JP6301095B2

JP6301095B2 - 自動車パネル用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板及びその製造方法

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Publication number: JP6301095B2
Application number: JP2013202462A
Authority: JP
Inventors: 喜文新里; 浩一郎滝口
Original assignee: UACJ Corp
Current assignee: UACJ Corp
Priority date: 2013-09-27
Filing date: 2013-09-27
Publication date: 2018-03-28
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Also published as: JP2015067857A

Description

本発明は、自動車パネル用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板及びその製造方法に関する。

地球環境問題である温暖化の対策として、自動車の軽量化による燃費向上を図るべく、自動車パネル用の板材料を従来の鋼板からアルミニウム合金板に置換することが試みられている。自動車パネル用としては、成形性や塗装焼付加工性に比較的優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板が着目されている。

自動車パネル用板材に適用するアルミニウム合金板には、多岐にわたる特性要求があるが、その一つとして、優れた成形性（深絞り性、曲げ加工性など）を有していることが求められる。アルミニウム合金板の曲げ加工性の改善方法としては、キューブ方位を集積させる方法が提案されている（特許文献１）。しかし、キューブ方位を有する結晶粒の割合を多くした場合、結晶方位の異方性により、材料特性に異方性が生じてプレス成形性が悪化する。これは、異方性を有する材料をプレス成形する場合、プレス成形時に特定方向への材料流入が大きくなり、流入の小さい方向で破断が生じやすくなるためである。

特開２００３−２２６９２６号公報

上記のごとく、曲げ加工性向上の対策を施せばプレス成形性が悪化する場合もあり、両者を同時に具備するアルミニウム合金板を作製することは容易ではない。また、自動車パネル用アルミニウム合金板には、良好なプレス成形性及びフラットヘム加工が可能な優れた曲げ加工性を具備するだけではなく、優れた形状凍結性、優れた塗装焼付硬化性、及び優れた耐食性という多岐にわたる要求特性を全て具備することが求められている。

本発明は、かかる背景に鑑みてなされたものであり、プレス成形性、フラットヘム加工が可能な曲げ加工性、形状凍結性、塗装焼付硬化性、及び耐食性のすべてに優れた自動車パネル用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板及びその製造方法を提供することにある。

本発明の一態様は、Ｓｉ：０．４〜１．５％（質量％、以下同じ）、Ｍｇ：０．２〜１．２％、Ｃｕ：０．００１〜１．０％、Ｚｎ：０．５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：５０ｐｐｍ以下を含有し、さらにＭｎ：０．３０％以下、Ｃｒ：０．２０％以下、Ｚｒ：０．１５％以下のいずれか１種または２種以上を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなり、
表面から板厚の１／４深さ部分における結晶方位分布関数解析によるＣｕｂｅ方位密度分布が１０〜２５の範囲であり、
圧延方向のｒ値（ランクフォード値）をｒ₀、板幅方向のｒ値をｒ₉₀、圧延方向に対して４５°方向のｒ値をｒ₄₅としたとき、ｒ値の平均値ｒ_ave（但し、ｒ_ave＝（ｒ₀＋ｒ₉₀＋ｒ₄₅×２）／４）が０．５０以上、
ｒ値の面内異方性指数Δｒ（但し、Δｒ＝（ｒ₀＋ｒ₉₀−ｒ₄₅×２）／２）の絶対値が０．３０以下であり、
平均結晶粒径が５０μｍ以下であり、かつ、
製造時の最終熱処理後１か月室温時効させた状態での耐力が１３０ＭＰａ以下であるとともに、さらに１７０℃の温度に２０分保持する加熱を施した後の耐力が２００ＭＰａ以上であるという特性を有することを特徴とする自動車パネル用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板にある。

