け塗装硬化特性 (BH性) を有することは難しい。

本発明はこの様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、プレス成形時には低耐力化させて成形性を確保し、成形後のパネルの塗装焼付処理により時効硬化して耐力が向上し、必要な強度を確保できる焼付け塗装硬化性に優れたAl-Mg-Si系Al合金板を提供しようとするものである。

この目的を達成するために、本発明の焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板の要旨は、Mg:0.2〜2.5%、Si:0.3〜2.0%を含み、残部がAlおよび不純物からなるAl-Mg-Si系アルミニウム合金板において、このアルミニウム合金板の調質処理後の示差走査熱分析曲線において、100 〜200 ℃の温度範囲における発熱ピーク高さW₁が50μW 以上であり、かつ、200 〜300 ℃の温度範囲における発熱ピーク高さW₂と、前記発熱ピーク高さW₁との比W₂/W₁ が20.0以下であることとする。

なお、本発明で言うAl合金板とは、冷間圧延後、調質処理を施した後に室温時効した板 (圧延板) を言う。したがって、上記各要件も、調質処理直後 (板製造直後) ではなく、調質処理後 (板製造後) からプレス成形乃至曲げ加工されるまでの任意の期間 (例えば板製造後から 1カ月以上経過後) における、充分室温時効したAl合金板の状態をさして言う。

本発明によれば、プレス成形時には耐力を135MPa未満、好ましくは100 〜120MPaレベルに低耐力化させて成形性を確保し、成形後のパネルの塗装焼付処理(2% ストレッチ付与後170 ℃×20分の条件) により時効硬化して、1mm 程度の板厚のAl合金板のBH後耐力を240MPaに近いか、それ以上の高耐力とすることができる。即ち、BH後耐力とAs耐力との差が120MPa以上あるような、焼付け塗装硬化特性 (BH性) を有することができる。

以下に、本発明Al合金板の実施態様につき具体的に説明する。
(DSC)
本発明では、6000系Al合金板の調質処理後の示差走査熱分析曲線(DSC) において、100 〜200 ℃の温度範囲における発熱ピーク高さW₁と、200 〜300 ℃の温度範囲における発熱ピーク高さW₂と前記W₁との比W₂/W₁ を、各々規定する。このように、6000系Al合金板を、化学成分組成の規定とともに、これらDSC により規定した組織とすることで、上記優れた焼付け塗装硬化性 (人工時効硬化能) を得ることができる。

図1 に後述する実施例 (表2)における発明例4 、比較例9 、10の 3種類のAl合金板のDSC(発明例4:実線、比較例9:一点鎖線、比較例10: 点線) を示す。この図1 において、前記W₁、W₂は比較例9(一点鎖線) のDSC にて図示している。

図1 において、100 〜200 ℃の温度範囲における発熱ピークW₁は、人工時効硬化処理の際の、安定なβ" (Mg₂Si相) の核生成サイトとなるGPゾーンの析出に対応している。したがって、基準となるDSC の零点(0μW)に対するW₁の高さが高いほど、人工時効硬化処理の際のβ" の核生成サイトとなるGPゾーンが、調質処理後 (製造後) の板に、既に形成、確保されていることなる。この結果、成形後の焼付け塗装硬化処理時に、速やかにβ" が成長し、焼付け塗装硬化性 (人工時効硬化能) を向上させる。

したがって、本発明では、6000系Al合金板に、前記した焼付け塗装硬化特性を持たせるために、この発熱ピーク高さW₁を50μW 以上と規定する。発熱ピーク高さW₁が50μW 未満では、前記した本発明が目的とする焼付け塗装硬化特性を持てない。

更に、図1 において、200 〜300 ℃の温度範囲における発熱ピークW₂は、安定なβ" 自体の析出ピークに対応している。前記した通り、発熱ピーク高さW₁の規定によって、人工時効硬化処理の際のβ" の核生成サイトとなるGPゾーンを、調質処理後 (製造後) の板で既に確保している。したがって、調質処理後 (製造後) であて、成形される前の板を耐力が135MPa未満の低耐力させるために、この発熱ピークW₂高さをできるだけ小さくする。基準となるDSC の零点(0μW)に対するW₂の高さが低いほど、成形される板を耐力が135MPa未満、好ましくは100 〜120MPa未満の低耐力化でき、かつ、前記GPゾーンを確保できて、焼付け塗装硬化性 (人工時効硬化能) を向上させる。

