JP2019007038A - プレス成形性および耐デント性に優れた自動車パネル用アルミニウム合金板 - Google Patents

Abstract

【課題】板厚が３ｍｍ以下の薄板であっても、特にリジングマークを抑制するなどのプレス成形性と、自動車パネルとした場合の耐デント性に優れ、特にアウタパネルに適した、８０００系アルミニウム合金板を提供する。
【解決手段】特定組成のＡｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金板の組織を制御して、結晶粒を微細化しサブグレインの形成を促進するとともに、微細な第２相粒子の数を増やし、かつ、粗大な第２相粒子の数を減らし、自動車パネル用としてリジングマークの抑制を含めたプレス成形性と耐デント性（ＢＨ後の強度）を向上させる。
【選択図】なし

Description

本発明は、アウタパネルなどの自動車用パネル（パネル材）に適した、Ａｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金板（圧延板）に関するものである。

自動車からの排出ガスによる地球環境問題に対して、自動車等の輸送機器による燃費向上が求められている。特に、自動車の車体に対しては、従来から使用されている鋼材に替わって、より軽量なアルミニウム合金材が適用されている。このうち、自動車のフード、フェンダー、ドア、ルーフなどのアウタパネル材（外装材）の素材として、アルミニウム合金板（素材圧延板）の需要が高まっている。

これら自動車用パネル材には一般にプレス成形が施されることから、適用されるアルミニウム合金板には優れた成形性が求められる。近年には、車体デザインやキャラクタラインの多様化や先鋭化、複雑化に伴い、プレス成形加工が複雑で、加工条件が厳しくなる事例が増えており、プレス成形性をより向上させることが必要となっている。

従来から、自動車用アウタパネル材の素材としては、時効硬化性や耐食性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の６０００系アルミニウム合金板が使用されている。しかし、近年は、特に優れた外観デザインの要求が高まっており、この６０００系アルミニウム合金板でも成形できないような、難成形性のアウタパネルも増加している。

このような難成形性のアウタパネルに対しては、６０００系アルミニウム合金板よりも、強度は低いものの、より成形性に優れたＡｌ−Ｆｅ系の８０００系アルミニウム合金板が注目される。
これまでも、Ａｌ−Ｆｅ系の８０００系アルミニウム合金板のプレス成形性を向上させるために、組成や組織などを制御することが、従来から種々提案されている。

例えば、特許文献１では、Ａｌ−Ｆｅ系の８０００系アルミニウム合金板が、鋼板並みの成形性を得るために、３方向の引張試験で引張強さが９０Ｎ／ｍｍ^２以上、耐力４５Ｎ／ｍｍ^２以上で、全伸び４０％以上であり、かつ局部伸びが１０％以上を有することが提案されている。

特許文献２では、不可避不純物としてのＴｉが０．０１質量％以下に制限された成分組成を有するとともに、平均結晶粒径が２０μｍ以下、｛１１０｝方位結晶の面積率が２５％以上に調整された組織を有することが提案されている。

特許文献３では、耐食性および成形性に優れたものとするために、マトリックス中に分散するＡｌ−Ｆｅ系化合物の最大円相当直径が１０μｍ以下、円相当直径０．２〜１０μｍのＡｌ−Ｆｅ系化合物の分散密度が１×１０^４〜１×１０^６個／ｍｍ^２であり、冷間圧延方向に対して、０°方向、４５°方向、９０°方向の全伸びを［Ｌ］、板厚を［Ｔ］と表したとき、［Ｌ］≧５×ＬＮ［Ｔ］＋４０を満足させることが提案されている。

特許第３７９１３３７号公報 特許第５２３３６０７号公報 特許第５２７６３６８号公報

ただ、これら従来の８０００系アルミニウム合金素材板は、各々、自動車用の燃料タンクやタンクカバー電子機器のケースや自動車の部材、ヒートインシュレーターなどのプレス成形品を意図しているのみである。したがって、共通して、プレス成形後にベークハード（塗装焼付け硬化処理）して使用される、アウタパネルなどの自動車用アウタパネル材への使用などを意図していない。
このため、従来の組織制御によって、プレス成形性自体を向上させることができても、近年の低温短時間条件下でのベークハード後の強度が低く、特に板厚が３ｍｍ以下である、アウタパネルなどの薄板の自動車パネル材では、耐デント性が不足する問題を有する。

また、プレス成形性においても、従来の自動車用の燃料タンクやタンクカバー電子機器のケースや自動車の部材、ヒートインシュレーターなどのプレス成形に比して、特に成形条件が厳しい、アウタパネルなどのプレス成形において発生する、パネル外観や美観に影響する、リジングマークの抑制を全く認識していない。

