JP6589443B2 - Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板、該合金板の製造方法及び合金板を用いた自動車用部品 - Google Patents

Description

本発明は、成形性及び耐性に優れたＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板に係り、更に詳細には、ケイ素（Ｓｉ）及び鉄（Ｆｅ）の含有量が多いアルミニウムスクラップ材の利用が可能な成形性及び耐性に優れたＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板に関する。

従来から、自動車、船舶、航空機などの輸送機や、機械、電気製品、建築、構造物、光学機器等の部材や部品用として各種アルミニウム合金板が用いられており、それぞれの用途に応じて種々の特性を有するアルミニウム合金の開発が行われている。

自動車業界においては、大気汚染や地球温暖化に対処するため、車体等の軽量化により燃費を向上させて排出する二酸化炭素量を低減することが行われており、アルミニウム合金板が多用される。

アルミニウム合金板は、一般的にプレス成形等によって自動車用部品に成形されるため、高い成形性（伸び）を有することが要求されると共に、自動車用部品としての高い強度（耐力）を有することが要求される。

特許文献１の特許第５４１７９５号公報には、マグネシウム（Ｍｇ）含有量を増加させることで強度と延性とのバランスを向上させたとする高ＭｇのＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板が開示されている。

そして、双ロール式などの連続鋳造法によれば、得られるアルミニウム合金板は非常に微細な組織となるため、マグネシウム（Ｍｇ）含有量を増加させてもアルミニウム合金板の延性を低下させることなく、プレス成形性などの加工性に優れた高ＭｇのＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板を製造できる旨が開示されている。

特許第５４１７９５号公報

また、近年においては、資源枯渇、廃棄処分場残存容量等の観点から、資源循環型社会構築の必要性が高まっている。そして、アルミニウムスクラップ材を再生する場合のエネルギー量は、新しく地金を製造する場合のエネルギー量よりも格段に少ないため、アルミニウムスクラップ材の積極的な利用が望まれる。

しかし、アルミニウムのスクラップ材は、アルミナから製錬された新地金とは異なり、砂塵（ＳｉＯ２）由来のケイ素（Ｓｉ）や、シュレッダーなどのスクラップ処理施設で混入する鉄（Ｆｅ）等の不純物を多く含むものであって、金属間化合物の粗大化や晶出量が増大する原因となる成分を多く含むため、アルミニウムのスクラップ材を利用して自動車用部品に要求される高い伸び性と高い耐性とを両立することは困難である。

本発明は、このような従来技術の有する課題に鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、自動車用部品に要求される高い伸び性と高い耐性とを両立させると共に、アルミニウムスクラップ材を利用可能な、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板を提供することにある。

本発明者は、上記目的を達成すべく鋭意検討を重ねた結果、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板に中のケイ素（Ｓｉ）、マグネシウム（Ｍｇ）、及び鉄（Ｆｅ）の含有量、並びにＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の導電率を所望の範囲にすることで上記目的が達成できることを見出し、本発明を完成するに至った。

即ち、本発明のＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板は、アルミニウム（Ａｌ）と、ケイ素（Ｓｉ）と、マグネシウム（Ｍｇ）と、鉄（Ｆｅ）と、不可避的不純物とから成る。そして、アルミニウム合金板の組成が、Ｓｉの含有量が３質量％〜６質量％、Ｍｇの含有量が０．４質量％〜２．４質量％、Ｆｅの含有量が１質量％以下、残部がＡｌ及び不可避的不純物であり、かつアルミニウム合金板の２４℃での導電率が４５％ＩＡＣＳ以下、耐力が１１０ＭＰａ以上、伸びが２４％以上であることを特徴とする。

また、本発明の自動車用部品は、上記Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板を用いて成ることを特徴とする。

