JP2016141843A - 高強度アルミニウム合金板 - Google Patents
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Abstract
【課題】曲げ加工性を阻害せずに高強度化させた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アルミニウム合金組成や製造条件を大きく変えないことを前提に、製造した板の調質によって、固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量とをバランス良く増加させ、ＭｇとＳｉの原子数のバランスが良いＭｇ−Ｓｉクラスタの形成を促進し、室温時効後でも、曲げ加工性を阻害せずに、ＢＨ後の高強度化を図る。
【選択図】なし
【解決手段】Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板のアルミニウム合金組成や製造条件を大きく変えないことを前提に、製造した板の調質によって、固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量とをバランス良く増加させ、ＭｇとＳｉの原子数のバランスが良いＭｇ−Ｓｉクラスタの形成を促進し、室温時効後でも、曲げ加工性を阻害せずに、ＢＨ後の高強度化を図る。
【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あって、使用される部材に曲げ加工されたり、塗装焼付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、自動車の材料として、鋼板等の鉄鋼材料にかえて、成形性や塗装焼付硬化性（ベークハード性、以下ＢＨ性とも言う）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。
自動車のアウタパネル、インナパネルなどの大型パネル材用のアルミニウム合金板としては、代表的には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が例示される。この６０００系アルミニウム合金板は、Ｓｉ、Ｍｇを必須として含む組成を有し、成形時には低耐力（低強度）で成形性を確保し、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耐力（強度）が向上し、必要な強度を確保できる、塗装焼付硬化性が優れている。
自動車車体の更なる軽量化のためには、自動車部材のうちでも、前記パネル材を除く、フレーム、ピラーなどの骨格材あるいは、バンパ補強材、ドアビームなどの補強材などの自動車構造部材にアルミニウム合金材料の適用を拡大することが望まれる。
ただ、これら自動車構造部材は、前記自動車パネルに比べて一層の高強度化が必要である。このため、前記自動車パネル材に使用されている６０００系アルミニウム合金板を、これら骨格材あるいは補強材に適用するためには、更に高強度化する必要がある。
ただ、これら自動車構造部材は、前記自動車パネルに比べて一層の高強度化が必要である。このため、前記自動車パネル材に使用されている６０００系アルミニウム合金板を、これら骨格材あるいは補強材に適用するためには、更に高強度化する必要がある。
ただ、このような高強度化を、従来の６０００系アルミニウム合金板の組成や製造条件を大きく変えることなく、また曲げ加工性などの他の特性を阻害せずに、達成することは、そうたやすいことではない。
従来から、ＢＨ性など、前記パネル材としての６０００系アルミニウム合金板の特性を向上させるために、固溶Ｍｇ量や固溶Ｓｉ量を制御することが、種々提案されている。
例えば、特許文献１では、前記パネル材として、常温安定性に優れた（室温時効による材質の低下が生じ難い）Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を得ることを目的としている。このために、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の、固溶Ｓｉ量を０．５５〜０．８０質量％、固溶Ｍｇ量を０．３５〜０．６０質量％とし、且つ、固溶Ｓｉ量／固溶Ｍｇ量を１．１〜２とすることが提案されている。そして、このアルミニウム合金板は、その実施例では、板製造後に１５日間の室温時効後の板を、２％のひずみ付与後１７０℃×２０分の人工時効処理した後の０．２％耐力で、高いものでも２１０ＭＰａ程度の強度である。
前記特許文献１など、従来の固溶Ｍｇ量や固溶Ｓｉ量の制御では、前記パネル材を用途としていることもあり、前記骨格材あるいは補強材の用途には、強度が不足している。
また、前記骨格材あるいは補強材としては、前記パネル材のような高いプレス成形性は不要ではあるものの、素材板を前記骨格材あるいは補強材への加工の際には、主として曲げ加工されるため、Ｖ曲げ加工にて割れない程度の曲げ加工性は要求される。
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、前記骨格材あるいは補強材用として、従来の６０００系アルミニウム合金板の組成や製造条件を大きく変えることなく製造でき、部材へも加工できる、高強度な６０００系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、本発明の高強度アルミニウム合金板の要旨は、質量％で、Ｍｇ：０．６〜２．０％、Ｓｉ：０．６〜２．０％、Ｍｎ：１．０％以下（但し、０％を含まず）、Ｆｅ：０．５％以下（但し、０％を含まず）を各々含み、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板であって、この板の固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量として、熱フェノールによる残渣抽出法により分離された溶液中のＭｇ含有量とＳｉ含有量とがともに０．６％以上であり、これら固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量との和が１．４％以上で、かつ、これら固溶Ｓｉ量と固溶Ｍｇ量との比（固溶Ｓｉ／固溶Ｍｇ）が０．８〜１．２であることとする。