このリジングマークは、アウタパネルなどの自動車用アウタパネル材をプレス成形後、ベークハード（塗装焼付け硬化処理）工程により塗装されて始めて、外観や美観を阻害する、パネル表面の凹凸として認識されるものである。したがって、従来の８０００系アルミニウム合金素材板を自動車アウタパネル材として使用する場合、表面品質を低下させるリジングマークは抑制させることが必要である。

本発明では、このような従来の８０００系アルミニウム合金素材板の限界に着目してなされてなされたものであり、板厚が３ｍｍ以下の薄板であっても、特にリジングマーク発生限界も考慮されたプレス成形性と、自動車パネルとした場合の耐デント性に優れ、特にアウタパネルに適した、８０００系アルミニウム合金板を提供しようとするものである。

前記目的を達成するため、本発明のプレス成形性および耐デント性に優れた自動車パネル用アルミニウム合金板の要旨は、質量％で、Ｆｅ：１．０〜１．５％、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｃｕ：０．０５〜０．５％を各々含有し、残部がＡｌおよび不純物からなり、板厚が０．５〜３ｍｍである、Ａｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金板であって、前記アルミニウム合金板の板表面における組織を、２万倍の倍率の透過型電子顕微鏡により測定した場合の、結晶粒またはサブグレインの平均粒径が３μｍ以下であるとともに、前記板の圧延方向に平行な断面における組織を、走査型電子顕微鏡により測定した場合の、円相当直径が１μｍ以下の第２相粒子の平均密度が８０００個／ｍｍ^２以上で、かつ、円相当直径が４μｍ以上の第２相粒子の平均密度が１００個／ｍｍ^２以下であり、前記アルミニウム合金板の全伸びが３０％以上であるとともに、前記アルミニウム合金板に２％の予ひずみを付与後、１７０℃×２０分の熱処理をした際の０．２％耐力が７５ＭＰａ以上である。

本発明では、８０００系アルミニウム合金板において、これまでは制御対象とはなっていなかった、サブグレインを微細化するとともに、円相当直径が１μｍ以下の微細な第２相粒子と、その逆に、円相当直径が４μｍ以上の粗大な第２相粒子の平均密度（平均数密度）をともに制御する。

これによって、素材板である８０００系アルミニウム合金板の、リジングマークを抑制するなどのプレス成形性を向上させる。また、この８０００系アルミニウム合金板を、１７０℃×２０分の低温短時間条件でベークハード（人工時効処理）した場合でも、ＢＨ（ベークハード）後の０．２％耐力を７５ＭＰａ以上に高強度化でき、この素材板のプレス成形品である自動車パネルの耐デント性を併せて向上させることができる。

以下に、本発明の要件について、要件毎に具体的に説明する。

（板厚）
本発明のアルミニウム合金板は、常法の圧延工程によって製造された板厚が０．５〜３ｍｍの圧延薄板であり、アウタパネルなどの自動車用パネル（パネル材）を用途としている。板厚が０．５ｍｍ未満では、自動車パネルとしての強度や剛性が不足する。一方で、板厚が３ｍｍを超えた場合には、板厚が厚すぎるため、自動車パネルへのプレス成形が困難となる。また、鋼板や鋼材に代替されるべき、アルミニウム合金の使用による軽量化の効果も損なわれる。

（化学成分組成）
本発明のＡｌ−Ｆｅ系（以下、８０００系とも言う）アルミニウム合金の化学成分組成について、以下に説明する。
本発明では、前記アウタパネルなどの自動車パネルの素材板として必要なリジングマーク性などのプレス成形性、そして、成形されて自動車パネルとされた際に必要な耐デント性などの要求特性を、８０００系アルミニウム合金板の組成の面から満たすようにする。ただし、この場合でも、従来の組成や、圧延による板の製造工程自体を大きくは変えないことを前提とする。

このような課題や特性を組成の面から満たすようにするため、８０００系アルミニウム合金板の組成は、質量％で、Ｆｅ：１．０〜１．５％、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｃｕ：０．０５〜０．５％を各々含有し、残部がＡｌおよび不純物からなる組成とする。この組成に加え、前記アルミニウム合金板が、質量％で、Ｃｒ：０．０５〜０．５％を選択的に含んだ組成としてもよい。

本発明における自動車パネル用８０００系アルミニウム合金板における、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。なお、各元素の含有量の％表示は全て質量％の意味である。