本発明の他の態様は、上記第１の態様の自動車パネル用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を製造する方法であって、
Ｓｉ：０．４〜１．５％（質量％、以下同じ）、Ｍｇ：０．２〜１．２％、Ｃｕ：０．００１〜１．０％、Ｚｎ：０．５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：５０ｐｐｍ以下を含有し、さらにＭｎ：０．３０％以下、Ｃｒ：０．２０％以下、Ｚｒ：０．１５％以下のいずれか１種または２種以上を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなる鋳塊を準備し、
該鋳塊を４５０℃以上の温度で均質化処理した後、１００℃／時間以上の冷却速度で３５０℃未満の温度まで冷却し、さらに３８０℃〜５００℃の温度に再加熱して圧延を開始する熱間圧延を行って、厚みが４〜２０ｍｍの板材を作製し、
該板材を、板厚減少率２０％以上かつ板厚が２ｍｍ以上となるように冷間圧延した後、
３５０〜５８０℃の温度で中間焼鈍し、
さらに板厚が０．８〜１．５ｍｍの範囲となるまで、圧下率５０．０％〜８７．５％の範囲で冷間圧延し、
その後、４５０〜６００℃の温度範囲で溶体化処理を行った後１００℃／分以上の平均冷却速度で１５０℃未満の温度域まで急冷し、
急冷後６０分以内に４０〜１２０℃の温度に１０〜５００分保持する熱処理を行うことを特徴とする自動車パネル用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法にある。

上記自動車パネル用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板は、上記特定の化学成分を有していると共に、特定の結晶方位分布、特定のｒ値特性、特定の面内異方性指数Δｒ、及び特定の平均結晶粒径という要件を全て具備し、さらに、製造時の最終熱処理後１か月室温時効させた状態での耐力が１３０ＭＰａ以下であるとともに、１７０℃の温度に２０分保持する加熱を施した後の耐力が２００ＭＰａ以上であるという特性を有する。これによって、上述した要求特性を全て満たすものとなる。そして、このような優れた自動車パネル用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板は、上記製造方法により得ることができる。

上記アルミニウム合金板の化学成分の限定理由は次の通りである。

Ｓｉ：０．４〜１．５％、
Ｓｉは、高強度を得るために必要である。Ｓｉは、Ｍｇと共にＭｇ₂Ｓｉを形成して高強度を得ることができる。Ｓｉ含有量が０．４％未満の場合には塗装焼付による加熱がなされても十分な強度が得られない。一方、Ｓｉ含有量が１．５％を超えると、溶体化処理後もしくは最終熱処理完了後の耐力が高くなりすぎ、深絞り性、曲げ性及び形状凍結性が劣る。

Ｍｇ：０．２〜１．２％、
Ｍｇは、Ｓｉと同様に高強度を得るために必要である。Ｍｇ含有量が０．２％未満の場合には塗装焼付時の加熱で十分な強度が得られない。また、Ｍｇ含有量が１．２％を超えると、溶体化処理後もしくは最終熱処理後の耐力が高くなりすぎ、深絞り性、曲げ性及び形状凍結性が劣る。

Ｃｕ：０．００１〜１．０％、
Ｃｕの添加により、さらに強度を増すことができる。Ｃｕ含有量が０．００１％未満の場合には塗装焼付時の加熱で充分な強度が得られない。また、Ｃｕ含有量が１．０％を超える場合には、溶体化処理後もしくは最終熱処理後の耐力が高くなりすぎ、深絞り性、曲げ性及び形状凍結性が劣るとともに、耐食性が劣る。

Ｚｎ：０．５％以下、
Ｚｎを添加することにより、さらに強度を増すことができ、かつ、表面処理性が向上する。一方、Ｚｎ添加量が０．５％を超えた場合には、耐食性が劣ってくる。

Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：５０ｐｐｍ以下、
Ｔｉ及びＢは、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金における微細化剤として通常添加される。その許容量は、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：５０ｐｐｍ以下の範囲である。Ｔｉ及びＢの添加量がそれぞれ上限値をこる場合には、粗大な金属間化合物が増加するため、深絞り性及び曲げ性が低下する。

