JP2015196852A - 成形性と焼付け塗装硬化性とに優れたアルミニウム合金板 - Google Patents

Abstract

【課題】室温時効後のＢＨ性や成形性を兼備する６０００系アルミニウム合金板を提供する。【解決手段】Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の、Ｍｇ、Ｓｉの含有量を低めとし、この板の図１に示すＤＳＣのように、２３０〜３３０℃の温度範囲に存在する発熱ピークが互いに近接して重なり合うような組織として、新たな添加元素を加えずとも基本的な組成のみによって、そして、常法による製造方法を大きく変えることなく、成形性かつ焼付け塗装硬化性を優れさせる。【選択図】図１

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あって、プレス成形や焼付け塗装硬化処理される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アルミや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、自動車の大型ボディパネル構造体（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。

この自動車の大型ボディパネル構造体の内、フード、フェンダー、ドア、ルーフ、トランクリッドなどのアウタパネル(外板) にも、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ＪＩＳ ６０００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、自動車の前記アウタパネルへの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。そして、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( 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、自動車の前記アウタパネルは、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、１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、製造直後では、問題無く成形可能であっても、１ヶ月経過後では、ヘム加工時に割れが生じるなどの問題が有った。したがって、自動車パネル用、特にアウタパネル用の６０００系アルミニウム合金板では、１ヶ月間程度の比較的長期に亙る室温時効を抑制する必要がある。

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、比較的低温の人工時効（硬化) 処理時の加熱によっては、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。

従来から、このような６０００系アルミニウム合金板の室温時効による、成形性とＢＨ性との低下に対し、板の調質後（溶体化および焼入れ処理後）の室温放置中に形成されるＭｇ−Ｓｉ系クラスタを制御することが、種々提案されている。そのうちの一つとして、これらＭｇ−Ｓｉ系クラスタを、６０００系アルミニウム合金板の示差走査熱分析曲線（示差走査熱量分析曲線とも言い、以下、ＤＳＣとも言う) の吸熱ピークや発熱ピークにて制御する技術が提案されている。

例えば、特許文献１、２では、室温時効抑制と低温時効硬化能を阻害するＭｇ−Ｓｉ系クラスタとして、特に、Ｓｉ／空孔クラスタ（ＧＰＩ）の生成量を規制することが提案されている。これら技術では、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。

特許文献３では、過剰Ｓｉ型の６０００系アルミニウム合金材であって、このアルミニウム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（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(ＧＰＩＩ)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を２０００μＷ以下とすることが提案されている。このアルミニウム合金材は、前記調質処理後少なくとも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％のひずみ付与後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。

特許文献４では、このような低温短時間の焼付け塗装硬化処理でのＢＨ性を得るため、６０００系アルミニウム合金板の調質処理後のＤＳＣにおいて、１００〜２００℃の温度範囲における発熱ピーク高さＷ１を５０μＷ以上とし、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を２０．０以下とすることが提案されている。

ここで、前記発熱ピークＷ１は、人工時効硬化処理の際のβ”（Ｍｇ_２Ｓｉ相）の核生成サイトとなるＧＰゾーンの析出に対応しており、Ｗ１のピーク高さが高いほど、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、調質処理後の板に既に形成、確保されているとする。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、ＢＨ性を向上させるとしている。一方、前記発熱ピークＷ２の方は、β”自体の析出ピークに対応しており、成形される板の耐力を１３５ＭＰａ未満に低耐力化させて成形性を確保するために、この発熱ピークＷ２高さをできるだけ小さくするとしている。

特許文献５では、ＤＳＣにおいて、ＢＨ性に特に関わる、特定の温度範囲における発熱ピーク高さを３つ（３箇所）選択して各々制御し、ＢＨ性（焼き付け塗装硬化特性）を高めることが提案されている。この３つの発熱ピークとは、２３０〜２７０℃のピークＡ、２８０〜３２０℃のピークＢ、３３０〜３７０℃のピークＣであり、ピークＢの高さを２０μＷ／ｍｇ以上、かつ各ピークの比Ａ／Ｂを０．４５以下、Ｃ／Ｂを０．６以下とすることで、２％のひずみ付与後に１７０℃×２０分の人工硬化処理を施した際の０．２％耐力増加量を１００ＭＰａ以上とする方法が提案されている。

特開平１０−２１９３８２号公報 特開２０００−２７３５６７号公報 特開２００３−２７１７０号公報 特開２００５−１３９５３７号公報 特開２０１３−１６７００４号公報

自動車の前記各種のアウタパネルは、デザイン性の点で、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ことが必要である。このような要求は、軽量化のために、成形が難しくなる高強度アルミニウム合金板素材の採用に伴って、年々厳しくなっている。このため、近年益々、より成形性に優れたアルミニウム合金板が求められている。しかし、前記した従来のＤＳＣによる組織制御では、このような要求に応えることができなくなっている。

例えば、このようなアウタパネルへの高強度アルミニウム合金板の適用を難しくしている一因として、アウタパネル独特の形状の問題がある。アウタパネルには、把手座やランプ座、ライセンス (ナンバープレート) 座などの、器具や部材を装着したり、ホイールアーチを描くような、所定深さの凹部（張出部、エンボス部）が部分的に設けられる。

