JP2022036826A - 成形性に優れたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板 - Google Patents
成形性に優れたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2022036826A JP2022036826A JP2020141228A JP2020141228A JP2022036826A JP 2022036826 A JP2022036826 A JP 2022036826A JP 2020141228 A JP2020141228 A JP 2020141228A JP 2020141228 A JP2020141228 A JP 2020141228A JP 2022036826 A JP2022036826 A JP 2022036826A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mass
- aluminum alloy
- alloy plate
- less
- exothermic peak
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 104
- 229910018464 Al—Mg—Si Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 22
- 238000001938 differential scanning calorimetry curve Methods 0.000 claims abstract description 11
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 11
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 abstract description 23
- 238000011282 treatment Methods 0.000 description 22
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 20
- 239000000463 material Substances 0.000 description 16
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 14
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 14
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 14
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 13
- 238000000113 differential scanning calorimetry Methods 0.000 description 12
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 12
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 11
- 238000002076 thermal analysis method Methods 0.000 description 11
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 10
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 10
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 9
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 9
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 9
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 8
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 8
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 7
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 6
- 229910019064 Mg-Si Inorganic materials 0.000 description 5
- 229910019406 Mg—Si Inorganic materials 0.000 description 5
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 5
- 238000000034 method Methods 0.000 description 5
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 5
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 5
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 4
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 4
- 238000002791 soaking Methods 0.000 description 4
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 4
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 4
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 3
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical group [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 3
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 3
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 3
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 3
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 3
- XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N Argon Chemical compound [Ar] XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 2
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 description 2
- 238000000576 coating method Methods 0.000 description 2
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 2
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 2
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 2
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 2
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 2
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 2
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 2
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910021365 Al-Mg-Si alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005473 Guinier-Preston zone Methods 0.000 description 1
- 229910019018 Mg 2 Si Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000003483 aging Methods 0.000 description 1
- 229910052786 argon Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 1
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 238000013461 design Methods 0.000 description 1
- 238000001514 detection method Methods 0.000 description 1
