JP4939093B2

JP4939093B2 - ヘム曲げ性およびベークハード性に優れる自動車パネル用６０００系アルミニウム合金板の製造方法

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Publication number: JP4939093B2
Application number: JP2006088660A
Authority: JP
Inventors: 健夫櫻井; 健二徳田
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2006-03-28
Filing date: 2006-03-28
Publication date: 2012-05-23
Anticipated expiration: 2026-03-28
Also published as: JP2007262484A

Description

本発明は、ヘム曲げ性およびベークハード性に優れる自動車パネル用6000系アルミニウム合金板の製造方法（以下、アルミニウムを単にAlとも言う）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、圧延後に溶体化および焼入れ処理などの調質された後の板のことを言い、この調質直後の板でなくても、調質後に長期が経過して室温時効した板でも良い。

近年、排気ガス等による地球環境問題に対して、自動車などの輸送機の車体の軽量化による燃費の向上が追求されている。このため、特に、自動車の車体に対し、従来から使用されている鋼材に代わって、圧延板材、押出形材、鍛造材などの、より軽量なAl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、Al-Mg-Si系のAA乃至JIS 6000系 (以下、単に6000系と言う) のAl合金板の使用が増加しつつある。

このAl-Mg-Si系のAl合金材の中でも、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、薄肉で高強度なAl合金板として、過剰Si型の6000系のAl合金板の使用が好ましい。

この過剰Si型の6000系Al合金は、基本的には、Si、Mgを必須として含み、かつSi/Mg が質量比で1 以上であるAl-Mg-Si系アルミニウム合金である。そして、この過剰Si型6000系Al合金は優れた時効硬化能を有している。

このため、過剰Si型の6000系Al合金は、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、比較的低温の人工時効処理時の加熱により時効硬化して耐力が向上し、必要な強度を確保できる時効硬化能がある。

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、絞り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アウタパネルでは、張出や絞り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。

このため、自動車のアウタパネル用6000系アルミニウム合金板には、プレス成形とともに、優れたヘム曲げ性 (ヘム加工性) およびベークハード性が要求される。

加工側ではなく、素材側のヘム曲げ性を改善するために、Al合金板の粒界析出物を規制したり、ミクロ組織を制御する等の冶金的な改善が種々行なわれている。更に、Al合金板の耐力自体を140MPa以下に下げて、フラットヘム加工性を改善することが、従来から汎用される。しかし、Al合金板の耐力自体を140MPa以下に下げた場合には、150 ℃×20分の条件など、塗装焼付処理などの人工時効硬化処理の条件が益々低温短時間化する中で、加熱後のAl合金板の0.2%耐力を190MPa以上に高くすることが困難となる。

したがって、6000系アルミニウム合金板に、パネル形状が複雑化する中でのヘム曲げ性と、人工時効硬化処理が低温短時間化する中でのベークハード性とを兼備させることはなかなか難しい。

これに対して、6000系Al合金板の集合組織に異方性を持たせ、板のヘム加工性を改善する方法が種々提案されている。例えば、板の集合組織を結晶粒方位差によって規定することが提案されている (特許文献１、４参照）。また、Cube方位の強度比、密度などや、 r値の異方性で規定することが提案されている (特許文献２、３、５、６、７、８参照）。

そして、6000系Al合金板の集合組織に異方性を持たせるための製造方法も、上記特許文献１、４などでは、Al合金鋳塊を、500 ℃以上融点未満の温度で均質化処理した後、500 ℃以上の温度から350 〜450 ℃の温度範囲まで冷却して熱間圧延を開始する(2段均熱) か、500 ℃以上の温度から一旦室温まで冷却し、350 〜450 ℃の温度範囲まで再加熱して熱間圧延を開始する(2回均熱) 、段階的な均質化処理方法が提案されている。

また、これに対して、熱間圧延されたAl-Mg-Si系Al合金板を、10〜50% の圧下率で冷間圧延後、210 〜440 ℃の温度で中間焼鈍し、更に70% 以上の圧下率で冷間圧延した後、溶体化および焼入れ処理して、Al合金板の集合組織に異方性を持たせることも提案されている (特許文献９参照）。