このような凹部を、その凹部形状周囲の連続した曲面を含めてプレス成形した場合には、面歪み（面ひずみ）が発生しやすく、前記した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ことが難しい。したがって、前記アウタパネルには、素材板の成形時に、この面歪みの発生を抑制することが必須となる。

なお、このような面歪みの問題は、前記した凹部（張出部）だけの問題ではなく、ドアアウタパネルのくら型部、フロントフェンダの縦壁部、リアフェンダのウインドコーナー部、トランクリッドやフードアウタのキャラクターラインの消滅部、リアフェンダピラーの付け根部など、面歪みを生じるような凹部 (張出部) を一部に有するような、自動車パネルに共通する課題である。

このような課題に対して、前記面歪みの発生を抑制した成形性向上のためには、プレス成形される際の（製造後に室温時効）板の０．２％耐力を１１０ＭＰａ未満と低くすることが望まれる。しかし、このように成形時の耐力を低下させると、焼付け塗装硬化後（以下、ベークハード後、ＢＨ後とも言う）の０．２％耐力を１７０ＭＰａ以上、焼付け塗装硬化による０．２％耐力増加量で７０ＭＰａ以上とすることが難しくなる。前記した従来のＤＳＣによる組織制御では、この課題を解決することが難しい。

本発明は、このような課題を解決するためになされたものであって、自動車パネル成形時の０．２％耐力を１１０ＭＰａ以下に低くした上で、ＢＨ後の０．２％耐力を１７０ＭＰａ以上とすることが可能な、成形性と焼付け塗装硬化性を兼備したアルミニウム合金板を提供することを目的とする。

この目的を達成するために、本発明の成形性と焼付け塗装硬化性とに優れたアルミニウム合金板の要旨は、質量％で、Ｍｇ：０.２〜１.０％、Ｓｉ：０.２〜１.０％を含み、かつ（Ｍｇ含有量）＋（Ｓｉ含有量）≦１．２％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、この板の示差走査熱分析曲線において、２３０〜３３０℃の温度範囲内に、発熱ピークが１つだけか、または、互いのピーク間の温度差が５０℃以下の発熱ピークが２つだけ存在し、前記１つだけの発熱ピークの高さか、または、前記２つだけの発熱ピークのうちのピーク高さが大きい方の発熱ピークの高さが２０〜５０μＷ／ｍｇの範囲であることとする。

本発明では、主要元素であるＭｇ、Ｓｉの含有量を低めにすることによって、製造後の板の室温時効後の成形時の０．２％耐力を１１０ＭＰａ以下に低くすることができ、自動車のパネル構造体の、特に面歪が問題となるような自動車パネルなどへの成形性を向上させる。

その上で、自動車パネルとして、ＢＨ後の０．２％耐力を１７０ＭＰａ以上とし、０．２％耐力増加量で７０ＭＰａ以上として、高強度化を保証するために、焼付け塗装硬化処理後において析出する析出物の量を保証する目安として、この板のＤＳＣを制御する。すなわち、ＤＳＣにおける、広くは２３０〜３３０℃の温度範囲に存在する２つの発熱ピークが互いに近接して重なり合うような組織とする。

このような組成と組織との制御によって、新たな添加元素を加えずとも、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金の基本的な組成のみによって、そして、常法による製造方法を大きく変えることなく、成形性と焼付け硬化性（以下、ベークハード性、ＢＨ性とも言う）を兼備したアルミニウム合金板を提供できる。

実施例における各例のＤＳＣを示す説明図である。

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)
先ず、本発明のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系（以下、６０００系とも言う）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。本発明が対象とする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ので、組成の面からもこれらの要求を満たすようにする。その上で、本発明では、主要元素であるＭｇ、Ｓｉの含有量を低めにすることによって、製造後の板の室温時効後の成形時の０．２％耐力を１１０ＭＰａ以下に低くして、自動車のパネル構造体の、特に面歪が問題となるような自動車パネルなどへの成形性を向上させる。それとともに、焼付け塗装硬化後の０．２％耐力を１７０ＭＰａ以上とすることを、組成の面から可能とする。

このような課題を満足するために、アルミニウム合金板の組成は、質量％で、Ｍｇ：０.２〜１.０％、Ｓｉ：０.２〜１.０％を含み、かつ（Ｍｇ含有量）＋（Ｓｉ含有量）≦１．２％を満たし、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるものとする。なお、各元素の含有量の％表示は全て質量％の意味である。

本発明では、これらＭｇ、Ｓｉ以外のその他の元素は基本的には不純物あるいは含まれても良い元素であり、ＡＡ乃至ＪＩＳ規格などに沿った、あるいはそれよりも低めのレベルの、各元素の含有量 (許容量) とする。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、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。