- 238000011161 development Methods 0.000 description 1
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 1
- 238000004512 die casting Methods 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 1
- 239000012467 final product Substances 0.000 description 1
- 230000020169 heat generation Effects 0.000 description 1
- 238000007654 immersion Methods 0.000 description 1
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 239000003595 mist Substances 0.000 description 1
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 1
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 1
- 239000012778 molding material Substances 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 230000008569 process Effects 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 239000007921 spray Substances 0.000 description 1
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000013585 weight reducing agent Substances 0.000 description 1
- 230000037303 wrinkles Effects 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/12—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent
- C22C21/14—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent with silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/12—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent
- C22C21/16—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent with magnesium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/002—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working by rapid cooling or quenching; cooling agents used therefor
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
- C22F1/043—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with silicon as the next major constituent
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Shaping Metal By Deep-Drawing, Or The Like (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
- Body Structure For Vehicles (AREA)
Abstract
【課題】破断伸び及び加工硬化性がともに良好である、成形性に優れたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板を提供する。【解決手段】本発明に係る成形性に優れたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板は、Ｍｇ：０．３質量％以上０．４５質量％以下、Ｓｉ：０．６質量％以上１．７５質量％以下、を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物であり、上記Ｍｇの含有量を質量％で［Ｍｇ］とし、上記Ｓｉの含有量を質量％で［Ｓｉ］としたとき、［Ｓｉ］／［Ｍｇ］が２．５超であり、示差走査熱分析曲線において、２１０℃以上２６０℃未満の温度範囲内で発現する第１発熱ピークの高さが、２０μＷ／ｍｇ以上であるとともに、２６０℃以上３７０℃以下の温度範囲内で発現する第２発熱ピークの高さが、１８μＷ／ｍｇ以上である。【選択図】図１
Description
本発明は、通常の圧延によって製造される６０００系アルミニウム合金板であって、破断伸び及び加工硬化性がともに良好である、成形性に優れたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板に関する。
近年、地球環境などへの配慮から、自動車車体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、自動車車体のうち、大型ボディパネル（アウタパネル、インナパネル）に、それまでの鋼板等の鉄鋼材料に代えて、アルミニウム合金材料を適用することが行われている。
上記大型ボディパネルの内、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系ともいう。）アルミニウム合金板が使用されている。
この６０００系（Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ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板は、人工時効処理時の優れた時効硬化能を有している。
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ー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。
例えば、非特許文献１では、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金のプレス成形性を高めるため、破断伸び及び加工硬化性の向上が必要であることが記載されている。
また、従来から、このような自動車部材の素材としての６０００系アルミニウム合金板について、Ｍｇ－Ｓｉ系クラスタを制御する種々の方法が検討されている。具体的には、クラスタや強化相を示唆する発熱ピークを制御することにより、高焼付塗装硬化性及び高破断伸びや低耐力による高成形性を両立させる方法について、提案されている。
例えば、非特許文献２では、過剰Ｓｉ型のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金において、経時温度の増加に伴い、ＧＰゾーン（Ｇｕｉｎｉｅｒ－Ｐｒｅｓｔｏｎ ｚｏｎｅ）、強化相、中間相、平衡相等の種々の析出相が生成することに基づき、示差走査熱量測定（ＤＳＣ：Ｄｉｆｆｅｒｅｎｔｉａｌ ｓｃａｎｎｉｎｇ ｃａｌｏｒｉｍｅｔｒｙ）における発熱ピーク高さを制御することで、合金組織制御が可能であることが示唆されている。
また、特許文献１では、示差走査熱分析曲線において、１５０～２３０℃の温度範囲内に高さＡが３～１０μＷ／ｍｇである吸熱ピークが存在するとともに、２３０℃以上、３３０℃未満の温度範囲内に高さＢが２０～５０μＷ／ｍｇである発熱ピークが存在し、かつ前記発熱ピーク高さＢと前記吸熱ピーク高さＡとの比Ｂ／Ａが３．５超、１５．０未満であることを特徴とする成形性と焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板が開示されている。
更に、特許文献２では、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、又は、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、又は、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の範囲であるアルミニウム合金板が開示されている。
櫻井健夫，外１名，「自動車パネル用アルミニウム合金板材の開発状況とその成形技術」，Ｒ＆Ｄ神戸製鋼技報，２００１年，第５１巻，第１号，ｐ．９－１２
松田健二，外１名，「６０００系アルミニウム合金の時効現象に関する最近の研究」，軽金属，日本，一般社団法人 軽金属学会，２０００年，第５０巻，第１号，ｐ．２３－３６
しかしながら、上記従来の技術によると、時効硬化性と破断伸びとの両立を目的として、Ｍｇを添加して時効硬化性を高めた場合には、破断伸びが低下するという問題点が発生する。したがって、成形性を向上させるためには、破断伸び及び加工硬化性を向上させることが要求される。
本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、破断伸び及び加工硬化性がともに良好である、成形性に優れたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板を提供することを目的とする。
