JP6204298B2 - アルミニウム合金板 - Google Patents

Description

本発明は、アルミニウム合金板に関する。より詳しくは、本発明は、低温での塗装焼付硬化特性に優れたＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系の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。かかる要求に応えるべく、自動車パネル、特にフード、ドア、ルーフなどの大型ボディパネル（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、成形性や塗装焼付硬化特性に優れた、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。

このアルミニウム合金材として、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系のＡＡ乃至ＪＩＳ６０００系（以下、単に６０００系とも称する）アルミニウム合金板が多く使用されている。

この６０００系（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系）アルミニウム合金板は、前記パネルへのプレス成形後のパネルの塗装焼付処理により硬化して、強度（硬度）が向上し、パネルとしての必要な強度を確保できる、優れた塗装焼付硬化特性がある。以下、この塗装焼付硬化特性をベークハード性又はＢＨ性とも称する。

従来から、このような６０００系アルミニウム合金板の塗装焼付硬化特性の向上に関して、強度に寄与する人工時効析出物を構成するための固溶Ｓｉを確保することが重要とされている。例えば、６０００系アルミニウム合金では、鉄量の増加に伴い、この鉄を含むＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の晶出物量が増加するために、固溶ケイ素量が減少し、時効硬化能が低下するといわれている。

このため、従来から、粗大な晶出物の数を減らすか、又は晶出物を微細化して、固溶Ｓｉを確保することが行われている。ただ、このように粗大な晶出物自体の数を減らしたり、微細化したりするためには、６０００系アルミニウム合金鋳塊のＤＣ鋳造時に、冷却速度を増加させるなどの鋳造条件の大きな変更が必要となる（非特許文献１参照）。

また、この固溶ＳｉのＢＨ性の制御に関連して、固溶Ｓｉを、固溶Ｍｇ量とのバランスで制御して、長期間の室温時効による強度上昇を抑え、その後の成形性や曲げ加工性及びＢＨ性を劣化させないことも、特許文献１などで提案されている。この特許文献１に開示された技術では、固溶Ｓｉ量と固溶Ｍｇ量とのバランス制御によって、室温保持中に、アルミマトリックス中に固溶しているＭｇ及びＳｉ原子が、Ｍｇ−Ｓｉ、Ｓｉ−Ｓｉ、及びＭｇ−Ｍｇなどのナノクラスターを形成することを抑制して、室温時効による強度上昇を抑える。

特開２００８−１７４７９７号公報

徳田健二、熊井真次著、「Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の機械的性質に及ぼす鉄量と凝固時の冷却速度の影響」、神戸製鋼技報、Ｖｏｌ．５８．Ｎｏ．３、２００８年１２月、Ｐ２−Ｐ６

ただ、これらの従来技術であっても、室温で時効硬化しやすく、かつ室温時効時間などの条件が種々異なるような、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板を、加熱温度が１５０℃又は１３５℃などの低温の塗装焼付硬化処理で、安定して高強度（高硬度）とすることはなかなか難しいという実情がある。
なお、前記特許文献１も前記非特許文献１も、ＢＨ性調査のための評価は、加熱温度が１７０℃（×２０分など）の、比較的高温の人工時効硬化処理によって行っており、１５０℃又は１３５℃などの低温の塗装焼付硬化処理でのＢＨ性を評価できていない。

そこで、本発明は、前述の実情に鑑み、低温の塗装焼付硬化処理であっても高強度（高硬度）が得られ、低温でのＢＨ性又は低温での塗装焼付硬化特性に優れたＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板を提供することを主目的とする。

本発明は、Ｍｇ：０．２〜２．０質量％、Ｓｉ：０．３〜２．０質量％、及びＦｅ：０．０１〜０．５質量％を含むと共に、Ｎｉ及びＣｏのうちの一方又は両方を合計で０．００２〜０．３質量％含み、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金板であって、熱フェノールによる残渣抽出法により溶液と分離された粒子サイズが０．１μｍを超える残渣化合物中のＮｉとＣｏとの合計含有量が０．００５質量％以上であると共に、前記溶液中のＳｉ含有量の前記アルミニウム合金板のＳｉ含有量に対する割合が８０％以上となる固溶Ｓｉ量を有するアルミニウム合金板を提供する。
このアルミニウム合金板は、予備時効処理が施されたものでもよい。
なお、本発明でいう「アルミニウム合金板」は、塗装焼付硬化処理前のアルミニウム合金板をいう。

本発明によれば、低温の塗装焼付硬化処理であっても高強度（高硬度）が得られ、低温でのＢＨ性又は低温での塗装焼付硬化特性に優れたＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板を提供することができる。