したがって、本発明では、このような下記元素を各々以下に規定するAA乃至JIS 規格などに沿った上限量以下の範囲での含有を許容する。具体的には、前記アルミニウム合金板が、更に、Ｆｅ：０.５％以下（但し、０％を含まず）、Ｍｎ：０.３％以下（但し、０％を含まず）、Ｃｒ：０．３％以下（但し、０％を含まず）、Ｚｒ：０．１％以下（但し、０％を含まず）、Ｖ：０．１％以下（但し、０％を含まず）、Ｔｉ：０．１％以下（但し、０％を含まず）、Ｃｕ：０.５％以下（但し、０％を含まず）、Ａｇ：０．１％以下（但し、０％を含まず）、Ｚｎ：０.５％以下（但し、０％を含まず）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：０．２〜１.０％
ＳｉはＭｇとともに、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、自動車パネルとしての必要な強度（耐力）を得るための必須の元素である。Ｓｉ含有量が少なすぎると、人工時効処理後の時効析出物量が少なくなりすぎて、焼付け塗装後の強度増加量が低くなってしまう。一方Ｓｉ含有量が多すぎると、板の製造直後の強度だけでなく、製造後の室温時効量も高くなり、成形前の強度が高くなりすぎて、自動車のパネル構造体の、特に面歪が問題となるような自動車パネルなどへの成形性が低下してしまう。また、粗大な晶出物および析出物が形成されて、曲げ加工性が著しく低下する。なお、Ｓｉ含有量の好ましい上限値は、０．８％である。

パネルへの成形後の、より低温、短時間での塗装焼き付け処理での優れた時効硬化能を発揮させるためには、Ｓｉ/ Ｍｇを質量比で１．０以上とし、一般に言われる過剰Ｓｉ型よりも更にＳｉをＭｇに対し過剰に含有させた６０００系アルミニウム合金組成とすることが好ましい。

Ｍｇ：０．２〜１．０％
Ｍｇも、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、人工時効処理後の析出物の析出量が少なくなりすぎて、焼付け塗装後の強度増加量が低くなってしまう。一方、Ｍｇ含有量が高すぎると、板の製造直後の強度だけでなく、製造後の室温時効量も高くなり、成形前の強度が高くなりすぎて、自動車のパネル構造体の、特に面歪が問題となるような自動車パネルなどへの成形性が低下してしまう。なお、Ｍｇ含有量の好ましい上限値は、０．８％である。

（Ｍｇ含有量）＋（Ｓｉ含有量）≦１．２％
ＭｇとＳｉとの合計含有量である、（Ｍｇ含有量）＋（Ｓｉ含有量）は、成形前の６０００系アルミニウム合金板の組織として、この板のＤＳＣにおいて２３０〜３３０℃の温度範囲に存在する発熱ピークに大きく影響する。

後述する適切な製造方法をとることを前提に、（Ｍｇ含有量）＋（Ｓｉ含有量）を１．２％以下とすることによって、２３０〜３３０℃の温度範囲内に発熱ピークが２つだけ存在する場合に、これら２つの発熱ピークの互いのピーク間の温度差を５０℃以下とでき、前記温度範囲内に発熱ピークが１つだけ存在する場合には、この発熱ピークの高さが２０〜５０μＷ／ｍｇの範囲とすることができる。

このために、（Ｍｇ含有量）＋（Ｓｉ含有量）はできるだけ低い方が好ましいが、（Ｍｇ含有量）＋（Ｓｉ含有量）の下限量は、板としての基本的を発揮するためのＭｇとＳｉとの最低必要量である、各下限含有量によって決まる。この点も考慮すると、（Ｍｇ含有量）＋（Ｓｉ含有量）での下限は好ましくは０.６％以上とする。

一方、（Ｍｇ含有量）＋（Ｓｉ含有量）が１.２を超えて大きくなりすぎると、後述する適切な製造条件によっても、規定範囲内にＤＳＣの発熱ピークを制御することが難しくなる。すなわち、２３０〜３３０℃の温度範囲に発熱ピークが２つ存在する場合には、これら２つの発熱ピークの互いのピーク間の温度差が５０℃以下とできなくなる。また、前記温度範囲内に発熱ピークが１つだけ存在する場合には、この発熱ピークの高さを２０〜５０μＷ／ｍｇの範囲とすることができなくなる。このため、成形時（焼付け塗装前）の強度を低くすることと、焼付け塗装時の強度増加量を大きくすることを、両立させにくくなる。このため、（Ｍｇ含有量）＋（Ｓｉ含有量）での上限は１.２％以下、好ましくは１.０％以下とする。

（示差走査熱分析曲線、示差走査熱量分析曲線、ＤＳＣ）：
以上のような組成とした上で、本発明では、自動車パネルなどとしての高強度を保証するために、焼付け塗装硬化処理後において析出する析出物の量を保証する目安として、この板のＤＳＣにおいて、従来は２３０〜３３０℃の温度範囲内に互いに離れて存在していた２つの発熱ピークを、互いに近接して（温度差が小さくなって）重なり合うような組織とする。これによって、自動車パネル成形時の０．２％耐力を１１０ＭＰａ以下に低くした上で、焼付け塗装硬化後の０．２％耐力を１７０ＭＰａ以上とすることを可能とする。

ここで、示差走査熱分析曲線（ＤＳＣ）とは、前記調質処理後のアルミニウム合金板の融解過程における熱的変化を、後述する条件による示差熱分析により測定して得られた固相からの加熱曲線である。

