JP2014162962A

JP2014162962A - 室温時効後の特性に優れたアルミニウム合金板

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Publication number: JP2014162962A
Application number: JP2013035986A
Authority: JP
Inventors: Hisao Shishido; 久郎宍戸; Katsushi Matsumoto; 克史松本; Yasuhiro Ariga; 康博有賀
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2013-02-26
Filing date: 2013-02-26
Publication date: 2014-09-08
Anticipated expiration: 2033-02-26
Also published as: US20150368761A1; JP5918158B2; WO2014132925A1; CN105074028A; US9932658B2; CN105074028B

Abstract

【課題】室温時効後の特性として、優れたヘム加工性やＢＨ性を兼備する６０００系アルミニウム合金板を提供する。
【解決手段】Ｍｇ、Ｓｉが特定の組成である６０００系アルミニウム合金板に微量のＳｎを含有させて、この板に特定の熱処理を施した際の組織を基準として制御し、長時間の室温時効硬化後であっても、この室温時効後の特性として、ヘム加工性を向上させ、かつ、成形された自動車パネルの焼付け塗装による硬化量（ＢＨ性）を高くする。
【選択図】なし

Description

本発明はＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板に関するものである。本発明で言うアルミニウム合金板とは、熱間圧延板や冷間圧延板などの圧延板であって、溶体化処理および焼入れ処理などの調質が施された後で、プレス成形や焼付け塗装硬化処理などの人工時効硬化処理前のアルミニウム合金板を言う。また、以下の記載では、アルミニウムをＡｌとも言う。

近年、地球環境などへの配慮から、自動車等の車両の軽量化の社会的要求はますます高まってきている。かかる要求に答えるべく、自動車パネル、特にフード、ドア、ルーフなどの大型ボディパネル（アウタパネル、インナパネル）の材料として、鋼板等の鉄鋼材料にかえて、成形性や焼付け塗装硬化性に優れた、より軽量なアルミニウム合金材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、薄肉でかつ高強度アルミニウム合金板として、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系のＡＡ乃至ＪＩＳ６０００系 (以下、単に６０００系とも言う) アルミニウム合金板の使用が検討されている。

この６０００系アルミニウム合金板は、Ｓｉ、Ｍｇを必須として含み、特に過剰Ｓｉ型の６０００系アルミニウム合金は、これらＳｉ／Ｍｇが質量比で１以上である組成を有し、優れた時効硬化能を有している。このため、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、人工時効(硬化) 処理時の加熱により時効硬化して耐力が向上し、パネルとしての必要な強度を確保できる焼付け塗装硬化性（以下、ベークハード性＝ＢＨ性、焼付硬化性とも言う) がある。

一方、自動車のアウタパネルは、周知の通り、アルミニウム合金板に対し、プレス成形における張出成形時や曲げ成形などの成形加工が複合して行われて製作される。例えば、フードやドアなどの大型のアウタパネルでは、張出などのプレス成形によって、アウタパネルとしての成形品形状となされ、次いで、このアウタパネル周縁部のフラットヘムなどのヘム (ヘミング) 加工によって、インナパネルとの接合が行われ、パネル構造体とされる。

ここで、６０００系アルミニウム合金は、優れたＢＨ性を有するという利点がある反面で、室温時効性を有し、溶体化焼入れ処理後、数ヶ月間の室温保持で時効硬化して強度が増加することにより、パネルへの成形性、特に曲げ加工性が低下する課題があった。例えば、６０００系アルミニウム合金板を自動車パネル用途に用いる場合、アルミメーカーで溶体化焼入れ処理された後（製造後）、自動車メーカーでパネルに成形加工されるまでに、通常は１〜４ヶ月間程度室温におかれ（室温放置され）、この間で、かなり時効硬化（室温時効）することとなる。特に、厳しい曲げ加工が入るアウタパネルにおいては、製造直後は問題無く成形可能であっても、時効硬化（室温時効）後にはヘム加工時に割れが生じるなどの問題が有った。

更に、このような室温時効が大きい場合には、ＢＨ性が低下して、前記した成形後のパネルの塗装焼付処理などの人工時効(硬化) 処理時の加熱によっても、パネルとしての必要な強度までに、耐力が向上しなくなるという問題も生じる。

このため、従来から、６０００系アルミニウム合金のＢＨ性の向上および室温時効の抑制については、種々の提案がなされている。例えば、特許文献１では、溶体化および焼入れ処理時に、冷却速度を段階的に変化させることにより、製造後の室温での経過７日後から９０日後の強度変化を抑制する提案がなされている。また、特許文献２では、溶体化および焼入れ処理後、６０分以内に、５０〜１５０℃の温度に１０〜３００分保持することにより、ＢＨ性と形状凍結性を得る提案がなされている。また、特許文献３には、溶体化および焼入れ処理の際に、１段目の冷却温度とその後の冷却速度を規定することで、ＢＨ性と形状凍結性を得る提案がなされている。また、特許文献４では溶体化焼入れ後の熱処理でＢＨ性を向上させることが提案されている。