Ｍｎ：０．３０％以下、Ｃｒ：０．２０％以下、Ｚｒ：０．１５％以下のいずれか１種または２種以上、
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｎはいずれも選択的に含有される元素であり、強度を増すことができ、また結晶粒を微細化することができ、深絞り性が向上する。好ましい含有範囲は、Ｍｎ：０．３０％以下、Ｃｒ０．２０％以下、Ｚｒ：０．１５％以下の範囲であり、それぞれの上限の範囲を超えると、溶体化処理後もしくは最終熱処理後の耐力が高くなりすぎ、深絞り性、曲げ性及び形状凍結性が劣るとともに、粗大な金属間化合物が増えてくるため、深絞り性及び曲げ性が低下する。

また、上記アルミニウム合金板は、表面から板厚の１／４深さ部分における結晶方位分布関数解析によるＣｕｂｅ方位密度分布が１０〜２５の範囲にある。これにより、曲げ加工性と深絞り性とを両立可能なように集合組織を最適化することができる。すなわち、Ｃｕｂｅ方位（｛１００｝＜００１＞）は曲げ加工性は向上させるが、深絞り性を低下させる傾向にある。そのため、ランダムな方位に対するＣｕｂｅ方位密度分布は１０から２５になるように制御する。Ｃｕｂｅ方位密度分布が１０未満の場合には曲げ加工性が低下し、２５を超える場合には深絞り性が低下するおそれがある。

また、上記アルミニウム合金板は、圧延方向のｒ値（ランクフォード値）をｒ₀、板幅方向のｒ値をｒ₉₀、圧延方向に対して４５°方向のｒ値をｒ₄₅としたとき、ｒ値の平均値ｒ_ave（但し、ｒ_ave＝（ｒ₀＋ｒ₉₀＋ｒ₄₅×２）／４）が０．５０以上である。これにより、非常に優れた深絞り性を確保することができる。上記ｒ_aveが０．５０未満の場合には、深絞り性向上効果が十分には得られない。

また、上記アルミニウム合金板は、ｒ値の面内異方性指数Δｒ（但し、Δｒ＝（ｒ₀＋ｒ₉₀−ｒ₄₅×２）／２）の絶対値が０．３０以下である。これにより、非常に優れた深絞り性を確保することができる。上記Δｒが０．３０を超える場合には、プレス加工時に特定方向への材料流入が大きくなり、流入の小さい方向で破断が生じやすくなり、深絞り性向上効果が十分には得られない。

また、上記アルミニウム合金板は、平均結晶粒径が５０μｍ以下である。平均結晶粒径は深絞り時の肌荒れに影響する。平均結晶粒径を上記範囲に制御することにより、深絞り時の表面の肌荒れを防止し、優れた表面性状の自動車用パネルを得ることができる。

次に、上記アルミニウム合金板の製造方法では、上述したごとく、まず上記化学成分を有する鋳塊を作製し、該鋳塊を４５０℃以上の温度で均質化処理する。均質化処理の加熱温度が４５０℃未満の場合には、鋳塊偏析の除去や均質化が不十分で、強度に寄与するＭｇ２Ｓｉ成分の固溶が不十分となり、深絞り性及び塗装焼付硬化性が低下する。

均質化処理後、１００℃／時間以上の冷却速度で３５０℃未満の温度まで鋳塊を冷却する。均質化処理後の冷却の冷却速度が１００℃／時間未満の場合には、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物が析出し、凝集化するため、深絞り性及び焼き付け硬化性が低下する。

均質化処理後の冷却を上記条件で行った後、さらに鋳塊を３８０℃〜５００℃の温度に再加熱して圧延を開始する熱間圧延を行う。熱間圧延の開始温度が３８０℃未満の場合には、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物が析出し、凝集化するため、深絞り性及び焼き付け硬化性が低下する。熱間圧延の開始温度が５００℃を超えると圧延中に結晶粒が粗大化し、リジングマークが発生しやすい材料となる。

上記熱間圧延では４〜２０ｍｍの板材を作製する。すなわち、熱間圧延の上り板厚は４〜２０ｍｍとする。熱間圧延の上り板厚が４ｍｍ未満の場合には、その後の冷間圧延工程で充分な圧下率が得られず、Ｃｕｂｅ方位の集積が不十分となり曲げ加工性が低下するとともに、溶体化処理後に結晶粒の粗大化が生じ、プレス加工後に肌荒れが生じる。熱間圧延の上り板厚が２０ｍｍを超えると、鋳塊組織が最終製品にまで残存し、リジングマークが発生するとともに、最終冷間圧延工程での圧下率が大きく、Ｃｕｂｅ方位への集積が大きくなり、材料に異方性が生じ、深絞り性が低下する。