本発明では、従来のアルミニウム合金組成や製造条件を大きく変えないことを前提に、６０００系アルミニウム合金板の固溶Ｍｇ量や固溶Ｓｉ量と強度との関係を、改めて見直した。この結果、固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量とをバランス良く増加させることで、後述する、製造した板の調質によって、ＭｇとＳｉの原子数のバランスが良いＭｇ−Ｓｉクラスタの形成を促進できることを知見した。このＭｇとＳｉのバランスが良いＭｇ−Ｓｉクラスタは、塗装焼付処理時に、Ｍｇ−Ｓｉ析出物に変遷しやすく、著しく高強度化に寄与する。この結果、室温時効後でも、曲げ加工性を阻害せずに、１８５℃×２０分のＢＨ後の０．２％耐力を２６０ＭＰａ以上、好ましくは２８０ＭＰａ以上、より好ましくは３００ＭＰａ以上とできることを知見した。
このため、本発明は、パネル材よりも高強度が要求される、自動車などの骨格材あるいは補強材用として好適である。
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。本発明では、前記パネル材を除く、前記骨格材あるいは補強材用として、従来の組成や製造条件を大きく変えることなく、曲げ加工性を阻害せずに、高強度化する。
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。本発明では、前記パネル材を除く、前記骨格材あるいは補強材用として、従来の組成や製造条件を大きく変えることなく、曲げ加工性を阻害せずに、高強度化する。
このような課題を組成の面から満たすようにするため、６０００系アルミニウム合金板の組成は、質量％で、Ｍｇ：０．６〜２．０％、Ｓｉ：０．６〜２．０％、Ｍｎ：１．０％以下（但し、０％を含まず）、Ｆｅ：０．５％以下（但し、０％を含まず）を各々含み、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。
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：０．６〜２．０％
ＳｉはＭｇとともに、固溶強化と、焼付け塗装処理などの人工時効処理時に、強度向上に寄与するＭｇ−Ｓｉ系析出物を形成して、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。Ｓｉ含有量が少なすぎると、焼付け塗装処理前の固溶Ｓｉ量が減少し、Ｍｇ−Ｓｉ系析出物の生成量が不足するため、ＢＨ性が著しく低下する。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、熱間圧延中に大幅な板割れが生じる。したがって、Ｓｉは０．６〜２．０％の範囲とする。Ｓｉの好ましい下限値は０．８％であり、好ましい上限値は１．５％である。
ＳｉはＭｇとともに、固溶強化と、焼付け塗装処理などの人工時効処理時に、強度向上に寄与するＭｇ−Ｓｉ系析出物を形成して、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。Ｓｉ含有量が少なすぎると、焼付け塗装処理前の固溶Ｓｉ量が減少し、Ｍｇ−Ｓｉ系析出物の生成量が不足するため、ＢＨ性が著しく低下する。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、熱間圧延中に大幅な板割れが生じる。したがって、Ｓｉは０．６〜２．０％の範囲とする。Ｓｉの好ましい下限値は０．８％であり、好ましい上限値は１．５％である。
Ｍｇ：０．６〜２．０％
ＭｇもＳｉとともに、固溶強化と、焼付け塗装処理などの人工時効処理時に、強度向上に寄与するＭｇ−Ｓｉ系析出物を形成して、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、焼付け塗装処理前の固溶Ｍｇ量が減少し、Ｍｇ−Ｓｉ系析出物の生成量が不足するため、ＢＨ性が著しく低下する。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、熱間圧延中に大幅な板割れが生じる。したがって、Ｍｇの含有量は０．６〜２．０％の範囲とする。Ｍｇの好ましい下限値は０．８％であり、好ましい上限値は１．５％である。
ＭｇもＳｉとともに、固溶強化と、焼付け塗装処理などの人工時効処理時に、強度向上に寄与するＭｇ−Ｓｉ系析出物を形成して、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、焼付け塗装処理前の固溶Ｍｇ量が減少し、Ｍｇ−Ｓｉ系析出物の生成量が不足するため、ＢＨ性が著しく低下する。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、熱間圧延中に大幅な板割れが生じる。したがって、Ｍｇの含有量は０．６〜２．０％の範囲とする。Ｍｇの好ましい下限値は０．８％であり、好ましい上限値は１．５％である。
固溶Ｓｉ量と固溶Ｍｇ量
前記特許文献１など、従来の自動車パネル材用途における、６０００系アルミニウム合金板の固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量の制御の代表的な考え方は、板の室温時効の原因となる、Ｍｇ−Ｓｉ、Ｓｉ−ＳｉやＭｇ−Ｍｇのクラスタの形成を抑制するために、固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量を、ＢＨ性に必要な最低限に抑制するものだった。