さらに、本発明のアルミニウム合金板の製造方法は、上記Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板を製造するものであり、双ロール式連続鋳造法で鋳造板を作製する。そして、上記鋳造板を圧下率５０％以上で冷間圧延した後、５００℃以上液相線以下の温度範囲で５分間以上焼鈍を行い、１０℃／秒以上の冷却速度で急冷を行うことを特徴とする。

本発明によれば、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板において、ケイ素（Ｓｉ）、マグネシウム（Ｍｇ）、鉄（Ｆｅ）、及び銅（Ｃｕ）の含有量、並びにアルミニウム合金板の導電率を所望の範囲にすることとしたため、自動車用部品に要求される高い伸び性と高い耐性とを両立させると共に、アルミニウムスクラップ材を利用可能な、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板を提供することができる。

引張試験を行った試験片の形状を示す図である。 本発明の合金板３の自然時効、高温時効後の強度変化を示すグラフである。 本発明の合金板５の高温時効後の強度変化を示すグラフである。

＜アルミニウム合金板＞
本発明のＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板について詳細に説明する。
本発明のＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板は、Ｓｉの含有量が３質量％〜６質量％、Ｍｇの含有量が０．４質量％〜２．４質量％、Ｆｅの含有量が１質量％以下、残部がＡｌ及び不可避的不純物であり、２４℃での導電率が４５％ＩＡＣＳ以下のアルミニウム合金板である。

ここで、導電率について説明する。
上記導電率（％ＩＡＣＳ）は、国際標準軟銅（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ａｎｎｅａｌｅｄ Ｃｏｐｐｅｒ Ｓｔａｎｄｅｒｄ）の電気抵抗値、１．７２４１×１０−８Ω・ｍを１００とし、合金板の導電率を相対比（％）で表示したものである。

導電率は電子の流れやすさを示す指標であり、電子の流れやすさは、アルミニウム合金板の結晶構造や結晶組織によって変化する。そして、結晶構造や結晶組織は、アルミニウム合金板の強度と伸びに影響を与えるため、アルミニウム合金板の組成と共に上記導電率はアルミニウム合金板の機械的特性を表すものである。

つまり、アルミニウムは高い導電率を示すものであるが、固溶体を多く含有する場合は他の元素がアルミニウム中に均一かつ無秩序に分布するため、純アルミニウムの導電経路が寸断されて導電率が大きく減少する。これに対し、晶出物、析出物はアルミニウム中に偏析し、純アルミニウムの導電経路が確立されるため、導電率への影響は小さい。
したがって、導電率はアルミニウム合金板の耐力及び伸びの代用評価とすることができる。高純度アルミニウムの電気抵抗を増加させる添加元素の影響を表１に示す。

本発明のＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板は、２４℃での導電率が４５％ＩＡＣＳ以下であり、３０％ＩＡＣＳ以上４０％ＩＡＣＳ以下であることが好ましい。
Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の導電率が４５％ＩＡＣＳ以下であることで、固溶体を多く含み、アルミニウムの結晶形が多く保たれているため、１１０ＭＰａ〜２００ＭＰａの耐力と、２４％〜５０％の伸びを有する。

次に、本発明のＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板を構成する各元素について説明する。

本発明のＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板は、ケイ素（Ｓｉ）を３〜６質量％含む。ケイ素は、砂塵の混入や、サッシ屑やロードホイール等のアルミニウムスクラップ材に多く含まれるものであり、ケイ素を含有するアルミニウム合金板とすることでアルミニウムスクラップ材を有効に利用できる。

アルミニウム合金板がケイ素を含有することで、板材鋳造時の湯流れ性が向上し、アルミニウム合金板の耐力及び引張強さ、伸び性が向上する。ケイ素の含有量が３質量％未満では、鋳造時の流動性が低下することがあり、６質量％を超えると、２４％以上の伸びが得られず成形性が低下することがある。