本発明に係る成形性に優れたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板は、下記（１）の構成からなる。
（１） Ｍｇ：０．３質量％以上０．４５質量％以下、
Ｓｉ：０．６質量％以上１．７５質量％以下、
を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物であり、
前記Ｍｇの含有量を質量％で［Ｍｇ］とし、前記Ｓｉの含有量を質量％で［Ｓｉ］としたとき、［Ｓｉ］／［Ｍｇ］が２．５超であり、
示差走査熱分析曲線において、２１０℃以上２６０℃未満の温度範囲内で発現する第１発熱ピークの高さが、２０μＷ／ｍｇ以上であるとともに、
２６０℃以上３７０℃以下の温度範囲内で発現する第２発熱ピークの高さが、１８μＷ／ｍｇ以上である、成形性に優れたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板。
（１） Ｍｇ：０．３質量％以上０．４５質量％以下、
Ｓｉ：０．６質量％以上１．７５質量％以下、
を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物であり、
前記Ｍｇの含有量を質量％で［Ｍｇ］とし、前記Ｓｉの含有量を質量％で［Ｓｉ］としたとき、［Ｓｉ］／［Ｍｇ］が２．５超であり、
示差走査熱分析曲線において、２１０℃以上２６０℃未満の温度範囲内で発現する第１発熱ピークの高さが、２０μＷ／ｍｇ以上であるとともに、
２６０℃以上３７０℃以下の温度範囲内で発現する第２発熱ピークの高さが、１８μＷ／ｍｇ以上である、成形性に優れたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板。
また、本発明に係る成形性に優れたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板の好ましい実施形態は、下記（２）の構成からなる。
（２） 更に、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｍｎ及びＴｉから選択される少なくとも１種を、Ｃｕ：０質量％超０．８質量％以下、Ｆｅ：０．０５質量％以上０．５質量％以下、Ｍｎ：０．０５質量％以上０．３質量％以下、Ｔｉ：０質量％超０．１質量％以下、の範囲で含有する、上記（１）に記載の成形性に優れたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板。
（２） 更に、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｍｎ及びＴｉから選択される少なくとも１種を、Ｃｕ：０質量％超０．８質量％以下、Ｆｅ：０．０５質量％以上０．５質量％以下、Ｍｎ：０．０５質量％以上０．３質量％以下、Ｔｉ：０質量％超０．１質量％以下、の範囲で含有する、上記（１）に記載の成形性に優れたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板。
本発明によれば、破断伸び及び加工硬化性がともに良好である、成形性に優れたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板を提供することができる。
以下、本発明の実施形態について詳細に説明する。なお、本発明は、以下に説明する実施形態に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲において、任意に変更して実施することができる。また、本明細書において、数値範囲を示す「～」とは、その前後に記載された数値を下限値及び上限値として含む意味で使用される。
本発明者らは上記課題を解決するため鋭意研究を行った結果、従来のアルミニウム合金板よりもＳｉ含有量を増加させ、Ｍｇ含有量を低減するとともに、アルミニウム合金板中のＳｉ含有量とＭｇ含有量との比を適切に制御することが有効と見出した。すなわち、示差走査熱分析曲線における２６０℃以上３７０℃以下の温度範囲内において、ピークの高さが１８μＷ／ｍｇ以上である発熱ピーク（第２発熱ピーク）を得ることができ、これにより、破断伸び及び加工硬化性を向上させることができる。
また、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３０℃～１００℃の温度域で５時間以上、５００時間以下保持する熱処理を施し、もしくは、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１００℃～３００℃の温度域で５秒以上、３００秒以下保持する熱処理を施した上で、３０℃～１００℃の温度域で５時間以上、５００時間以下保持する熱処理を施すことにより、２１０℃以上２６０℃未満の温度範囲内において、ピークの高さが２０μＷ／ｍｇ以上である発熱ピーク（第１発熱ピーク）を得ることができ、これにより、所望の破断伸びを確保するとともに、加工硬化性を向上させることができる。
すなわち、本発明に実施形態に係る成形性に優れたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板は、Ｍｇ：０．３質量％以上０．４５質量％以下、Ｓｉ：０．６質量％以上１．７５質量％以下、を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物であり、Ｍｇの含有量を質量％で［Ｍｇ］とし、Ｓｉの含有量を質量％で［Ｓｉ］としたとき、［Ｓｉ］／［Ｍｇ］が２．５超であり、示差走査熱分析曲線において、２１０℃以上２６０℃未満の温度範囲内で発現する第１発熱ピークの高さが、２０μＷ／ｍｇ以上であるとともに、２６０℃以上３７０℃以下の温度範囲内で発現する第２発熱ピークの高さが、１８μＷ／ｍｇ以上である。
本発明でいうアルミニウム合金板（成形素材板）とは、熱間圧延板や冷間圧延板などの圧延板で、この圧延板に溶体化処理及び焼入れ処理などの調質（Ｔ４）が施された板であって、使用される自動車部材に成形される前であって、塗装焼付硬化処理などの人工時効処理（人工時効硬化処理）される前の、素材アルミニウム合金板をいう。
以下に、本発明の実施の形態について、更に具体的に説明する。
本発明に係る成形性に優れたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板の化学成分組成は、自動車大型ボディパネルなどの自動車部材の素材として、要求される成形性や焼付塗装硬化性を、６０００系アルミニウム合金板の組成から満たすために決定される。
この観点から、本発明に係る成形性に優れたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板の化学成分組成は、Ｍｇ：０．３質量％以上０．４５質量％以下、Ｓｉ：０．６質量％以上１．７５質量％以下、を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物であり、Ｍｇの含有量を質量％で［Ｍｇ］とし、Ｓｉの含有量を質量％で［Ｓｉ］としたとき、［Ｓｉ］／［Ｍｇ］が２．５超である。
この観点から、本発明に係る成形性に優れたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板の化学成分組成は、Ｍｇ：０．３質量％以上０．４５質量％以下、Ｓｉ：０．６質量％以上１．７５質量％以下、を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物であり、Ｍｇの含有量を質量％で［Ｍｇ］とし、Ｓｉの含有量を質量％で［Ｓｉ］としたとき、［Ｓｉ］／［Ｍｇ］が２．５超である。
なお、本発明に係る成形性に優れたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板は、更に、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｍｎ及びＴｉから選択される少なくとも１種を、Ｃｕ：０質量％超０．８質量％以下、Ｆｅ：０．０５質量％以上０．５質量％以下、Ｍｎ：０．０５質量％以上０．３質量％以下、Ｔｉ：０質量％超０．１質量％以下、の範囲で含有していてもよい。
以下、本発明に係る成形性に優れたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板の化学成分組成について、各元素の限定理由を含めて、詳細に説明する。
（Ｓｉ：０．６質量％以上１．７５質量％以下）
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系析出物などの時効析出物を形成して、時効硬化能を発揮する。また、合金中のＳｉ添加量の増加に伴い、破断伸び及び加工硬化性が増加する。そのため、Ｓｉは必要な強度（耐力）及び破断伸びと加工硬化性を得るための必須の元素である。
アルミニウム合金板中のＳｉ含有量が０．６質量％未満であると、破断伸びが低下するとともに、人工時効熱処理後のＭｇ－Ｓｉ系析出物の生成量が不足するため、ＢＨ（Ｂａｋｅ Ｈａｒｄｅｎｉｎｇ）性が著しく低下し、強度が不足する。したがって、アルミニウム合金板中のＳｉ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して０．６質量％以上とし、１．０質量％以上であることが好ましく、１．２質量％以上であることがより好ましい。