前記特許文献１など、従来の自動車パネル材用途における、６０００系アルミニウム合金板の固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量の制御の代表的な考え方は、板の室温時効の原因となる、Ｍｇ−Ｓｉ、Ｓｉ−ＳｉやＭｇ−Ｍｇのクラスタの形成を抑制するために、固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量を、ＢＨ性に必要な最低限に抑制するものだった。
これに対して、本発明では、従来のアルミニウム合金組成や製造条件を大きく変えないことを前提に、固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量とをバランス良く増加させることで、ＭｇとＳｉの原子数のバランスが良いＭｇ−Ｓｉクラスタの形成を促進できることを知見した。
すなわち、固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量とをバランス良く増加させることで、後述する、製造した板の調質中（予備時効処理中）に生成する、ＳｉリッチのＭｇ−Ｓｉクラスタ（Ｍｇ原子とＳｉ原子の集合体）の形成を抑制し、焼付け塗装処理時に形成して高強度化に寄与する、Ｍｇ−Ｓｉ析出物量を確保できることを知見した。
すなわち、固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量とをバランス良く増加させることで、後述する、製造した板の調質中（予備時効処理中）に生成する、ＳｉリッチのＭｇ−Ｓｉクラスタ（Ｍｇ原子とＳｉ原子の集合体）の形成を抑制し、焼付け塗装処理時に形成して高強度化に寄与する、Ｍｇ−Ｓｉ析出物量を確保できることを知見した。
前記したＳｉリッチのＭｇ−Ｓｉクラスタは、室温時効の原因となり、曲げ加工性も低下させ、塗装焼付処理時にＭｇ−Ｓｉ析出物に変遷しにくく、ＢＨ性向上や高強度化に寄与しにくい。
これとは逆に、前記ＭｇとＳｉのバランスが良いＭｇ−Ｓｉクラスタは、室温時効の原因とならず、曲げ加工性を低下させず、塗装焼付処理時に、Ｍｇ−Ｓｉ析出物に変遷しやすく、著しく高強度化に寄与する。
これとは逆に、前記ＭｇとＳｉのバランスが良いＭｇ−Ｓｉクラスタは、室温時効の原因とならず、曲げ加工性を低下させず、塗装焼付処理時に、Ｍｇ−Ｓｉ析出物に変遷しやすく、著しく高強度化に寄与する。
したがって、前記したＳｉリッチのＭｇ−Ｓｉクラスタを抑制し、前記ＭｇとＳｉのバランスが良いＭｇ−Ｓｉクラスタを増加させれば、室温時効を抑制した上で、ＢＨ性を高めて著しく高強度化ができる。すなわち、室温時効後でも、曲げ加工性を低下させずに、１８５℃×２０分のＢＨ後の０．２％耐力を２６０ＭＰａ以上、好ましくは２８０ＭＰａ以上、より好ましくは３００ＭＰａ以上とできる。
このため、本発明では、固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量とを増加させ、この板の固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量として、熱フェノールによる残渣抽出法により分離された溶液中のＭｇ含有量とＳｉ含有量とを、０．６％以上と多くする。すなわち、この板の固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量をともに０．６％以上と多くして、塗装焼付処理時に形成されて高強度化に寄与するＭｇ−Ｓｉ析出物量を確保する。この効果を増すためには、前記固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量をともに０．７％以上とすることが好ましい。
この板の固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量の上限は、当然ながら、この板のＭｇ含有量とＳｉ含有量とから決まる。
この板の固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量の上限は、当然ながら、この板のＭｇ含有量とＳｉ含有量とから決まる。
同時に、固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量との和（すなわち前記溶液中のＭｇ含有量とＳｉ含有量との和）も、塗装焼付処理時に形成されて高強度化に寄与するＭｇ−Ｓｉ析出物量を確保するために、１．４％以上、好ましくは１．５％以上と多くする。この固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量との和の上限も、当然ながら、この板のＭｇ含有量とＳｉ含有量とから決まる。
また更に、これら固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量とをバランスさせるために、前記した固溶Ｓｉ量と固溶Ｍｇ量との比（固溶Ｓｉ／固溶Ｍｇ、すなわち前記溶液中のＳｉ含有量とＭｇ含有量との比）を０．８〜１．２とする。
この固溶Ｓｉ量と固溶Ｍｇ量との比（固溶Ｓｉ／固溶Ｍｇ）の上限１．２は、Ｍｇ固溶量に対してＳｉ固溶量が多い場合に生成しやすい、ＳｉリッチのＭｇ−Ｓｉクラスタの、予備時効処理中での生成を抑制するためのものであり、好ましくは１．１以下とする。
その一方で、前記Ｓｉ固溶量に対してＭｇ固溶量が多すぎる場合でも、ＭｇとＳｉの原子数のバランスが良いＭｇ−Ｓｉクラスタの形成が抑制される。このため、固溶Ｓｉ量と固溶Ｍｇ量との比の下限は０．８とする。
この固溶Ｓｉ量と固溶Ｍｇ量との比（固溶Ｓｉ／固溶Ｍｇ）の上限１．２は、Ｍｇ固溶量に対してＳｉ固溶量が多い場合に生成しやすい、ＳｉリッチのＭｇ−Ｓｉクラスタの、予備時効処理中での生成を抑制するためのものであり、好ましくは１．１以下とする。
その一方で、前記Ｓｉ固溶量に対してＭｇ固溶量が多すぎる場合でも、ＭｇとＳｉの原子数のバランスが良いＭｇ−Ｓｉクラスタの形成が抑制される。このため、固溶Ｓｉ量と固溶Ｍｇ量との比の下限は０．８とする。
Ｍｎ：１．０％以下（但し、０％を含まず）