本発明のＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板は、マグネシウム（Ｍｇ）を０．４〜２．４質量％含むものであり、マグネシウムの含有量は０．５質量％〜１．５質量％であることがさらに好ましい。
本発明においては、ケイ素（Ｓｉ）の含有量３〜６質量％と上記マグネシウムの含有量とが相俟って、アルミニウム合金板の耐力及び引張強さ、伸びを向上させることができる。マグネシウムの含有量が０．４質量％未満では、耐力及び引張強さの向上が認められないことがあり、２．４質量％を超えると、２４％以上の伸びが得られず成形性が低下することがある。

本発明のＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板は、鉄（Ｆｅ）を１．０質量％以下含有する。鉄は、ステンレス鋼や鉄粉がスクラップ処理施設で混入し易いため、アルミニウムスクラップ材に多く含まれるものであり、鉄を含有するアルミニウム合金板とすることでアルミニウムスクラップ材を有効に利用できる。

また、アルミニウム合金板が鉄を含有することで鋳造時の焼付き性が向上するが、鉄の含有量が１．０質量％を超えると、２４％以上の伸びが得られず成形性が低下することがある。

さらに、本発明のＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板は、銅（Ｃｕ）を１．２質量％以下含むことが好ましく、さらに、０．５質量％以上１．０質量％以下含むことが好ましい。
アルミニウム合金板が銅を含有することで耐力及び引張強さ、伸びを向上させることができる。Ｃｕの含有量が１．２質量％を超えると、２４％以上の伸びが得られず成形性が低下することがあり、また耐食性が低下することがある。
なお、銅は、銅線やダイカスト部品等から混入することが多い。

上記不可避的不純物としては、例えば、マンガン（Ｍｎ）、チタン（Ｔｉ）、クロム（Ｃｒ）、亜鉛（Ｚｎ）等が挙げられる。これらの含有量は少ないことが好ましく、これら不可避的不純物の含有量は、Ｍｎは０．６質量％以下、Ｔｉは０．２質量％以下、Ｚｎは０．３質量％以下、その他、Ｃｒ、Ｎｉ, Ｐｂ、Ｓｎ等は各０．０５質量％以下であることが好ましい。

＜製造方法＞
本発明のＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の製造方法について説明する。
本発明のＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板は、双ロールキャスト式による連続鋳造法により鋳造板を作製し、該鋳造板を冷間圧延、焼鈍、急冷することで板厚０．５〜３ｍｍのアルミニウム合金板とすることができる。

（鋳造板の作製）
双ロールキャスト式による連続鋳造法は、回転する一対の冷却された銅ロール（双ロール）の 間に、耐火物製の給湯ノズルにアルミニウム合金溶湯を注湯して、上記双ロール間で圧下すると共に急冷して、アルミニウム合金の薄板を作製する方法である。
双ロールキャストは、縦型の双ロールキャストであることが好ましい。双ロールキャストが縦型であることとでロール間隙において固相率が変化し難くアルミニウム合金溶湯が詰まり難い。

双ロールキャスト式による連続鋳造法は、例えば１００℃／秒以上で冷却することができ、この冷却速度は、従来のダイレクトチル鋳造法（ＤＣ鋳造法）やベルト式連続鋳造法に比べて１〜３桁大きい。 したがって、双ロールキャスト式による連続鋳造法で得られる鋳造板は非常に微細な組織となり、プレス成形性などの加工性に優れるアルミニウム合金板を得ることができる。
なお、ＤＣ鋳造などで鋳造した鋳塊を均熱処理後に熱間圧延を行う通常の製造方法では、鋳造の際の鋳塊にＳｉ、Ｍｇ、Ｆｅ等が偏析するため、通常の熱間圧延では、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金の延性が著しく低下して割れが発生するため、加工すること自体が困難である。