上記熱間圧延得られた板材は、板厚減少率２０％以上かつ板厚が２ｍｍ以上となるように冷間圧延する（中間焼鈍前冷間圧延）。この冷間圧延の板厚減少率が２０％未満の場合には、中間焼鈍後の冷間圧延で加工度が大きくなりすぎ過剰にＣｕｂｅ方位が形成するため、深絞り性が低下する。また、中間焼鈍前の冷間圧延の上がり板厚が２．０ｍｍ以下の場合には、中間焼鈍後の冷間圧延において充分な圧下率が得られず、Ｃｕｂｅ方位の形成が不十分で曲げ性が低下するとともに、溶体化処理後に結晶粒の粗大化が生じ、プレス加工後に肌荒れが生じるおそれがある。

上記冷間圧延で得られた板材は、３５０〜５８０℃の温度で中間焼鈍する。中間焼鈍の処理温度が３５０℃未満の場合には、再結晶が不十分となり、ｒ値の異方性が生じ、深絞り性が低下する。中間焼鈍の処理温度が５８０℃を超える場合には、結晶粒が粗大化し、深絞り性や曲げ性が低下する。この中間焼鈍処理はバッチ炉、又は連続焼鈍炉を用いて行うことができる。

上記中間焼鈍を経た板材は、さらに冷間圧延する。この冷間圧延では、最終板厚まで圧延する。自動車パネル用の最終板厚は、通常０．８〜１．５ｍｍである。

最終板厚まで冷間圧延された板材は、４５０〜６００℃の温度範囲で溶体化処理を行った後１００℃／分以上の平均冷却速度で１５０℃未満の温度域まで急冷する。溶体化処理の加熱温度が４５０℃未満の場合には、析出物の固溶が不十分であり、塗装焼付後に十分な強度が得られず、６００℃を超えると共晶融解により深絞り性が低下する。

また、溶体化処理後の冷却工程においては、溶体化処理後の１５０℃までの冷却速度が１００℃／分未満の場合に、粒界に粗大な金属間化合物が析出し、塗装焼付硬化性が低下するとともに、延性が低下するので深絞り性が低下する。

上記溶体化処理後の急冷後６０分以内に、上記板材に次の熱処理を施す。溶体化処理後の急冷後に板材を放置した場合には、いわゆる室温時効が進むこととなる。この室温時効を生じさせる放置は、できるだけ短い方が良く、６０分以内に制限する。上記溶体化処理後の急冷後の放置が６０分を超えると、金属組織におけるＧＰゾーンが発達し、プレス加工後に１７０℃程度で塗装焼き付けしても、ＧＰゾーンの分解に時間がかかり塗装焼付硬化性が低下する。

そして、上記溶体化処理後の急冷後６０分以内に、上記板材には、４０〜１２０℃の温度に１０〜５００分保持する熱処理を行う。この熱処理を施すことにより、金属組織にクラスタを形成する。これにより、ＧＰゾーン形成による室温時効硬化を抑制し、良好な深絞り性を維持するとともに塗装焼き付けの１７０℃程度に加熱した時に短時間で硬化しやすくなる。この熱処理の温度が４０℃未満もしくは時間が１０分未満の場合には、クラスタの形成が不十分で、塗装焼付硬化性が低下する。この熱処理の温度が１２０℃を超えるもしくは時間が５００分を超える場合には、形状凍結性が低下する。

（実施例１）
上記自動車パネル用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板及びその製造方法にかかる実施例について説明する。本例では、まず、表１に示す複数種類の化学成分組成のアルミニウム合金（合金Ａ〜Ｔ）を用いて、同じ製造条件で表４に示す試験材（Ｎｏ．１〜２１）を作製し、評価した。