更に、鋳塊を500 ℃以上の温度で均質化熱処理後に冷却して、あるいは室温に冷却後再加熱して、350 〜450 ℃の比較的低温で熱延を開始することにより、過剰Si型6000系Al合金板のリジングマークを防止することも公知である (例えば、特許文献１０、１１参照) 。
特開2003-171726 号公報（全文）特開2003-277869 号公報（全文）特開2003-277870 号公報（全文）特開2003-166029 号公報（全文）特開2003-226926 号公報（全文）特開2003-226927 号公報（全文）特開2003-321723 号公報（全文）特開2003-268475 号公報（全文）特開2003-321754 号公報（全文）特許第2823797 号公報（全文）特開平8 ー232052号公報（全文）

これら集合組織に異方性を持たせた6000系Al合金板は、板のCube方位を集積させて、大傾角粒界に比して小傾角粒界の割合を増し、粒界段差を少なく、あるいは生じなくする。この結果、曲げの際に、粒界段差が割れの起点とならず、板の曲げ加工性を改善できる。しかし、Al合金板の集合組織に異方性を持たせると、一方で、プレス成形性が低下するという問題がある。

したがって、6000系アルミニウム合金板に、パネル形状が複雑化する中でのヘム曲げ性と、人工時効硬化処理が低温短時間化する中でのベークハード性とを兼備させることは、今もってなかなか難しい課題となっている。

本発明はこの様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、ヘム曲げ性とベークハード性とを兼備させた6000系アルミニウム合金板の製造方法を提供しようとするものである。

この目的を達成するために、本発明のヘム曲げ性およびベークハード性に優れる自動車パネル用6000系アルミニウム合金板の製造方法の要旨は、質量% で、Si:0.3〜1.3%、Mg:0.2〜1.0%を含む6000系アルミニウム合金鋳塊を、500 ℃以上融点未満の温度で均質化熱処理した後に、350 ℃以下の温度範囲まで20〜100 ℃/hr の冷却速度で一旦冷却し、その後更に、熱間圧延を開始する350 〜450 ℃の温度範囲まで再加熱して熱間圧延を行い、次いで、冷間圧延によって所定の板厚とした後、溶体化処理および焼入れ処理を行い、この焼入れ処理後10分以内に、再加熱して温度110 ℃以上140 ℃以下の温度で5 時間以上保持する予備時効処理を行なうことである。

本発明では、上記目的を達成するために、好ましくは、前記6000系アルミニウム合金鋳塊が、更に、質量% で、Cu:0.01 〜1.0%を含むものとする。

また、本発明では、前記6000系アルミニウム合金鋳塊が、更に、質量% で、Fe:1.5% 以下、Mn:1.0% 以下、 Cr:0.5%以下、Zr:0.5% 以下、V:0.3%以下、Ti:0.2% 以下、Zn=1.5% 以下の群から選択される1 種または2 種以上を含むことを許容する。

本発明では、上記目的を達成するために、好ましくは、前記6000系アルミニウム合金板の溶体化処理および焼入れ処理後の0.2%耐力が90〜130MPaであり、2%ストレッチ後に170 ℃で20分加熱後の0.2%耐力が190MPa以上であるものとする。

本発明6000系アルミニウム合金板は、ヘム曲げ性とベークハード性とを兼備しているため、自動車パネルとして、特に、自動車外板（アウタパネル）に適用されて好ましい。

本発明では、鋳塊を均質化熱処理後に一旦冷却後再加熱して、350 〜450 ℃の比較的低温で保持する2 回の均質化熱処理を行なって、熱延を行なう。そして、この2 回の均質化熱処理と組み合わせて、溶体化焼入れ処理後に再加熱する予備時効処理を行い、この温度を110 ℃以上140 ℃以下の比較的高めとする。

これによって、6000系アルミニウム合金板の初期耐力（製造直後の強度）を低めとして、ヘム曲げ性を向上させるとともに、人工時効硬化処理が低温短時間化する中でのベークハード性を向上させて高耐力を得る。即ち、ヘム曲げ性とベークハード性とを兼備させる。

以下に、本発明Al合金板の製造方法の実施態様につき具体的に説明する。

(化学成分組成)
先ず、本発明が対象とする6000系Al合金板の化学成分組成について説明する。本発明が対象とする6000系Al合金板は、前記した自動車材などとして、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。