上記双ロールの表面は潤滑されていないことが好ましい。酸化物粉末（アルミナ粉、酸化亜鉛粉等）、ＳｉＣ粉末、グラファイト粉末、油、溶融ガラスなどの潤滑剤を双ロール表面に供給すると冷却速度が遅くなり、結晶粒が粗大化してアルミニウム合金板の成形性が低下することがある。
また、潤滑剤の濃度や厚みの不均一による冷却のムラの発生が防止され、均一かつ充分な冷却速度が得られ、偏析が防止されて成形性を均一にすることができる。

なお、上記冷却速度は、鋳造された板の鋳造組織における、互いに隣接するデンドライト二次アーム（二次枝）の平均間隔ｄを、交線法を用いて計測し（視野数３以上、交点数は１０以上）、このｄを用いて次式、ｄ＝６２×Ｃ−０．３３７（但し、ｄ：デンドライト二次アーム間隔ｍｍ、Ｃ：冷却速度℃／秒）から求めることができる。

上記双ロールに注湯するアルミニウム合金溶湯の注湯温度は、液相線温度＋５℃以上とすることが好ましい。液相線温度＋５℃未満では成形時の固相率が高くなり、空気の巻き込み、または板厚中心相などのSi濃度が高くなり、冷間圧延性や成形性の低下が生じることがある。また、冷却速度を１００℃／秒以上にすることができれば、注湯温度が高くても構わないが、液相線温度＋３０℃以下であることが好ましい。

冷却速度が低下すると、金属間化合物等が粗大化したり、多量に晶出したりすることがあり、強度伸びバランスが低下し、プレス成形性が著しく低下することがある。
また、双ロールの圧下効果が小さくなって中心欠陥が多くなり、アルミニウム合金板の基本的な機械的性質が低下することがある。

上記双ロールを回転させるときの周速は、１０ｍ／ｍｉｎ以上とすることが好ましく、３２０ｍ／ｍｉｎ以上１００ｍ／ｍｉｎ以下であることがより好ましい。ロールの周速が１０ｍ／ｍｉｎ未満では、アルミニウム合金溶湯とロールとの接触時間が長くなり、鋳造板の表面品質が低下することがある。また、周速が速すぎると、充分凝固できず表面や内部に欠陥が生じやすくなり、実用板材として充分な品質が確保できない可能性がある。

本発明では、選択的に、あるいは必要に応じて、前記双ロールに注湯後に、双ロール間で凝固しつつある板状鋳塊に対して、双ロールによって、３００ｋＮ／ｍ以下の圧下荷重を負荷しつつ鋳造してもよい。

上記圧下荷重の負荷によって、注湯時や凝固中に発生したガスが、板状鋳片内から外部に放出されやすくなり、空隙の発生が抑制される。そして、後述する冷間圧延と相俟って空隙等の鋳造欠陥の量を、成形特性に影響を及ぼすことがない範囲にまで抑制することができる。

双ロールキャスト式による連続鋳造法により、２〜５ｍｍの鋳造板を作製することが好ましい。鋳造板の板厚を２〜５ｍｍとすることで熱間粗圧延、熱間仕上げ圧延等の工程を省略することができ、生産性を向上させることができる。

（冷間圧延）
本発明においては、上記双ロールキャスト式による連続鋳造法で作製された鋳造板に対して冷間圧延を行う。冷間圧延することで鋳造板中の結晶粒を微細化することができる。

冷間圧延の圧下率（（冷間圧延前の板厚−冷間圧延後の板厚）／冷間圧延前の板厚×１００）は、５０％〜９０％であることが好ましく、６０％を超えることがさらに好ましい。
冷間圧延の圧下率が５０％以上とすることで、鋳造板の内部組織が細かく均質になると共に、板厚を均一に薄くすることができ、また、接触するロール表面が転写されて鋳造板の表面に光沢を付与することができる。

（焼鈍）
焼鈍の温度範囲は、５００℃以上液相線温度以下で行う必要があり、５２０℃〜５５０℃で焼鈍を行うことが好ましい。５００℃以上であることでアルミ合金中の溶け込んでない元素を均一に溶け込ませて固溶体にすることができる。５００℃未満では、十分な固溶状態が作れず、耐力が向上しないことがあり、液相線温度を超えると、液体と固体が共存している状態になり部分的に溶けてしまう。