このため、本発明では、この発熱ピークW₂高さを、前記発熱ピーク高さW₁との関係で、両者の比W₂/W₁ で20.0以下と規定する。W₂/W₁ が20.0を超えた場合、調質処理後の板のβ" 自体の析出量が多くなり、成形される板を低耐力させることができない。また、前記GPゾーン (発熱ピーク高さW₁) を確保できず、成形後の焼付け塗装硬化処理によっても、前記した高耐力化ができない。前記W₁の規定と上記W₂/W₁ の規定の相乗作用で始めて、前記した本発明が目的とする焼付け塗装硬化特性が達成される。

(平均結晶粒径)
なお、これら組織の規定に際して、Al合金板の平均結晶粒径を50μm 以下の微細化させることが好ましい。結晶粒径をこの範囲に細かく乃至小さくすることによって、曲げ加工性やプレス成形性が確保乃至向上される。結晶粒径が50μm を越えて粗大化した場合、曲げ加工性や張出などのプレス成形性が著しく低下し、成形時の割れや肌荒れなどの不良が生じ易い。

なお、ここで言う結晶粒径とは板の長手(L) 方向の結晶粒の最大径である。この結晶粒径は、Al合金板を0.05〜0.1mm 機械研磨した後電解エッチングした表面を、光学顕微鏡を用いて観察し、前記L 方向に、ラインインターセプト法で測定する。1 測定ライン長さは0.95mmとし、1 視野当たり各3 本で合計5 視野を観察することにより、全測定ライン長さを0.95×15mmとする。

(化学成分組成)
次に、本発明Al合金板の化学成分組成の実施形態につき、以下に説明する。
本発明Al合金板の基本組成は、上記DSC による組織規定、また自動車用のアウタパネルなどのパネルとして必要な、成形性、強度、溶接性、耐食性などの諸特性を確保するために、Al-Mg-Si系(6000 系)Al 合金とする。Al-Mg-Si系Al合金の範囲でなければ、本発明で規定する上記DSC による組織規定にならず、また前記パネルとして必要な必要諸特性が発揮されない。

このため、本発明Al合金板の基本組成は、Mg:0.2〜2.5%、Si:0.3〜2.0%を含み、残部がAlおよび不純物からなるAl-Mg-Si系Al合金とする。なお、本発明での化学成分組成の% 表示は、前記請求項の% 表示も含めて、全て質量% の意味である。

これらAl合金の基本組成に対し、本発明では、上記パネルとして必要な諸特性を向上させるために、更に、Fe:1.0% 以下、Mn:1.0% 以下、Cr:0.3% 以下、Zr:0.3% 以下、V:0.3%以下、Ti:%以下、の内の1 種または2 種以上を選択的に含んでも良い。また、これらに加えて、あるいは、これらの代わりに、更に、Cu:1.0% 以下、Ag:0.2% 以下、Zn:1.0% 以下、の内の1 種または2 種以上を選択的に含んでも良い。

上記合金元素以外のその他の合金元素やガス成分は不純物である。しかし、リサイクルの観点から、溶解材として、高純度Al地金だけではなく、6000系合金やその他のAl合金スクラップ材、低純度Al地金などを溶解原料として使用して、本発明Al合金組成を溶製する場合には、これら他の合金元素は必然的に含まれることとなる。したがって、本発明では、目的とする本発明効果を阻害しない範囲で、これら不純物元素が含有されることを許容する。

上記合金元素の好ましい含有範囲と意義、あるいは許容量について以下に説明する。
Si:0.3〜2.0%。
Siは、固溶強化と、成形後の塗装焼き付け処理などの、比較的低温短時間での人工時効処理時に、Mgとともに化合物相 (β")を形成して、時効硬化能を発揮し、板としての必要強度を得るための必須の元素である。したがって、プレス成形性など、パネルとしての必要諸特性を兼備させるための最重要元素である。