このような要求を満足するために、Al合金板の組成は、質量% で、Si:0.3〜1.3%、Mg:0.2〜1.0%を含むとともに、選択的にCu:0.01 〜1.0%を含み、残部がAlおよび不可避的不純物からなるものとする。この際、本発明が対象とする6000系Al合金板は、人工時効硬化処理が低温短時間化する中でのベークハード性を有するために、SiとMgとの質量比Si/Mg が1 以上であるような過剰Si型の6000系Al合金板であることが好ましい。

なお、その他の元素は、上記不可避的不純物として、好ましくは、AA乃至JIS 規格などに沿った、各不純物レベルの含有量 (許容量) とする。その他の合金元素としては、具体的には、質量% で、Fe:1.5% 以下、Mn:1.0% 以下、 Cr:0.5%以下、Zr:0.5% 以下、V:0.3%以下、Ti:0.2% 以下、Zn=1.5% 以下の群から選択される1 種または2 種以上を含むことを許容する。

上記合金元素以外のその他の合金元素やガス成分も不純物である。しかし、リサイクルの観点から、溶解材として、高純度Al地金だけではなく、6000系合金やその他のAl合金スクラップ材、低純度Al地金などを溶解原料として使用して、本発明Al合金組成を溶製する場合には、これら他の合金元素は必然的に含まれることとなる。したがって、本発明では、目的とする本発明効果を阻害しない範囲で、これら不純物元素が含有されることを許容する。

上記6000系Al合金における、各元素の好ましい含有範囲と意義、あるいは許容量について以下に説明する。

Si:0.3〜1.3%。
SiはMgとともに、固溶強化と、塗装焼き付け処理などの前記低温短時間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190MPa以上の必要強度（耐力）を得るための必須の元素である。また、プレス成形性、ヘム加工性などの諸特性を兼備させるための最重要元素でもある。

前記した、パネルへの成形後の低温塗装焼き付け処理後(2% ストレッチ付与後170 ℃×20分の低温時効処理時) の耐力を190MPa以上という、優れた低温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、SiをMgに対し過剰に含有させた過剰Si型6000系Al合金組成とすることが好ましい。

Si量が0.3%未満では、前記時効硬化能、更には、各用途に要求される、プレス成形性などの諸特性を兼備することができない。一方、Siが1.4%を越えて含有されると、特にヘム加工性やプレス成形性が著しく阻害される。更に、溶接性を著しく阻害する。したがって、Siは0.3 〜1.4%の範囲とする。

Mg:0.2〜1.0%。
Mgは、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、自動車アウタパネルとして必要な190MPa以上の耐力を得るための必須の元素である。

Mgの0.2%未満の含有では、絶対量が不足するため、人工時効処理時に前記化合物相を形成できず、時効硬化能を発揮できない。このため自動車アウタパネルとして必要な前記耐力が得られない。

一方、Mgが1.0%を越えて含有されると、却って、ヘム曲げ加工性やプレス成形性が著しく阻害される。したがって、Mgの含有量は、0.2 〜1.0%の範囲で、かつSi/Mg が質量比で1.0 以上となるような量とする。

Cu:0.01 〜1.0%
Cuは、前記低温短時間の人工時効処理の条件で、Al合金材組織の結晶粒内への強度向上に寄与する時効析出物の形成を促進させ、自動車アウタパネルとして必要な190MPa以上の耐力を得やすい効果がある。また、固溶したCuは成形性を向上させる効果もある。このため、Cuは選択的に含有させる。Cu含有量が0.01% 未満ではこの効果がない。一方、Cu含有量が1.0%を越えると、塗装後の耐蝕性 (耐糸さび性) 、また溶接性を著しく劣化させる。このため、Cu含有量は0.01〜1.0%の範囲とする。

(製造方法)
次ぎに、本発明Al合金板の製造方法について以下に説明する。本発明では、上記した成分組成のAl合金鋳塊を、均質化熱処理後、熱間圧延し、更に冷間圧延した後に、溶体化および焼入れ処理する、工程的には常法と同じである。