以下、本発明を実施するための形態について、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い。

本発明に係る実施形態のアルミニウム合金板は、Ｍｇ：０．２〜２．０質量％、Ｓｉ：０．３〜２．０質量％、及びＦｅ：０．０１〜０．５質量％を含むと共に、Ｎｉ及びＣｏのうちの一方又は両方を合計で０．００２〜０．３質量％含み、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる。そして、このアルミニウム合金板は、熱フェノールによる残渣抽出法により溶液と分離された粒子サイズが０．１μｍを超える残渣化合物中のＮｉとＣｏとの合計含有量が０．００５質量％以上であると共に、前記溶液中のＳｉ含有量の前記アルミニウム合金板のＳｉ含有量に対する割合が８０％以上となる固溶Ｓｉ量を有する。

ところで、従来技術では、前述した通り、粗大な晶出物自体の数を減らしたり、晶出物を微細化することで晶出物に消費されるＳｉを減少させたりして、６０００系アルミニウム合金板における固溶Ｓｉ量を確保しようとしていた。
しかし、これには限界があり、特に１３５〜１５０℃の範囲の比較的低温の塗装焼付硬化処理では、ＢＨ後のアルミニウム合金板のビッカース硬さを８０Ｈｖ超、更には９０Ｈｖ以上の高強度（高硬度）に安定的に高めることができなかった。また、粗大な晶出物自体の数を減らしたり、晶出物を微細化するため、鋳塊の冷却速度の増加などの鋳造条件の大きな変更が必要であったりした。

これに対して、本実施形態では、６０００系アルミニウム合金板に、Ｎｉ及びＣｏのうちの一方又は両方を添加することによって、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系晶出物の数を減らすのではなく（敢えて減らすことなく）、その晶出物の組成を、Ｓｉ量が減少するように変化させる。すなわち、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系晶出物を、Ｓｉの代わりにＮｉ及びＣｏの一方又は両方を含ませた（換言すれば、ＳｉをＮｉ及びＣｏの一方又は両方で置換した）Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｎｉ、Ｃｏ）系晶出物に変化させ、晶出物に含まれるＳｉ量を減少させて、低温でのＢＨ性（低温での人工時効硬化能）に必要な固溶Ｓｉ量を、塗装焼付硬化処理に先立ち、予め確保する。

このように、本実施形態のアルミニウム合金板では、６０００系アルミニウム合金板の固溶Ｓｉ量を予め確保して、塗装焼付硬化特性を向上させている。これを本実施形態では、晶出物の組成をＳｉの代わりにＮｉ及びＣｏのうちの一方又は両方を含む組成に変更又は置換するという、新規な冶金的観点や手段により行う。これによって、晶出物に消費されるＳｉを減少させる一方で、アルミマトリックス中の固溶Ｓｉ量を増加させ、固溶Ｓｉ量を予め確保して、低温でのＢＨ性を確保する。この結果、固溶Ｓｉ量の増加によって、加熱温度が１３５〜１５０℃の範囲の比較的低温の塗装焼付硬化処理であっても、このＢＨ後のアルミニウム合金板のビッカース硬さを８０Ｈｖ超、更には９０Ｈｖ以上とできるなど、ＢＨ後の強度を安定して高強度（高硬度）とすることができる。

したがって、アルミニウム合金板の製造においても、Ｎｉ及びＣｏのうちの一方又は両方を添加すると共に、アルミマトリックス中の固溶Ｓｉを確保する（Ｓｉを析出させない）ためのアルミニウム合金板の調質方法を工夫するだけで、優れたＢＨ性が確保される。このため、常法による製造工程を大きく変えることなく、アルミニウム合金板の製造が可能である利点もある。前記調質方法として、予備時効処理を行うことにより、前記固溶Ｓｉの増加に加えて、この予備時効処理にてナノクラスターを形成させることが可能となる。これにより、塗装焼付硬化処理中に生成する微細なＭｇ−Ｓｉ系析出物量を増加させることができる。よって、本実施形態のアルミニウム合金板は、予備時効処理が施されたアルミニウム合金板（予備時効処理材）であることが好ましく、後述する通り、圧延処理の後の調質処理として予備時効処理が施されたアルミニウム合金板（予備時効処理材）であることがより好ましい。

［アルミニウム合金板の化学成分組成］
次に、本実施形態のアルミニウム合金板の化学成分組成について、説明する。

対象とする６０００系アルミニウム合金板は、自動車パネルに成形された後の、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、必要な強度（硬度）を確保できる優れた時効硬化能（ＢＨ性）を有していることが要求される。また、前記した自動車の外板用の板などとして、優れた成形性、溶接性、耐食性などの諸特性も合わせて要求される。