このＤＳＣにおいて、従来技術では２３０〜３３０℃の範囲に、互いにピーク間の温度差（距離）が遠く離れて存在したβ’’とβ’との２つの発熱ピークを、互いに近接させて（温度差を小さくして）重なり合うように変化させた組織を、本発明では規定している。すなわち、この板のＤＳＣにおいて、２３０〜３３０℃の温度範囲内に、発熱ピークを１つだけか、または、互いのピーク間の温度差が５０℃以下の発熱ピークを２つだけ存在させている。そして、前記１つだけの発熱ピークの高さか、または、前記２つだけの発熱ピークのうちのピーク高さが大きい（高い）方の発熱ピークの高さを２０〜５０μＷ／ｍｇの範囲としている。

６０００系アルミニウム合金は、クラスタ、ＧＰゾーン、強化相１（β''）、強化相２（β’）、平衡相（Ｍｇ_２Ｓｉ）と、時効温度によって種々の析出相が生成する。この中で、焼付け塗装（人工時効処理）後の強度を高くするためには、焼付け塗装時にβ’’やβ’を生成することが有効と推測される。ただ、板の室温時効後の成形時の０．２％耐力を１１０ＭＰａ以下に低くするために、Ｍｇ、Ｓｉの含有量を低めにした、本発明の６０００系アルミニウム合金板では、Ｍｇ、Ｓｉの含有量が比較的高い、通常の６０００系アルミニウム合金板に比して、前記強化相１（β''）や強化相２（β’）のＢＨ（人工時効処理）時の発生挙動（発生温度）が大きく異なってくる。

これらβ’’やβ’のＢＨ時（塗装焼き付け処理時）の発生挙動の変化を、ＤＳＣにおいて模擬することが可能であり、これが本発明でのＤＳＣによる組織の規定の土台となっている。

β’’やβ’のＢＨ時の発生挙動をＤＳＣによって模擬すると、例えば、Ｍｇ、Ｓｉの含有量が比較的高い、通常の６０００系アルミニウム合金板では、β’’やβ’の発熱ピークは２３０〜３３０℃の範囲に、互いにより広く離れて存在する。より具体的に、従来のβ’’の発熱ピークは、前記温度範囲の中の、温度が低い前半の２４０〜２６０℃近傍に多く存在し、一方の、従来のβ’の発熱ピークは、前記温度範囲の中の、温度が高い後半の３１０〜３２０℃近傍に、互いのピーク間の温度差が５０℃を超えて各々存在していた。

なお、このような従来の発熱ピークの状態は代表例であり、この発熱ピークの発生挙動は、当然ながら板の組成や製造条件によっても種々異なる。例えば、前記特許文献５のように、ＤＳＣにおいて、ＢＨ性に関わる発熱ピークが３つ（３箇所）存在し、２３０〜２７０℃のピークＡ、２８０〜３２０℃のピークＢ、３３０〜３７０℃のピークＣと各々されている場合もある。

これに対して、同じく、このβ’’やβ’のＢＨ時の発生挙動をＤＳＣによって模擬すると、Ｍｇ、Ｓｉの含有量を低めにした本発明の６０００系アルミニウム合金板では、β’’やβ’の発熱ピークは、前記通常の６０００系アルミニウム合金板に比して、発熱ピークの発生位置（ピーク位置）やピーク間の距離（温度差）が、互いに近接してくる（重なり合う）ことが特徴である。そして、この現象は、板の製造条件、特に、溶体化および焼入れ処理後の予備時効処理の条件を変えることによって生じることも特徴である。

常法による製造では、Ｍｇ、Ｓｉの含有量を低めにした本発明の６０００系アルミニウム合金板でも、Ｍｇ、Ｓｉの含有量が比較的高い通常の６０００系アルミニウム合金板と同様に、β’’やβ’の発熱ピークは、２３０〜３３０℃の広い温度範囲に、ピーク間距離では５０℃以上の温度差をあけた２つの山に分離している。この典型例としては、後述する図１に示すＤＳＣや実施例表２における比較例１９がこれに相当する。

これに対して、製法を変えて、板の圧延後の調質において、溶体化および焼入れ処理後の予備時効処理の条件を変えた場合に、β’’やβ’の発熱ピークは、互いのピークの温度差が５０℃未満と少なくなって、互いのピークが重なり合う（近接する）ように発生することを知見した。

本発明者らの知見によれば、β’’の発熱ピーク（１つ目あるいは前半のピークとも言う）の発生温度は、それまでの温度が低い２５０〜２６０℃近傍の位置（温度）から、温度が高い２７０〜２９０℃近傍の位置（温度）へと移動する。一方のβ’の発熱ピーク（２つ目あるいは後半のピークとも言う）の発生温度は、それまでの温度が高い３００〜３１０℃近傍の位置（温度）から、温度が低い２９０〜３００℃近傍の位置（温度）へと移動する。

そして、このように、β’’とβ’との互いの発熱ピークの、互いのピーク間の温度差が５０℃未満と少なくなって、互いのピークが近接あるいは重なり合うように発生した場合には、ＢＨ後の耐力を高くする人工時効析出物量を保証できることを知見した。すなわち、β’’とβ’との発熱ピークが互いに近接あるいは重なり合うようにすることで、パネル成形時の０．２％耐力を１１０ＭＰａ以下に低くした上で、ＢＨ後のパネルの０．２％耐力を１７０ＭＰａ以上と高くすることが可能となる。これに対して、これら２つの発熱ピークの互いのピーク間の温度差が５０℃を超えて広がった場合には、前記特性を発揮できなくなる。