焼鈍を行う時間は５分間以上である。焼鈍は長時間行っても構わないが生産効率の観点から４時間以下であることが好ましい。
焼鈍は、バッチ式の空気炉や連続式の処理炉で行うことができる。

（急冷）
本発明のアルミニウム合金板の製造方法では、焼鈍した後、直ちに急冷を行う。焼鈍によって得られた固溶状態を急速に冷却して過飽和固溶体とすることで、室温においても、高温と同じような結晶状態を保つことができ、耐力が向上する。

急冷は、冷却速度１０℃／秒以上で行うが、冷却速度はできるだけ速いことが好ましく、５０℃／秒以上であることが好ましく、１００℃／以上であることがより好ましい。冷却温度が遅いと、良好な過飽和固溶体が形成されず、機械的特性が低下することがある。急冷は板材を水に入れる等の水冷法により行うことができる。
上記冷却速度は熱電対で測定できる。

＜自動車部品＞
本発明のＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板は、耐力が１１０ＭＰａ以上、伸びが２４％以上であり、自動車用部品に要求される高い伸び性と高い耐性とを有し、プレス加工に優れるため、自動車の外装部品等に好適に使用することができる。

また、自動車用部品、特にボディパネルとして用いられるアルミニウム合金板は、通常、室温に保持されてプレス加工された後に塗装焼付け処理が行われる。すなわち、アルミニウム合金板は自然時効の後、高温時効を受ける。

しかし、本発明のＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板は、プレス加工や塗装焼付け処理等の自動車作製工程によっても、機械的特性、特に伸びの変化が少なく、耐力と伸びとのバランスが維持され、自動車用ボディパネル材料として好適に使用できる。

以下、本発明を実施例により詳細に説明するが、本発明は下記実施例に限定されるものではない。

＜鋳造板の作製＞
縦型の双ロール式連続鋳造装置を用いて、成分組成が異なる８種類の［鋳造板Ａ〜Ｈ］を作製した。
具体的には、成分組成が調節された、液相線温度＋２０℃のアルミニウム合金溶湯を３０ｍ／分で回転する一対の銅製の双ロール間に、耐火性の給湯ノズルを用いて注湯し、冷却速度１００℃／秒で凝固させて鋳造板を作製した。
［鋳造板Ａ〜Ｈ］の組成及び板厚を表２に示す。

［実施例１］
［鋳造板Ａ］を冷間圧延で厚さ１ｍｍの板材とし、１００℃／分で昇温させ、５５０℃で１時間焼鈍した後、直ちに水冷により５秒間で３０℃まで急冷して［合金板１］を作製した。

［実施例２］
［鋳造板Ａ］を［鋳造板Ｂ］に代える他は、［合金板１］と同様にして［合金板２］を作製した。

［実施例３］
［鋳造板Ａ］を［鋳造板Ｃ］に代える他は、［合金板１］と同様にして［合金板３］を作製した。

［実施例４］
［鋳造板Ａ］を［鋳造板Ｄ］に代える他は、［合金板１］と同様にして［合金板４］を作製した。

［実施例５］
［鋳造板Ａ］を［鋳造板Ｅ］に代える他は、［合金板１］と同様にして［合金板５］を作製した。

［比較例１］
［鋳造板Ａ］を［鋳造板Ｆ］に代える他は、［合金板１］と同様にして［合金板６］を作製した。

［比較例２］
［鋳造板Ａ］を［鋳造板Ｇ］に代える他は、［合金板１］と同様にして［合金板７］を作製した。

［比較例３］
［鋳造板Ａ］を［鋳造板Ｈ］に代える他は、［合金板１］と同様にして［合金板８］を作製した。

［比較例４］
［鋳造板Ａ］を冷間圧延で厚さ１ｍｍの板材とし、１００℃／分で昇温させ、５５０℃で１時間焼鈍した後、炉内で冷却速度７０℃／時間で室温まで徐冷して［合金板９］を作製した。