但し、本発明では、ヘム曲げ性およびベークハード性を兼備させるために、特に、均質化熱処理条件と、溶体化および焼入れ処理後の予備時効処理条件とを、特に制御する。

(溶解、鋳造)
先ず、溶解、鋳造工程では、上記6000系成分規格範囲内に溶解調整されたAl合金溶湯を、連続鋳造圧延法、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。

(均質化熱処理)
次いで、前記鋳造されたAl合金鋳塊に均質化熱処理を施す。均質化熱処理の温度自体は、常法通り、500 ℃以上の均質化温度で、融点未満の温度が適宜選択される。この均質化熱処理は、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。熱処理温度が500 ℃より低いと鋳塊の粒内偏析を十分になくすことができず、十分な強度を得ることができず、かつ、破壊の起点として作用するため、プレス成形性及びヘム曲げ性が劣化する。また、均質化熱処理時間は、鋳塊の厚みにもより、0.5 〜6hr の範囲から選択することが好ましい。均質化熱処理時間が短過ぎると鋳塊の粒内偏析を十分になくすことができず、これが破壊の起点として作用する可能性がある。

本発明では、この均質化熱処理後に、鋳塊を350 ℃以下の温度範囲まで20〜100℃/hr の冷却速度で一旦冷却し、その後350 〜450 ℃の温度範囲まで再加熱して保持し、その後熱間圧延を行う。このため、実質的に、2 回の均熱を行なうこととなる。均質化処理後の冷却速度が20℃/hr 未満では鋳塊中のMg₂Si 化合物が粗大化し、製品の強度が著しく低下するため、冷却速度は20℃/hr 以上とする。また、均質化処理後の冷却速度が100 ℃/hr を超えると、冷却中において鋳塊に反りが発生し、その後の熱間圧延工程で支障をきたすため、100 ℃/hr 以下とする。したがって、均質化処理後の冷却速度は20〜100 ℃/hr の範囲とする。また、上記再加熱の保持時間は、鋳塊の厚みにもより、0.5 〜6hr の範囲から選択することが好ましい。

上記2 回の均熱、冷却速度とすることによって、鋳塊中のMg₂Si 化合物の直径が 2μm を越える粗大化を防止できる。このため、溶体化処理時に化合物の十分な固溶が容易となり、ヘム曲げ加工時には低耐力で曲げ性を確保し、かつ前記低温短時間の人工時効硬化処理後に必要な強度を得ることが出来る。即ち、6000系アルミニウム合金板の初期耐力（強度）を低めとして、ヘム曲げ性を向上させるとともに、人工時効硬化処理が低温短時間化する中でのベークハード性を兼備させることができる。

(熱延)
本発明では、均質化熱処理における上記再加熱後の(2回均熱処理後の) 鋳塊を、350 〜450 ℃のより低温の温度範囲で熱間圧延を開始することが好ましい。それとともに、350 ℃以下で仕上げ圧延における熱間圧延を終了することが好ましい。これによって、粗大な再結晶粒の生成を抑制して、ヘム曲げ性や成形性を向上できる。

熱間圧延開始温度が450 ℃を超えた場合、再結晶が生じて熱間圧延時に粗大な再結晶粒が生成し、成形性を低下させる。また、熱間圧延開始温度が350 ℃未満では、熱間圧延自体が困難となる。

(熱延板の焼鈍)
この熱延板の冷間圧延前の焼鈍 (荒鈍) は、必要に応じて行なう。製造の効率化や製造コストの低減のために省略し、熱延板を予め焼鈍を施こすことなく、冷間圧延を行っても良い。

(冷間圧延)
この後に冷間圧延を行なって、所望の板厚の冷延板 (コイルも含む) を製作する。

(溶体化および焼入れ処理)
溶体化処理の条件は、後の低温短時間の人工時効硬化処理により析出して、強度向上に寄与する時効析出物を十分粒内に固溶させるために、好ましくは500 ℃以上、融点以下までの温度範囲で行う。

次く溶体化処理温度からの焼入れ処理では、冷却速度が遅いと、粒界上にSi、Mg₂Si などが析出しやすくなり、プレス成形や曲げ加工時の割れの起点となり易く、これら成形性が低下する。この冷却速度を確保するために、焼入れ処理は、ファンによる強制空冷、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、冷却速度を100 ℃/ 分以上の急冷とすることが好ましい。