このように、β’’やβ’の互いの発熱ピークが重なり合う場合を具体的に規定したのが、本発明の規定である。すなわち、前記６０００系アルミニウム合金板のＤＳＣにおいて、２３０〜３３０℃の温度範囲内、好ましくは２５０〜３２０℃の温度範囲内に、互いのピーク間の温度差が５０℃以下、好ましくは３０℃以下である、低温側のβ’’の発熱ピークと、高温側のβ’の発熱ピークとを２つだけ（合計で２つだけ）存在させ、このうちのどちらかピーク高さが大きい（高い）方の発熱ピークの高さを２０〜５０μＷ／ｍｇの範囲としている。また、２３０〜３３０℃の温度範囲内に、低温側のβ’’と高温側のβ’との互いの発熱ピークが、より重なり合って、これら互いのピーク間の温度差が判別（計測）できなくなった、いわば合成された（重複した）発熱ピークが１つだけ存在すると判別される場合であって、その発熱ピークの高さを２０〜５０μＷ／ｍｇの範囲としている。

本発明において、２３０〜３３０℃の温度範囲内、好ましくは２５０〜３２０℃の温度範囲内に、互いのピーク間の温度差が５０℃以下、好ましくは３０℃以下の発熱ピークが２つだけ存在する場合、β’’の発熱ピークは、低温側の１つ目あるいは前半のピークとして、２７０〜２９０℃近傍に存在する。また、β’の発熱ピークは、高温側の２つ目あるいは後半のピークとして、２９０〜３００℃近傍に存在する。そして、これら発熱ピークの互いのピーク間の温度差を５０℃以下とし、これら発熱ピークのうちの、どちらかピーク高さが大きい方の発熱ピークの高さを２０〜５０μＷ／ｍｇの範囲としているのが、後述する図１のＤＳＣや実施例表２における発明例０、１、１６、１７、１９、２１などの例である。

また、後述する図１のＤＳＣや実施例表２における発明例５、６、１２、１５、１８、２０などは、２３０〜３３０℃の温度範囲内、好ましくは２７０〜３００℃の温度範囲内に、低温側のβ’’と高温側のβ’との互いの発熱ピークがより重なり合って、これら互いのピーク間の温度差が判別できなくなった、合成された発熱ピークが１つだけ存在する場合である。

このＢＨ性を保証するためには、当然ながら、ＢＨ時の人工時効析出物量を表す、発熱ピーク高さも重要であり、２３０〜３３０℃の温度範囲内に存在する発熱ピークが２つの場合には、ＢＨ性に寄与する、ピーク高さが大きい方の発熱ピークである、β’の発熱ピーク（後述する実施例における発明例では概ね３００℃近傍に発生）のピークの高さ（μＷ／ｍｇ）を、２０〜５０μＷ／ｍｇの範囲とする。

また、２３０〜３３０℃の温度範囲内に存在する発熱ピークが１つだけの場合、すなわち、前記β’’の発熱ピーク（１つ目あるいは前半のピーク、２７０〜２９０℃近傍）と、前記β’の発熱ピーク（２つ目あるいは後半のピーク、２９０〜３００℃近傍）とが重なりあって、合成された１つだけの発熱ピークを形成している場合には、この発熱ピークの高さを２０〜５０μＷ／ｍｇの範囲とする。

これによって、パネル成形時の耐力を１１０ＭＰａ以下に低くした上で、ＢＨ後の耐力を１７０ＭＰａ以上とすることが可能となる。言い換えると、ＢＨ後の耐力を１７０ＭＰａ以上とするような、ＢＨ時に生成するβ’’とβ’との時効析出物量を保証できる。これらの発熱ピークの高さが２０〜５０μＷ／ｍｇの範囲を、少なめに外れても、高めに外れても、焼付け塗装硬化処理によって、ＢＨ性に効果がある所望のβ’’やβ’などの時効析出物量が少なすぎるか、あるいは多すぎるかして、所望量析出させることができないことを意味している。このため、必然的に、パネル成形時の耐力を１１０ＭＰａ以下に低くした上で、ＢＨ後の耐力を１７０ＭＰａ以上とすることができなくなる。

（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、本発明のＤＳＣで規定する組織を得るためには、後述する通り、溶体化および焼入れ処理後の予備時効処理条件を、好ましい範囲とする。なお、他の工程においても、本発明のＤＳＣで規定する組織を得るための好ましい条件もある。このような好ましい条件としなければ、本発明のＤＳＣで規定する組織を得ることが難しくなる。

(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クラスタを制御するために、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遅くなる。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、本発明の範囲に前記規定クラスタ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、伸びフランジ性や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、本発明で規定するクラスタ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、溶体化処理と、これに続く、室温までの焼入れ処理を行う。この溶体化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、０.１〜１０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、室温の焼入れ停止温度までの平均冷却速度を３℃/s以上とすることが望ましい。溶体化処理後の室温までの焼入れ処理の平均冷却速度が小さいと、冷却中に粗大なＭｇ₂Ｓｉ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。また溶体化後の固溶量が低下し、ＢＨ性が低下してしまう。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：再加熱処理)
このような溶体化処理後に焼入れ処理して室温まで冷却した後、１時間以内に冷延板を予備時効処理（再加熱処理）する。室温までの焼入れ処理終了後、予備時効処理開始（加熱開始）までの室温保持時間が長すぎると、室温時効により溶解しやすいクラスタが生成してしまい、本発明のＤＳＣで規定する発熱ピークが、前提として形成されない。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。