［比較例５］
［鋳造板Ａ］を［鋳造板Ｂ］に代える他は、［合金板９］と同様にして［合金板１０］を作製した。

［比較例６］
［鋳造板Ａ］を［鋳造板Ｃ］に代える他は、［合金板９］と同様にして［合金板１１］を作製した。

［比較例７］
［鋳造板Ａ］を［鋳造板Ｄ］に代える他は、［合金板９］と同様にして［合金板１２］を作製した。

［比較例８］
［鋳造板Ａ］を［鋳造板Ｅ］に代える他は、［合金板９］と同様にして［合金板１３］を作製した。

［比較例９］
［鋳造板Ａ］を［鋳造板Ｆ］に代え、冷間圧延で厚さ０．５ｍｍの板材の板材とする他は、［合金板９］と同様にして［合金板１４］を作製した。

［比較例１０］
［鋳造板Ａ］を［鋳造板Ｇ］に代える他は、［合金板９］と同様にして［合金板１５］を作製した。

［比較例１１］
［鋳造板Ａ］を［鋳造板Ｈ］に代える他は、［合金板９］と同様にして［合金板１６］を作製した。

＜評価＞
上記合金版１〜１６を以下の方法で評価した。評価結果を表３に示す。
（導電率）
渦流導電率測定装置（ＡｕｔｏＳｉｇｍａ ３０００、ＧＥインスペクション・テクノロジーズ株式会社製）を用いて、アルミニウム合金板１〜１６の表面を任意に５箇所測定し、平均して平均導電率を測定した。
（引張試験）
ＪＩＳ５号試験片を模擬して、図１に示す形状の試験片を、試験片の長手方向が圧延方向と一致するように作製し、室温での引張試験により、０．２％耐力、引張強度、伸びを測定した。

上記の評価結果から、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板においては、焼鈍後に直ちに急冷することで導電率を４５％ＩＡＣＳ以下にすることができ、耐力が１１０ＭＰａ以上の合金板が得られることがわかる。
また、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の成分が、Ｓｉの含有量が３質量％〜６質量％、Ｍｇの含有量が０．４質量％〜２．４質量％、Ｆｅの含有量が１質量％以下を具備することで伸びが２４％以上の合金板が得られ、上記導電率と相俟って、自動車用部品に要求される耐力と伸びとを両立させたＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板が得られることがわかる。

また、［合金板３］と［合金板５］について、自動車用部品の作製工程と同様に、引張塑性歪を与えて、加熱処理を行って評価した。
図２に［合金板３］の機械特性の変化、図３に［合金板５］の機械特性の変化を示す。

図２中、Ａは［合金板３］の作製後、７日間室温で放置した後の図１に示す形状の試験片、Ｂは［合金板３］の作製後、１日間室温で放置した後、引張り塑性予歪なしで１７０℃×２０ｍｉｎのＢＨ（Ｂａｋｅ Ｈａｒｄ）処理を行ったＪＩＳ５号試験片、Ｃは、［合金板３］の作製後、２日間室温で放置した後に２％の引張り塑性予歪を加えた後に１７０℃×２０ｍｉｎのＢＨ処理を行ったＪＩＳ５号試験片の機械特性（耐力（ＹＳ）、引張り強度（ＴＳ）、伸び（ＥＬ））を評価したものである。

［合金板３］は、引張り予歪が加わったことによる若干の耐力の増加があるが、引張り強度、伸びは、ＢＨ処理の前後で大きな変化がないことが分かる。このときの導電率（％ＩＡＣＳ）は、ＢＨ処理前後でほとんど変化は見られなかった。