Ｆｅ：１．０〜１．５％
Ｆｅは、板のサブグレインを安定化して、平均粒径を微細化させ、強度および伸びを付与し、リジングマーク性などのプレス成形性と、塗装焼付け硬化処理などのＢＨ後の自動車パネルの強度、耐デント性を向上させる重要な元素である。
Ｆｅが１．０％未満ではその効果が少なく、結晶粒が粗大化して、強度や耐デント性が低下する。一方で、Ｆｅが１．５％を超えると、第２相粒子が粗大化して、伸びが低下し、プレス成形性を損ない、耐食性も低下する。したがって、Ｆｅの含有量は１．０〜１．５％の範囲とする。

Ｍｎ：０．０５〜０．５％
Ｍｎも、板のサブグレインを安定化して、平均粒径を微細化させ、強度および伸びを付与し、リジングマーク性などのプレス成形性と、塗装焼付け硬化処理などのＢＨ後の自動車パネルの強度、耐デント性を向上させる重要な元素である。
Ｍｎが０．０５％未満ではその効果が少なく、結晶粒が粗大化して、強度や耐デント性が低下する。一方で、Ｍｎが０．５％を超えると、第２相粒子が粗大化して、伸びが低下し、プレス成形性を損ない、耐食性も低下する。したがって、Ｍｎの含有量は０．０５〜０．５％の範囲とする。

Ｃｕ：０．０５〜０．５％
Ｃｕは、固溶強化により、塗装焼付け硬化処理などのＢＨ後の自動車パネルの強度、耐デント性を向上させるための元素であり、必要により選択的に含有させる。Ｃｕには、溶解時の湯漏れを防止する効果もある。Ｃｕが０．０５％未満ではその効果が少なく、強度や耐デント性が低下する。一方で、Ｃｕが０．５％を超えると、強度が高くなる一方、伸びが低下し、プレス成形性を損ない、耐食性も低下する。したがって、Ｃｕの含有量は０．０５〜０．５％の範囲とする。

Ｃｒ：０．０５〜０．５％
Ｃｒは、Ｃｕと同じく固溶強化により、塗装焼付け硬化処理などのＢＨ後の自動車パネルの強度、耐デント性を向上させるための元素であり、必要により選択的に含有させる。０．０５％未満ではその効果が少なく、０．５％を超えると強度が高くなりすぎ、伸びが低下し、プレス成形性を損ない、耐食性も低下する。したがって、含有させる場合のＣｒの含有量は０．０５〜０．５％の範囲とする。

その他の元素
上記以外のその他の元素（Ｓｉ、Ｍｇ、ＴｉおよびＢなど）は、基本的に不純物であり、含有してもできるだけ少ないほうが好ましい。Ｓｉは晶出物を形成して局部伸びを阻害し、０．１０％以下までの含有は許容する。Ｍｇは固溶強化の効果もあり、０．３％までの含有は許容する。ＴｉおよびＢは、鋳塊の鋳造組織を微細化し鋳造割れを防止する効果もあり、Ｔｉは０．１０％まで、Ｂは０．００２％までの含有は許容する。なお、この範囲内であれば、不可避的不純物として含有される場合だけでなく、積極的に添加された場合であっても本発明の効果を妨げない。

（組織）
以上のＡｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金組成を前提として、本発明では、この組成を有するアルミニウム合金板における、２万倍の倍率の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）、および５００倍の倍率の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて測定した場合の組織を規定する。すなわち、板の表面に平行な断面組織において、結晶粒またはサブグレインの平均粒径を３μｍ以下と微細化させ、サブグレインの形成を促進させる。同時に、板の圧延方向に平行な断面組織において、円相当直径が１μｍ以下の第２相粒子の平均密度を８０００個／ｍｍ^２以上に増加させ、かつ、円相当直径が４μｍ以上の第２相粒子の平均密度を１００個／ｍｍ^２以下に規制する。

これによって、特に、板をプレス成形した後のパネル表面のリジングマークを抑制して、外装材としての優れた表面性状（リジングマークが無い塗膜外観、鮮鋭性、光沢性）を向上させる。
また、自動車パネルを、１７０℃×２０分などの低温短時間条件で、人工時効処理（塗装焼付け硬化処理）した場合に、ＢＨ（ベークハード）後の０．２％耐力を７５ＭＰａ以上に高強度化でき、自動車パネルの耐デント性を併せて向上させることができる。

結晶粒またはサブグレインの平均粒径：
冷延などにより加工歪が加わった材料（組織）は、最終焼鈍処理などの熱処理によって、転位が合体消滅および再配列することにより、転位セル壁や変形帯などの転位密集領域の転位密度が減少する。このとき、サブグレイン（亜結晶粒）と呼ばれる、転位の再配列により低角粒界に囲まれた領域が形成される。また、これら一連の現象は回復と呼ばれ、転位が導入された材料（組織）が、与えられた温度、時間および応力のもと、エネルギーの低い構造になろうとすることによって生じる。この状態から熱処理を続けると、転位の合体消滅および再配列が更に進行し、歪のない結晶粒（再結晶粒）が形成する。