Si量が0.3%未満では、前記時効硬化能、更には、各用途に要求される、プレス成形性などの諸特性を兼備することができない。一方、Siが2.0%を越えて含有されると、プレス成形性や曲げ加工性が著しく阻害される。更に、溶接性を著しく阻害する。したがって、Siは0.3 〜2.0%の範囲とする。

Mg:0.2〜2.5%。
Mgは、固溶強化と、塗装焼き付け処理などの前記人工時効処理時に、Siとともに化合物相を形成して、時効硬化能を発揮し、前記パネルとしての必要強度を得るための必須の元素である。

Mgの0.2%未満の含有では、絶対量が不足するため、人工時効処理時に前記化合物相を形成できず、時効硬化能を発揮できない。このため板として必要な前記必要強度が得られない。一方、Mgが2.5%を越えて含有されると、プレス成形性や曲げ加工性等の成形性が著しく阻害される。したがって、Mgの含有量は、0.2 〜2.5%の範囲とする。

(Fe:1.0%以下、Mn:1.0% 以下、Cr:0.3% 以下、Zr:0.3% 以下、V:0.3%以下、Ti:0.1% 以下、の内の1 種または2 種以上) 。
これらの元素は、結晶粒の微細化に有用であり、成形性を向上できる。例えば、Mn、Cr、Zr、V などは、均質化熱処理時に分散粒子 (分散相) を生成し、これらの分散粒子には再結晶後の粒界移動を妨げる効果がある。また、Fe、Tiなどは晶出物を生成して、再結晶粒の核となり、結晶粒の粗大化を阻止する役割を果たす。ため、微細な結晶粒を得ることができる。但し、各々含有量が大きすぎると、粗大な化合物を形成し、破壊の起点となり、成形性が却って劣化する。したがって、前記各元素を選択的に含有させる場合は、その含有量は、概ね0.1%以上の通常の6000系における各元素の不純物量以上の含有量とし、上限は各々以下の通りとする。Fe:1.0% 以下、Mn:1.0% 以下、Cr:0.3% 以下、Zr:0.3% 以下、V:0.3%以下、Ti:0.1% 以下。

(Cu:1.0%以下、Ag:0.2% 以下、Zn:1.0% 以下、の内の1 種または2 種以上) 。
これらの元素は、時効硬化速度を向上させるのに有用である。即ち、比較的低温短時間の人工時効処理の条件で、Al合金材組織の結晶粒内へのGPゾーンなどの化合物相の析出を促進させる効果がある。また、時効処理状態で固溶したCuなどは成形性を向上させる効果もある。但し、各々含有量が大きすぎると、粗大な化合物を形成して成形性が劣化する。またＣｕ含有量が大きすぎると耐食性も劣化する。したがって、前記各元素を選択的に含有させる場合は、その含有量は、概ね0.1%以上の通常の6000系における各元素の不純物量以上の含有量とし、上限は各々以下の通りとする。Cu:1.0% 以下、Ag:0.2% 以下、Zn:1.0% 以下。

(製造方法)
本発明Al合金板の製造方法について、以下に説明する。本発明Al合金板は後述する調質処理条件以外は、常法により製造できる。常法による工程を大幅に変えずに製造できる点が、本発明の利点でも有る。

先ず、Al合金の溶解、鋳造工程では、本発明成分規格範囲内に溶解調整されたAl合金溶湯を、連続鋳造圧延法、半連続鋳造法（DC鋳造法）等の通常の溶解鋳造法を適宜選択して鋳造する。次いで、常法により、このAl合金鋳塊に均質化熱処理を施した後、熱間圧延、および必要に応じて中間焼鈍を行なって冷間圧延を行い、コイル状、板状などの板形状に加工する。加工後のAl合金板は、調質処理として、必須に溶体化および焼入れ処理て調質される。また、用途や必要特性に応じて、更に高温の時効処理や安定化処理などの調質処理を行うことも勿論可能である。

ここにおいて、6000系Al合金板を、前記DSC により規定した組織とし、優れた焼付け塗装硬化性を得るためには、特に、下記の製造条件を制御することが好ましい。

(溶体化および焼入れ処理)
前記した本発明のDSC により規定した組織を得るためには、溶体化処理後の焼入れ処理における冷却を段階的に行なうことが好ましい。即ち、板の平均冷却速度を、500 ℃以上から200 ℃以下までを40℃/s以上の急冷、また、70℃以下から室温までを、50℃/s以上の急冷とすることが好ましい。そして、これらの中間の200 ℃から70℃までの平均冷却速度を0.1 〜20℃/sの緩冷とし、焼入れ処理における冷却を3 段階で行なうことが好ましい。