(予備時効処理)
本発明では、溶体化処理および焼入れ処理後、板 (コイル) を10分以内に迅速に再加熱して、予備時効処理を開始する。この予備時効処理によって、板の組織に、低温短時間の人工時効処理時に強度向上に寄与する時効析出物の析出が促進され、ベークハード性を高めることができる。具体的には、人工時効処理が170 ℃×20分の低温短時間であっても、190MPa以上の耐力を確保できる。この予備時効処理温度を110 ℃以上140 ℃未満と高めとする。

この予備時効処理温度を110 ℃以上140 ℃以下と比較的高めとすることが重要である。この予備時効処理温度が110 ℃未満では、ベークハード性を高めることができない。また、予備時効処理温度が140 ℃を越えると、時効が進みすぎ、As耐力が高過ぎるためにヘム曲げ加工性が低下する。

予備時効処理温度での保持は5 時間以上とすることが好ましい。この予備時効処理保持時間が短かったり、焼入れ処理後に予備時効処理されるまでの時間 (放置時間) が10分を越えた場合、板の時効が進み、予備時効処理によるベークハード性向上効果が小さくなる。

更に、本発明では、この他、用途や必要特性に応じて、更に高温の時効処理や安定化処理を行い、より高強度化などを図ることなども勿論可能である。

次に、本発明の実施例を説明する。
(実施例1:組成の影響)
表1 に示すA 〜J のように組成を種々変えた組成の6000系Al合金板を、同じ条件で製造し、ヘム曲げ性と時効硬化能を調査、評価した。これらの結果を表2 に示す。

各試験材Al合金板の、より具体的な共通する製造条件は以下の通りである。表1 に示す各組成の500mm 厚さ、2000mm幅、7m長さの鋳塊を、DC鋳造法により溶製後、550 ℃×2 時間の均質化熱処理を施した。この均質化熱処理後に、均熱炉内でファンにより鋳塊を強制空冷し、冷却速度50℃/hr で350 ℃以下の室温まで一旦冷却し、次いで、400 ℃に再加熱して4 時間保持後、この温度で熱延を開始する2 回均熱を行なった。

熱間圧延の開始温度は390 ℃とし、熱間圧延の終了温度は300 ℃とし、厚さ2.5mmtまで熱間圧延した。この熱延板を、荒鈍を省略した上で、直接冷間圧延を行い、厚さ1.0mmtの冷延板コイルを得た。この板コイルを、連続炉で550 ℃×数秒の溶体化および焼入れ処理を行い、300 ℃/ 分の冷却速度で室温まで水焼入れ処理した。

そして、この冷延板を、連続式の熱処理設備で、各例とも共通して、昇温速度およそ300 ℃／分で加熱し、550 ℃の溶体化処理温度に到達した時点で( 保持時間 10 秒程度) 、直ちに室温まで、冷却速度およそ600 ℃/ 分の急冷にて焼入れた。その後、板コイルを水焼入れ処理後の放置時間が5 分以内で、120 ℃に再加熱して8 時間保持する、予備時効処理を施した。

（供試板特性）
これら調質処理後の各板から供試板 (ブランク) を切り出し、前記予備時効処理直後の板の機械的な特性(As 特性) を調査、評価した。これらの結果を表2 に各々示す。具体的には、上記前記予備時効処理直後の板から、圧延方向に対し直角方向のJIS Z2201 の5 号試験片（25mm×50mm×板厚）を採取し、室温引張り試験を行った。室温引張り試験はJIS Z2241(1980）（金属材料引張り試験方法）に基づき、室温20℃で試験を行った。また、クロスヘッド速度は、5mm / 分で、試験片が破断するまで一定の速度で行った。

また、これら調質処理後の各板を、調質処理後3 カ月間 (90日間) の室温時効後の人工時効処理能(BH 性) 、ヘム曲げ加工性を調査、評価した。より具体的には、Al合金板が自動車アウタパネルとしてプレス成形されることを模擬して、各板に対して2%の歪みを予め与えた後、170 ℃×20分の低温短時間の人工時効硬化処理を施し、処理後の各供試板のベークハード後の耐力（MPa ）を前記引張試験条件にて測定した。これらの結果を表2 に各々示す。

（ヘム曲げ加工性）
前記調質処理後3 カ月間の室温時効後の供試板のヘム曲げ加工性を評価した。これらの結果も表2 に各々示す。ヘム曲げ加工性の評価試験は、供試板から長さ150mm ×幅30mmの曲げ加工試験片を採取し、自動車アウタパネルとしてプレス成形後にフラットヘミング加工されることを想定して行なった。即ち、試験片に対して、15％の歪みを予め加えた後、角度180 °の密着曲げ（内側曲げ半径R=約0.25mm）を行った。曲げ性の評価は、曲げ加工後の試験片縁曲部の割れ発生程度を目視で確認し、下記基準に基づいて5 段階で評価した。
0 ：肌荒れ、及び微小な割れが無い。
1 ：肌荒れが僅かに発生している。
2 ：肌荒れが発生しているものの微小なものを含めた割れは無い。
3 ：微小な割れが発生。
4 ：大きな割れが発生。
5 ：大きな割れが複数あるいは多数発生 (あるいは破断) 。
上記のランクの内、0 〜2 段階が自動車メーカーにおいては合格で、3 〜5 段階は不合格である。なお、前記したヘム部に挟み込まれるインナパネルの薄板化の厳しいヘム加工条件を反映させるため、インナパネルのヘム部への挟み込みは無しとした。

表2 に示す発明例1 、4 、5 は、表1 に示す本発明範囲内のA 、D 、E の6000系Al合金組成であり、かつ、本発明条件範囲で製造されている。このため、表2 に示す通り、0.2%耐力が90〜130MPaの範囲内であり、3 カ月間の室温時効後でもヘム曲げ性に優れている。また、低温短時間の人工時効処理後の0.2%耐力が190MPa以上であり、3 カ月間の室温時効後でも高耐力 (強度) となっており、ヘム曲げ性とベークハード性とが兼備されている。

これに対して、表2 に示す各比較例は、表1 に示す6000系Al合金組成が本発明範囲を外れており、本発明条件範囲で製造されているものの、ヘム曲げ性かベークハード性のいずれかが発明例に比して劣る。

表2 に示す比較例3 、6 は、6000系Al合金組成の内、Si量が下限未満の合金C 、F を用いている。この結果、ヘム曲げ性は良好であるにもかかわらず、ベークハード性が発明例に比して劣る。

表2 に示す比較例2 、7 は、6000系Al合金組成の内、Si量が上限を越える合金B 、G を用いている。この結果、ベークハード性は良好であるにもかかわらず、ヘム曲げ性が発明例に比して劣る。

表2 に示す比較例8 は、6000系Al合金組成の内、Mg量が下限未満の合金H を用いている。この結果、ヘム曲げ性は良好であるにもかかわらず、ベークハード性が発明例に比して劣る。

表2 に示す比較例9 は、6000系Al合金組成の内、Mg量が上限を越える合金I を用いている。この結果、ベークハード性は良好であるにもかかわらず、ヘム曲げ性が発明例に比して劣る。

表2 に示す比較例10は、6000系Al合金組成の内、Cu量が上限を越える合金J を用いている。この結果、ベークハード性は良好であるにもかかわらず、ヘム曲げ性が発明例に比して劣る。

(実施例2:製造条件の影響)
共通して、表1 に示す同じE の本発明範囲内組成の6000系Al合金を用い、製造条件の方を種々変えて板を製造し、これらの板のヘム曲げ性と時効硬化能を、実施例1 と同様に調査、評価した。これらの結果を表3 に示す。なお、表3 における、1 回目の均質化熱処理後の冷却速度50℃/hr の場合の冷却は、実施例1 と同様に、均熱炉内でファンにより鋳塊を強制空冷し、室温まで一旦冷却した後で再加熱(2回目の均質化熱処理) している。また、常法による1 回の均質化熱処理のみの比較例14は、均質化熱処理後に炉内で放冷している。

表3 に示す発明例11、12、20は、本発明条件範囲で製造されている。このため、表4 に示す通り、前記表2 に示した発明例5 と同様に、0.2%耐力が90〜130MPaの範囲内であり、3 カ月間の室温時効後でもヘム曲げ性に優れている。また、低温短時間の人工時効処理後の0.2%耐力が190MPa以上であり、3 カ月間の室温時効後でも高耐力 (強度) となっており、ヘム曲げ性とベークハード性とが兼備されている。

これに対して、比較例13〜19、21、22は、発明例と同じ合金例E を用いているものの、各比較例は、製造条件が各々発明範囲を外れている。この結果、表4 に示す通り、ヘム曲げ性かベークハード性のいずれかが発明例に比して劣る。

比較例13は均熱処理温度が低過ぎ、ベークハード性が発明例に比して劣る。

比較例14は従来の1 回のみの均熱処理となっており、ヘム曲げ性とベークハード性とが発明例に比して劣る（常法通り均熱処理後に放冷しており、冷却速度は20℃/hr 未満）。

比較例16は均熱処理の2 回目の加熱温度が低過ぎ、ヘム曲げ性とベークハード性とが発明例に比して劣る。

比較例17は均熱処理の2 回目の加熱温度が高過ぎ、ヘム曲げ性とベークハード性とが発明例に比して劣る。

比較例18は溶体化および焼入れ処理後の予備時効温度が低過ぎ、ベークハード性とが発明例に比して劣る。

比較例21は溶体化および焼入れ処理後の予備時効温度が高過ぎ、As耐力が高過ぎるため、ヘム曲げ性が発明例に比して劣る。

比較例22は溶体化および焼入れ処理後の予備時効処理までの時間がかかり過ぎ (放置時間が多過ぎる) 、予備時効温度も低過ぎる。このため、ヘム曲げ性とベークハード性とが発明例に比して劣る。

したがって、以上の実施例の結果から、本発明の各要件の持つ臨界的な意義乃至効果が裏付けられる。

本発明によれば、ヘム曲げ性とベークハード性とを兼備させた6000系アルミニウム合金板の製造方法を提供できる。この結果、自動車アウタパネルに、6000系アルミニウム合金板の適用を拡大できる。

Claims

質量% で、Si:0.3〜1.3%、Mg:0.2〜1.0%を含む6000系アルミニウム合金鋳塊を、500 ℃以上融点未満の温度で均質化熱処理した後に、350 ℃以下の温度範囲まで20〜100 ℃/hr の冷却速度で一旦冷却し、その後更に、熱間圧延を開始する350 〜450 ℃の温度範囲まで再加熱して熱間圧延を行い、次いで、冷間圧延によって所定の板厚とした後、溶体化処理および焼入れ処理を行い、この焼入れ処理後10分以内に、再加熱して温度110 ℃以上140 ℃以下の温度で5 時間以上保持する予備時効処理を行なうことを特徴とする、ヘム曲げ性およびベークハード性に優れる自動車パネル用6000系アルミニウム合金板の製造方法。
前記6000系アルミニウム合金鋳塊が、更に、質量% で、Cu:0.01 〜1.0%を含む、請求項１に記載のヘム曲げ性およびベークハード性に優れる自動車パネル用6000系アルミニウム合金板の製造方法。
前記6000系アルミニウム合金鋳塊が、更に、質量% で、Fe:1.5% 以下、Mn:1.0% 以下、 Cr:0.5%以下、Zr:0.5% 以下、V:0.3%以下、Ti:0.2% 以下、Zn=1.5% 以下、の群から選択される1 種または2 種以上を含む請求項１または２に記載のヘム曲げ性およびベークハード性に優れる自動車パネル用6000系アルミニウム合金板の製造方法。
前記6000系アルミニウム合金板の0.2%耐力が90〜130MPaであり、2%ストレッチ後に170 ℃で20分加熱後の0.2%耐力が190MPa以上である請求項１乃至３のいずれか１項に記載のヘム曲げ性およびベークハード性に優れる自動車パネル用6000系アルミニウム合金板の製造方法。
前記自動車パネルが自動車外板である請求項１乃至４のいずれか１項に記載のヘム曲げ性およびベークハード性に優れる自動車パネル用6000系アルミニウム合金板の製造方法。