また、成分としてＳｎを積極的に添加し、室温時効を抑制と焼付け塗装硬化を向上させる方法が特許文献５〜１１などで多数提案されている。例えば、特許文献５ではＭｇとＳｉの成分関係を-2.0＞4Mg-7Siと限定し、経時変化抑制効果を有するＳｎを適量添加し、また溶体化処理後に予備時効を施すことで、室温時効抑制と焼付け塗装硬化を兼備する方法が兼備されている。また、特許文献６ではＭｇとＳｉの成分関係を-2.0≦4Mg-7Si≦1.0と限定し、経時変化抑制効果を有するＳｎと成形性を向上させるＣｕを添加し、かつ亜鉛系めっきを施すことで成形性、焼付け塗装性、耐食性を向上させる方法が提案されている。

特開２０００−１６０３１０号公報特許第３２０７４１３号公報特許第２６１４６８６号公報特開平４-２１０４５６号公報特開平０９-２４９９５０号公報特開平１０-２２６８９４号公報特開平７−２０７３９６号公報特開平８−１０９４２８号公報特開平９−５３１６１号公報特開平１０−２１９３８２号公報特開２００２−３０１２４９号公報

近年は、デザイン性の観点で、自動車パネルにおけるひずみのない美しい曲面構成とキャラクターラインを実現させるため、従来以上に成形性に優れたアルミニウム合金板が求められている。この要求に対しては、前記した従来技術では成形性が不十分であった。

本発明は上記の従来技術の問題点を解決するためになされたものであって、より難しい自動車パネルの成形加工に対応するために、室温時効後の特性として、特にヘム加工性と焼付け硬化性とを向上させた６０００系アルミニウム合金板を提供することを目的とする。より具体的には、室温経時１００日後の耐力を１００ＭＰa以下とし、焼付け塗装による硬化量（ＢＨ性）が９０ＭＰa以上である６０００系アルミニウム合金板を提供する。

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、質量％で、Ｍｇ：０.３〜０．６％、Ｓｉ：０.４〜１．４％、Ｓｎ：０．０１〜０．３％を含み、かつＭｇとＳｉの成分バランスが、８×（Ｍｇ含有量）−（Ｓｉ含有量）≦３.０を満たし、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板であって、この板を１７０℃で２０分の熱処理を施した後の板の圧延方向に直角な断面中央部の組織を、倍率３０００００倍の透過型電子顕微鏡で３００ｎｍ×３００ｎｍ×１００ｎｍの範囲で測定した際の、結晶粒内の２．０〜２０ｎｍのサイズの析出物の数密度が平均で５．０×１０²¹個／μｍ^３以上であることとする。

本発明では、Ａｌ―Ｓｉ―Ｍｇ系アルミニウム合金板に微量のＳｎを含有させて、長時間の経過後であっても室温時効硬化を抑制して、ヘム加工性（成形性）を向上させ、かつ、成形された自動車パネルの焼付け塗装による硬化量（ＢＨ性）を高くする。

Ｓｎは室温において空孔をトラップすることで、室温での拡散を抑制し、室温での強度変化を抑制する効果がある。また、焼付け塗装の高温時にはトラップしていた空孔を放出するため、逆に拡散を促進し、焼付け塗装硬化を高くすることができる。

この点、前記した特許文献５、６でも、Ｓｎを積極的に添加して、室温時効を抑制するとともに、焼付け塗装硬化を向上させていた。しかし、これらのＳｎを添加する方法では、Ｓｎの添加による合金組織の変化を検討するまでには至っていなかった。

Ｓｎを添加したＡｌ―Ｓｉ―Ｍｇ系アルミニウム合金板の組織は、Ｓｎを添加しないものと比較して大きく異なり、また板のつくり方によっても大きく異なる。ただ、これら互いの組織の区別は、製造後の素材板の段階では、ＳＥＭやＴＥＭあるいはＸ線回折などでの通常の組織の測定手段では区別できない。