このように、溶体化処理後の冷却途中で徐冷することにより、通常は室温でクラスターを形成してBH性を阻害する凍結空孔が、BH性向上に必要なGPゾーンおよびその次のβ" の形成を促進するものと推考される。W₁の析出ピークが増大することは、GPゾーンが形成されやすいことに対応しており、GPゾーンが増大しているものと考えられる。また、W₂の析出ピークが低下することは、β" が既に形成されていることに対応しており、これら双方の相乗効果により、BH性が格段に向上するものと推考される。これに対して、例えば、前記特許文献1 、2 では、単にクラスターを制御することのみであり、本発明のように、更に、GPゾーンおよびその次のβ" を制御してBH性を向上させてはいない。

これらの冷却条件から外れると、前記DSC 規定の組織とならず、発熱ピーク高さW₁を50μW 未満、あるいはW₂/W₁ で20.0を超える可能性が大きい。また、500 ℃以上から200 ℃以下までと、70℃以下から室温までの、上記平均冷却速度が遅いと、粒界上にSi、MgSiなどが析出しやすくなり、プレス成形や曲げ加工時の割れの起点となり易く、これら成形性が低下する。
この冷却速度や冷却条件を確保するために、焼入れ処理は、ファンなどの空冷、ミスト、スプレー、浸漬等の水冷手段や条件を各々選択して用いることが好ましい。

(その他の調質処理)
前記した本発明DSC 規定の組織を得るためには、上記条件での焼入れ処理後、更に、30分以内に、50〜120 ℃の温度範囲に、1 時間以上保持する再加熱処理を行うことが好ましい。また、この再加熱処理後の冷却速度は1 ℃/hr 以下であることが好ましい。この再加熱処理をしない場合、前記DSC 規定の組織とならず、発熱ピーク高さW₁を50μW 未満、あるいはW₂/W₁ で20.0を超える可能性が大きい。

この再加熱処理として、溶体化処理後の焼入れ終了温度を50℃以上と高くした後に、直ちに再加熱乃至そのまま保持して行っても、溶体化処理後室温までの焼入れ処理の後に、直ちに50〜120 ℃に再加熱して行っても良い。

また、連続的な溶体化焼入れ処理の場合には、前記再加熱処理の温度範囲で焼入れ処理を終了し、そのままの高温でコイルに巻き取るなどして行う。なお、コイルに巻き取る前に再加熱しても、巻き取り後に保温しても良い。また、常温までの焼入れ処理の後に、前記温度範囲に再加熱して高温で巻き取るなどしてもよい。

次に、本発明の実施例を説明する。表1 に示すA の本発明組成範囲のAl合金板について、本発明のDSC により規定した組織を制御するために、表2 に示すように、製造条件を種々変えて製造し、焼付け塗装硬化特性 (BH性) を評価した。これらの結果も表2 に示す。

前記DSC により規定した組織の制御は、表2 に示す、溶体化処理後の焼入れ処理における冷却、再加熱などの諸条件を変えて行なった。

Al合金板の製造は、表1 に示すA の組成範囲の400mm 厚の鋳塊を、DC鋳造法により溶製後、550 ℃で均質化熱処理を施し、終了温度300 ℃で厚さ5mmtまで熱間圧延した。この熱間圧延板を、バッチ式の熱処理設備で400 ℃×4hr の中間焼鈍を施した後に、80% の冷延率で冷間圧延し、厚さ1.0mm の板を得た。

これら冷延板を連続式の熱処理設備で、溶体化処理後に以下の条件で焼入れ処理を行い、T4材とした。即ち、表2 に示すように、3 段階の冷却速度条件で焼入れ処理を行った。焼入れ終了温度 (焼入れ温度) は室温とし、この焼入れ後30分以内に、表2 で各々示す温度に再加熱した上で、その温度に所定時間保持する再加熱処理 (温度保持後は冷却速度0.6 ℃/hr で徐冷) を行った。