一方、アルミニウム合金板中のＳｉ含有量が１．７５質量％を超えると、粗大なＳｉ系析出物が形成されて、延性が低下し、素材板成形の際の割れの原因となる。したがって、アルミニウム合金板中のＳｉ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して１．７５質量％以下とし、１．６質量％以下であることが好ましく、１．５質量％以下であることがより好ましい。
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系析出物などの時効析出物を形成して、時効硬化能を発揮する。また、合金中のＳｉ添加量の増加に伴い、破断伸び及び加工硬化性が増加する。そのため、Ｓｉは必要な強度（耐力）及び破断伸びと加工硬化性を得るための必須の元素である。
アルミニウム合金板中のＳｉ含有量が０．６質量％未満であると、破断伸びが低下するとともに、人工時効熱処理後のＭｇ－Ｓｉ系析出物の生成量が不足するため、ＢＨ（Ｂａｋｅ Ｈａｒｄｅｎｉｎｇ）性が著しく低下し、強度が不足する。したがって、アルミニウム合金板中のＳｉ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して０．６質量％以上とし、１．０質量％以上であることが好ましく、１．２質量％以上であることがより好ましい。
一方、アルミニウム合金板中のＳｉ含有量が１．７５質量％を超えると、粗大なＳｉ系析出物が形成されて、延性が低下し、素材板成形の際の割れの原因となる。したがって、アルミニウム合金板中のＳｉ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して１．７５質量％以下とし、１．６質量％以下であることが好ましく、１．５質量％以下であることがより好ましい。
（Ｍｇ：０．３質量％以上０．４５質量％以下）
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熱処理時に、強度向上に寄与するＭｇ－Ｓｉ系析出物などの時効析出物を形成して、時効硬化能を発揮し、必要な強度を得るための必須の元素である。
アルミニウム合金板中のＭｇ含有量が０．３質量％未満であると、Ｍｇ－Ｓｉ系析出物の生成量が不足するため、ＢＨ性が著しく低下し、強度が不足する。したがって、アルミニウム合金板中のＭｇ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して０．３質量％以上とする。
一方、アルミニウム合金板中のＭｇ含有量が０．４５質量％を超えると、成形時の素材強度が高くなり、破断伸び及び加工硬化性が低下する。したがって、アルミニウム合金板中のＭｇ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して０．４５質量％以下とする。
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熱処理時に、強度向上に寄与するＭｇ－Ｓｉ系析出物などの時効析出物を形成して、時効硬化能を発揮し、必要な強度を得るための必須の元素である。
アルミニウム合金板中のＭｇ含有量が０．３質量％未満であると、Ｍｇ－Ｓｉ系析出物の生成量が不足するため、ＢＨ性が著しく低下し、強度が不足する。したがって、アルミニウム合金板中のＭｇ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して０．３質量％以上とする。
一方、アルミニウム合金板中のＭｇ含有量が０．４５質量％を超えると、成形時の素材強度が高くなり、破断伸び及び加工硬化性が低下する。したがって、アルミニウム合金板中のＭｇ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して０．４５質量％以下とする。
（［Ｓｉ］／［Ｍｇ］：２．５超）
本発明者らは、添加Ｓｉ量に対して添加Ｍｇ量が少ないほど、固溶Ｓｉ量が増加することを見出した。すなわち、Ｓｉ固溶量の指標として、Ｓｉ含有量とＭｇ含有量との比で整理が可能であることを見出し、上記比の値を適切に限定することにより、所望の破断伸びを得ることができることを見出した。
アルミニウム合金板中のＭｇの含有量をアルミニウム合金板全質量に対する質量％で［Ｍｇ］とし、Ｓｉの含有量をアルミニウム合金板全質量に対する質量％で［Ｓｉ］としたとき、［Ｓｉ］／［Ｍｇ］が２．５以下であると、Ｍｇ含有量に対してＳｉ含有量が少なくなり、Ｓｉ固溶量が低下するため、破断伸びが低下する。したがって、［Ｓｉ］／［Ｍｇ］は２．５超とし、２．７以上であることが好ましく、３．０以上であることがより好ましい。
本発明者らは、添加Ｓｉ量に対して添加Ｍｇ量が少ないほど、固溶Ｓｉ量が増加することを見出した。すなわち、Ｓｉ固溶量の指標として、Ｓｉ含有量とＭｇ含有量との比で整理が可能であることを見出し、上記比の値を適切に限定することにより、所望の破断伸びを得ることができることを見出した。
アルミニウム合金板中のＭｇの含有量をアルミニウム合金板全質量に対する質量％で［Ｍｇ］とし、Ｓｉの含有量をアルミニウム合金板全質量に対する質量％で［Ｓｉ］としたとき、［Ｓｉ］／［Ｍｇ］が２．５以下であると、Ｍｇ含有量に対してＳｉ含有量が少なくなり、Ｓｉ固溶量が低下するため、破断伸びが低下する。したがって、［Ｓｉ］／［Ｍｇ］は２．５超とし、２．７以上であることが好ましく、３．０以上であることがより好ましい。
本発明に係る成形性に優れたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板は、上記Ｓｉを０．６質量％以上１．７５質量％以下、Ｍｇを０．３質量％以上０．４５質量％以下含有し、残部をＡｌ及び不可避的不純物とするが、上記Ｓｉ及びＭｇの他に、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｍｎ及びＴｉから選択される少なくとも１種を含有していてもよい。
これらの元素は、共通して、アルミニウム合金板を高強度化させる効果があるため、本発明では同様の効果を有する元素と見なすことができ、必要により選択的に含有させるが、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。
これらの元素は、共通して、アルミニウム合金板を高強度化させる効果があるため、本発明では同様の効果を有する元素と見なすことができ、必要により選択的に含有させるが、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。
（Ｃｕ：０質量％超０．８質量％以下）
Ｃｕは、固溶強化により強度を向上させることができる成分である。アルミニウム合金板中のＣｕ含有量が、アルミニウム合金板全質量に対して０質量％超であると、上記効果を得ることができる。したがって、アルミニウム合金板中にＣｕを含有させる場合のＣｕ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して０質量％超とし、０．０２質量％以上であることが好ましく、０．１質量％以上であることがより好ましい。
一方、アルミニウム合金板中のＣｕ含有量がアルミニウム合金板全質量に対して０．８質量％を超えると、上記効果が飽和するだけでなく、アルミニウム合金板の耐食性が劣化することがある。したがって、アルミニウム合金板中にＣｕを含有させる場合のＣｕ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して０．８質量％以下とし、０．６質量％以下であることが好ましい。
Ｃｕは、固溶強化により強度を向上させることができる成分である。アルミニウム合金板中のＣｕ含有量が、アルミニウム合金板全質量に対して０質量％超であると、上記効果を得ることができる。したがって、アルミニウム合金板中にＣｕを含有させる場合のＣｕ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して０質量％超とし、０．０２質量％以上であることが好ましく、０．１質量％以上であることがより好ましい。
一方、アルミニウム合金板中のＣｕ含有量がアルミニウム合金板全質量に対して０．８質量％を超えると、上記効果が飽和するだけでなく、アルミニウム合金板の耐食性が劣化することがある。したがって、アルミニウム合金板中にＣｕを含有させる場合のＣｕ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して０．８質量％以下とし、０．６質量％以下であることが好ましい。
（Ｆｅ：０．０５質量％以上０．５質量％以下）
Ｆｅは化合物を生成して、再結晶粒の核となり、結晶粒を微細化させ、強度を向上させる。アルミニウム合金板中のＦｅ含有量がアルミニウム合金板全質量に対して０．０５質量％以上であると、上記効果を得ることができる。したがって、アルミニウム合金板中にＦｅを含有させる場合のＦｅ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して０．０５質量％以上とする。
一方、アルミニウム合金板中のＦｅ含有量がアルミニウム合金板全質量に対して０．５質量％を超えると、粗大な化合物を形成し、破壊の起点となり、成形性が低下することがある。したがって、アルミニウム合金板中にＦｅを含有させる場合のＦｅ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して０．５質量％以下とし、０．３質量％以下であることが好ましい。
Ｆｅは化合物を生成して、再結晶粒の核となり、結晶粒を微細化させ、強度を向上させる。アルミニウム合金板中のＦｅ含有量がアルミニウム合金板全質量に対して０．０５質量％以上であると、上記効果を得ることができる。したがって、アルミニウム合金板中にＦｅを含有させる場合のＦｅ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して０．０５質量％以上とする。