これらの組織的な変化を区別しうる、本発明で規定する微細析出物は、焼付け塗装硬化に相当する特定の熱処理を施した後の板の組織でないと生じない。すなわち、請求項１で規定する通り、板を焼付け塗装硬化に相当する特定の熱処理を施した後の組織でないと、本発明を満たすか否かは区別できない。しかも、この微細析出物の測定には、高い倍率の透過型電子顕微鏡での組織観察を必要とする。また、この組織的な変化は、板の製造条件とも大きく関わり（大きく影響を受け）、同じようにＳｎを添加しても、製造条件が違えば、本発明の高いレベルで、室温時効を抑制するとともに焼付け塗装硬化を向上させる効果のある組織が得られるとは限らない。これらが、前記したＳｎを添加する従来技術では、Ｓｎの添加による合金組織の変化を検討するまでに至らなかった理由でもある。

本発明では、このようなＳｎの添加を前提とした組織の制御を始めて可能としたことによって、室温経時１００日後の耐力を１００ＭＰa以下とするとともに、焼付け塗装による硬化量（ＢＨ性）が９０ＭＰa以上とすることができる、室温時効硬化後の特性が優れたアルミニウム合金板を提供できる。

以下に、本発明の実施の形態につき、要件ごとに具体的に説明する。

(化学成分組成)
次に、６０００系アルミニウム合金板の化学成分組成について、以下に説明する。本発明の６０００系アルミニウム合金板は、前記した自動車の外板用の板などとして、優れた成形性やＢＨ性、強度、溶接性、耐食性などの諸特性が要求される。そして、本発明の６０００系アルミニウム合金板は、室温時効硬化後の特性として、特に、室温経時１００日後の耐力を１００ＭＰa以下とし、焼付け塗装による硬化量（ＢＨ性）が９０ＭＰa以上である特性を有することを課題とする。

このような室温時効を抑制した上でＢＨ性に優れさせるための前提としてのアルミニウム合金板の化学成分組成は、質量％で、Ｍｇ：０.３〜０．６％、Ｓｉ：０.４〜１．４％、Ｓｎ：０．０１〜０．３％を含み、かつＭｇとＳｉの成分バランスが、８×（Ｍｇ含有量）−（Ｓｉ含有量）≦３.０を満たし、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板とする。

本発明では、これらＭｇ、Ｓｉ、Ｓｎ以外のその他の元素は基本的に不可避的不純物であり、ＡＡ乃至ＪＩＳ規格などに沿った各元素レベルの含有量 (許容量) とする（但し規格にＡｇの規定は無い）。すなわち、資源リサイクルの観点から、本発明でも、合金の溶解原料として、高純度Ａｌ地金だけではなく、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｓｎ以外のその他の元素を添加元素（合金元素）として多く含む６０００系合金やその他のアルミニウム合金スクラップ材、低純度Ａｌ地金などを多量に使用した場合には、下記のような他の元素が必然的に実質量混入される。そして、これらの元素を敢えて低減する精錬自体がコストアップとなり、ある程度含有する許容が必要となる。また、これらの元素には、実質量含有しても、本発明目的や効果を阻害しない含有範囲がある。

この点、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｓｎ以外の元素を許容量を下記の通り例示する。Ｍｎ：１.０％以下（但し、０％を含まず）、Ｃｕ：１．０％以下（但し、０％を含まず）、Ｆｅ：１．０％以下（但し、０％を含まず）、Ｃｒ：０．３％以下（但し、０％を含まず）、Ｚｒ：０．３％以下（但し、０％を含まず）、Ｖ：０．３％以下（但し、０％を含まず）、Ｔｉ：０．１％以下（但し、０％を含まず）、Ｚｎ：１．０％以下（但し、０％を含まず）、Ａｇ：０．２％以下（但し、０％を含まず）。これらの元素の１種または２種以上をこの範囲で、上記した基本組成に加えて、更に含んでも良い。上記６０００系アルミニウム合金における、各元素の含有範囲と意義、あるいは許容量について以下に説明する。

Ｓｉ：０.４〜１．４％
ＳｉはＭｇとともに、固溶強化と、塗装焼き付け処理などの人工時効処理時に、強度向上に寄与する時効析出物を形成して、時効硬化能を発揮し、自動車のアウタパネルとして必要な強度（耐力）を得るための必須の元素である。更に、本発明６０００系アルミニウム合金板にあって、プレス成形性に影響する全伸びなどの諸特性を兼備させるための最重要元素である。

Ｓｉ含有量が少なすぎると、Ｓｉの絶対量が不足するため、塗装焼付け硬化性が著しく低下する。更には、各用途に要求される全伸びなどの諸特性を兼備することができない。一方、Ｓｉ含有量が多すぎると、粗大な晶出物および析出物が形成されて、曲げ加工性や全伸び等が著しく低下する。更に、溶接性も著しく阻害される。したがって、Ｓｉは０.４〜１．４％の範囲とする。