これらのAl合金板から所定の大きさの試験片を各々複数枚切り出し、以下に記載する種々の測定および評価を行なった。

(DSC)
Al合金板の上記調質処理後のDSC を測定し、100 〜200 ℃の温度範囲における発熱ピーク高さW₁、200 〜300 ℃の温度範囲における発熱ピーク高さW₂とを求めて、発熱ピーク高さW₁との比W₂/W₁ を算出した。このW₁とW₂/W₁ との値を表2 に示す。

DSC の測定は以下の要領で行なった。前記1mm 厚みのAl合金板から直径3mm の円盤状の試験片を切り出して供試材とし、DSC 測定装置として、セイコーインストルメンツ社製のDSC220C を用いた。供試材は、DSC 測定用チャンバーに入れて室温状態から昇温していき、DSC を測定した。このチャンバー内の雰囲気ガス (加熱媒体) はアルゴンガスとして、ガス流量50ml/min、昇温速度を20℃/minで行なった。なお、得られたDSC データに監視、測定温度50℃の位置で、吸熱、発熱が0 となるように補正した後に、W₁とW₂とを測定した。前記図 1も、この要領で測定したものである。

(As耐力)
上記調質処理直後の供試板の元のAl合金板の圧延方向に平行な(L方向の) 耐力 (σ_0.2)を、As耐力(MPa) として測定した。なお、引張試験はJIS Z 2201にしたがって行うとともに、試験片形状はJIS 5 号試験片で行った。また、クロスヘッド速度は5mm/分で、試験片が破断するまで一定の速度で行った。

(BH後耐力)
また、人工時効処理能を調査するため、これらAl合金板がパネルとしてプレス成形されることを模擬して、前記JIS 5 号試験片に、2%の歪みをあらかじめ与えた後、170 ℃×20分の人工時効硬化処理を施し、処理後の各供試板の (元のAl合金板の圧延方向に平行な(L方向の) 耐力 (σ_0.2)を、上記引張試験条件にて、BH後耐力 (MPa ) として測定した。なお、発明例3 のみは歪みを与えることなく、175 ℃×30分の人工時効硬化処理を施した。

更に、BH後耐力とAs耐力との差を求め、焼付け塗装硬化特性 (BH性) を評価した。これらの結果を表2 に示す。なお、発明例と比較例ともに、前記室温時効後のAl合金板の前記測定方法による結晶粒径は全て50μm 以下であった。

表1 、2 に示す通り、発明例1 〜8 は、本発明合金組成範囲内であって、前記した好ましい範囲の溶体化処理条件内で製造されている。この結果、表3 から明らかな通り、発明例1 〜8 は、100 〜200 ℃の温度範囲における発熱ピーク高さW₁が50μW 以上であり、かつ、200 〜300 ℃の温度範囲における発熱ピーク高さW₂と、前記発熱ピーク高さW₁との比W₂/W₁ が20.0以下である。この結果、As耐力が130MPa以下の低耐力であり、成形性を確保している。その上で、BH後耐力が240MPa以上の高耐力であり、BH後耐力とAs耐力との差が120MPa以上あり、焼付け塗装硬化特性 (BH性) にも優れている。

即ち、発明例1 〜8 は、溶体化処理後の焼入れ処理における板の平均冷却速度を、500 ℃以上から200 ℃以下までを40℃/s以上の急冷、70℃以下から室温までを50℃/s以上の急冷としている。そして、これらの中間の200 ℃から70℃までの平均冷却速度を0.1 〜20℃/sの緩冷とし、焼入れ処理における冷却を3 段階で行なっている。

ただ、これら発明例の中でも、70℃以下から室温までの冷却速度が50℃/sと比較的遅い発明例5 、500 ℃以上から200 ℃以下までの冷却速度が50℃/sと比較的遅い発明例6 、中間の200 ℃から70℃までの平均冷却速度が20℃/sと比較的速い発明例7 は、焼付け塗装硬化特性が、他の発明例4 、8 などに比して、比較的低い。したがって、焼入れ処理における好ましい冷却条件の意義が分かる。また、焼入れ処理が 3段階での冷却となっているものの、焼入れ処理後の再加熱温度が65℃と比較的低い発明例2 も、焼付け塗装硬化特性が、他の発明例4 、8 などに比して、比較的低い。したがって、焼入れ処理後の再加熱処理の好ましい温度条件の意義が分かる。