前記転位密集領域は、新たに移動してきた転位と合体消滅する確率が高く、加工硬化特性が低下するが、サブグレインの境界は転位の移動を妨げ、加工硬化特性が向上すると考えられる。加工硬化特性が向上すると均一変形能が向上するため、プレス成形性が向上し、リジングマークの発生が抑制させると考えられる。
また、このようなサブグレインは、この他に、前記低温短時間の人工時効硬化処理後の強度、耐デント性を向上させる効果もある。

このようなサブグレインは、８０００系アルミニウム合金板の、板表面に平行な断面組織を、２万倍の倍率のＴＥＭにて、電子線入射方位が（００１）方向となるように傾斜させて測定した場合に、転位または小角粒界で区切られた領域として識別できる。この領域は、その境界である転位または小角粒界で区切られた外縁形状が、シャープ（鮮明で明確）な、内部に転位の少ない、独立あるいは孤立した小さな一つ一つの不定形の粒として識別できる。したがって、この不定形の粒の最大の長さを、サブグレインの粒径（μｍ）として測定でき、一部サブグレインではない粒も含めて観察視野中の全ての結晶粒またはサブグレインの粒径の平均を、規定する平均粒径として算出することができる。

これに対して、その一部または多くの部分が前記転位密集領域と接するか交わっており、あるいは、転位または小角粒界との境界が幅を持っていて、独立した一つ一つの小さな粒として識別できにくい粒は、本発明ではサブグレインとは見なさず、カウントしない。
以上のサブグレインの定義や測定方法の詳細については、５０００系アルミニウム合金板におけるサブグレインの定義や測定方法として、特開２０１６−７９５０３号公報などに記載されている。

このように、結晶粒またはサブグレインの平均粒径を３μｍ以下まで微細化させ、即ちサブグレインの形成を促進させることにより、局部伸びを向上させ、リジングマーク性などのプレス成形性と、ＢＨ後の強度および耐デント性が向上する。結晶粒またはサブグレインの平均粒径が３μｍを超えて大きくなると、サブグレインの形成が不十分となり、局部伸びが低下して、リジングマーク性などのプレス成形性と、ＢＨ後の強度や耐デント性が低下する。言い換えると、同じ強度レベルで比較した場合のリジングマーク性が低下して、リジングマーク性を向上させたプレス成形性と耐デント性とを兼備できなくなる。

第２相粒子：
このような平均粒径とともに、本発明では、板の圧延方向に平行な断面組織において、円相当直径が１μｍ以下の第２相粒子の平均密度（平均数密度）を８０００個／ｍｍ^２以上と増加させ、かつ、円相当直径が４μｍ以上の第２相粒子の平均密度（平均数密度）を１００個／ｍｍ^２以下に規制する。

本発明で言う第２相粒子とは、Ａｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金組成による、主としてＡｌ−Ｆｅ系あるいはＡｌ−Ｆｅ−（Ｍｎ、Ｃｒ）系の析出物である。
本発明では、２万倍の倍率のＴＥＭおよび画像解析装置を用いて、視野内の粒内あるいは粒界上に存在する第２相粒子＝析出物として、その大きさを問題としている。したがって、Ａｌマトリックスあるいは粒界などとは、第２相粒子＝析出物として識別でき、円相当直径としての大きさが測定できるのであれば、その組成を解析する必要性はない。

円相当直径が１μｍ以下の、５００倍の倍率のＳＥＭにより測定可能（観察可能）な微細な第２相粒子は、サブグレインの安定化に寄与し、板の最終焼鈍時に、転位を蓄積させて、サブグレインを維持し、平均粒径を３μｍ以下まで微細化させる効果がある。この効果を保証するために、円相当直径が１μｍ以下の微細な第２相粒子の平均密度は８０００個／ｍｍ^２以上と、その数を多くする必要があり、この平均密度が８０００個／ｍｍ^２未満では、その数が少なすぎて、この効果が小さい。

一方、円相当直径が４μｍ以上の、５００倍の倍率のＳＥＭにより測定可能（観察可能）な、大きな（粗大な）第２相粒子は、その存在自体が局部伸びを低下させ、リジングマーク性を低下させる。
このため、円相当直径が４μｍ以上の第２相粒子の平均密度は１００個／ｍｍ^２以下と、その数を少なくする必要があり、この平均密度が１００個／ｍｍ^２を超えた場合には、その数が多すぎて、リジングマーク性が低下して、リジングマーク性と耐デント性とを兼備できなくなる。