この予備時効処理は、８０〜１２０℃の比較的高温側の領域と、６０〜４０℃の比較的低温側の領域とにおける保持時間を各々確保することが重要である。これによって、本発明のＤＳＣで規定する発熱ピークが形成される。

ここで、前記８０〜１２０℃の高温側領域と、前記６０〜４０℃の低温側領域とを、温度的に２段階などの段階的に分けても、連続して温度が変化するようにしても良い。また、前記高温側領域での温度保持を、この温度範囲で、一定の温度あるいは昇温により温度を順次変えた熱処理としても良い。また、前記低温側領域での温度保持を、この温度範囲で、一定あるいは降温により温度を順次変えた熱処理としても良い。要は、昇温や降温（徐冷）などで連続的に温度が変化しても、各々の温度域に各々必要な保持時間だけ、保持されていれば良い。そして、これら高温側と低温側での温度保持を、温度を段階的に区分けした連続する２段階の熱処理としても良く、保持温度を各々規定の温度範囲で、一定あるいは昇温、降温、放冷などを適宜組み合わせた連続的な熱処理としても良い。予備時効処理後の冷却は、放冷でも、急冷でも良い。

前半の前記８０〜１２０℃の高温側領域での保持時間は、板の昇温過程での８０〜１２０℃の温度範囲での板の滞在時間も加えて、好ましくは５〜４０時間とする。また、後半の前記６０〜４０℃の低温側領域での保持時間は、前記高温側領域での保持からの降温、あるいは放冷でも急冷でも冷却過程での６０〜４０℃の温度範囲での板の滞在時間も加えて、好ましくは２０〜３００時間とする。

これらの温度や保持時間が各々低すぎる、あるいは短すぎると、予備時効処理をしない場合と同様となって、ＤＳＣにて規定する本発明の組織となりにくく、２３０〜３３０℃の温度範囲内に発熱ピークが生じないか、生じても、２つの発熱ピークの互いのピーク間の温度差が５０℃を超えるか、規定する発熱ピークの高さが５０μＷ／ｍｇを超えてしまう。

反対に、これらの温度や保持時間が各々高すぎたり、長すぎたりしても、ＤＳＣにて規定する本発明の組織となりにくく、２３０〜３３０℃の温度範囲内に発熱ピークが生じないか、規定する発熱ピークの高さが５０μＷ／ｍｇを超えてしまう。

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ＤＳＣで規定の組織が異なる６０００系アルミニウム合金板を、溶体化および焼入れ処理後の予備時効処理の条件を変えて作り分けて製造した。そして、板製造後室温に３０日間保持後の、ＢＨ性（塗装焼付け硬化性）、プレス成形性の指標としてのＡｓ耐力や、曲げ加工性としてのヘム加工性を各々測定、評価した。

前記作り分けは、表１に示す組成の６０００系アルミニウム合金板を、表２に示すように、溶体化および焼入れ処理後の、予備時効処理の温度や保持時間などの条件を種々変えて行った。ここで、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℃×６時間の均熱処理をした後、その温度で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、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、連続式の熱処理設備で巻き戻し、巻き取りながら、連続的に調質処理（Ｔ４）した。具体的には、溶体化処理を、５００℃までの平均加熱速度を１０℃／秒として、５４０℃の目標温度に到達後５秒保持して行い、その後、平均冷却速度を１００℃／秒とした水冷を行うことで室温まで冷却した。この冷却後、表２に示す温度（℃）、保持時間（ｈｒ）にて、高温側領域と低温側領域との２段階の予備時効処理を行った。この２段階の予備時効処理は、具体的には、高温側領域としてオイルバスを用いて、所定の温度、時間に保持した後に、低温側領域として恒温炉を用いて、所定の温度、時間保持し、その後徐冷（放冷）を行った。

予備時効処理のうち、前記高温側領域での保持時間は、板の昇温過程での８０〜１２０℃の温度範囲での板の滞在時間も加えた。また、前記低温側領域での保持時間は、前記高温側領域での保持からの降温、あるいは放冷での冷却過程での６０〜４０℃の温度範囲での板の滞在時間も加えた。

これら調質処理後３０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、各供試板の前記ＤＳＣや特性を測定、評価した。これらの結果を表２に示す。

（ＤＳＣ）
前記供試板の板厚中央部の１０箇所における組織の前記ＤＳＣを測定し、これら１０箇所の平均値にて、この板のＤＳＣ（示差走査熱分析曲線）において、２３０〜３３０℃の温度範囲に存在する発熱ピークにつき測定した。すなわち、この発熱ピークが２つの場合、これら互いの発熱ピーク間の温度差（℃）と、ピーク高さが大きい方の発熱ピーク高さのピークの高さ（μＷ／ｍｇ）とを求めた。また、この発熱ピークが１つだけの場合には、この発熱ピークの高さ（μＷ／ｍｇ）を各々求めた。