Ｍｇ：０.３〜０．６％
Ｍｇも、Ｓｉとともに固溶強化と、塗装焼き付け処理などの前記人工時効処理時に、Ｓｉとともに強度向上に寄与する時効析出物を形成して、時効硬化能を発揮し、パネルとしての必要耐力を得るための必須の元素である。

Ｍｇ含有量が少なすぎると、Ｍｇの絶対量が不足するため、塗装焼付け硬化性が著しく低下する。このためパネルとして必要な耐力が得られない。一方、Ｍｇ含有量が多すぎると、粗大な晶出物および析出物が形成されて、曲げ加工性や全伸び等が著しく低下する。したがって、Ｍｇの含有量は０.３〜０．６％の範囲とする。

ＭｇとＳｉとの成分バランス：
ここで、ＭｇとＳｉとは前記各含有量範囲ととともに、互いの成分バランスの関係式として、８×（Ｍｇ含有量）−（Ｓｉ含有量）≦３.０を満たすものとする。一般的にＭｇとＳｉとのバランスとして、平衡析出相のＭｇ_２Ｓｉのバランスよりも、Ｓｉが過剰であると焼付け塗装硬化性（ＢＨ性）が高くなることが報告されている。本発明では、成形性の向上のための低耐力化させる目的で、Ｍｇを０.６％以下と含有量を少なくした場合、前記バランス式を満足させることで、低耐力化と高いＢＨ性とを兼備できる。前記成分バランス関係式が３を超えて大きくとなると、低耐力化させた中では十分なＢＨ性を得にくい。

Ｓｎ：０．０１〜０.３％
Ｓｎは、室温において空孔をトラップすることで、室温での拡散を抑制し、室温での強度変化を抑制する効果がある。また焼付け塗装された際の高温時にはトラップしていた空孔を放出するため、逆に拡散を促進し、ＢＨ性を高くすることができる。Ｓｎを添加したＡｌ―Ｓｉ―Ｍｇ系アルミニウム合金板は、後述する通り、組織的にＳｎを添加しないものと比較して異なる。ただ、同じようにＳｎを添加しても、製造条件が違えば、この組織は異なるため、本発明の高いレベルで室温時効を抑制するとともに焼付け塗装硬化を向上させる効果のある組織が得られるとは限らない。

Ｓｎ含有量が少なすぎると、後述する好ましい製造方法で素材板を製造したとしても、十分に空孔をトラップしきれずにその効果を発揮できないとともに、本発明で規定する組織（微細析出物）ができない。一方、Ｓｎ含有量が多すぎると、後述する好ましい製造方法で素材板を製造したとしても、却って本発明で規定する組織（微細析出物）ができにくくなり、また、Ｓｎが粒界に偏析して、粒界割れの原因となりやすい。

（組織）
本発明では、以上の６０００系のアルミニウム合金組成を前提に、６０００系アルミニウム合金板組織を、この素材板が自動車パネルへのプレス成形後に焼付け塗装硬化処理されることを想定した熱処理後の組織で規定する。すなわち、１７０℃で２０分の熱処理が施された後の板の圧延方向に直角な断面中央部の組織として、倍率３０００００倍の透過型電子顕微鏡で測定された２．０〜２０ｎｍのサイズの析出物の数密度が、結晶粒内に平均で５．０×１０²¹個／μｍ^３以上であると規定する。

この析出物とは、前記熱処理あるいは、実際の前記焼付け塗装硬化処理時に結晶粒内に始めて生成する、ＭｇとＳｉを含む金属間化合物であり、勿論、前記熱処理前の素材板の組織（前組織）では、例え高倍率のＴＥＭであっても観察できない。言い換えると、素材板の前組織では、例え高倍率のＴＥＭであっても、このような効果がある析出物を、前記熱処理や実際の焼付け塗装硬化処理時に結晶粒内に生成できる組織か否かの判別、組織的な区別ができない。

したがって、本発明では、板の前組織ではなく、前記熱処理後の組織で、この前組織となっているか否かを判別する。なお、本発明で言う析出物のサイズとは、不定形である析出物の円相当直径（平均直径）を言う。

このように、板の組織を、前記焼付け塗装硬化処理時に結晶粒内に生成する２．０〜２０ｎｍの微細なサイズの析出物が結晶粒内に前記規定の一定量の数密度で存在するような前組織とすることによって、長期の室温時効した後でも、プレス成形時には低耐力でヘム加工性（成形性）を確保するとともに、前記焼付け塗装硬化処理時には高いＢＨ性によって高強度化できる。すなわち、室温経時１００日後の耐力を１００ＭＰa以下とし、焼付け塗装による硬化量（ＢＨ性）が９０ＭＰa以上とできる。