Ｍｎは、固溶強化と結晶粒微細化効果により、アルミニウム合金の強度を向上させる。ただ、１．０％を超えて過度に含有すると、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系金属間化合物量が多くなって破壊の起点になりやすく、高強度化に寄与するＭｇ−Ｓｉ系析出物量が低下する。したがって、Ｍｎの含有量は１．０％以下（但し、０％を含まず）とする。
Ｍｎは、固溶強化と結晶粒微細化効果により、アルミニウム合金の強度を向上させる。ただ、１．０％を超えて過度に含有すると、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系金属間化合物量が多くなって破壊の起点になりやすく、高強度化に寄与するＭｇ−Ｓｉ系析出物量が低下する。したがって、Ｍｎの含有量は１．０％以下（但し、０％を含まず）とする。
Ｆｅ：０．５％以下（但し、０％を含まず）
Ｆｅは、アルミニウム合金中でＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系金属間化合物を形成するため、含有量が多くなると、その化合物量が多くなって破壊の起点になりやすく、高強度化に寄与するＭｇ−Ｓｉ系析出物量も低下する。しかも、Ｆｅは地金不純物としてアルミニウム合金中に混入され、溶解原料としてアルミニウム合金スクラップ量（アルミニウム地金に対する割合）が増すほど、含有量が多くなるので、その含有量は少ないほど良く、規制すべき元素である。ただ、検出限界以下などにＦｅを低減することはコストアップとなるため、ある程度の含有の許容が必要となる。したがって、Ｆｅの含有量は０．５％以下（但し、０％を含まず）とする。
Ｆｅは、アルミニウム合金中でＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系金属間化合物を形成するため、含有量が多くなると、その化合物量が多くなって破壊の起点になりやすく、高強度化に寄与するＭｇ−Ｓｉ系析出物量も低下する。しかも、Ｆｅは地金不純物としてアルミニウム合金中に混入され、溶解原料としてアルミニウム合金スクラップ量（アルミニウム地金に対する割合）が増すほど、含有量が多くなるので、その含有量は少ないほど良く、規制すべき元素である。ただ、検出限界以下などにＦｅを低減することはコストアップとなるため、ある程度の含有の許容が必要となる。したがって、Ｆｅの含有量は０．５％以下（但し、０％を含まず）とする。
その他の元素
その他、本発明では、アルミニウム合金板の高強度化のために、Ｃｕ：１．０％以下（但し、０％を含まず）、Ｃｒ：０．３％以下（但し、０％を含まず）、Ｚｒ：０．２％以下（但し、０％を含まず）、Ｖ：０．２％以下（但し、０％を含まず）、Ｔｉ：０．１％以下（但し、０％を含まず）、Ｚｎ：０．５％以下（但し、０％を含まず）、Ａｇ：０．２％以下（但し、０％を含まず）、Ｓｎ：０．１５％以下（但し、０％を含まず）の１種または２種以上を含んでも良い。
その他、本発明では、アルミニウム合金板の高強度化のために、Ｃｕ：１．０％以下（但し、０％を含まず）、Ｃｒ：０．３％以下（但し、０％を含まず）、Ｚｒ：０．２％以下（但し、０％を含まず）、Ｖ：０．２％以下（但し、０％を含まず）、Ｔｉ：０．１％以下（但し、０％を含まず）、Ｚｎ：０．５％以下（但し、０％を含まず）、Ａｇ：０．２％以下（但し、０％を含まず）、Ｓｎ：０．１５％以下（但し、０％を含まず）の１種または２種以上を含んでも良い。
これらの元素は、共通して板を高強度化させる効果があるので、高強度化の同効元素と見なせるが、その具体的な機構には、共通する部分も、異なる部分も勿論ある。
Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖは、Ｍｎと同様に、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り、結晶粒を微細化する役割を果たす。Ｔｉ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し、結晶粒を微細化する役割を果たす。また、Ｃｕは、強度を向上させるが、高強度化に応じて曲げ加工性を劣化させるため、好ましくは０．７％以下の含有量とする。Ｚｎ、Ａｇは人工時効硬化能（ＢＨ性）を向上させるのに有用で、比較的低温短時間の人工時効処理の条件で、板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。Ｓｎは原子空孔を捕獲することで、室温でのＭｇやＳｉの拡散を抑制し、室温における強度増加（室温時効）を抑制し、人工時効処理時に、捕獲していた空孔を放出し、ＭｇやＳｉの拡散を促進し、ＢＨ性を高くする効果がある。
Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖは、Ｍｎと同様に、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り、結晶粒を微細化する役割を果たす。Ｔｉ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し、結晶粒を微細化する役割を果たす。また、Ｃｕは、強度を向上させるが、高強度化に応じて曲げ加工性を劣化させるため、好ましくは０．７％以下の含有量とする。Ｚｎ、Ａｇは人工時効硬化能（ＢＨ性）を向上させるのに有用で、比較的低温短時間の人工時効処理の条件で、板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。Ｓｎは原子空孔を捕獲することで、室温でのＭｇやＳｉの拡散を抑制し、室温における強度増加（室温時効）を抑制し、人工時効処理時に、捕獲していた空孔を放出し、ＭｇやＳｉの拡散を促進し、ＢＨ性を高くする効果がある。
但し、これらの元素各々の含有量が大きすぎると、粗大な化合物を形成するなどして、板の製造が困難となり、強度や曲げ加工性、また、耐食性も低下する。特にＣｕは、含有量が多すぎると、曲げ加工性が著しく低下する。したがって、これらの元素を含有させる場合には、前記した各上限値以下の含有量とする。