但し、前記供試板の各測定箇所における示差熱分析においては、試験装置：セイコ−インスツルメンツ製ＤＳＣ２２０Ｇ、標準物質：アルミ、試料容器：アルミ、昇温条件：１５℃／ｍｉｎ、雰囲気：アルゴン（５０ｍｌ／ｍｉｎ）、試料重量：２４．５〜２６．５ｍｇの同一条件で各々行い、得られた示差熱分析のプロファイル（μＷ）を試料重量で割って規格化した（μＷ／ｍｇ）後に、前記示差熱分析プロファイルでの０〜１００℃の区間において、示差熱分析のプロファイルが水平になる領域を０の基準レベルとし、この基準レベルからの発熱ピーク高さを測定した。これらの結果を表２に示す。

（塗装焼付硬化性）
前記調質処理後３０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、３０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３０日間室温放置後の各供試板についてのみ行った。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。下記の基準で、０〜２までが合格ライン、３以上が不合格である。
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

表１の合金番号０〜９、表２の番号０、１、５、６、１２、１５〜２１に各々示す通り、各発明例は、本発明成分組成範囲内で、かつ好ましい条件範囲で製造され、予備時効処理を含めた調質処理も好ましい条件範囲内で行なっている。このため、これら各発明例は、表２に示す通り、本発明で規定するＤＳＣ条件を満たしている。すなわち、この板のＤＳＣにおいて、２３０〜３３０℃の温度範囲に発熱ピークが１つだけか、または２つだけ存在し、前記発熱ピークが２つだけの場合には、互いのピーク間の温度差が５０℃以下であるとともに、発熱ピークが高い側の発熱ピーク高さが２０〜５０μＷ／ｍｇの範囲であり、前記発熱ピークが１つの場合には、この発熱ピークの高さが２０〜５０μＷ／ｍｇの範囲である。

なお、表２の２３０〜３３０℃の温度範囲に存在する発熱ピークが２つだけの場合のピーク高さは、発明例、比較例とも、３００℃近傍に発生したピークの方がピーク高さが大きかったので、この発熱ピーク高さのピークの高さ（μＷ／ｍｇ）を求めた。

この結果、各発明例は、前記調質処理後の室温時効後であって、かつ低温短時間での塗装焼付け硬化であっても、ＢＨ性に優れている。また、表２に示す通り、前記調質処理後の室温時効後であっても、Ａｓ耐力が比較的低いために自動車パネルなどへのプレス成形性に優れ、ヘム加工性にも優れている。すなわち、本発明例によれば、室温時効した後に車体塗装焼付け処理された場合であっても、０．２％耐力差が７０ＭＰａ以上で、ＢＨ後の０．２％耐力が１７０ＭＰａ以上の高いＢＨ性や、Ａｓ０．２％耐力で１１０ＭＰａ以下のプレス成形性や、良好な曲げ加工性が発揮できている。

これに対して、表２の比較例２〜４、７〜１１、１３、１４は、表１の発明例と同じ合金例１、２、３を用いている。しかし、これら各比較例は、表２に示す通り、予備時効処理条件が好ましい条件を外れている。この結果、ＤＳＣが本発明で規定する範囲から外れ、同じ合金組成である発明例に比して、室温時効が大きく、特に３０日間室温保持後のＡｓ耐力が比較的高いために自動車パネルなどへのプレス成形性やヘム加工性に劣り、かつＢＨ性も劣っている。

このうち、比較例２、９は、溶体化および室温まで焼き入れ処理後の、予備時効処理（加熱開始）までの時間が１２０分とかかりすぎている。このため、強度に寄与しないＭｇ-Ｓｉクラスタが多く生成してしまい、２３０〜３３０℃の温度範囲に存在する２つの発熱ピークの互いのピーク間の温度差が５０℃以下であるものの、この発熱ピークの高さが５０μＷ／ｍｇを超えている。

比較例３は、予備時効処理の高温側領域の保持時間が４８時間と長すぎる。このため、２３０〜３３０℃の温度範囲に存在する１つの発熱ピークの高さが２０μＷ／ｍｇ未満と小さすぎる。

比較例４、１１、１４は、予備時効処理の低温側領域の保持時間が２時間と短かすぎる。このため、２３０〜３３０℃の温度範囲に存在する２つの発熱ピークの互いのピーク間の温度差が５０℃以下であるものの、この発熱ピークの高さが５０μＷ／ｍｇを超えているか、または、２３０〜３３０℃の温度範囲に存在するのが１つの発熱ピークの場合であっても、この発熱ピークの高さが５０μＷ／ｍｇを超えている。

比較例１０、１３は、予備時効処理の高温側領域の保持時間が２時間と短かすぎる。このため、２３０〜３３０℃の温度範囲に存在するのが１つの発熱ピークであっても、この発熱ピークの高さが５０μＷ／ｍｇを超えている。

比較例７は、予備時効処理の高温側領域の温度が７０℃と低すぎる。このため、２３０〜３３０℃の温度範囲に存在する２つの発熱ピークの互いのピーク間の温度差が５０℃以下であるものの、高い方の発熱ピークの高さが５０μＷ／ｍｇを超えている。