このような要求特性を満足するための前提として、本実施形態では、アルミニウム合金板の組成を、公知の６０００系アルミニウム合金組成範囲の中でも、Ｍｇ：０．２〜２．０質量％、Ｓｉ：０．３〜２．０質量％、Ｆｅ：０．０１〜０．５質量％を各々含むと共に、Ｎｉ及びＣｏのうちの一方又は両方を合計で０．００２〜０．３質量％含み、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるものと規定する。

これら規定元素以外の、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｎなどのその他の元素は、基本的には不可避的不純物であり、ＡＡ乃至ＪＩＳ規格などに沿った各元素レベルの含有量（許容量）とする。

上記各元素の含有範囲とその意義、又は許容量について以下に説明する。

［Ｓｉ：０．３〜２．０質量％］
ＳｉはＭｇと共に、本発明において、塗装焼付処理などの低温での人工時効処理時に、ＢＨ性（人工時効硬化能）に効く時効析出物を生成して、ＢＨ性を高めるために必須の元素である。また、固溶強化や、プレス成形性に影響する全伸びを向上させる効果もある重要な元素でもある。

Ｓｉ含有量が０．３質量％未満であると、Ｓｉの絶対量が不足するため、前記時効析出物の生成量が不足して、特に低温でのＢＨ性が低下することがあり、更には、全伸びなどの機械的特性も兼備することができないこともある。一方、Ｓｉ含有量が２．０質量％を超えると、粗大な晶出物及び析出物が形成されて、曲げ加工性や全伸びなどが著しく低下することがあり、更に、溶接性も著しく阻害されることがある。よって、Ｓｉ含有量は０．３〜２．０質量％とする。

低温でのＢＨ性を高める観点及び良好な機械的特性をもたせる観点から、Ｓｉ含有量は、０．４質量％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．５質量％以上とする。また、良好な機械的特性及び溶接性をもたせる観点から、Ｓｉ含有量は、１．８質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは１．５質量％以下とする。

［Ｍｇ：０．２〜２．０質量％］
Ｍｇも、Ｓｉと共に塗装焼付処理などの人工時効処理時に、ＢＨ性に効く時効析出物を生成して、ＢＨ性を高めるために必須の元素である。また、固溶強化や、プレス成形性に影響する全伸びを向上させる効果もある重要な元素でもある。

Ｍｇ含有量が０．２質量％未満であると、Ｍｇの絶対量が不足するため、前記時効析出物の生成量が不足して、特に低温でのＢＨ性が低下することがあり、更には、全伸びなどの機械的特性も兼備することができないことがある。一方、Ｍｇ含有量が２．０質量％を超えると、粗大な晶出物及び析出物が形成されて、曲げ加工性や全伸びなどが著しく低下することがあり、更に、溶接性も著しく阻害されることがある。よって、Ｍｇ含有量は０．２〜２．０質量％とする。

低温でのＢＨ性を高める観点及び良好な機械的特性をもたせる観点から、Ｍｇ含有量は、０．３質量％以上とすることが好ましい。また、良好な機械的特性及び溶接性をもたせる観点から、Ｍｇ含有量は、１．８質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは１．５質量％以下とする。

［Ｆｅ：０．０１〜０．５質量％］
Ｆｅは、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の晶出物を形成して、アルミニウム合金板の必要な強度を確保するための元素である。これは、Ｎｉ及びＣｏのうちの少なくとも一方が添加されて、Ｓｉの代わりに、Ｎｉ及びＣｏのうちの少なくとも一方を含むＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｎｉ、Ｃｏ）系の晶出物となった場合も、強度への寄与は同じである。
Ｆe含有量が０．０１質量％未満であると、強度に寄与する晶出物の数が不足して、強度が低下することがある。一方、Ｆｅが０．５質量％を超えると、アルミニウム合金板のプレス成形性や曲げ加工性を低下させることがある。よって、Ｆｅ含有量は、０．０１〜０．５質量％とする。

Ｆｅ含有量は、強度向上の観点から、０．０２質量％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０５質量％以上とする。また、Ｆｅ含有量は、プレス成形性や曲げ加工性向上の観点から、０．４５質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．４質量％以下とする。

［Ｎｉ及びＣｏのうちの一方又は両方：合計０．００２〜０．３質量％］
Ｎｉ及びＣｏは、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の晶出物の組成を、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｎｉ、Ｃｏ）系に変化させ、その晶出物に含まれるＳｉ量を減少させて、固溶Ｓｉ量を増加させる重要な元素である。これによって、塗装焼付処理（人工時効硬化処理）が１５０℃以下の低温であっても、生成する微細なＭｇ−Ｓｉ系析出物量を増加させて、ＢＨ性を向上させることができる。