この板の前組織が、前記焼付け塗装硬化処理時に結晶粒内に生成する２．０〜２０ｎｍの微細なサイズの析出物が少なすぎる組織であれば、プレス成形時には低耐力で成形性を確保できるが、前記焼付け塗装硬化処理時には高いＢＨ性によって高強度化できなくなる。すなわち、倍率３０００００倍の透過型電子顕微鏡で測定された２．０〜２０ｎｍのサイズの析出物の数密度が、結晶粒内に平均で５．０×１０²¹個／μｍ^３未満では、前記焼付け塗装硬化処理時のＢＨ性が不足して高強度化が達成できない。

ちなみに、この２．０〜２０ｎｍのサイズの析出物の数密度の上限は、前記Ｓｎなどの組成や製造限界によっても制限され、結晶粒内に上限としては平均で５．０×１０²³個／μｍ^３程度までしか結晶粒内に析出させることができない。また、本発明の２．０〜２０ｎｍのサイズの析出物の数密度は、前記従来技術で用いている４００倍程度の光学顕微鏡などでは、微細すぎて観察や測定ができず、規定している倍率３０００００倍の高倍率の透過型電子顕微鏡によって始めて観察しうる。

（製造方法）
次ぎに、本発明アルミニウム合金板の製造方法について以下に説明する。本発明アルミニウム合金板は、製造工程自体は常法あるいは公知の方法であり、上記６０００系成分組成のアルミニウム合金鋳塊を鋳造後に均質化熱処理し、熱間圧延、冷間圧延が施されて所定の板厚とされ、更に溶体化焼入れなどの調質処理が施されて製造される。

但し、これらの製造工程中で、ＢＨ性を向上させるために本発明の組織を制御するためには、後述する通り、溶体化および焼入れ処理および適正な焼入れ（冷却）停止温度と、その温度範囲での保持をより適正に制御する必要がある。また、他の工程においても、本発明の規定範囲内に組織を制御するための好ましい条件もある。

(溶解、鋳造冷却速度)
先ず、溶解、鋳造工程では、上記６０００系成分組成範囲内に溶解調整されたアルミニウム合金溶湯を、連続鋳造法、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。ここで、本発明の規定範囲内に組織を制御するために、鋳造時の平均冷却速度について、液相線温度から固相線温度までを３０℃／分以上と、できるだけ大きく（速く）することが好ましい。

このような、鋳造時の高温領域での温度（冷却速度）制御を行わない場合、この高温領域での冷却速度は必然的に小さくなる。このように高温領域での平均冷却速度が遅くなった場合、この高温領域での温度範囲で粗大に生成する晶出物の量が多くなって、鋳塊の板幅方向，厚さ方向での晶出物のサイズや量のばらつきも大きくなる。この結果、本発明の範囲に組織を制御することができなくなる可能性が高くなる。

(均質化熱処理)
次いで、前記鋳造されたアルミニウム合金鋳塊に、熱間圧延に先立って、均質化熱処理を施す。この均質化熱処理（均熱処理）は、組織の均質化、すなわち、鋳塊組織中の結晶粒内の偏析をなくすことを目的とする。この目的を達成する条件であれば、特に限定されるものではなく、通常の1回または1段の処理でも良い。

均質化熱処理温度は、５００℃以上で融点未満、均質化時間は４時間以上の範囲から適宜選択される。この均質化温度が低いと結晶粒内の偏析を十分に無くすことができず、これが破壊の起点として作用するために、プレス成形時の伸びフランジ性や、ヘム加工性などの曲げ加工性が低下する。この後、直ちに熱間圧延を開始又は、適当な温度まで冷却保持した後に熱間圧延を開始しても、本発明で規定する微細析出物の数密度に制御することはできる。

この均質化熱処理を行った後、３００℃〜５００℃の間を２０〜１００℃／ｈの平均冷却速度で室温まで冷却し、次いで２０〜１００℃／ｈの平均加熱速度で３５０℃〜４５０℃まで再加熱し、この温度域で熱間圧延を開始することもできる。この均質化熱処理後の平均冷却速度および、その後の再加熱速度の条件を外れると、粗大なＭｇ−Ｓｉ化合物が形成される可能性が高くなる。

(熱間圧延)
熱間圧延は、圧延する板厚に応じて、鋳塊 (スラブ) の粗圧延工程と、仕上げ圧延工程とから構成される。これら粗圧延工程や仕上げ圧延工程では、リバース式あるいはタンデム式などの圧延機が適宜用いられる。

この際、熱延（粗圧延）開始温度が固相線温度を超える条件では、バーニングが起こるため熱延自体が困難となる。また、熱延開始温度が３５０℃未満では熱延時の荷重が高くなりすぎ、熱延自体が困難となる。したがって、熱延開始温度は３５０℃〜固相線温度、更に好ましくは４００℃〜固相線温度の範囲とする。