一方、比較例9 〜13は、本発明合金組成範囲内であっても、前記した好ましい範囲外の製造条件で製造されている。この結果、表2 から明らかな通り、発熱ピーク高さW₁が50μW 未満か、発熱ピーク高さW₁との比W₂/W₁ が20.0を超えている。この結果、As耐力が120MPa以下の低耐力であり、発明例に比して、BH後耐力が220MPa未満の低耐力であり、焼付け塗装硬化特性 (BH性) が劣っている。

例えば、比較例9 、13は、200 ℃から70℃までの平均冷却速度が速すぎる。比較例10、13は、500 ℃以上から200 ℃までの平均冷却速度が遅過ぎる。比較例11、13は、70℃までの平均冷却速度が遅過ぎる。比較例12は再加熱温度が低過ぎる。

したがって、これらの結果から、本発明のDSC による組織規定と、これを得るための好ましい製造条件の、目的とする焼付け塗装硬化特性 (BH性) に対する意義が裏付けられる。

表3 に示すB 〜 Vの組成範囲のAl合金板について、実施例1 と同様に、本発明のDSC により規定した組織を制御するために、表4 に示すように、製造条件を種々変えて製造し、焼付け塗装硬化特性 (BH性) を評価した。これらの結果も表4 に示す。

Al合金板の製造は、実施例1 と同じ条件で行い、厚さ1.0mm の板を得た。前記DSC により規定した組織の制御は、実施例1 と同様に、表4 に示す、溶体化処理後の焼入れ処理における冷却、再加熱などの諸条件を変えて行なった。

これら冷延板を連続式の熱処理設備で、実施例1 と同様に、溶体化処理後に以下の条件で焼入れ処理を行い、T4材とした。即ち、表4 に示すように、3 段階の冷却速度条件で焼入れ処理を行った。焼入れ終了温度 (焼入れ温度) は室温とし、この焼入れ後30分以内に、表4 で各々示す温度に再加熱した上で、その温度に所定時間保持する再加熱処理 (温度保持後は冷却速度0.6 ℃/hr で徐冷) を行った。

これらのAl合金板のDSC 測定や、As耐力、BH後耐力の測定、BH後耐力とAs耐力との差を求めた焼付け塗装硬化特性 (BH性) の評価も、実施例1 と同様に行なった。これらの結果を表4 に示す。なお、発明例と比較例ともに、前記室温時効後のAl合金板の前記測定方法による結晶粒径は全て50μm 以下であった。

表3 に示す通り、発明例14〜26は、発明例B 〜N の本発明合金組成範囲内であって、表4 に示す通り、前記した好ましい範囲の溶体化処理条件内で製造されている。この結果、表4 から明らかな通り、発明例14〜26は、100 〜200 ℃の温度範囲における発熱ピーク高さW₁が50μW 以上であり、かつ、200 〜300 ℃の温度範囲における発熱ピーク高さW₂と、前記発熱ピーク高さW₁との比W₂/W₁ が20.0以下である。この結果、As耐力が135MPa以下の低耐力であり、成形性を確保している。その上で、BH後耐力が240MPa以上の高耐力であり、焼付け塗装硬化特性 (BH性) にも優れている。

即ち、発明例14〜26は、溶体化処理後の焼入れ処理における板の平均冷却速度を、500 ℃以上から200 ℃以下までを40℃/s以上の急冷、70℃以下から室温までを50℃/s以上の急冷としている。そして、これらの中間の200 ℃から70℃までの平均冷却速度を0.1 〜20℃/s未満の緩冷とし、焼入れ処理における冷却を3 段階で行なっている。