Ｎｉ及びＣｏの合計含有量が０．００２質量％未満であると、晶出物の組成をＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｎｉ，Ｃｏ）系に充分変化させることができず、その晶出物に含まれるＳｉ量を減少させて固溶Ｓｉ量を増加させることができないことがある。これによって、塗装焼付処理が１５０℃以下の低温の場合に、生成する微細なＭｇ−Ｓｉ系析出物量が少なくなり、ＢＨ性が低下する。

一方、Ｎｉ及びＣｏの合計含有量が０．３質量％を超えても、晶出物の数には限りがあるため、晶出物の組成をＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｎｉ，Ｃｏ）系に変化させる効果が飽和して、それ以上、固溶Ｓｉ量を増加させることができない。また、当該合計含有量が０．３質量％を超えると、アルミニウム合金板の機械的な性質やプレス成形性、曲げ加工性なども却って低下させる場合がある。よって、Ｎｉ及びＣｏの含有量は、合計で０．００２〜０．３質量％の範囲とする。
なお、Ｎｉ及びＣｏの合計含有量は、固溶Ｓｉ量を増加させる観点から、０．００５質量％以上とすることが好ましく、０．０１質量％以上とすることがより好ましく、更に好ましくは０．０５質量％以上とする。

従来は、６０００系アルミニウム合金板において、Ｎｉ又はＣｏが添加される場合、そのＮｉ又はＣｏの添加は、鋳造時に生じる晶出物を微細分散させたり、球状化させたりする狙いで行われる。また、均熱処理（均質化熱処理）における析出物の析出挙動を遅延化させ、均熱処理時に析出物を粗大化させないといった狙いもある。

Ｎｉ又はＣｏの添加による上記狙いとは別の視点で、本発明では、Ｎｉ及びＣｏの一方又は両方の添加により、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の晶出物の組成を、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｎｉ，Ｃｏ）系に変化させ、その晶出物に含まれるＳｉ量を減少させて、固溶Ｓｉ量を増加させるという効果も有する。これは、従来技術においては全く認識されていない、本発明に特有の効果である。

また、固溶Ｓｉ量を確保するために、後述する本発明の好ましい調質条件によって、Ｎｉ、Ｃｏを添加した６０００系アルミニウム合金板を調質処理した例も従来にはない。本発明のように低温でのＢＨ性に必要な固溶Ｓｉ量を、本発明で規定するように、塗装焼付硬化処理（人工時効硬化処理又は人工時効処理）に先立って予め確保した組織は、これまで得られていない。すなわち、単にＮｉ、Ｃｏを添加し、通常の製造条件による処理を行ったのみでは、本発明で規定するような固溶Ｓｉ量を予め確保した組織になっていない蓋然性が高い。

［組織］
本発明では、前述のアルミニウム合金板組成を前提として、更に、６０００系アルミニウム合金板の組織を規定する。すなわち、圧延後に調質処理された６０００系アルミニウム合金板の組織として、低温でのＢＨ性に必要な、板の固溶Ｓｉ量を、塗装焼付硬化処理に先立ち、予め確保しておく。このために、前記組成のアルミニウム合金板において、熱フェノールによる残渣抽出法により溶液と分離された粒子サイズが０．１μｍを超える残渣化合物中のＮｉとＣｏとの合計含有量が０．００５質量％以上であると共に、前記溶液中のＳｉ含有量の前記アルミニウム合金板のＳｉ含有量に対する割合が８０％以上となるようにする。

前記残渣化合物に含まれるＮｉとＣｏとの合計含有量を０．００５質量％以上とするのは、晶出物に含まれるＳｉ量を減少させ、固溶Ｓｉを増すためである。本実施形態は、６０００系アルミニウム合金板の固溶Ｓｉ量を予め確保して、特に低温での塗装焼付硬化特性を向上させるに際し、晶出物の組成を、Ｓｉの代わりにＮｉ、Ｃｏを含む組成に変更又は置換する点が特徴的である。これによって、晶出物に消費されるＳｉを減少させる一方で、アルミマトリックス中の固溶Ｓｉを増加させ、低温でのＢＨ性を確保する。

前記残渣化合物中のＮｉとＣｏとの合計含有量が０．００５質量％未満では、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系晶出物を充分にはＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｎｉ、Ｃｏ）系晶出物に変化させられず、残存するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系晶出物が多くなる。このため、晶出物に含まれるＳｉの減少量が少なくなって、１５０℃以下の低温での塗装焼付処理でのＢＨ性に必要な固溶Ｓｉ量を確保できずに、強度（硬度）が向上しない。