ここで、円相当直径（円相当径とも言う）は、粒状だが不定形の第２相粒子の面積Ｓを求めた上で、この第２相粒子の面積Ｓと等しい円面積を持つ円の直径Ｌと定義され、この直径Ｌは、４×化合物の面積Ｓ／πの平方根として算出できる。

（組織の測定方法：板の表面に平行な任意の断面における結晶粒またはサブグレインの平均粒径の規定）
以上の本発明で規定する組織は、８０００系アルミニウム合金板の表面に平行な断面組織を、２万倍の倍率の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により、電子線入射方位が（００１）方向となるように傾斜させて測定する。測定に供する試料は、最終焼鈍を施した冷延板に対し、この板の表面に平行な縦断面組織から採取した試料とする。
試料は、前記板の表面に平行な断面として、前記板の任意の部位を板表面が研磨面となるように切断して採取する。そして、この試料からＴＥＭ用の薄膜試料を作製した上で、２万倍の倍率のＴＥＭによって測定する。このＴＥＭにより撮影した組織写真を画像処理し、測定視野内（１視野あたりの観察面積が１６μｍ^２を５視野）の同定（識別）と測定が可能な、前記のように定義した結晶粒またはサブグレインの粒径を測定する。

平均粒径は、前記視野内で測定された全ての結晶粒またはサブグレインの粒径の平均値を算出した上で、更に前記５視野で平均化して、本発明で規定する平均粒径とする。

（組織の測定方法：板の圧延方向に平行な断面における第２相粒子の平均密度の規定）
前記板における第２相粒子を測定する場合には、板の圧延方向に平行な断面の組織を、５００倍の倍率の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により測定する。測定に供する試料は、板の圧延方向に平行な縦断面組織から採取した試料とする。
試料は、前記板の圧延方向に平行な断面として、前記板の任意の部位を圧延方向に平行な方向の平面方向（水平方向）に対して垂直方向（縦方向）に切断して採取する。そして、この試料を機械研磨、バフ研磨して表面を調製した上で、５００倍の倍率のＳＥＭによって測定する。第２相粒子は、ＳＥＭの反射電子像（組成像）において母相とのコントラストで認識でき、Ａｌ−Ｆｅ系やＡｌ−Ｆｅ−（Ｍｎ、Ｃｒ）系第２相粒子はＡｌ母相より白く写る。このＳＥＭにて、１視野あたりの観察面積が０．０３ｍｍ^２となるように２０視野分撮影し、画像処理装置などを用いて指定サイズの第２相粒子についての平均数密度を算出する。

円相当直径が１μｍ以下の第２相粒子の平均密度と、円相当直径が４μｍ以上の第２相粒子の平均密度は、前記視野内で測定されて区分けされた、全ての各円相当直径の第２相粒子の個数を、前記観察面積で除して、各円相当直径の第２相粒子の密度を算出する。そして、その上で、更に前記２０視野で平均化して、本発明で規定する各円相当直径の第２相粒子の平均密度とする。

（製造方法）
次に、本発明の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。本発明に係る製造方法は、工程自体は常法による圧延工程とし、鋳造した８０００系アルミニウム合金鋳塊を均質化熱処理し、熱間圧延後に、最終板厚まで冷間圧延して、所望の板厚の冷延板とする。

溶解、鋳造：
前記した組成を有するアルミニウム合金を溶解した溶湯から、所定形状の鋳塊を作製する。アルミニウム合金を溶解、鋳造する方法は、特に限定されず、常法あるいは公知の方法を用いればよい。

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、熱間圧延に先立ち、均質化熱処理（均熱処理）を施す。この均質化熱処理温度は、４６０℃〜６２０℃、好ましくは５１０℃〜６００℃、より好ましくは５６０℃〜５９０℃で、４〜２４時間（ｈ）保持することが好ましい。
このような条件での均熱処理によって、第２相粒子が微細化され、この第２相粒子により、再結晶粒のピン止め効果が発揮され、最終焼鈍処理での結晶粒粗大化や強度低下が防止される。

均質化熱処理温度が４６０℃未満では、Ｍｎ系粒子が微細に分散し、これが最終焼鈍処理の初期においては再結晶粒界のピン止めに効果がある一方で、再結晶粒界の移動速度が大きくなり、ピン止めできなくなると、再結晶粒が一気に粗大化する。このため、サブグレインが形成されずに、強度やリジングマーク性が低下する。
一方、均熱温度が６２０℃を超えた場合には、鋳塊のバーニングが生じる可能性がある。