（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。
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、本発明の規定する組織（固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量）を得るためには、後述する通り、熱間圧延条件や、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。
（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。
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、通常の目的である、組織の均質化（鋳塊組織中の結晶粒内の偏析をなくす）の他に、ＳｉやＭｇを充分に固溶させるために重要である。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。
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、通常の目的である、組織の均質化（鋳塊組織中の結晶粒内の偏析をなくす）の他に、ＳｉやＭｇを充分に固溶させるために重要である。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、５６０℃以下、均質（保持）時間は１時間以上の範囲から適宜選択して、ＳｉやＭｇを充分に固溶させる。この均質化温度が低いと、ＳｉやＭｇの固溶量を確保できず、後述する溶体化・焼入れ処理後の予備時効処理（再加熱処理）によっても、本発明の規定する組織（固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量）とできなくなる。また、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、曲げ加工性が低下する。
この均質化熱処理を行った後に熱間圧延を行うが、均質化熱処理後の熱間での粗圧延開始まで、５００℃以下には、鋳塊の温度を下げずに、ＳｉやＭｇの固溶量を確保することが必要である。粗圧延開始までに、５００℃以下に鋳塊の温度が下がった場合、ＳｉやＭｇが析出して、本発明の規定する組織（固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量）とするための、ＳｉやＭｇの固溶量が確保できない可能性が高くなる。
（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。
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。
熱間粗圧延の開始から終了までの圧延中には、４５０℃以下には温度を下げることなく、ＳｉやＭｇの固溶量を確保することが必要である。圧延時間が長くなるなどして、パス間の粗圧延板の最低温度が４５０℃以下に下がると、Ｍｇ−Ｓｉ系の化合物が析出しやすくなり、固溶Ｍｇと固溶Ｓｉ量が低下する。このため、本発明の規定する組織（固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量）とするための、ＳｉやＭｇの固溶量が確保できない可能性が高くなる。
このような熱間粗圧延後に、終了温度を３００〜３６０℃の範囲とした熱間仕上圧延を行う。この熱間仕上圧延の終了温度が３００℃未満と低すぎる場合には、圧延荷重が高くなって生産性が低下する。一方、加工組織を多く残さず再結晶組織とするために、熱間仕上圧延の終了温度を高くした場合、この温度が３６０℃を超えると、Ｍｇ−Ｓｉ系の化合物が析出しやすくなって固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量が低下する。このため、本発明の規定する組織（固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量）とするための、ＳｉやＭｇの固溶量が確保できない可能性が高くなる。
（熱延板の焼鈍）
この熱延板の冷間圧延前の焼鈍（荒鈍）は必要ではないが、実施しても良い。
この熱延板の冷間圧延前の焼鈍（荒鈍）は必要ではないが、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３０％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。
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３０％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を用いてよい。ただ、Ｍｇ、Ｓｉなどの各元素の十分な固溶量を得るためには、５５０℃以上、溶融温度以下の溶体化処理温度で１０秒以上保持した後、その保持温度から１００℃までの平均冷却速度を２０℃／秒以上とすることが好ましい。５５０℃より低い温度、または１０秒より短い保持時間では、溶体化処理前に生成していたＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系やＭｇ−Ｓｉ系などの化合物の再固溶が不十分になって、固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量が低下する。このため、本発明の規定する組織（固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量）とするための、ＳｉやＭｇの固溶量が確保できない可能性が高くなる。