(熱延板の焼鈍)
この熱延板の冷間圧延前の焼鈍 (荒鈍) は必ずしも必要ではないが、結晶粒の微細化や集合組織の適正化によって、成形性などの特性を更に向上させる為に実施しても良い。

(冷間圧延)
冷間圧延では、上記熱延板を圧延して、所望の最終板厚の冷延板 (コイルも含む) に製作する。但し、結晶粒をより微細化させるためには、冷間圧延率は６０％以上であることが望ましく、また前記荒鈍と同様の目的で、冷間圧延パス間で中間焼鈍を行っても良い。

(溶体化および焼入れ処理)
冷間圧延後、溶体化焼入れ処理を行う。溶体化処理や焼入れ処理については、通常の連続熱処理ラインによる加熱，冷却でよく、特に限定はされない。ただ、各元素の十分な固溶量を得ること、および前記した通り、結晶粒はより微細であることが望ましいことから、５２０℃以上、溶融温度以下の溶体化処理温度に、加熱速度５℃／秒以上で加熱して、０〜１０秒保持する条件で行うことが望ましい。

また、成形性やヘム加工性を低下させる粗大な粒界化合物形成を抑制する観点から、溶体化温度から焼入れ停止温度までの平均冷却速度が３℃/s以上とすることが望ましい。溶体化の冷却速度が小さいと、後述する予備時効処理を行っても、板の組織を、焼付け塗装硬化処理時に結晶粒内に生成する２．０〜２０ｎｍの微細なサイズの析出物が結晶粒内に一定量の数密度で存在するような前組織とすることができない。また、冷却中に粗大なＭｇ_２Ｓｉおよび単体Ｓｉが生成してしまい、成形性が劣化してしまう。更に、溶体化後の固溶量が低下し、ＢＨ性も低下してしまう。この冷却速度を確保するために、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。

（予備時効処理）
また、ＢＨ性をより高くするために、溶体化および焼入れ処理終了後から、予備時効処理（再加熱処理）を開始するまでの室温保持時間を６０分以内とすることが望ましい。この室温保持時間が長すぎると、室温時効硬化が進みすぎて、予備時効処理を行っても、板の組織を、焼付け塗装硬化処理時に結晶粒内に生成する２．０〜２０ｎｍの微細なサイズの析出物が結晶粒内に一定量の数密度で存在するような前組織とすることができない。したがって、この室温保持時間は短いほど良く、溶体化および焼入れ処理と再加熱処理とが、時間差が殆ど無いように連続していても良く、下限の時間は特に設定しない。

予備時効処理（再加熱処理）の板の到達温度（実体温度）は８０〜１５０℃の温度範囲かつ、保持時間は３〜５０ｈｒの範囲であることが望ましい。再加熱の到達温度が８０℃以下または保持時間が３ｈｒ未満であると、ＢＨ時（焼付け塗装硬化処理時）の強度の増加量（硬化量）が１００ＭＰa以下となりやすい。一方、予備時効条件が１5０℃を超えるか、または、保持時間が５０時間以上では、焼付け塗装硬化処理前の耐力が１００ＭＰa を超えて大きくなりやすく、成形性が低下する。

予備時効処理後の室温までの冷却は、放冷でも、生産の効率化のために前記焼入れ時の冷却手段を用いて強制急冷しても良い。すなわち、本発明で規定するサイズが均等あるいは類似のクラスタを前記温度保持処理によって出尽くさせているため、従来の予備時効処理あるいは再加熱処理のような強制急冷や、数段にわたる複雑な平均冷却速度の制御は不要である。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。

次に本発明の実施例を説明する。本発明で規定する組成や組織条件が異なる６０００系アルミニウム合金板を、溶体化処理後の焼入れ処理の冷却速度、溶体化および焼入れ処理終了後から予備時効処理開始までの室温保持時間と、予備時効処理の温度と保持時間などを変えて作り分けた。そして、これらの各例の室温に１００日間保持後のＢＨ性（塗装焼付け硬化性）を各々評価した。合わせて曲げ加工性としてのヘム加工性も評価した。

各例の６０００系アルミニウム合金板の組成を示す表１中の各元素の含有量の表示において、各元素における数値をブランクとしている表示は、その含有量が検出限界以下であり、その元素の含有量が実質的に０％であることを示す。