比較例８は、予備時効処理の高温側領域の温度が１３０℃と高すぎる。このため、２３０〜３３０℃の温度範囲に存在するのが１つの発熱ピークであっても、この発熱ピークの高さが２０μＷ／ｍｇ未満である。

また、表２の比較例２２〜３０は、前記予備時効処理条件を含めて好ましい範囲で製造しているものの、表１の合金番号１０〜１８を用いており、必須元素のＭｇ、Ｓｉの含有量が各々本発明範囲を外れているか、あるいは不純物元素量が多すぎる。このため、これら比較例２２〜３０は、表２に示す通り、各発明例に比して、特に３０日間室温保持後のＡｓ耐力が比較的高すぎて自動車パネルなどへのプレス成形性やヘム加工性に劣るか、あるいはＢＨ性が劣っている。

比較例２２は表1の合金１０であり、Ｓｉが少なすぎる。
比較例２３は表1の合金１２であり、Ｍｇ+Ｓｉが多すぎる。
比較例２４は表1の合金１１であり、Ｓｉが多すぎ、Ｍｇ+Ｓｉが多すぎる。
比較例２５は表1の合金１３であり、Ｆｅが多すぎる。
比較例２６は表1の合金１４であり、Ｍｎが多すぎる。
比較例２７は表1の合金１５であり、ＣｒおよびＴｉが多すぎる。
比較例２８は表1の合金１６であり、Ｃｕが多すぎる。
比較例２９は表1の合金１７であり、Ｚｎが多すぎる。
比較例３０は表1の合金１８であり、ＺｒおよびＶが多すぎる。

これら発明例、比較例から選択したＤＳＣを図１に示す。図１において、太い実線が発明例１、細い実線が発明例１２、点線が比較例２３を各々示す。

発明例１のＤＳＣは、１つ目のβ’’の発熱ピークが２７０℃近傍に発生しており、２つ目のβ’の発熱ピークが、これに近接した３００℃近傍に発生しており、互いのピーク間の温度差が、表２の通り、２７℃で、規定する５０℃以下である。

発明例１２のＤＳＣは、１つ目のβ’’の発熱ピークと、２つ目のβ’の発熱ピークとが重なり合って１つの合成ピークを構成しており、この合成ピークが２９０℃近傍に発生しており、そのピーク高さが、表２の通り、３５．９μＷ／ｍｇであり、２０〜５０μＷ／ｍｇの範囲である。

これに対して、比較例２３のＤＳＣは、１つ目のβ’’の発熱ピークが２６０℃近傍に発生しており、２つ目のβ’の発熱ピークが３１０℃近傍に発生しており、互いのピーク間の温度差が、表２の通り、５３℃で、規定する５０℃を超えている。

以上の実施例の結果から、室温時効後の成形性とＢＨ性向上に対して、前記本発明で規定する組成やＤＳＣ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。

本発明によれば、室温時効後のＢＨ性や成形性をも兼備する６０００系アルミニウム合金板を提供できる。この結果、自動車のパネル、特に、美しい曲面構成やキャラクターラインなどの意匠性が問題となるアウタパネルに、６０００系アルミニウム合金板の適用を拡大できる。

Claims (2)

1. 質量％で、Ｍｇ：０.２〜１.０％、Ｓｉ：０.２〜１.０％を含み、かつ（Ｍｇ含有量）＋（Ｓｉ含有量）≦１．２％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、この板の示差走査熱分析曲線において、２３０〜３３０℃の温度範囲内に、発熱ピークが１つだけか、または、互いのピーク間の温度差が５０℃以下の発熱ピークが２つだけ存在し、前記１つだけの発熱ピークの高さか、または、前記２つだけの発熱ピークのうちのピーク高さが大きい方の発熱ピークの高さが２０〜５０μＷ／ｍｇの範囲であることを特徴とする成形性と焼付け塗装硬化性とに優れたアルミニウム合金板。
   但し、前記板の各測定箇所における示差熱分析においては、試験装置：セイコ−インスツルメンツ製ＤＳＣ２２０Ｇ、標準物質：アルミ、試料容器：アルミ、昇温条件：１５℃／ｍｉｎ、雰囲気：アルゴン（５０ｍｌ／ｍｉｎ）、試料重量：２４．５〜２６．５ｍｇの同一条件で各々行い、得られた示差熱分析のプロファイル（μＷ）を試料重量で割って規格化した（μＷ／ｍｇ）後に、前記示差熱分析プロファイルでの０〜１００℃の区間において、示差熱分析のプロファイルが水平になる領域を０の基準レベルとし、この基準レベルからの発熱ピーク高さを測定する。
2. 前記アルミニウム合金板が、更に、Ｆｅ：０.５％以下（但し、０％を含まず）、Ｍｎ：０.３％以下（但し、０％を含まず）、Ｃｒ：０．３％以下（但し、０％を含まず）、Ｚｒ：０．１％以下（但し、０％を含まず）、Ｖ：０．１％以下（但し、０％を含まず）、Ｔｉ：０．１％以下（但し、０％を含まず）、Ｃｕ：０.５％以下（但し、０％を含まず）、Ａｇ：０．１％以下（但し、０％を含まず）、Ｚｎ：０.５％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に記載の成形性と焼付け塗装硬化性とに優れたアルミニウム合金板。

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