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を用いてよい。ただ、Ｍｇ、Ｓｉなどの各元素の十分な固溶量を得るためには、５５０℃以上、溶融温度以下の溶体化処理温度で１０秒以上保持した後、その保持温度から１００℃までの平均冷却速度を２０℃／秒以上とすることが好ましい。５５０℃より低い温度、または１０秒より短い保持時間では、溶体化処理前に生成していたＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系やＭｇ−Ｓｉ系などの化合物の再固溶が不十分になって、固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量が低下する。このため、本発明の規定する組織（固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量）とするための、ＳｉやＭｇの固溶量が確保できない可能性が高くなる。
また、平均冷却速度が２０℃／秒未満の場合、冷却中に主にＭｇ−Ｓｉ系の析出物が生成して固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量が低下し、やはりＳｉやＭｇの固溶量が確保できない可能性が高くなる。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、室温時効により前記したＳｉリッチのＭｇ−Ｓｉクラスタが生成してしまい、前記ＭｇとＳｉのバランスが良いＭｇ−Ｓｉクラスタを増加させことができにくくなる。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、室温時効により前記したＳｉリッチのＭｇ−Ｓｉクラスタが生成してしまい、前記ＭｇとＳｉのバランスが良いＭｇ−Ｓｉクラスタを増加させことができにくくなる。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、６０〜１２０℃での保持時間を１０時間以上、４０時間以下保持する。これによって、本発明で規定する前記ＭｇとＳｉのバランスが良いＭｇ−Ｓｉクラスタが形成される。
予備時効温度が６０℃未満か、または保持時間が１０時間未満であると、この予備時効処理をしない場合と同様となって、前記したＳｉリッチのＭｇ−Ｓｉクラスタを抑制し、前記ＭｇとＳｉのバランスが良いＭｇ−Ｓｉクラスタを増加させにくくなり、焼付塗装後の耐力が低くなりやすい。
一方、予備時効条件が１２０℃を超える、または、４０時間を超えては、析出核の生成量が多すぎてしまい、焼付け塗装前の曲げ加工時の強度が高くなりすぎ、曲げ加工性が劣化しやすい。
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。
本発明の固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量とで規定する組織が異なる６０００系アルミニウム合金板を、組成や製造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１００日間保持後の、Ａｓ耐力やＢＨ性（塗装焼付け硬化性）、曲げ加工性を各々測定、評価した。これらの結果を表１、２に示す。
具体的な前記作り分け方は、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、均熱温度、熱間粗圧延のパス間における粗圧延板が最低となる温度（表２には最低温度と記載）、熱間仕上げ圧延の終了温度、溶体化処理の保持温度、保持時間、平均冷却速度、予備時効処理の温度や保持時間などの製造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、各例とも表２に示す温度条件にて、共通して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。この際の熱間粗圧延の最低（パス）温度も表２に示す。
そして、各例とも共通して、続く仕上げ圧延にて、各例とも表２に示す終了温度にて、厚さ４．０ｍｍ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５０％の冷間圧延を行い、厚さ２．０ｍｍの冷延板とした。
そして、各例とも共通して、続く仕上げ圧延にて、各例とも表２に示す終了温度にて、厚さ４．０ｍｍ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５０％の冷間圧延を行い、厚さ２．０ｍｍ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２０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。この冷却直後に、表２に示す温度（℃）、保持時間（ｈｒ）にて、予備時効処理を行った。予備時効処理後は徐冷（放冷）を行った。
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、各供試板の前記固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量とで規定する組織や特性を測定、評価した。これらの結果を表２に示す。
（固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量の測定）
前記各供試板の固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量の測定は、熱フェノールによる残渣抽出法により、測定対象となる板の試料を溶解し、メッシュを０．１μｍとしたフィルターにより固液をろ過分離し、分離された溶液中のＭｇとＳｉの含有量を、各々固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量として測定した。