試験材の作製は、まず、表１に示す化学成分組成を有する各合金を半連続鋳造して鋳塊を得、その鋳肌部の表面面削を行った。次いで、表２に示すＡ１条件（均質化処理〜最終冷間圧延の条件）および表３に示すＢ１条件（溶体化処理〜最終熱処理の条件）で試験材を作製した。得られた試験材の評価は、最終熱処理後１か月室温時効させた後に行った。各評価の方法及び評価基準は次のとおりである。

＜引張試験＞
各試験材（最終熱処理後１か月室温時効させたもの）から、圧延方向に対して０°、４５°、９０°の方向になるようにＪＩＳ５号試験片をそれぞれ切り出し、ＪＩＳＺ２２４１に従って、耐力、ｒ値を測定した。

＜形状凍結性＞
上記引張試験の結果得られた耐力（ベーク前耐力）が１３０ＭＰａ以下のものを、優れた形状凍結性がある合格品とした。

＜深絞り性＞
各試験材（最終熱処理後１か月室温時効させたもの）から直径１１０．０ｍｍの円板を切り出し、円板に低粘度潤滑油（２９ｃｓｔ）を塗布し、エリクセン試験機を用いて、直径５０ｍｍの平頭パンチにより、しわ押さえ力１０ｋＮ、成形速度２．０ｍｍ／ｓで押出し、割れ発生直前の成形高さを測定した。割れ発生直前の成形高さが１３．０ｍｍ以上のものを、深絞り性が良好な合格品とした。

＜塗装焼付硬化性＞
各試験材（最終熱処理後１か月室温時効させたもの）に、１７０℃の温度に２０分保持する加熱をした後、上記と同様の引張試験を行い、耐力（ベーク後耐力）を測定した。耐力が２００ＭＰａ以上であるものを、塗装焼付硬化性が良好な合格品とした。

＜肌荒れ＞
深絞り試験した後のサンプルの外観を目し観察し、肌荒れの有無を評価した。

＜曲げ加工性＞
各試験材（最終熱処理後１か月室温時効させたもの）に、１５％引張予ひずみを付与した後、１８０°の密着曲げを行った。曲げ試験後、試験片湾曲部の外側の割れの発生有無を肉眼で観察し、割れが生じないものを合格とした。

＜耐食性＞
各試験材（最終熱処理後１か月室温時効させたもの）に化成処理液によるリン酸亜鉛処理を施した後に電着塗装を行い、アルミニウムの素地まで達するクロスカットを施して、ＪＩＳＺ２３７１規格に従って、塩水噴霧試験を２４時間行い、その後、温度５０℃−湿度９５％の湿潤雰囲気に１か月放置した後、クロスカット部から発生する最大糸錆長さを測定した。最大糸錆長さが４ｍｍ以下のものを合格とした。

＜リジングマーク＞
各試験材（最終熱処理後１か月室温時効させたもの）から、圧延方向に対して９０°の方向の引張試験片を採取し、１０％引張変形を加えた後、電着塗装後においてリジングマークの有無を目視観察により判定した。

＜平均結晶粒径＞
各試験材（最終熱処理後１か月室温時効させたもの）の圧延面を電解研磨し、偏光フィルターを通して光学顕微鏡組織を倍率１００倍で撮影し、ＡＳＴＭＥ９１比較法に準拠した方法で平均結晶粒を測定した。

試験材１〜２１の評価結果を表４に示す。表４から知られるように、試験材１〜１０はいずれも、全ての評価結果が良好であった。

一方、試験材１１〜２１は合金成分が適切でないため、いずれかの評価結果において不合格となった。
試験材１１は、Ｓｉ含有量が少なすぎたため、塗装焼き付け硬化性が悪かった。
試験材１２は、Ｓｉ含有量が多すぎたため、１か月室温時効後の耐力が高く形状凍結性が劣り、曲げ性及び深絞り性が悪かった。