図３中、Ａは［合金板５］の作製後、１日間室温で放置した後の図１に示す形状の試験片、Ｂは［合金板３］の作製後、室温で１日間放置した後、２％の引張り塑性予歪を加えた後に１７０℃×２０ｍｉｎのＢＨ（Ｂａｋｅ Ｈａｒｄ）処理を行った図１に示す形状の試験片の機械特性（耐力（ＹＳ）、引張り強度（ＴＳ）、破断伸び（ＥＬ））を評価したものである。

引張り強度、伸びは、ＢＨ処理の前後で大きな変化がないことが分かる。特に伸びはＢＨ処理前後で２５％以上になった。このときの導電率（％ＩＡＣＳ）はＢＨ処理前後でほとんど変化は見られなかった。

引張り塑性予歪を加えることによって、耐力の上昇がみられるが、引張り強度、破断伸びは、ＢＨ処理の前後で大きな変化がないことが分かる。特に伸びはＢＨ処理前後でほぼ同等の値を示した。このときの導電率（％ＩＡＣＳ）はＢＨ処理前後でほとんど変化は見られなかった。

本発明のＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板は、アルミニウムを主成分とし、Ｓｉ、Ｍｇが添加されたものである。Ａ６０１６をはじめとする自動車用６０００系アルミニウム合金は、本発明のアルミニウム合金板とはＳｉ、Ｍｇの添加量が異なるものの、ＢＨ処理によって耐力が上昇することが知られている。これは溶体化処理後のＢＨ処理によってＧＰ帯の形成による材料強化機構で説明されている。

しかし、本発明の合金は６０００系合金を上回るＳｉ、Ｍｇを添加しているにも関わらず、耐力の上昇等の強化が認められない。すなわち、冷間圧延後、５５０℃の熱処理の後に水中への投入による急冷を行っているにもかかわらず、１７０℃×２０ｍｉｎのＢＨ処理を行った後も強度、伸びは大きく変化していない。
そして、導電率もＢＨ処理前後で大きく変化していないことから、本発明のアルミニウム合金板は、上記ＢＨ処理では材料の添加元素の固溶状態に大きな変化がないことがわかる。

このような、本発明のアルミニウム合金板は、耐力と伸びとのバランスが自動車製造工程を経ても維持され、自動車パネル用材料として好適に使用できることがわかる。

Claims (6)

1. アルミニウム（Ａｌ）と、ケイ素（Ｓｉ）と、マグネシウム（Ｍｇ）と、鉄（Ｆｅ）と、不可避的不純物とから成り、
   Ｓｉの含有量が３質量％〜６質量％、Ｍｇの含有量が０．４質量％〜２．４質量％、Ｆｅの含有量が１質量％以下、残部がＡｌ及び不可避的不純物であり、
   ２４℃での導電率が４５％ＩＡＣＳ以下、耐力が１１０ＭＰａ以上、伸びが２４％以上であることを特徴とするＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板。
2. Ｍｇの含有量が０．５質量％〜１．５質量％であることを特徴とする請求項１に記載のＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板。
3. さらに、銅（Ｃｕ）を含み、Ｃｕの含有量が１．２質量％以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載のＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板。
4. Ｃｕの含有量が０．５質量％〜１．０質量％であることを特徴とする請求項３に記載のＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板。
5. 請求項１〜４のいずれか１項に記載のＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の製造方法であって、
   双ロールキャスト式連続鋳造法で鋳造板を作製し、該鋳造板を圧下率５０％以上で冷間圧延した後、５００℃以上液相線以下の温度範囲で５分間以上焼鈍を行い、１０℃／秒以上の冷却速度で急冷することを特徴とするＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の製造方法。
6. 上記双ロールキャスト式連続鋳造法で作製された鋳造板が、スクラップ材由来のアルミニウムを含むリサイクル鋳造板であることを特徴とする請求項５に記載のＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の製造方法。

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