ただ、これら発明例の中でも、70℃以下から室温までの冷却速度が50℃/sと比較的遅い発明例18、25、500 ℃以上から200 ℃以下までの冷却速度が50℃/sと比較的遅い発明例19、26、中間の200 ℃から70℃までの平均冷却速度が20℃/sと比較的速い発明例20、は、焼付け塗装硬化特性が、他の発明例21、24などに比して、比較的低い。したがって、化学成分組成の違いによる影響も勿論あるが、焼入れ処理における好ましい冷却条件の意義が分かる。また、焼入れ処理が 3段階での冷却となっているものの、焼入れ処理後の再加熱温度が65℃と比較的低い発明例16、23も、焼付け塗装硬化特性が、他の発明例21、24などに比して、比較的低い。したがって、焼入れ処理後の再加熱処理の好ましい温度条件の意義が分かる。

一方、比較例27〜34は、前記した好ましい範囲の製造条件範囲内で製造されていても、合金組成が本発明範囲外か、あるいは、本発明合金組成範囲内であっても、前記した好ましい範囲外の製造条件で製造されている。この結果、表4 から明らかな通り、発熱ピーク高さW₁が50μW 未満か、発熱ピーク高さW₁との比W₂/W₁ が20.0を超えている。この結果、As耐力が140MPaを超えるか、135MPa以下の低耐力であっても、発明例に比して、BH後耐力が220MPa未満の低耐力であり、焼付け塗装硬化特性 (BH性) が劣っている。

例えば、比較例27は、合金組成が本発明合金組成範囲内であるO の各Al合金を用いているものの、200 ℃から70℃までの平均冷却速度が速すぎ、3 段階の冷却となっていない。

比較例28は、Si含有量が高過ぎる本発明合金組成範囲外であるP のAl合金を用いており、更に、500 ℃以上から200 ℃までの平均冷却速度が遅過ぎる。

比較例29は、Zr含有量が高過ぎる本発明合金組成範囲外であるQ のAl合金を用いており、更に、70℃までの平均冷却速度が遅過ぎる。

比較例30は、Fe含有量が高過ぎる本発明合金組成範囲外であるR のAl合金を用いており、更に、再加熱温度が低過ぎる。

比較例31は、V 含有量が高過ぎる本発明合金組成範囲外であるS のAl合金を用いており、更に、200 ℃から70℃までの平均冷却速度が速過ぎる。

比較例32は、Ti含有量が高過ぎる本発明合金組成範囲外であるT のAl合金を用いており、500 ℃以上から200 ℃までの平均冷却速度が遅過ぎる。

比較例33は、MgとCuの含有量が高過ぎる本発明合金組成範囲外であるU のAl合金を用いており、更に、70℃までの平均冷却速度が遅過ぎる。

比較例34は、Znの含有量が高過ぎる本発明合金組成範囲外であるV のAl合金を用いており、更に、再加熱温度が低過ぎる。

したがって、これらの結果から、本発明のDSC による組織規定、これを得るための本発明合金組成範囲と好ましい製造条件との、目的とする焼付け塗装硬化特性 (BH性) に対する意義が裏付けられる。

本発明によれば、プレス成形時には低耐力化させて成形性を確保し、成形後のパネルの塗装焼付処理により時効硬化して耐力が向上し、必要な強度を確保できる焼付け塗装硬化性に優れたAl-Mg-Si系Al合金板を提供することができる。したがって、Al合金板の板用途への拡大を図ることができる点で、多大な工業的な価値を有するものである。

6000系Al合金板の測定DSC を示す説明図である。

Claims (3)

1. Mg:0.2〜2.5%、Si:0.3〜2.0%を含み、残部がAlおよび不純物からなるAl-Mg-Si系アルミニウム合金板において、このアルミニウム合金板の調質処理後の示差走査熱分析曲線において、100 〜200 ℃の温度範囲における発熱ピーク高さW₁が50μW 以上であり、かつ、200 〜300 ℃の温度範囲における発熱ピーク高さW₂と、前記発熱ピーク高さW₁との比W₂/W₁ が20.0以下であることを特徴とする焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板。
2. 前記アルミニウム合金板が、更に、Fe:1.0% 以下、Mn:1.0% 以下、Cr:0.3% 以下、Zr:0.3% 以下、V:0.3%以下、Ti:0.1% 以下、の内の1 種または2 種以上を含む請求項１に記載の焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板。
3. 前記アルミニウム合金板が、更に、Cu:1.0% 以下、Ag:0.2% 以下、Zn:1.0% 以下、の内の1 種または2 種以上を含む請求項１または２に記載の焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板。