アルミニウム合金板の具体的な製造条件は以下の通りとした。表１に示す各組成のアルミニウム合金鋳塊を、ＤＣ鋳造法により共通して溶製した。この際、各例とも共通して、鋳造時の平均冷却速度について、液相線温度から固相線温度までを５０℃／分とした。続いて、鋳塊を、各例とも共通して、５４０℃×４時間均熱処理した後、熱間粗圧延を開始した。そして、各例とも共通して、続く仕上げ圧延にて、厚さ３．５ｍｍまで熱延し、熱間圧延板とした。熱間圧延後のアルミニウム合金板を、各例とも共通して、５００℃×１分の荒焼鈍を施した後、冷延パス途中の中間焼鈍無しで加工率７０％の冷間圧延を行い、各例とも共通して、厚さ１．０ｍｍの冷延板とした。

更に、この各冷延板を、各例とも共通して、連続式の熱処理炉で５６０℃の溶体化処理を行い、目標温度に到達後１０秒保持した後に、直ちにガス空冷または水冷を行うことで、表２、３に示す種々の冷却速度にて室温まで冷却した。その後、表２、３に示すように、室温にて５〜８０分保持した後に、大気炉にて種々の温度、保持条件にて予備時効を行った後に水冷した。ここで本実施例では再加熱処理の後に、水冷にて冷却を行っているが、この冷却は放冷であっても同様の組織が得られる。

これら調質処理後１００日間室温放置した後の各最終製品板から供試板 (ブランク) を切り出し、各供試板の特性を測定、評価した。また、３ＤＡＰを用いた組織観察は調質処理後１００日後の試料についてのみ実施した。これらの結果を表２、３に示す。ここで表1と表２、３との合金番号は各々対応している。

(微細析出物)
各例とも、前記供試板を１７０℃で２０分の熱処理を施した後、この供試板の板の圧延方向に直角な断面中央部から採取した薄膜試料を作製し、倍率３０００００倍の透過型電子顕微鏡倍率３０００００倍の透過型電子顕微鏡を用いて、加速電圧２００ｋＶにて、膜厚０．１μｍの箇所を３００ｎｍ×３００ｎｍ×１００ｎｍの範囲で測定し、結晶粒内の２．０〜２０ｎｍのサイズの析出物の平均数密度（個／μｍ^３）を測定した。この観察を試験片５個について行い、結晶粒内の２．０〜２０ｎｍのサイズの析出物の数密度を各々求めて、平均化（平均数密度と）した。ここで、析出物のサイズは、前記した通り、面積が等価な円の直径に換算して測定した。

（塗装焼付硬化性）
前記調質処理後、１００日間室温放置した後の各供試板の機械的特性として、０.２％耐力（Ａｓ耐力）を引張試験により求めた。また、これらの各供試板を各々共通して、１００日間の室温時効させた後に、１７０℃×２０分の人工時効硬化処理した後（ＢＨ後）の、供試板の０.２％耐力（ＢＨ後耐力）を引張試験により求めた。そして、これら０.２％耐力同士の差（耐力の増加量）から各供試板のＢＨ性を評価した。

前記引張試験は、前記各供試板から、各々ＪＩＳＺ２２０１の５号試験片（２５ｍｍ×５０mmＧＬ×板厚）を採取し、室温にて引張り試験を行った。このときの試験片の引張り方向を圧延方向の直角方向とした。引張り速度は、０．２％耐力までは５ｍｍ／分、耐力以降は２０ｍｍ／分とした。機械的特性測定のＮ数は５とし、各々平均値で算出した。なお、前記ＢＨ後の耐力測定用の試験片には、この試験片に、板のプレス成形を模擬した２％の予歪をこの引張試験機により与えた後に、前記ＢＨ処理を行った。

（ヘム加工性）
ヘム加工性は、前記調質処理後１００日間放置後の各供試板について行った。試験は、３０ｍｍ幅の短冊状試験片を用い、ダウンフランジによる内曲げＲ１．０ｍｍの９０°曲げ加工後、１．０ｍｍ厚のインナを挟み、折り曲げ部を更に内側に、順に約１３０度に折り曲げるプリヘム加工、１８０度折り曲げて端部をインナに密着させるフラットヘム加工を行った。

このフラットヘムの曲げ部（縁曲部）の、肌荒れ、微小な割れ、大きな割れの発生などの表面状態を目視観察し、以下の基準にて目視評価した。
０；割れ、肌荒れ無し、１；軽度の肌荒れ、２；深い肌荒れ、３；微小表面割れ、４；線状に連続した表面割れ、５；破断

各発明例は、表1の０〜９の合金番号や、表２の番号０、１、７、１３、表３の番号１９〜２４に各々示す通り、本発明成分組成範囲内で、かつ好ましい板の条件範囲で製造を行なっている。このため、これら各発明例は、表２、３に各々示す通り、本発明で規定する熱処理後の組織規定を満たしている。すなわち、製造した板を１７０℃で２０分の熱処理を施した後の組織を前記ＴＥＭの測定条件で測定した際の、結晶粒内の２．０〜２０ｎｍのサイズの析出物の数密度が平均で５．０×１０²¹個／μｍ^３以上である。