試験材１３は、Ｍｇ含有量が少なすぎたため、塗装焼き付け硬化性が悪かった。
試験材１４は、Ｍｇ含有量が多すぎたため、１か月室温時効後の耐力が高く形状凍結性が劣り、曲げ性及び深絞り性が悪かった。
試験材１５は、Ｃｕ含有量が少なすぎたため、塗装焼き付け硬化性が悪かった。

試験材１６は、Ｃｕ含有量が多すぎたため、１か月室温時効後の耐力が高く形状凍結性が劣り、曲げ性及び深絞り性が悪く、耐食性も悪かった。
試験材１７は、Ｍｎ含有量が多すぎたため、１か月室温時効後の耐力が高く形状凍結性が劣り、曲げ性及び深絞り性も悪かった。

試験材１８は、Ｃｒ含有量が多すぎたため、１か月室温時効後の耐力が高く形状凍結性が劣り、曲げ性及び深絞り性も悪かった。
試験材１９は、Ｚｎ含有量が多すぎたため、耐食性が悪かった。
試験材２０は、Ｔｉ及びＢの含有量が多すぎたため、曲げ性および深絞り性が悪かった。
試験材２１は、Ｚｒ含有量が多すぎたため、１か月室温時効後の耐力が高く形状凍結性が劣り、曲げ性及び深絞り性も悪かった。

（実施例２）
本例では、表１中の１種類の化学成分組成のアルミニウム合金（合金Ｊ）を用いて、製造条件を種々変更して試験材（Ｎｏ．２２〜４９）を作製し、評価した。試験材の作製は、表５〜表７に示すごとく、表２のＡ１〜Ａ２１の条件のいずれか、及び表３のＢ１〜Ｂ８の条件のいずれかを選択し、鋳塊の表面面削までの条件は実施例１と同様として行った。得られた試験材の評価は、実施例１の場合と同様に、最終熱処理後１か月室温時効させた後に行った。また、各評価の方法及び評価基準も実施例１と同様である。なお、本例では以下のように、結晶方位密度も測定した。

＜結晶方位密度＞
各試験材（最終熱処理後１か月室温時効させたもの）から、２５ｍｍ×２５ｍｍの試験片を切り出し、板面をペーパー研磨することにより板厚１／４面を露出させ、マクロエッチングを行った後、Ｘ線反射法により結晶方位密度関数を測定した。

試験材２２〜４２の評価結果を表５及び表６に示す。また、試験材４３〜４９の評価結果を表７に示す。表５及び表６から知られるように、試験材２２〜３２はいずれも、全ての評価結果が良好であった。

一方、試験材３３〜４２は、均質化処理から冷間圧延までの製造条件が適切ではないため、いずれかの評価項目において不合格となった。

試験材３３は、均質化処理温度が低すぎたため、焼き付け塗装硬化性及び深絞り性が低下した。
試験材３４は、均質化処理後の冷却速度が低すぎたため、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物の析出凝集化が生じ、焼き付け塗装硬化性及び深絞り性が低下した。

試験材３５は、熱間圧延開始温度が低すぎたため、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物の析出凝集化が生じ、焼き付け塗装硬化性及び深絞り性が低下した。
試験材３６は、熱間圧延開始温度が高すぎたため、リジングマークが発生した。

試験材３７は、熱間圧延後の板厚が厚すぎたため、リジングマークが発生するとともに、材料に異方性が生じ、深絞り性が低下した。
試験材３８は、熱間圧延後の板厚が薄すぎたため、Ｃｕｂｅ方位の形成が不十分となり、結晶粒が粗大となり肌荒れが生じた。

試験材３９は、中間焼鈍前の冷間圧延後の板厚が厚すぎたため、Ｃｕｂｅ方位が過剰に形成され、深絞り性が低下した。
試験材４０は、冷間圧延後の板厚が薄すぎたため、Ｃｕｂｅ方位の形成が不十分となり、曲げ性が低下するとともに、結晶粒が粗大となり肌荒れが生じた。

試験材４１は、中間焼鈍処理の温度が低すぎたため、材料に異方性が生じ、深絞り性が低下した。
試験材４２は、中間焼鈍処理の温度が高すぎたため、Ｃｕｂｅ方位への集積が大きくなり、材料に異方性が生じ、深絞り性が低下するとともに、結晶粒が粗大化し肌荒れが生じた。