一方で、前記残渣化合物に含まれるＮｉとＣｏとの合計含有量が多いほど、晶出物に含まれるＳｉの減少量が多くなることから好ましく、そのため、このＮｉとＣｏとの合計含有量の上限は特に限定されない。ただし、前記アルミニウム合金板組成におけるＮｉとＣｏとの合計含有量の上限からすると、前記残渣化合物に含まれるＮｉとＣｏとの合計含有量の上限は実質的に０．３質量％である。

前記調質処理後の固溶Ｓｉ量として、前記残渣と分離された前記溶液中のＳｉ含有量が前記アルミニウム合金板のＳｉ含有量の８０％以上となるようにするのは、１５０℃以下の低温での塗装焼付処理でのＢＨ性に必要な、アルミニウム合金板の固溶Ｓｉ量を、この塗装焼付処理に先立って予め確保するためである。前記溶液中のＳｉ含有量が前記アルミニウム合金板のＳｉ含有量の８０％未満では、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系晶出物を充分にＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｎｉ、Ｃｏ）系晶出物に変化させ、晶出物に含まれるＳｉの減少量が少なくなったとしても、１５０℃以下の低温での塗装焼付処理でのＢＨ性に必要な固溶Ｓｉ量を確保できずに、強度（硬度）が向上しない。

板の製造条件によっては、晶出物に含まれるＳｉの減少量が少なくなり、固溶Ｓｉ量を予め確保（増大）することができたとしても、このせっかく確保した固溶Ｓｉが析出物として析出してしまう可能性もある。このため、１５０℃以下の低温での塗装焼付処理でのＢＨ性に必要な固溶Ｓｉ量を確保できずに、強度（硬度）が向上しない可能性も生じる。したがって、前記調質処理後の板の固溶Ｓｉ量として、前記残渣と分離された前記溶液中のＳｉ含有量の前記アルミニウム合金板のＳｉ含有量に対する割合を８０％以上と規定して、塗装焼付処理でのＢＨ性に必要な固溶Ｓｉ量を保証（確保）する。

前記溶液中のＳｉ含有量（固溶Ｓｉ量）は多いほど、１５０℃以下の低温での塗装焼付処理でのＢＨ性が向上して好ましいことから、前記溶液中のＳｉ含有量の前記アルミニウム合金板のＳｉ含有量に対する割合の上限は、特に規定されない。ただし、前記アルミニウム合金板組成におけるＳｉ含有量の上限や、製造限界からすると、前記溶液中のＳｉ含有量の上限は、前記アルミニウム合金板のＳｉ含有量の９５％程度である。

このように、本実施形態では、６０００系アルミニウム合金板の塗装焼付硬化特性の向上に関して、晶出物の組成を、Ｓｉの代わりにＮｉ、Ｃｏを含む組成に変更又は置換するという新規な観点に基づく。これによって、晶出物に消費されるＳｉを減少させて、アルミマトリックス中の固溶Ｓｉを増加させて、ＢＨ性を確保するものである。この結果、固溶Ｓｉの増加によって、加熱温度が１５０℃、１３５℃などの低温の塗装焼付硬化処理であっても、ＢＨ後の強度を安定して高強度（高硬度）とすることができる。

［製造方法］
次に、前述のアルミニウム合金板を製造し得る好適な製造方法の例として、本実施形態のアルミニウム合金板の製造方法について説明する。

本実施形態のアルミニウム合金板は、前記組成を有するアルミニウム合金材を鋳造する工程（鋳造工程）と、鋳造して得られたアルミニウム合金鋳塊を均質化熱処理する工程（均質化熱処理工程）と、前記均質化熱処理後のアルミニウム合金鋳塊を圧延処理し、アルミニウム合金圧延板を得る工程（圧延処理工程）と、調質処理工程と、を有して製造することができる。この調質処理工程は、前記アルミニウム合金圧延板を溶体化処理し冷却する溶体化焼入れ処理の工程（溶体化焼入れ処理工程）を有する。また、本実施形態のアルミニウム合金板は、前記調質処理工程として、好ましくは溶体化焼入れ処理の工程後、予備時効処理を行う工程（予備時効処理工程）を有して製造される。

本実施形態のアルミニウム合金板の製造においては、後述する調質工程での方法を工夫することにより、Ｎｉ及びＣｏのうちの少なくとも一方を添加すると共に、アルミマトリックス中の固溶Ｓｉを確保する（Ｓｉを析出させない）ようにする。これによって、優れたＢＨ性が確保される。このため、常法による製造工程を大きく変えることなく、ＢＨ性に優れたアルミニウム合金板を製造できるという利点がある。