熱間圧延：
熱間圧延、特に粗圧延の開始温度は、３５０〜５９０℃であることが好ましい。粗圧延の開始温度が３５０℃未満では、圧延時の変形抵抗が大きくなるため好ましくない。

熱間圧延（仕上げ圧延）の巻き取り温度は、２２０〜３４０℃、好ましくは２７０〜３１０℃とする。この巻き取り温度が３４０℃を超えると、熱延の段階で再結晶粒が形成し、冷延時の蓄積ひずみ量が少なくなり、最終焼鈍処理において再結晶粒径が粗大化し、サブグレインが形成されずに、強度やリジングマーク性が低下する可能性がある。

冷間圧延、焼鈍：
熱間圧延後の冷間圧延は常法の範囲で行うが、その後の最終焼鈍処理は、連続焼鈍炉の場合は３００〜３５０℃で、０〜３０秒（ｓ）保持し、バッチ焼鈍炉の場合は２５０〜３３０℃で、４〜１２時間（ｈ）保持する条件での、Ｈ２２調質により、微細なサブグレインが維持できる。
前記各最終焼鈍処理の焼鈍温度が各下限温度より低いと、再結晶せず、等軸粒ではなく圧延方向に伸長した圧延組織が残留して、サブグレインが形成しきれないため、伸びが低下する。一方で、前記各最終焼鈍処理の上限温度より高いと、再結晶粒が粗大化し、サブグレインが形成されず、強度が低下する。

アルミニウム合金製自動車パネルの製造：
本発明にかかるアルミニウム合金製自動車パネルは、上記で説明したアルミニウム合金板を素材として、プレス成形により最終の成形品とされて車体に組み込まれた後、あるいはパネル単体のままで、更にカチオン電着塗装などの塗装、および塗装焼付け処理（人工時効処理、ベークハード処理またはＢＨ処理）が施された上で使用される。

次に、本発明の実施例を説明する。表１に示す合金組成のアルミニウム合金板を、表２に示す製造条件にて、均質化熱処理、熱間圧延、冷間圧延および最終焼鈍を行い、表３のように組織を作り分けた製品板とした。そして、これら製品板の特性を表３の通り、測定および評価した。

ここで、表１中の「−」は、化学組成が検出限界未満であったことを示す。また、表３において、各実施例および各比較例で採用した、表１の合金種（成分組成）と表２の製造条件を各々、各表に記載の記号（英文字）または番号（数字）で示している。

以下に、アルミニウム合金板の具体的な製造条件を説明する。表１に示す各組成の鋳塊を、ＤＣ鋳造法（半連続鋳造法）にて溶製した。続いて、表２に示す温度−時間条件にて、各例とも、鋳塊を均質化熱処理した。この均質化熱処理終了後は、室温まで冷却することなく、表２に示す、各熱間圧延開始温度まで冷却した後、熱間圧延の粗圧延を各々実施した。そして、表２に示す巻き取り温度にて仕上げ圧延を終了した。各熱間圧延板の最終板厚は３．５〜１０ｍｍとした。
これら熱間圧延後のアルミニウム合金板に対し、表２に示す通り、各冷延圧延率にて冷間圧延を行った後に、連続焼鈍炉またはバッチ式の大気炉にて、各温度−時間の条件にて最終焼鈍を各々実施した。

これら最終焼鈍後のアルミニウム合金板から供試板を採取し、各供試板の組織と機械的特性、成形性、リジングマーク性を調査した。そして、更に、これら供試板に２％の予ひずみを付与した後で、１７０℃×２０分の熱処理（ＢＨ）を施した後の特性として、０．２％耐力を測定した。

（組織の測定方法）
最終焼鈍後のアルミニウム合金板から供試板を採取し、供試板の表面に平行な断面組織を、２万倍の倍率のＴＥＭとして、日本電子社製の電界放出型透過電子顕微鏡：ＪＥＭ−２０１０を用いて、加速電圧２００ｋＶの条件の下、結晶粒またはサブグレインの平均粒径（μｍ）を、前記した組織の規定方法にて測定した。また、供試板の圧延方向に平行な断面の組織を、５００倍の倍率のＳＥＭとして、日本電子社製の電界放出型走査電子顕微鏡：ＪＳＭ―７００１Ｆを用いて、加速電圧１５ｋＶの条件にて、円相当直径が１μｍ以下の第２相粒子の平均密度（個／ｍｍ^２）、円相当直径が４μｍ以上の第２相粒子の平均密度（個／ｍｍ^２）を、前記した組織の測定方法により測定した。
なお、表３において、「平均粒径」を「圧延組織」と表記しているのは、圧延組織が残留して、サブグレインが形成しきれず、平均粒径を測定できなかった場合である。