一方、アルミニウム合金板中のＦｅ含有量がアルミニウム合金板全質量に対して０．５質量％を超えると、粗大な化合物を形成し、破壊の起点となり、成形性が低下することがある。したがって、アルミニウム合金板中にＦｅを含有させる場合のＦｅ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して０．５質量％以下とし、０．３質量％以下であることが好ましい。
（Ｍｎ：０．０５質量％以上０．３質量％以下）
Ｍｎは、鋳塊及び最終製品としてのアルミニウム合金板の結晶粒を微細化して強度向上に寄与する。アルミニウム合金板中のＭｎ含有量がアルミニウム合金板全質量に対して０．０５質量％以上であると、上記効果を得ることができる。したがって、アルミニウム合金板中にＭｎを含有させる場合のＭｎ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して０．０５質量％以上とする。
一方、アルミニウム合金板中のＭｎ含有量がアルミニウム合金板全質量に対して０．３質量％を超えると、粗大な化合物を形成し、延性を劣化させることがある。したがって、アルミニウム合金板中にＭｎを含有させる場合のＭｎ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して０．３質量％以下とし、０．２質量％以下であることが好ましい。
Ｍｎは、鋳塊及び最終製品としてのアルミニウム合金板の結晶粒を微細化して強度向上に寄与する。アルミニウム合金板中のＭｎ含有量がアルミニウム合金板全質量に対して０．０５質量％以上であると、上記効果を得ることができる。したがって、アルミニウム合金板中にＭｎを含有させる場合のＭｎ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して０．０５質量％以上とする。
一方、アルミニウム合金板中のＭｎ含有量がアルミニウム合金板全質量に対して０．３質量％を超えると、粗大な化合物を形成し、延性を劣化させることがある。したがって、アルミニウム合金板中にＭｎを含有させる場合のＭｎ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して０．３質量％以下とし、０．２質量％以下であることが好ましい。
（Ｔｉ：０質量％超０．１質量％以下）
Ｔｉは、粗大な化合物を形成して機械的特性を劣化させる元素である。ただし、アルミニウム合金板に微量にＴｉを含有させることによって、アルミニウム合金鋳塊の結晶粒を微細化することにより、成形性向上効果を得ることができるため、６０００系合金としてＪＩＳ規格などで規定する範囲で、Ｔｉを含有させてもよい。アルミニウム合金鋳塊の結晶粒を微細化する効果は、アルミニウム合金板中に微量のＴｉを含有させることにより得ることができるため、アルミニウム合金板中にＴｉを含有させる場合のＴｉ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して０質量％超とする。
一方、アルミニウム合金板中のＴｉ含有量がアルミニウム合金板全質量に対して０．１質量％を超えると、粗大な化合物を形成し、機械的特性を劣化させる。したがって、アルミニウム合金板中にＴｉを含有させる場合のＴｉ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して０．１質量％以下とし、０．０５質量％以下であることが好ましい。
Ｔｉは、粗大な化合物を形成して機械的特性を劣化させる元素である。ただし、アルミニウム合金板に微量にＴｉを含有させることによって、アルミニウム合金鋳塊の結晶粒を微細化することにより、成形性向上効果を得ることができるため、６０００系合金としてＪＩＳ規格などで規定する範囲で、Ｔｉを含有させてもよい。アルミニウム合金鋳塊の結晶粒を微細化する効果は、アルミニウム合金板中に微量のＴｉを含有させることにより得ることができるため、アルミニウム合金板中にＴｉを含有させる場合のＴｉ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して０質量％超とする。
一方、アルミニウム合金板中のＴｉ含有量がアルミニウム合金板全質量に対して０．１質量％を超えると、粗大な化合物を形成し、機械的特性を劣化させる。したがって、アルミニウム合金板中にＴｉを含有させる場合のＴｉ含有量は、アルミニウム合金板全質量に対して０．１質量％以下とし、０．０５質量％以下であることが好ましい。
（残部：Ａｌ及び不可避的不純物）
本発明に係る成形性に優れたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板は、上記Ｍｇ及びＳｉと、好ましくは、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｍｎ及びＴｉから選択された少なくとも１種と、を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｂ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｎｉ、Ｂｉ及びＳｎ等が挙げられる、
Ｂは、粗大な化合物を形成して機械的特性を劣化させる元素であるため、不可避的不純物としてのＢは０．０３質量％以下に規制する。
また、不可避的不純物としてのＣｒ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｎｉ、Ｂｉ及びＳｎは、それぞれ０．１質量％以下に規制する。
本発明に係る成形性に優れたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板は、上記Ｍｇ及びＳｉと、好ましくは、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｍｎ及びＴｉから選択された少なくとも１種と、を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｂ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｎｉ、Ｂｉ及びＳｎ等が挙げられる、
Ｂは、粗大な化合物を形成して機械的特性を劣化させる元素であるため、不可避的不純物としてのＢは０．０３質量％以下に規制する。
また、不可避的不純物としてのＣｒ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｎｉ、Ｂｉ及びＳｎは、それぞれ０．１質量％以下に規制する。
（素材板組織）
以上の合金組成を前提に、本発明では、アルミニウム合金板の組織を、この板を素材とする部材における人工時効析出物の存在状態を予め示す指標として、示差走査熱量測定（ＤＳＣ）で得られた示差走査熱分析曲線により規定する。
すなわち、本発明は、破断伸び及び加工硬化性をいずれも良好なものとするために、示差走査熱量測定で得られた示差走査熱分析曲線により規定する。
以上の合金組成を前提に、本発明では、アルミニウム合金板の組織を、この板を素材とする部材における人工時効析出物の存在状態を予め示す指標として、示差走査熱量測定（ＤＳＣ）で得られた示差走査熱分析曲線により規定する。
すなわち、本発明は、破断伸び及び加工硬化性をいずれも良好なものとするために、示差走査熱量測定で得られた示差走査熱分析曲線により規定する。
このような知見に基づき、本発明では、破断伸び及び加工硬化性をともに良好なものとするために、示差走査熱分析曲線において、２１０℃以上２６０℃未満の温度範囲内で発現する第１発熱ピークの高さが、２０μＷ／ｍｇ以上であるとともに、２６０℃以上３７０℃以下の温度範囲内で発現する第２発熱ピークの高さが、１８μＷ／ｍｇ以上であるものとする。
（第１発熱ピークの高さ：２０μＷ／ｍｇ以上）
２１０℃以上２６０℃未満の温度範囲内で発現する第１発熱ピークは、強化相（β’’）の生成を示す。第１発熱ピークの高さが高いということは、示差走査熱分析中に、強化相が多く生成していることを意味しており、言い換えると、示差走査熱分析中に強化相の核となるクラスタの形成が少ないことを意味する。
第１発熱ピークの高さが２０μＷ／ｍｇ未満であると、示差走査熱分析前の段階で強化相、又は強化相の核となるクラスタが形成されているため、強度が高くなりすぎるとともに、破断伸びと加工硬化性も低下する。したがって、２１０℃以上２６０℃未満の温度範囲内で発現する第１発熱ピークの高さは２０μＷ／ｍｇ以上とする。
一方、第１発熱ピークの高さの上限については限定しないが、強化相の生成を制御し、アルミニウム合金板の強度低下を抑制することができる点で、第１発熱ピークの高さは５０μＷ／ｍｇ以下とすることが好ましく、３５μＷ／ｍｇ以下とすることがより好ましい。
２１０℃以上２６０℃未満の温度範囲内で発現する第１発熱ピークは、強化相（β’’）の生成を示す。第１発熱ピークの高さが高いということは、示差走査熱分析中に、強化相が多く生成していることを意味しており、言い換えると、示差走査熱分析中に強化相の核となるクラスタの形成が少ないことを意味する。
第１発熱ピークの高さが２０μＷ／ｍｇ未満であると、示差走査熱分析前の段階で強化相、又は強化相の核となるクラスタが形成されているため、強度が高くなりすぎるとともに、破断伸びと加工硬化性も低下する。したがって、２１０℃以上２６０℃未満の温度範囲内で発現する第１発熱ピークの高さは２０μＷ／ｍｇ以上とする。
一方、第１発熱ピークの高さの上限については限定しないが、強化相の生成を制御し、アルミニウム合金板の強度低下を抑制することができる点で、第１発熱ピークの高さは５０μＷ／ｍｇ以下とすることが好ましく、３５μＷ／ｍｇ以下とすることがより好ましい。