また、表７に示すように試験材４３〜４９は溶体化処理条件及びその後の室温放置条件、最終熱処理が最適ではないために、いずれかの評価項目において不合格となった。

試験材４３は、溶体化処理温度が低すぎたため、溶体化が十分に進まず、塗装焼付硬化性が悪かった。
試験材４４は、溶体化処理温度が高すぎたため、共晶融解が生じ、深絞り性が悪かった。

試験材４５は、焼き入れ速度が低すぎたため、塗装焼付硬化性が悪く、深絞り性も悪かった。
試験材４６は、溶体化処理後の室温放置時間が長すぎたため、塗装焼付硬化性が悪く、深絞り性も悪かった。

試験材４７は、最終熱処理温度が低すぎたため、塗装焼付硬化性が悪かった。
試験材４８は、最終熱処理温度が高すぎたため、形状凍結性が悪く、深絞り性も悪かった。
試験材４９は、最終熱処理時間が低すぎたため、塗装焼付硬化性が悪かった。

Claims

Ｓｉ：０．４〜１．５％（質量％、以下同じ）、Ｍｇ：０．２〜１．２％、Ｃｕ：０．００１〜１．０％、Ｚｎ：０．５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：５０ｐｐｍ以下を含有し、さらにＭｎ：０．３０％以下、Ｃｒ：０．２０％以下、Ｚｒ：０．１５％以下のいずれか１種または２種以上を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなり、
表面から板厚の１／４深さ部分における結晶方位分布関数解析によるＣｕｂｅ方位密度分布が１０〜２５の範囲であり、
圧延方向のｒ値（ランクフォード値）をｒ₀、板幅方向のｒ値をｒ₉₀、圧延方向に対して４５°方向のｒ値をｒ₄₅としたとき、ｒ値の平均値ｒ_ave（但し、ｒ_ave＝（ｒ₀＋ｒ₉₀＋ｒ₄₅×２）／４）が０．５０以上、
ｒ値の面内異方性指数Δｒ（但し、Δｒ＝（ｒ₀＋ｒ₉₀−ｒ₄₅×２）／２）の絶対値が０．３０以下であり、
平均結晶粒径が５０μｍ以下であり、かつ、
製造時の最終熱処理後１か月室温時効させた状態での耐力が１３０ＭＰａ以下であるとともに、さらに１７０℃の温度に２０分保持する加熱を施した後の耐力が２００ＭＰａ以上であるという特性を有することを特徴とする自動車パネル用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板。
請求項１に記載の自動車パネル用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を製造する方法であって、
Ｓｉ：０．４〜１．５％（質量％、以下同じ）、Ｍｇ：０．２〜１．２％、Ｃｕ：０．００１〜１．０％、Ｚｎ：０．５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：５０ｐｐｍ以下を含有し、さらにＭｎ：０．３０％以下、Ｃｒ：０．２０％以下、Ｚｒ：０．１５％以下のいずれか１種または２種以上を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなる鋳塊を準備し、
該鋳塊を４５０℃以上の温度で均質化処理した後、１００℃／時間以上の冷却速度で３５０℃未満の温度まで冷却し、さらに３８０℃〜５００℃の温度に再加熱して圧延を開始する熱間圧延を行って、厚みが４〜２０ｍｍの板材を作製し、
該板材を、板厚減少率２０％以上かつ板厚が２ｍｍ以上となるように冷間圧延した後、
３５０〜５８０℃の温度で中間焼鈍し、
さらに板厚が０．８〜１．５ｍｍの範囲となるまで、圧下率５０．０％〜８７．５％の範囲で冷間圧延し、
その後、４５０〜６００℃の温度範囲で溶体化処理を行った後１００℃／分以上の平均冷却速度で１５０℃未満の温度域まで急冷し、
急冷後６０分以内に４０〜１２０℃の温度に１０〜５００分保持する熱処理を行うことを特徴とする自動車パネル用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法。