（機械的性質）
機械的性質の測定に供する引張試験片は、前記最終焼鈍後の供試板から引張方向が圧延方向に垂直となるように、ＪＩＳ２２０１の５号試験片（２５ｍｍ×５０ｍｍＧＬ×板厚１ｍｍ）を採取および作製し、室温にて引張試験を行った。引張試験は、０．２％耐力測定までは５ｍｍ／ｍｉｎ、０．２％耐力以降を３０ｍｍ／ｍｉｎとした。
ここで、自動車アウタパネルへのプレス成形性としては、Ａｓ０．２％耐力（ＢＨ前の０．２％耐力）は４５ＭＰａ以上、Ａｓ全伸び（ＢＨ前の全伸び）が３０％以上で合格とした。なお、この４５ＭＰａ以上のＡｓ０．２％耐力は、１７０℃×２０分の低温短時間での人工時効処理で、７５ＭＰａ以上のＡＢ０．２％耐力（ＢＨ後の０．２％耐力）を確実に得るためにも好ましい。

（ＢＨ後の強度）
ＢＨ後の強度は、大型の自動車アウタパネルへの成形を模擬して、最終焼鈍後の板の圧延方向に２％のひずみの引張変形を予め付与した後で、自動車アウタパネルの低温短時間の条件下での人工時効処理（塗装焼き付け処理）を模擬して、１７０℃×２０分の人工時効処理（ＢＨ）をした。このＢＨ後の板から、圧延方向に対して直角方向となる引張試験片を採取し、前記要領にて引張試験を行って、ＡＢ０．２％耐力（ＢＨ後の０．２％耐力）を各々測定した。
ここで、自動車アウタパネルとして、耐デント性に必要なＡＢ０．２％耐力（強度）は７５ＭＰａ以上で合格とした。

（リジングマーク）
最終焼鈍後の供試板から切り出した各試験片（幅４０ｍｍ×長さ２００ｍｍの短冊状）に対し、圧延方向に垂直方向に５％の塑性歪みを加えた後、ＥＤ塗装（カチオン電着塗装）を施してリジングマークの有無を目視評価した。結果、リジングマークが発生していないものを自動車外装材として合格（○）とし、明瞭なリジングマークが発生しているものを自動車外装材として不合格（×）とした。

（成形性）
最終焼鈍後の供試板の成形性の評価として、張出し成形性評価のための割れ限界高さ（ＬＤＨ０）を試験した。この試験は、前記供試板を、長さ２００ｍｍおよび幅１１０ｍｍの試験片に切り、直径１００ｍｍの球状張出しパンチを用い、潤滑剤としてＲ−３０３Ｐを用いて、しわ押え圧力５０ｋＮ、パンチ速度１．５ｍｍ／ｓで張出し成形し、試験片が割れるときの高さ（ｍｍ）を求めた。各サンプルに対して３回の試験を行い、その平均値を採用した。
この割れ限界高さが大きい程、張出し成形性に優れていることを意味し、自動車のアウタパネルへの成形に要求される張出し成形性を満足するためには、ＬＤＨ０が３０ｍｍ以上で合格とした。
なお、表３において、「成形性ＬＤＨ０」をＮＧと表記しているのは、成形初期に割れが発生して、ＬＤＨ０を測定できなかった場合である。

表１〜２に示すように、実施例１〜８は、本発明のアルミニウム合金組成の範囲内であり、かつ、好ましい製造条件で製造されている。
このため、表３に示す通り、各実施例は、本発明の規定を満足する組織を有する。この結果、各実施例は、自動車アウタパネルへの成形性に必要な、３０％以上のＡｓ全伸び、３０ｍｍ以上のＬＤＨ０、リジングマーク性を有し、自動車アウタパネルとしての耐デント性に必要な４５ＭＰａ以上のＡｓ０．２％耐力と、７５ＭＰａ以上のＡＢ０．２％耐力（強度）とを有している。

これに対して、比較例１〜７は、表１の合金組成がＥ〜Ｋの、本発明の成分組成範囲から外れている合金を使用している。このため、これら比較例は、本発明で規定する各組織の条件範囲から外れている。
この結果、各比較例は、自動車アウタパネルへの成形性に必要な、全伸び、ＬＤＨ０、リジングマーク性、自動車アウタパネルとしての耐デント性に必要なＡＢ０．２％耐力のいずれかが劣っている。

比較例１は表１のＥに示すようにＦｅの含有量が、比較例３は表１のＧに示すようにＭｎの含有量が、各々少なすぎる。このため、平均結晶粒が粗大化しており、ＡＢ０．２％耐力が低すぎる。

比較例５は表１のＩに示すようにＣｕの含有量が少なすぎる。このため、Ｃｕの固溶量が少なくなり、ＡＢ０．２％耐力が低すぎる。

比較例２は表１のＦに示すようにＦｅの含有量が、比較例４は表１のＨに示すようにＭｎの含有量が、比較例６は表１のＪに示すようにＣｕの含有量が、比較例７は表１のＫに示すようにＣｒの含有量が、各々多すぎる。
このため、これら比較例は、第２相粒子が粗大化しており、全伸びが低すぎ、割れ限界高さ（ＬＤＨ０）が低すぎる。

また、比較例８〜１４は、表１〜３に示すように、本発明の成分組成範囲を満足するものの、製造条件が好ましい範囲から外れている。この結果、各比較例も、自動車アウタパネルへの成形性に必要な、Ａｓ全伸び、ＬＤＨ０、リジングマーク性、自動車アウタパネルとしての耐デント性に必要なＡＢ０．２％耐力（強度）のいずれかが劣っている。

比較例８は表２の番号５で示すように均熱処理温度が低すぎる（４３０℃）。このため、第２相粒子が微細化されすぎ、再結晶粒のピン止め効果が低下して、最終焼鈍後の結晶粒が粗大化して、ＡＢ０．２％耐力が低い。

比較例９は表２の番号６で示すように均熱処理温度が高すぎる（６５０℃）。このため、鋳塊のバーニングが生じて、板が製造できなかった。よって、各組織および各特性の測定はできなかったため、表３における各組織および各特性の結果は、全て「−」と表記している。

比較例１０は表２の番号７で示すように熱延巻き取り温度が高すぎる（３６２℃）。このため、冷延時の蓄積ひずみが少なく、結晶粒が粗大化してＡＢ０．２％耐力が低い。

比較例１１は表２の番号８で示すように最終焼鈍温度が低すぎる（２２０℃）。このため、圧延組織が残留して、サブグレインが形成しきれないため、Ａｓ全伸びが低い。

比較例１２は表２の番号９で示すように最終焼鈍温度が高すぎる（４１０℃）。このため、結晶粒が粗大化し、ＡＢ０．２％耐力が低い。

比較例１３は表２の番号１０で示すように最終焼鈍温度が低すぎる（２００℃）。このため、圧延組織が残留して、サブグレインが形成しきれないため、Ａｓ全伸びが低い。

比較例１４は表２の番号１１で示すように最終焼鈍温度が高すぎる（３９０℃）。このため、再結晶粒が粗大化し、サブグレインが形成されず、ＡＢ０．２％耐力が低い。

したがって、以上の実施例の結果から、本発明アルミニウム合金板を得るための、本発明において規定する組成や組織の要件を全て満たすことの意義が裏付けられる。

本発明によれば、板厚が３ｍｍ以下の薄板であっても、特にリジングマークを抑制するなどのプレス成形性と、自動車パネルとした場合の耐デント性に優れ、特にアウタパネルに適した、８０００系アルミニウム合金板を提供できる。この結果、自動車パネルとして、８０００系アルミニウム合金板の適用を拡大できる。

Claims (3)

1. 質量％で、Ｆｅ：１．０〜１．５％、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｃｕ：０．０５〜０．５％を各々含有し、残部がＡｌおよび不純物からなり、板厚が０．５〜３ｍｍである、Ａｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金板であって、
   前記アルミニウム合金板の板表面における組織を、２万倍の倍率の透過型電子顕微鏡により測定した場合の、結晶粒またはサブグレインの平均粒径が３μｍ以下であるとともに、前記板の圧延方向に平行な断面における組織を、走査型電子顕微鏡により測定した場合の、円相当直径が１μｍ以下の第２相粒子の平均密度が８０００個／ｍｍ^２以上で、かつ、円相当直径が４μｍ以上の第２相粒子の平均密度が１００個／ｍｍ^２以下であり、
   前記アルミニウム合金板の全伸びが３０％以上であるとともに、
   前記アルミニウム合金板に２％の予ひずみを付与後、１７０℃×２０分の熱処理をした際の０．２％耐力が７５ＭＰａ以上であることを特徴とする、プレス成形性および耐デント性に優れた自動車パネル用アルミニウム合金板。
2. 前記アルミニウム合金板が、更に、質量％で、Ｃｒ：０．０５〜０．５％を含有する、請求項１に記載のプレス成形性および耐デント性に優れた自動車パネル用アルミニウム合金板。
3. 前記アルミニウム合金板が自動車のアウタパネル用である、請求項１または２に記載のプレス成形性および耐デント性に優れた自動車パネル用アルミニウム合金板。