（第２発熱ピークの高さ：１８μＷ／ｍｇ以上）
２６０℃以上３７０℃以下の温度範囲内で発現する第２発熱ピークは、中間相（β’等）の生成を示す。また、本発明者らは、［Ｓｉ］／［Ｍｇ］の増加に伴い、示差走査熱分析中における第２発熱ピークの高さが高くなることを明らかにした。すなわち、第２発熱ピークの高さが高いということは、［Ｓｉ］／［Ｍｇ］が増加していることを表し、これにより、合金中のＳｉ固溶量が増加し、破断伸び及び加工硬化性が向上すると考えた。
第２発熱ピークの高さが１８μＷ／ｍｇ未満であると、合金中のＳｉ固溶量が少ないことが考えられ、破断伸びが低くなりやすく、破断伸び及び加工硬化性の両立による成形性向上を得ることができない。したがって、２６０℃以上３７０℃以下の温度範囲内で発現する第２発熱ピークの高さは、１８μＷ／ｍｇ以上とする。
一方、第２発熱ピークの高さが高すぎると、析出物が生じやすく、破断伸びと加工硬化性が低下する。したがって、第２発熱ピークの上限については限定しないが、第２発熱ピークの高さは５０μＷ／ｍｇ以下とすることが好ましい。
２６０℃以上３７０℃以下の温度範囲内で発現する第２発熱ピークは、中間相（β’等）の生成を示す。また、本発明者らは、［Ｓｉ］／［Ｍｇ］の増加に伴い、示差走査熱分析中における第２発熱ピークの高さが高くなることを明らかにした。すなわち、第２発熱ピークの高さが高いということは、［Ｓｉ］／［Ｍｇ］が増加していることを表し、これにより、合金中のＳｉ固溶量が増加し、破断伸び及び加工硬化性が向上すると考えた。
第２発熱ピークの高さが１８μＷ／ｍｇ未満であると、合金中のＳｉ固溶量が少ないことが考えられ、破断伸びが低くなりやすく、破断伸び及び加工硬化性の両立による成形性向上を得ることができない。したがって、２６０℃以上３７０℃以下の温度範囲内で発現する第２発熱ピークの高さは、１８μＷ／ｍｇ以上とする。
一方、第２発熱ピークの高さが高すぎると、析出物が生じやすく、破断伸びと加工硬化性が低下する。したがって、第２発熱ピークの上限については限定しないが、第２発熱ピークの高さは５０μＷ／ｍｇ以下とすることが好ましい。
このように、素材板の段階で示差走査熱分析曲線にて規定した組織は、素材板の破断伸び及び加工硬化性、すなわち、この素材板から製造された自動車パネルなどの部材の成形性に相関している。その結果、素材板の段階で、示差走査熱分析曲線による発熱ピークの高さを制御すれば、素材板の成形性を評価することができる。言い換えると、素材板の段階で示差走査熱分析曲線にて規定される組織は、この素材板を成形素材とした部材における成形性の指標となりうる。
（示差走査熱分析曲線のピーク高さの制御方法）
上記示差走査熱分析曲線の第１発熱ピークにより特定された組織は、アルミニウム合金板中のＭｇ含有量を０．３質量％以上０．４５質量％以下とすることにより制御することができる。また、上記のとおり成分が調整されたアルミニウム合金冷延板を、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、３０℃～１００℃の温度域で５時間以上、５００時間以下保持する熱処理を施す。もしくは、溶体化及び焼入れ処理して室温まで冷却した後１時間以内に、１００℃～３００℃の温度域で５秒以上、３００秒以下保持する熱処理を施した上で、３０℃～１００℃の温度域で５時間以上、５００時間以下保持する熱処理を施して行うことにより、制御することができる。
上記示差走査熱分析曲線の第２発熱ピークの高さについては、［Ｓｉ］／［Ｍｇ］の値を２．５超として、Ｓｉ固溶量を調整することにより制御することができる。
上記示差走査熱分析曲線の第１発熱ピークにより特定された組織は、アルミニウム合金板中のＭｇ含有量を０．３質量％以上０．４５質量％以下とすることにより制御することができる。また、上記のとおり成分が調整されたアルミニウム合金冷延板を、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、３０℃～１００℃の温度域で５時間以上、５００時間以下保持する熱処理を施す。もしくは、溶体化及び焼入れ処理して室温まで冷却した後１時間以内に、１００℃～３００℃の温度域で５秒以上、３００秒以下保持する熱処理を施した上で、３０℃～１００℃の温度域で５時間以上、５００時間以下保持する熱処理を施して行うことにより、制御することができる。
上記示差走査熱分析曲線の第２発熱ピークの高さについては、［Ｓｉ］／［Ｍｇ］の値を２．５超として、Ｓｉ固溶量を調整することにより制御することができる。
（製造方法）
本発明の６０００系アルミニウム合金板は、鋳塊を均熱処理後に熱間圧延され、更に冷間圧延された冷延板であって、更に溶体化処理などの調質が施される、常法によって製造される。すなわち、鋳造、均熱処理、熱間圧延の通常の各製造工程を経て製造され、板厚が２～１０ｍｍ程度であるアルミニウム合金熱延板とされる。次いで、冷間圧延されて板厚が４ｍｍ以下の冷延板とされる。また、均熱処理後に一旦冷却しても良く、その場合は均熱処理後の冷却速度を２０℃／ｈｒ以上、１００℃／ｈｒ未満とし、３５０～４５０℃の範囲の所定の温度まで再加熱してから、熱間圧延を開始すればよい。冷間圧延時には必要に応じて、焼鈍及び中間焼鈍を行っても良い。
本発明の６０００系アルミニウム合金板は、鋳塊を均熱処理後に熱間圧延され、更に冷間圧延された冷延板であって、更に溶体化処理などの調質が施される、常法によって製造される。すなわち、鋳造、均熱処理、熱間圧延の通常の各製造工程を経て製造され、板厚が２～１０ｍｍ程度であるアルミニウム合金熱延板とされる。次いで、冷間圧延されて板厚が４ｍｍ以下の冷延板とされる。また、均熱処理後に一旦冷却しても良く、その場合は均熱処理後の冷却速度を２０℃／ｈｒ以上、１００℃／ｈｒ未満とし、３５０～４５０℃の範囲の所定の温度まで再加熱してから、熱間圧延を開始すればよい。冷間圧延時には必要に応じて、焼鈍及び中間焼鈍を行っても良い。
（溶体化及び焼入れ処理）
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、Ｍｇ、Ｓｉなどの各元素の十分な固溶量を得るためには、５００℃以上、溶融温度以下の溶体化処理温度に加熱することが望ましい。
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、Ｍｇ、Ｓｉなどの各元素の十分な固溶量を得るためには、５００℃以上、溶融温度以下の溶体化処理温度に加熱することが望ましい。
また、成形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２０℃／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及び単相Ｓｉが生成してしまい、曲げ加工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。
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３０℃～１００℃の温度域で５時間以上、５００時間以下保持する熱処理を施す。もしくは、１時間以内に冷延板を１００℃～３００℃の温度域で５秒以上、３００秒以下保持する熱処理を施した上で、３０℃～１００℃の温度域で５時間以上、５００時間以下保持する熱処理を施す。これにより、上記示差走査熱分析曲線のピークの高さを制御し、破断伸び及び加工硬化性を確保できる。
以下に実施例を挙げて本実施形態を更に具体的に説明するが、本発明はこれら実施例に限定されるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することが可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
下記表１に示す種々の組成を有するアルミニウム合金板を製造した後、室温において７日間保持した後に、示差走査熱量測定（ＤＳＣ）を実施し、発熱ピークが発現する温度範囲及びピークの高さを測定した。また、得られたアルミニウム合金板に対して引張試験を実施することにより、破断伸びを測定するとともに、加工硬化性の指標となる加工硬化指数（ｎ値）を測定した。これらの結果を表２に示す。
なお、表１中の各元素の含有量の欄において、「－」の表示は、その含有量が検出限界以下であったことを示す。
なお、表１中の各元素の含有量の欄において、「－」の表示は、その含有量が検出限界以下であったことを示す。
（アルミニウム合金板の製造条件）
アルミニウム合金板の具体的な製造条件を以下に示す。表１に示す各組成のアルミニウム合金鋳塊を、金型鋳造により共通して溶製した。続いて、面削を施した後の鋳塊を、５４０℃×４時間の均熱処理をした後、その温度で熱間圧延を行って熱間圧延板とした。この熱間圧延板を冷間圧延し、厚さ１．０ｍｍの冷延板とした。
アルミニウム合金板の具体的な製造条件を以下に示す。表１に示す各組成のアルミニウム合金鋳塊を、金型鋳造により共通して溶製した。続いて、面削を施した後の鋳塊を、５４０℃×４時間の均熱処理をした後、その温度で熱間圧延を行って熱間圧延板とした。この熱間圧延板を冷間圧延し、厚さ１．０ｍｍの冷延板とした。
更に、この各冷延板を、５４０℃にて１分の溶体化処理を行い、その後水冷して室温まで冷却した。この冷却後３０分以内に、２００℃以上にて１分以内の熱処理、及び５０℃にて５時間の熱処理を行い、熱処理後は冷却を行った。
これら調質処理後、７日間室温放置した後の各供試板について示差走査熱量測定を実施した。
（示差走査熱量測定）
供試板の板厚中央部における組織について、示差走査熱量測定を実施し、アルミニウム合金供試板の発熱ピークの温度（℃）及び高さ（μＷ／ｍｇ）を測定した。