この結果、各発明例は、表２、３に各々示す通り、室温に１００日保持した長期室温時効後であっても、耐力を１００ＭＰa以下とすることができ、焼付け塗装による耐力増加量（硬化量、ＢＨ性）が９０ＭＰa以上である。したがって、室温時効後の特性として、優れたＢＨ性とヘム加工性（成形性）とを兼備できている。

表２の比較例２〜６、８〜１２、１４〜１８は、表１の発明合金例１、２、５を用いている。しかし、これら各比較例は、表２に示す通り、溶体化処理後の冷却速度や、再加熱（予備時効処理）までの室温保持時間、再加熱条件（予備時効処理条件）が好ましい範囲から外れている。このため、製造した板を１７０℃で２０分の熱処理を施した後の組織を前記ＴＥＭの測定条件で測定した際の、結晶粒内の２．０〜２０ｎｍのサイズの析出物の数密度が平均で５．０×１０²¹個／μｍ^３未満と少なすぎる。この結果、同じ合金組成である発明例１、２、５に比して、ＢＨ性やヘム加工性が劣っている。

表３の比較例２５〜２８は、表1の合金番号１０〜１３の通り、主元素のＭｇ、Ｓｉが好ましい範囲を外れている。このためＢＨ性が低すぎるか、または耐力（強度）が高すぎ、ヘム加工性も劣っている。

表３の比較例２９は、表1の合金番号１４の通り、ＭｇとＳｉとが、本発明で規定する前記互いのバランス式の関係から外れている。このため。１００日の室温保持後のＡｓ耐力が高くなりすぎ、ヘム加工性が劣っている。

表３の比較例３０、３１は、表1の合金番号１５、１６の通り、Ｓｎを含有していない。このため室温時効を十分に抑制できず、１００日の室温保持後のＡｓ耐力が高くなりすぎ、ヘム加工性が劣っている。

表３の比較例３２は、表1の合金番号１７の通り、Ｓｎ含有量が多すぎるため、熱間加工で著しい割れが発生してしまった。このため、その後の調査を行っていない。

表３の比較例３３〜３８は、表1の合金番号１８〜２３の通り、その他の元素である、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｚｎの含有量が、前記した許容量を超えて多すぎるため、ヘム加工性が劣る。

以上の実施例の結果から、室温時効後の特性としてのヘム加工性とＢＨ性の向上に対して、本発明で規定する組成、組織の各条件を全て満たす必要性があることが裏付けられる。また、このような室温時効後のヘム加工性とＢＨ性を得るための、本発明における好ましい製造条件の臨界的な意義乃至効果も裏付けられる。

本発明によれば、室温時効後の特性として、優れたヘム加工性やＢＨ性を兼備する６０００系アルミニウム合金板を提供できる。この結果、自動車、船舶あるいは車両などの輸送機、家電製品、建築、構造物の部材や部品用として、また、特に、自動車などの輸送機の部材に６０００系アルミニウム合金板の適用を拡大できる。

Claims

質量％で、Ｍｇ：０.３〜０．６％、Ｓｉ：０.４〜１．４％、Ｓｎ：０．０１〜０．３％を各々含み、かつＭｇとＳｉの成分バランスが、８×（Ｍｇ含有量）−（Ｓｉ含有量）≦３.０を満たし、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板であって、この板を１７０℃で２０分の熱処理を施した後の板の圧延方向に直角な断面中央部の組織を、倍率３０００００倍の透過型電子顕微鏡で３００ｎｍ×３００ｎｍ×１００ｎｍの範囲で測定した際の、結晶粒内の２．０〜２０ｎｍのサイズの析出物の数密度が平均で５．０×１０²¹個／μｍ^３以上であることを特徴とする室温時効後の特性に優れたアルミニウム合金板。
前記アルミニウム合金板が、更に、Ｍｎ：１.０％以下（但し、０％を含まず）、Ｃｕ：１．０％以下（但し、０％を含まず）、Ｆｅ：１．０％以下（但し、０％を含まず）、Ｃｒ：０．３％以下（但し、０％を含まず）、Ｚｒ：０．３％以下（但し、０％を含まず）、Ｖ：０．３％以下（但し、０％を含まず）、Ｔｉ：０．１％以下（但し、０％を含まず）、Ｚｎ：１．０％以下（但し、０％を含まず）、Ａｇ：０．２％以下（但し、０％を含まず）の１種または２種以上を含む請求項１に記載の室温時効後の特性に優れたアルミニウム合金板。