前記各供試板の固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量の測定は、熱フェノールによる残渣抽出法により、測定対象となる板の試料を溶解し、メッシュを０．１μｍとしたフィルターにより固液をろ過分離し、分離された溶液中のＭｇとＳｉの含有量を、各々固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量として測定した。
熱フェノールによる残渣抽出法は、具体的に次のように行った。先ず、分解フラスコにフェノールを入れて加熱した後、測定対象となる各供試板試料を、この分解フラスコに移し入れて加熱分解した。次に、ベンジルアルコールを加えた後、前記フィルターにより吸引ろ過して、固液をろ過分離し、分離された溶液中のＭｇとＳｉとの合計含有量を定量分析した。この定量分析には、原子吸光分析法（AAS）や誘導結合プラズマ発光分析法（ICP−OES）などを適宜用いた。前記吸引ろ過には、前記した通り、メッシュ（捕集粒子径）が０．１μｍでφ４７ｍｍのメンブレンフィルターを用いた。この測定と計算は、前記供試板の板幅方向の中央部１箇所と、この中央部からの板幅方向の両端部２箇所の計３箇所から採取した各試料３個について行い、これら各試料のＭｇ、Ｓｉの固溶量（質量％）を平均化した。そして、これら固溶Ｓｉ量と固溶Ｍｇ量とから、固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量との和、固溶Ｓｉ量と固溶Ｍｇ量との比（固溶Ｓｉ／固溶Ｍｇ）を算出した。
（塗装焼付硬化性）
前記供試板の機械的特性として、これらの各供試板を各々共通して、曲げ加工を模擬した２％のストレッチ後に、１８５℃×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。
前記供試板の機械的特性として、これらの各供試板を各々共通して、曲げ加工を模擬した２％のストレッチ後に、１８５℃×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。
（曲げ加工性）
曲げ加工性は前記各供試板について行った。試験は、圧延方向に長軸をとって、幅３０ｍｍ×長さ３５ｍｍの試験片を作成し、ＪＩＳＺ２２４８に準拠して、２０００ｋｇｆの荷重をかけて、曲げ半径２．０ｍｍで９０°のＶ字曲げを行った。
曲げ加工性は前記各供試板について行った。試験は、圧延方向に長軸をとって、幅３０ｍｍ×長さ３５ｍｍの試験片を作成し、ＪＩＳＺ２２４８に準拠して、２０００ｋｇｆの荷重をかけて、曲げ半径２．０ｍｍで９０°のＶ字曲げを行った。
このＶ曲げ部の、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、６点以上を合格とした。（表２では合否（○×）のみ記載）
９；割れなし、肌荒れなし、８；割れなし、僅かに肌荒れ、７；割れなし、肌荒れあり、６；微小な割れが僅かにあり、５；微小な割れあり、４；微小な割れが全面にあり、３；大きな割れ有、２；大きな割れがあり破断寸前、１；破断。
９；割れなし、肌荒れなし、８；割れなし、僅かに肌荒れ、７；割れなし、肌荒れあり、６；微小な割れが僅かにあり、５；微小な割れあり、４；微小な割れが全面にあり、３；大きな割れ有、２；大きな割れがあり破断寸前、１；破断。
表１、２に各々示す通り、各発明例１〜８は、本発明の成分組成範囲内で、かつ好ましい条件範囲で製造されている。このため、これら各発明例は、表２に示す通り、本発明で規定する通り、熱フェノールによる残渣抽出法により分離された溶液中の固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量とがともに０．６％以上で、これら固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量との和が１．４％以上で、かつ、これら固溶Ｓｉ量と固溶Ｍｇ量との比（固溶Ｓｉ／固溶Ｍｇ）が０．８〜１．２である。
この結果、各発明例１〜８は、室温時効後であっても、表２に示す通り、ＢＨ後の０．２％耐力が高く、高強度であり、曲げ加工性にも優れている。
これに対して、表２の比較例９〜１４は、表１の発明例と同じ合金例１を用いている。しかし、これら各比較例は、表２に示す通り、均熱温度、熱間粗圧延の最低温度、熱間仕上げ圧延の終了温度、溶体化処理の保持温度や時間、平均冷却速度、予備時効処理の温度や保持時間などの製造条件が、好ましい条件を外れている。この結果、固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量と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１に比して、室温時効後のＢＨ性や曲げ加工性が劣っている。
このうち、比較例９は、熱間粗圧延の最低温度と、熱間仕上げ圧延の終了温度が低すぎる。このため、固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量との和が下限を外れて少なすぎる一方で、固溶Ｓｉ量と固溶Ｍｇ量との比（固溶Ｓｉ／固溶Ｍｇ）が上限を外れて多すぎ、ＢＨ性が低く、ＢＨ後の０．２％耐力が低すぎる。
比較例１０は、熱間粗圧延の最低温度が低すぎる。このため、固溶Ｍｇ量や、固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量との和が下限を外れて少なすぎる一方で、（固溶Ｓｉ／固溶Ｍｇ）が上限を外れて多すぎ、ＢＨ性が低く、ＢＨ後の０．２％耐力が低すぎる。
比較例１１は、溶体化処理の保持温度が低すぎる。このため、固溶Ｍｇ量、固溶Ｓｉ量、固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量との和が下限を外れて少なすぎ、ＢＨ性が低く、ＢＨ後の０．２％耐力が低すぎる。
比較例１２は、溶体化処理の保持時間が短すぎる。このため、固溶Ｍｇ量、固溶Ｓｉ量、固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量との和が下限を外れて少なすぎ、ＢＨ性が低く、ＢＨ後の０．２％耐力が低すぎる。