供試板の板厚中央部における組織について、示差走査熱量測定を実施し、アルミニウム合金供試板の発熱ピークの温度（℃）及び高さ（μＷ／ｍｇ）を測定した。
これらの各供試板の各測定箇所における示差走査熱量測定の測定条件を以下に示す。
試験装置：ＨＩＴＡＣＨＩ ＤＳＣ７０２０
標準物質：アルミニウム
試料容器：アルミニウム
昇温条件：１０℃／ｍｉｎ
雰囲気：アルゴン（６０ｍｌ／ｍｉｎ）
試料重量：３９．０～４２．０ｍｇ
試験装置：ＨＩＴＡＣＨＩ ＤＳＣ７０２０
標準物質：アルミニウム
試料容器：アルミニウム
昇温条件：１０℃／ｍｉｎ
雰囲気：アルゴン（６０ｍｌ／ｍｉｎ）
試料重量：３９．０～４２．０ｍｇ
本実施例においては、上記の同一の条件で示差走査熱量測定を実施し、得られた熱流（μＷ）を供試板の重量（ｍｇ）で割って規格化した（μＷ／ｍｇ）後に、０～１００℃の温度範囲内において、示差走査熱分析曲線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。
［成形性］
＜破断伸び＞
上記供試板の成形性を判断する試験として、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験を実施し、破断伸び（％）を測定した。引張試験は、各供試板から、各々ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定される１３Ｂ号試験片（平行部の幅１２．５ｍｍ×標点距離５０ｍｍ×板厚）を採取し、室温にて実施した。試験片の引張り方向は、圧延方向に対して直角の方向とした。また、引張り速度は、ひずみ量が０．５％までは３ｍｍ／分、その後は２０ｍｍ／分とした。なお、１枚のアルミニウム合金板から４枚の試験片を採取し、平均値を算出した。
＜破断伸び＞
上記供試板の成形性を判断する試験として、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験を実施し、破断伸び（％）を測定した。引張試験は、各供試板から、各々ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定される１３Ｂ号試験片（平行部の幅１２．５ｍｍ×標点距離５０ｍｍ×板厚）を採取し、室温にて実施した。試験片の引張り方向は、圧延方向に対して直角の方向とした。また、引張り速度は、ひずみ量が０．５％までは３ｍｍ／分、その後は２０ｍｍ／分とした。なお、１枚のアルミニウム合金板から４枚の試験片を採取し、平均値を算出した。
破断伸びは２６％以上で合格とした。なお、プレス成形性の評価である破断伸びは、２５％と２６％との、わずか１％の違いが、例えば、自動車のアウタパネルの形状が先鋭化あるいは複雑化したコーナー部やキャラクターラインを、ひずみやしわがなく、美しく鮮鋭な曲面構成で成形できるかどうかに大きく影響する。
＜加工硬化指数（ｎ値）＞
上記供試板の成形性を判断する他の試験として、ＪＩＳ Ｚ ２２５３に準拠して引張試験を実施し、加工硬化指数（ｎ値）を測定した。加工硬化指数（ｎ値）は、真ひずみと真応力を計算し、横軸をひずみ、縦軸を応力とした対数目盛上にプロットし、測定点が表す直線の勾配を、公称ひずみ４～６％の塑性ひずみ域で真応力と真ひずみの対数に最小二乗法で計算して、ｎ値（４－６％）とした。
なお、ｎ値は０．２９以上で合格とした。
上記供試板の成形性を判断する他の試験として、ＪＩＳ Ｚ ２２５３に準拠して引張試験を実施し、加工硬化指数（ｎ値）を測定した。加工硬化指数（ｎ値）は、真ひずみと真応力を計算し、横軸をひずみ、縦軸を応力とした対数目盛上にプロットし、測定点が表す直線の勾配を、公称ひずみ４～６％の塑性ひずみ域で真応力と真ひずみの対数に最小二乗法で計算して、ｎ値（４－６％）とした。
なお、ｎ値は０．２９以上で合格とした。
表１及び表２に示すように、発明例Ｎｏ．１～Ｎｏ．８は、アルミニウム合金板の化学成分が本発明に規定する範囲内であるため、示差走査熱分析曲線における第１発熱ピークの温度・ピーク高さ及び第２発熱ピークの温度及びピーク高さが本発明で規定する範囲内となり、破断伸び及びｎ値がいずれも良好な値となった。
具体的には、破断伸びが２６％以上の高い値となり、ｎ値は０．２９以上の高い値となり、成形性に優れたものとなった。
具体的には、破断伸びが２６％以上の高い値となり、ｎ値は０．２９以上の高い値となり、成形性に優れたものとなった。
比較例Ｎｏ．１及びＮｏ．５は、アルミニウム合金板のＭｇ含有量が本発明範囲の上限を超えているとともに、［Ｓｉ］／［Ｍｇ］が２．５以下であるため、第１発熱ピークの高さ及び第２発熱ピークの高さの両方が本発明範囲の下限未満となり、その結果、ｎ値が低いものとなった。
比較例Ｎｏ．２及びＮｏ．４は、アルミニウム合金板のＭｇ含有量が本発明範囲の上限を超えているため、第１発熱ピークの高さが本発明範囲の下限未満となり、その結果、ｎ値が低いものとなった。
比較例Ｎｏ．３は、［Ｓｉ］／［Ｍｇ］が２．５以下であるため、第２発熱ピークの高さが本発明範囲の下限未満となり、その結果、破断伸びが低下した。
比較例Ｎｏ．６は、アルミニウム合金板のＳｉ含有量が本発明範囲の下限未満であるとともに、［Ｓｉ］／［Ｍｇ］が２．５以下であるため、第１ピークが発現せず、第２発熱ピークの高さも本発明範囲の下限未満となった。その結果、破断伸びが低下した。なお、比較例Ｎｏ．６では第１ピークが発現しなかったため、表２の比較例Ｎｏ．６における「第１発熱ピーク温度」及び「第１発熱ピーク高さ」を「－」で示している。
比較例Ｎｏ．３は、［Ｓｉ］／［Ｍｇ］が２．５以下であるため、第２発熱ピークの高さが本発明範囲の下限未満となり、その結果、破断伸びが低下した。
比較例Ｎｏ．６は、アルミニウム合金板のＳｉ含有量が本発明範囲の下限未満であるとともに、［Ｓｉ］／［Ｍｇ］が２．５以下であるため、第１ピークが発現せず、第２発熱ピークの高さも本発明範囲の下限未満となった。その結果、破断伸びが低下した。なお、比較例Ｎｏ．６では第１ピークが発現しなかったため、表２の比較例Ｎｏ．６における「第１発熱ピーク温度」及び「第１発熱ピーク高さ」を「－」で示している。
発明例Ｎｏ．１、発明例Ｎｏ．２及び比較例Ｎｏ．１の示差走査熱分析曲線を図１に示す。図１において、太い実線が発明例Ｎｏ．１、太い点線（破線）が発明例Ｎｏ．２、細い点線が比較例Ｎｏ．１を示す。
図１に示すとおり、発明例Ｎｏ．１及びＮｏ．２では、２１０℃以上２６０℃未満の温度範囲内で第１発熱ピークが発現しており、その高さは２０μＷ／ｍｇ以上である。また、２６０℃以上３７０℃以下の温度範囲内で第２発熱ピークが発現しており、その高さは１８μＷ／ｍｇ以上である。
図１に示すとおり、発明例Ｎｏ．１及びＮｏ．２では、２１０℃以上２６０℃未満の温度範囲内で第１発熱ピークが発現しており、その高さは２０μＷ／ｍｇ以上である。また、２６０℃以上３７０℃以下の温度範囲内で第２発熱ピークが発現しており、その高さは１８μＷ／ｍｇ以上である。
一方、比較例Ｎｏ．１は、所定の温度範囲内で第１発熱ピーク及び第２発熱ピークが発現しているものの、それらの高さが低く、良好な成形性を得ることができなかった。
Claims (2)
- Ｍｇ：０．３質量％以上０．４５質量％以下、
Ｓｉ：０．６質量％以上１．７５質量％以下、
を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物であり、
前記Ｍｇの含有量を質量％で［Ｍｇ］とし、前記Ｓｉの含有量を質量％で［Ｓｉ］としたとき、［Ｓｉ］／［Ｍｇ］が２．５超であり、
示差走査熱分析曲線において、２１０℃以上２６０℃未満の温度範囲内で発現する第１発熱ピークの高さが、２０μＷ／ｍｇ以上であるとともに、
２６０℃以上３７０℃以下の温度範囲内で発現する第２発熱ピークの高さが、１８μＷ／ｍｇ以上である、成形性に優れたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板。 - 更に、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｍｎ及びＴｉから選択される少なくとも１種を、Ｃｕ：０質量％超０．８質量％以下、Ｆｅ：０．０５質量％以上０．５質量％以下、Ｍｎ：０．０５質量％以上０．３質量％以下、Ｔｉ：０質量％超０．１質量％以下、の範囲で含有する、請求項１に記載の成形性に優れたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2020141228A JP7473423B2 (ja) | 2020-08-24 | 2020-08-24 | 成形性に優れたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板 |
| CN202110906734.6A CN114086034B (zh) | 2020-08-24 | 2021-08-09 | Al－Mg－Si系铝合金板 |
| US17/402,050 US20220056559A1 (en) | 2020-08-24 | 2021-08-13 | Al-Mg-Si-BASED ALUMINUM ALLOY SHEET EXCELLENT IN FORMABILITY |
| KR1020210107989A KR102589408B1 (ko) | 2020-08-24 | 2021-08-17 | 성형성이 우수한 Al-Mg-Si계 알루미늄 합금판 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2020141228A JP7473423B2 (ja) | 2020-08-24 | 2020-08-24 | 成形性に優れたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2024044827A Division JP2024075695A (ja) | 2024-03-21 | 成形性に優れたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2022036826A true JP2022036826A (ja) | 2022-03-08 |