（鋳造工程）
先ず、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。

鋳造工程における鋳造速度又は冷却速度について、粗大な化合物の生成を抑制する観点から、鋳造速度を４０ｍｍ／分以上とするか、又は冷却速度を０．５℃／秒以上とすることが好ましい。また、鋳塊割れや、「巣（鋳巣）」又は「引け巣」の発生を抑制し、鋳造歩留を向上させる観点から、鋳造速度を６５ｍｍ／分以下とするか、又は冷却速度を１．５℃／秒以下とすることが好ましい。よって、鋳造工程においては、鋳造速度は４０〜６５ｍｍ／分の範囲であることが好ましく、冷却速度は０．５〜１．５℃／秒の範囲であることが好ましい。

（均質化熱処理工程）
前記鋳造工程で鋳造されたアルミニウム合金鋳塊に、圧延処理に先立って、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ために、均質化熱処理温度は、好ましくは５００℃以上で融点未満、均質化時間は好ましくは４時間以上の範囲から適宜選択される。

（圧延処理工程）
前記均質化熱処理工程後の圧延処理工程では、均質化熱処理が施されたアルミニウム合金鋳塊を圧延処理し、所定の板厚を有するアルミニウム合金圧延板を得る。この圧延処理工程では、熱間圧延処理及び冷間圧延処理の少なくとも一方の処理が行われ、好ましくはそれら両方の処理が行われ、より好ましくは熱間圧延処理の工程を経た後、冷間圧延処理の工程をとる。

熱間圧延処理は、好ましくは開始温度を４００℃〜固相線温度として行う。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、成形性などの特性を更に向上させるために実施してもよい。

冷間圧延処理では、前記熱延板を、自動車パネル用などの所望の最終板厚の冷延板に圧延する。前記荒鈍と同様の目的で、この冷間圧延のパス間で中間焼鈍を行ってもよい。

（調質処理）
前記圧延処理工程で得られた前記アルミニウム合金圧延板に、好ましくは前記冷延板に、調質処理が施される。この調質処理として、溶体化焼入れ処理が行われ、好ましくはその溶体化焼入れ処理の後、予備時効処理が行われる。

アルミニウム合金圧延板、好ましくは冷延板は、調質処理として溶体化焼入れ処理と、好ましくはそれに続く再加熱処理（予備時効処理）がなされ、調質処理された６０００系アルミニウム合金板の組織として、低温でのＢＨ性に必要な固溶Ｓｉ量が確保される。この際、溶体化焼入れ処理とそれに続く再加熱処理には、６０００系アルミニウム合金板の、低温でのＢＨ性に必要な固溶Ｓｉ量を確保するための好ましい条件が存在する。

（溶体化焼入れ処理）
先ず、溶体化焼入れ処理は、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、前記溶体化処理温度に１５分以上、４５分以下の時間だけ保持することが好ましい。そして、前記溶体化処理温度から、室温（２５℃）の焼入れ停止温度までの平均冷却速度を５０℃／秒以上と速くすることが好ましい。
溶体化焼入れ処理を、５２０℃以上溶融温度以下の範囲の溶体化焼入れ処理の温度に、加熱速度５℃／秒以上で加熱して１５分以上４５分以下の時間保持することにより、晶出物の組成をＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｎｉ，Ｃｏ）系に変化させることができ、晶出物に含まれるＳｉ量を減少させて固溶Ｓｉ量を増加させることが可能となる。これによって、塗装焼付処理が１５０℃以下の低温の場合であっても、微細なＭｇ−Ｓｉ系析出物が多く生成され、ＢＨ性を高めることが可能となる。

このような好ましい溶体化焼入れ処理条件によって、前記組成のアルミニウム合金板の熱フェノールによる残渣抽出法による、固溶Ｓｉ量の規定を満足させることが可能となる。すなわち、互いに分離された、溶液中のＳｉ含有量のアルミニウム合金板のＳｉ含有量に対する割合と、粒子サイズが０．１μｍを超える残渣化合物中に含まれるＮｉとＣｏとの合計含有量とを、それぞれ、規定範囲を満たすようにすることが可能となる。

溶体化処理温度に、加熱速度５℃／秒以上で加熱すると共に、溶体化処理温度から室温の焼入れ停止温度までの平均冷却速度を水冷などにより５０℃／秒以上とするのは、溶体化処理の加熱中や冷却中に、粗大な化合物形成を抑制するためである。

仮に粗大な化合物が形成された場合、Ｎｉ、Ｃｏを含有しても、晶出物の組成をＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｎｉ，Ｃｏ）系に充分変化させることができず、晶出物に含まれるＳｉ量を減少させて固溶Ｓｉ量を増加させることができなくなる可能性が高くなる。これによって、塗装焼付処理が１５０℃以下の低温の場合に、生成する微細なＭｇ−Ｓｉ系析出物量が少なくなり、ＢＨ性が低下する可能性や、アルミニウム合金板の強度や成形性など、基本的な機械的特性が低下する可能性もある。

（予備時効処理工程）
次いで、前記溶体化焼入れ処理において、室温（２５℃）まで焼入れ冷却した冷延板を、遅滞なく予備時効処理（再加熱処理）することが好ましい。調質処理された６０００系アルミニウム合金板の組織として、ＢＨ性向上に必要なナノクラスターを形成させるために、この予備時効処理は、溶体化処理後に焼入れ処理して室温まで冷却した後、５分以内のできるだけ短時間内に行うことがより好ましい。
溶体化処理後に焼入れ処理し、室温まで冷却したアルミニウム合金板を、室温程度になってから５分以内に予備時効処理を行うことで、充分な量のナノクラスターを形成し得る。

また、予備時効処理の保持温度は７０〜１２０℃とすることが好ましく、予備時効処理の保持時間は１〜２０時間とすることが好ましい。これらによって、調質処理後のアルミニウム合金板が室温で長期間保持された際でも、優れたＢＨ性を確保することが可能となる。

以上詳述したように、本実施形態のアルミニウム合金板は、Ｍｇ、Ｓｉ及びＦｅの含有量をそれぞれ特定の範囲にすると共に、Ｎｉ及びＣｏのうちの一方又は両方を含み、Ｎｉ及びＣｏの合計含有量を特定の範囲とし、かつ特定範囲の固溶Ｓｉ量を有するため、低温でのＢＨ性又は低温での塗装焼付硬化特性に優れる。本実施形態のアルミニウム合金板は、低温条件でのＢＨ性（塗装焼付硬化特性）に優れることから、特に、自動車などの塗装焼付硬化特性に優れることが要求される輸送機の部材に好適である。

本実施形態のアルミニウム合金板は、Ｎｉ及びＣｏのうちの一方又は両方を特定範囲にて含むことにより、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の粗大な晶出物の組成が、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｎｉ系又はＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃｏ系若しくはＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｎｉ−Ｃｏ系に変化し、その晶出物に含まれるＳｉ量が減少し、固溶Ｓｉ量が増加することとなる。その結果、塗装焼付処理で生成する微細なＭｇ−Ｓｉ系析出物の量が増加することで、低温での塗装焼付硬化処理（人工時効硬化処理又は人工時効処理）後に強度を向上させることが可能となる。

以下、本発明の実施例及び比較例を挙げて、本発明をより具体的に説明する。なお、本発明は下記実施例によって制限を受けるものではなく、前記及び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る。また、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。

以下の実施例及び比較例では、Ｎｉ又はＣｏの添加の有無や、溶体化及び焼入れ処理後の予備時効処理の有無を変えることによって、６０００系アルミニウム合金板（冷延板）を作り分けた。そして、これらのアルミニウム合金板の比較的高温から低温までのＢＨ性（塗装焼付け硬化特性）を、予備時効処理後（予備時効処理を行っていない例は溶体化及び焼入れ処理後）、３０日間室温（２５℃）で保持させた後でそれぞれ評価した。

アルミニウム合金板の具体的な製造条件は次の通りである。
すなわち、表１に示す各組成の鋳塊を、前述した好ましい鋳造条件の範囲内（鋳造速度５０ｍｍ／分、冷却速度１．０℃／秒）にて、ＤＣ鋳造法により共通して溶製して鋳塊とした。続いて、これら鋳塊を、各例とも共通して、５４０℃×４時間、均質化熱処理を行った後、熱延開始温度を５００℃として熱間圧延を開始し、厚さ２．５ｍｍの熱延板とした。この熱延板を、各例とも共通して、そのまま荒焼無しで、また冷延パス途中の中間焼鈍無しで、冷間圧延を行い、厚さ１．０ｍｍの冷延板とした。

更に、各冷延板を、各例とも共通して、硝石炉で５５０℃の温度で３０分間保持する溶体化処理を行い、その後直ちに室温（２５℃）まで水冷する、溶体化焼入れ処理を行った。この際、溶体化処理温度から室温の焼入れ停止温度までの平均冷却速度は５０℃／秒以上とした。この後、実施例１及び２については、１００℃×５時間の条件で予備時効処理を行った。

これら調質処理後の各アルミニウム合金板の中央部から供試板を任意に切り出し、各供試板の組織と特性とを以下の通り、測定し、評価した。

（熱フェノール残渣抽出法による組織評価）
前記供試板の任意の３箇所から各々採取した各試料を、熱フェノールにより溶解した際の、０．１μｍのメッシュのフィルターによって分離された、粒子サイズが０．１μｍを超える残渣化合物中のＮｉとＣｏとの合計含有量（質量％）を測定して平均化した。また、残渣化合物と分離された前記溶液中のＳｉ含有量を測定して平均化して、前記アルミニウム合金板のＳｉ含有量に対する割合（％）を求めた。

（塗装焼付硬化特性・ビッカース硬さ）
前記供試板の塗装焼付相当の人工時効処理時のＢＨ性を調査するために、各例とも、１３５℃、１５０℃、１７０℃の各々異なる温度で共通して２０分間保持し、この人工時効処理後のビッカース硬さを測定した。
ビッカース硬さの測定は、マイクロビッカース硬度計（株式会社マツザワ製）にて、０.５ｋｇの荷重を前記供試板に加え、前記供試板表面の任意の３箇所で測定し、これらの平均値をとった。

以上の評価結果を、組成等と共に表１に示す。

実施例１及び２の各アルミニウム合金板は、Ｎｉ又はＣｏの含有量を含めて本発明で規定する化学成分組成を満足し、他の製造条件を含めて、調質処理における予備時効処理も好ましい条件で製造されている。そのため、表１に示す通り、実施例１及び２のアルミニウム合金板では、その組織として、熱フェノールによる残渣抽出法により溶液と分離された粒子サイズが０．１μｍを超える残渣化合物中のＮｉ及びＣｏの合計含有量が０．００５質量％以上であると共に、前記溶液中のＳｉ含有量のアルミニウム合金板のＳｉ含有量に対する割合が８０％以上となるよう、固溶Ｓｉ量が予め確保されていた。

この結果、実施例１及び２の各アルミニウム合金板は、１７０℃の比較的高温でのビッカース硬さで表すＢＨ性だけでなく、１３５℃、１５０℃の比較的低温でのビッカース硬さで表すＢＨ性にも優れており、低温での塗装焼付硬化特性に優れていることが分かる。

これに対して、比較例１のアルミニウム合金板は、Ｎｉ及びＣｏのいずれも含まず、また、調質処理として予備時効処理を施さずに製造されたことから、アルミニウム合金板のＳｉ含有量に対する、前記溶液中のＳｉ含有量の割合が８０％未満であり、ビッカース硬さで表すＢＨ性が実施例に比べて劣っていた。

実施例３及び４の各アルミニウム合金板は、Ｎｉ又はＣｏを含んでおり、適した製造条件で製造されたことから、アルミニウム合金板のＳｉ含有量に対する、前記溶液中のＳｉ含有量の割合が８０％以上を満たし、固溶Ｓｉ量を確保できていた。そのため、実施例３及び４の各アルミニウム合金板は、比較例１のアルミニウム合金板に比べて、１３５℃及び１５０℃の低温でのビッカース硬さが高く、そのビッカース硬さで表すＢＨ性が良好であった。その一方で、実施例３及び４の各アルミニウム合金板は、予備時効処理を施さずに製造されたことから、１３５℃、１５０℃、１７０℃の各温度でのビッカース硬さで表すＢＨ性が、実施例１及び２のＢＨ性ほど優れるものではなかった。このＢＨ性の相違は、予備時効処理が施されて製造された実施例１及び２のアルミニウム合金板ではナノクラスターが形成され、予備時効処理が施されずに製造された実施例３及び４のアルミニウム合金板ではナノクラスターが形成されていないと考えられ、ナノクラスター形成の有無によるものと考えられる。

以上の実施例の結果から、Ｎｉ及びＣｏのうちの一方又は両方の添加や、好ましい製造条件によって、本発明で規定する組織を満たすことができ、この組織が低温条件でのＢＨ性向上に対して寄与することが裏付けられる。

Claims (2)

1. Ｍｇ：０．２〜２．０質量％、
   Ｓｉ：０．３〜２．０質量％、及び
   Ｆｅ：０．０１〜０．５質量％を含むと共に、
   Ｎｉ及びＣｏのうちの一方又は両方を合計で０．００２〜０．３質量％含み、
   残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金板であって、
   熱フェノールによる残渣抽出法により溶液と分離された粒子サイズが０．１μｍを超える残渣化合物中のＮｉとＣｏとの合計含有量が０．００５質量％以上であると共に、前記溶液中のＳｉ含有量の前記アルミニウム合金板のＳｉ含有量に対する割合が８０％以上となる固溶Ｓｉ量を有するアルミニウム合金板。
2. 予備時効処理材である請求項１に記載のアルミニウム合金板。