比較例１３は、溶体化処理後の平均冷却速度が小さすぎる。このため、固溶Ｍｇ量、固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量との和が下限を外れて少なすぎる一方で、（固溶Ｓｉ／固溶Ｍｇ）が上限を外れて多すぎ、ＢＨ性が低く、ＢＨ後の０．２％耐力が低すぎる。
比較例１４は、均熱温度と熱間粗圧延の最低温度が低すぎる。このため、固溶Ｍｇ量や、固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量との和が少なすぎる一方で、（固溶Ｓｉ／固溶Ｍｇ）が上限を外れて多すぎ、ＢＨ性が低く、ＢＨ後の０．２％耐力が低すぎる。また、曲げ加工性も低い。
比較例１０は、熱間粗圧延の最低温度が低すぎる。このため、固溶Ｍｇ量や、固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量との和が下限を外れて少なすぎる一方で、（固溶Ｓｉ／固溶Ｍｇ）が上限を外れて多すぎ、ＢＨ性が低く、ＢＨ後の０．２％耐力が低すぎる。
比較例１１は、溶体化処理の保持温度が低すぎる。このため、固溶Ｍｇ量、固溶Ｓｉ量、固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量との和が下限を外れて少なすぎ、ＢＨ性が低く、ＢＨ後の０．２％耐力が低すぎる。
比較例１２は、溶体化処理の保持時間が短すぎる。このため、固溶Ｍｇ量、固溶Ｓｉ量、固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量との和が下限を外れて少なすぎ、ＢＨ性が低く、ＢＨ後の０．２％耐力が低すぎる。
比較例１３は、溶体化処理後の平均冷却速度が小さすぎる。このため、固溶Ｍｇ量、固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量との和が下限を外れて少なすぎる一方で、（固溶Ｓｉ／固溶Ｍｇ）が上限を外れて多すぎ、ＢＨ性が低く、ＢＨ後の０．２％耐力が低すぎる。
比較例１４は、均熱温度と熱間粗圧延の最低温度が低すぎる。このため、固溶Ｍｇ量や、固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量との和が少なすぎる一方で、（固溶Ｓｉ／固溶Ｍｇ）が上限を外れて多すぎ、ＢＨ性が低く、ＢＨ後の０．２％耐力が低すぎる。また、曲げ加工性も低い。
表２の比較例１５〜２０は、好ましい条件範囲で製造しているものの、表１の合金番号１０〜１５を用いており、必須元素のＭｇ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅの含有量が各々本発明範囲を外れている。このため、これら比較例は、表２に示す通り、固溶Ｍｇ量や固溶Ｓｉ量、あるいはこれらの関係が本発明で規定する範囲から外れ、発明例に比して、ＢＨ後の強度が劣っている。
これらのうち、比較例１６、１８については、粗大な晶出物および析出物が形成され、熱間圧延中に大幅な板割れが生じて、板の製造自体ができず、組織や特性の評価ができなかった。
比較例１５は表１の合金１０であり、Ｍｇが少なすぎる。
比較例１６は表１の合金１１であり、Ｍｇが多すぎる。
比較例１７は表１の合金１２であり、Ｓｉが少なすぎ。
比較例１８は表１の合金１３であり、Ｓｉが多すぎる。
比較例１９は表１の合金１４であり、Ｆｅが多すぎる。
比較例２０は表１の合金１５であり、Ｍｎが多すぎる。
比較例１６は表１の合金１１であり、Ｍｇが多すぎる。
比較例１７は表１の合金１２であり、Ｓｉが少なすぎ。
比較例１８は表１の合金１３であり、Ｓｉが多すぎる。
比較例１９は表１の合金１４であり、Ｆｅが多すぎる。
比較例２０は表１の合金１５であり、Ｍｎが多すぎる。
したがって、以上の実施例の結果から、室温時効後でも、曲げ加工性を阻害せずに、高強度化させるためには、本発明で規定する組成や組織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、曲げ加工性を阻害せずに、高強度化させた６０００系アルミニウム合金板を提供できる。この結果、パネル材を除く、フレーム、ピラーなどの骨格材あるいは、バンパ補強材、ドアビームなどの補強材などの自動車構造部材として、６０００系アルミニウム合金板の適用を拡大できる。
Claims (2)
- 質量％で、Ｍｇ：０．６〜２．０％、Ｓｉ：０．６〜２．０％、Ｍｎ：１．０％以下（但し、０％を含まず）、Ｆｅ：０．５％以下（但し、０％を含まず）を各々含み、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板であって、この板の固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量として、熱フェノールによる残渣抽出法により分離された溶液中のＭｇ含有量とＳｉ含有量とがともに０．６％以上であり、これら固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量との和が１．４％以上で、かつ、これら固溶Ｓｉ量と固溶Ｍｇ量との比（固溶Ｓｉ／固溶Ｍｇ）が０．８〜１．２であることを特徴とする高強度アルミニウム合金板。
- 前記アルミニウム合金板が、更に、Ｃｕ：１．０％以下（但し、０％を含まず）、Ｃｒ：０．３％以下（但し、０％を含まず）、Ｚｒ：０．２％以下（但し、０％を含まず）、Ｖ：０．２％以下（但し、０％を含まず）、Ｔｉ：０．１％以下（但し、０％を含まず）、Ｚｎ：０．５％以下（但し、０％を含まず）、Ａｇ：０．２％以下（但し、０％を含まず）、Ｓｎ：０．１５％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に記載の高強度アルミニウム合金板。
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