| JP7473423B2 JP7473423B2 (ja) | 2024-04-23 |
Family
ID=80270521
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2020141228A Active JP7473423B2 (ja) | 2020-08-24 | 2020-08-24 | 成形性に優れたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US20220056559A1 (ja) |
| JP (1) | JP7473423B2 (ja) |
| KR (1) | KR102589408B1 (ja) |
| CN (1) | CN114086034B (ja) |
Family Cites Families (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6190307U (ja) | 1984-11-17 | 1986-06-12 | ||
| JPS636123U (ja) | 1986-06-27 | 1988-01-16 | ||
| WO2006056481A1 (en) * | 2004-11-25 | 2006-06-01 | Corus Aluminium Nv | Aluminium alloy sheet for automotive applications |
| JP6227222B2 (ja) * | 2012-02-16 | 2017-11-08 | 株式会社神戸製鋼所 | 焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板 |
| KR101927596B1 (ko) * | 2014-03-06 | 2018-12-10 | 후루카와 덴키 고교 가부시키가이샤 | 알루미늄 합금 선재, 알루미늄 합금연선, 피복전선, 와이어 하네스, 알루미늄 합금 선재의 제조방법 및 알루미늄 합금 선재의 측정방법 |
| JP6190307B2 (ja) * | 2014-03-31 | 2017-08-30 | 株式会社神戸製鋼所 | 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 |
| JP6306123B2 (ja) * | 2016-03-30 | 2018-04-04 | 株式会社神戸製鋼所 | アルミニウム合金板及びアルミニウム合金板の製造方法 |
| JP2017179470A (ja) | 2016-03-30 | 2017-10-05 | 株式会社神戸製鋼所 | 熱硬化型塗膜の耐久性に優れたアルミニウム合金材およびその製造方法 |
-
2020
- 2020-08-24 JP JP2020141228A patent/JP7473423B2/ja active Active
-
2021
- 2021-08-09 CN CN202110906734.6A patent/CN114086034B/zh active Active
- 2021-08-13 US US17/402,050 patent/US20220056559A1/en active Pending
- 2021-08-17 KR KR1020210107989A patent/KR102589408B1/ko active IP Right Grant
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CN114086034A (zh) | 2022-02-25 |
| CN114086034B (zh) | 2023-03-28 |
| US20220056559A1 (en) | 2022-02-24 |
| KR20220025670A (ko) | 2022-03-03 |
| JP7473423B2 (ja) | 2024-04-23 |
| KR102589408B1 (ko) | 2023-10-13 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6227222B2 (ja) | 焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板 | |
| JP5918158B2 (ja) | 室温時効後の特性に優れたアルミニウム合金板 | |
| JP6810508B2 (ja) | 高強度アルミニウム合金板 | |
| CN112458344B (zh) | 一种高强耐蚀的铝合金及其制备方法和应用 | |
| EP3662091A1 (en) | 6xxxx-series rolled sheet product with improved formability | |
| JP2016222958A (ja) | 高強度アルミニウム合金板 | |
| JPWO2015155911A1 (ja) | 曲げ加工性と形状凍結性に優れた高強度アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP5643479B2 (ja) | 曲げ性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板 | |
| WO2018206696A1 (en) | Method of manufacturing an al-si-mg alloy rolled sheet product with excellent formability | |
| JP2017078211A (ja) | 高成形性アルミニウム合金板 | |
| CN112522552B (zh) | 一种耐蚀的铝合金及其制备方法和应用 | |
| JP4117243B2 (ja) | 焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板 | |
| JP5050577B2 (ja) | 深絞り性および耐焼付け軟化性に優れた成形加工用アルミニウム合金板及びその製造方法 | |
| JP6810178B2 (ja) | 高強度アルミニウム合金およびその製造方法、該アルミニウム合金を用いたアルミニウム合金板並びにアルミニウム合金部材 | |
| CN112626384A (zh) | 一种中强高塑性的铝合金及其制备方法和应用 | |
| JP3838504B2 (ja) | パネル成形用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JPH06340940A (ja) | プレス成形性、焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板及びその製造方法 | |
| JP6306123B2 (ja) | アルミニウム合金板及びアルミニウム合金板の製造方法 | |
| JP6340170B2 (ja) | アルミニウム合金板及びアルミニウム合金部材 | |
| WO2017170835A1 (ja) | アルミニウム合金板及びアルミニウム合金板の製造方法 | |
| JPH11350058A (ja) | 成形性及び焼き付け硬化性に優れるアルミニウム合金板及びその製造方法 | |
| JP2022036826A (ja) | 成形性に優れたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板 | |
| JP6204298B2 (ja) | アルミニウム合金板 | |
| JP2024075695A (ja) | 成形性に優れたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法 | |
| JP6301175B2 (ja) | 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 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20221101 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20231010 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20231121 |
|
| A601 | Written request for extension of time |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A601 Effective date: 20240119 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20240321 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20240402 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20240411 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 7473423 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |