KR101796884B1

KR101796884B1 - 성형용 알루미늄 합금판

Info

Publication number: KR101796884B1
Application number: KR1020167016636A
Authority: KR
Inventors: 야스히로 아루가; 히사오 시시도; 가츠시 마츠모토
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2013-12-25
Filing date: 2014-12-08
Publication date: 2017-11-10
Also published as: JP5918209B2; JP2015124396A; KR20160089456A; CN105829559A; WO2015098484A1; US20160305000A1; CN105829559B

Abstract

본 발명은, 질량%로 Mg: 0.3 내지 1.3%, Si: 0.5 내지 1.5%, Sn: 0.005 내지 0.2%를 각각 포함하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 Al-Mg-Si계 알루미늄 합금판이며, 상기 알루미늄 합금판의 Sn 함유량에서, 열 페놀에 의한 잔사 추출법에 의하여 분리된 입자 크기가 0.1㎛를 초과하는 잔사 화합물에 포함되는 Sn 함유량을 뺀 Sn의 양이 0.005질량% 이상인 성형용 알루미늄 합금판에 관한 것이다. 당해 성형용 알루미늄 합금판은 장기 실온 시효 후의 BH성이나 성형성을 겸비한다.

Description

성형용 알루미늄 합금판 {ALUMINUM ALLOY SHEET FOR MOLDING}

본 발명은 성형용 Al-Mg-Si계 알루미늄 합금판에 관한 것이다. 본 발명에서 말하는 알루미늄 합금판이란, 열간 압연판이나 냉간 압연판 등의 압연판이며, 용체화 처리 및 켄칭 처리 등의 조질이 실시된 후에 있어서, 베이킹 도장 경화 처리되기 전의 알루미늄 합금판을 말한다. 또한 이하의 기재에서는, 알루미늄을 알루미늄이나 Al이라고도 한다.

최근 들어, 지구 환경 등에 대한 배려에서, 자동차 등의 차량의 경량화의 사회적 요구는 점점 높아지고 있다. 이러한 요구에 부응하기 위하여, 자동차 패널, 특히 후드, 도어, 루프 등의 대형 바디 패널(아우터 패널, 이너 패널)의 재료로서, 강판 등의 철강 재료를 대신하여, 성형성이나 베이킹 도장 경화성이 우수한, 보다 경량의 알루미늄 합금재의 적용이 증가하고 있다.

이 중, 자동차의 후드, 펜더, 도어, 루프, 트렁크 리드 등의 패널 구조체의, 아우터 패널(외판)이나 이너 패널(내판) 등의 패널에는, 박육이고 또한 고강도 알루미늄 합금판으로서, Al-Mg-Si계의 AA 내지 JIS 6000계(이하, 간단히 6000계라고도 함) 알루미늄 합금판의 사용이 검토되고 있다.

이 6000계 알루미늄 합금판은 Si, Mg를 필수로서 포함하며, 특히 과잉 Si형의 6000계 알루미늄 합금은, 이들 Si/Mg가 질량비로 1 이상인 조성을 가지며, 우수한 시효 경화능을 갖고 있다. 이 때문에, 프레스 성형이나 굽힘 가공 시에는 저내력화에 의하여 성형성을 확보함과 함께, 성형 후의 패널의 도장 베이킹 처리 등의, 비교적 저온의 인공 시효(경화) 처리 시의 가열에 의하여 시효 경화되어 내력이 향상되어, 패널로서의 필요한 강도를 확보할 수 있는 베이킹 도장 경화성(이하, 베이크 하드성=BH성, 소부 경화성이라고도 함)이 있다.

또한 6000계 알루미늄 합금판은, Mg량 등의 합금량이 많은, 다른 5000계 알루미늄 합금 등에 비하여 합금 원소량이 비교적 적다. 이 때문에, 이들 알루미늄 합금판의 스크랩을 알루미늄 합금 용해재(용해 원료)로서 재이용할 때 본래의 6000계 알루미늄 합금 주괴를 얻기 쉬워, 리사이클성도 우수하다.

한편, 자동차의 아우터 패널은, 주지와 같이, 알루미늄 합금판에 대하여, 프레스 성형에 있어서의 돌출 성형 시나 굽힘 성형 등의 성형 가공이 복합하여 행해져 제작된다. 예를 들어 후드나 도어 등의 대형의 아우터 패널에서는, 돌출 등의 프레스 성형에 의하여 아우터 패널로서의 성형품 형상으로 이루어지고, 이어서, 이 아우터 패널 주연부의 플랫 헴 등의 헴(헤밍) 가공에 의하여 이너 패널과의 접합이 행해져, 패널 구조체로 된다.

여기서, 6000계 알루미늄 합금은, 우수한 BH성을 갖는다는 이점이 있는 반면에, 실온 시효성을 가져, 용체화 켄칭 처리 후, 수개월 간의 실온 유지에서 시효 경화되어 강도가 증가함으로써, 패널로의 성형성, 특히 굽힘 가공성이 저하되는 과제가 있었다. 예를 들어 6000계 알루미늄 합금판을 자동차 패널 용도에 사용하는 경우, 알루미늄 제조사에서 용체화 켄칭 처리된 후(제조 후), 자동차 제조사에서 패널로 성형 가공될 때까지, 통상은 1 내지 4개월 간 정도 실온에 놓이며(실온 방치되며), 이 사이, 상당히 시효 경화(실온 시효)되게 된다. 특히 엄격한 굽힘 가공이 들어가는 아우터 패널에 있어서는, 제조 후 1개월 경과 후에는 문제없이 성형 가능하더라도, 3개월 경과 후에는 헴 가공 시에 깨짐이 발생하는 등의 문제가 있었다. 따라서 자동차 패널용, 특히 아우터 패널용의 6000계 알루미늄 합금판에서는, 1 내지 4개월 간 정도의 비교적 장기에 걸친 실온 시효를 억제할 필요가 있다.

또한 이러한 실온 시효가 큰 경우에는 BH성이 저하되어, 성형 후의 패널의 도장 베이킹 처리 등의, 비교적 저온의 인공 시효(경화) 처리 시의 가열에 따라서는, 패널로서의 필요한 강도까지 내력이 향상되지 않게 된다는 문제도 발생한다.

종래부터 6000계 알루미늄 합금판의 조직, 특히 함유 원소가 형성하는 화합물(정출물, 석출물)의 관점에서, 성형성이나 BH성의 향상, 또는 실온 시효의 억제를 도모하는 등의 특성 향상에 대하여 다양한 제안이 이루어져 있다. 최근에는, 특히 6000계 알루미늄 합금판의 BH성이나 실온 시효성에 영향을 미치는 클러스터(원자의 집합체)를 직접 측정하여 제어하는 시도 등도 제안되어 있다.

또한 본 발명에 있어서의 Sn의 첨가에 관계하는 선행 특허로서도, 6000계 알루미늄 합금판에 Sn을 적극적으로 첨가하여, 실온 시효를 억제하고 베이킹 도장 경화성을 향상시키는 방법도 다수 제안되어 있다. 예를 들어 특허문헌 1에서는, 경시 변화 억제 효과를 갖는 Sn을 적당량 첨가하고, 또한 용체화 처리 후에 예비 시효를 실시함으로써, 실온 시효 억제와 베이킹 도장 경화를 겸비하는 방법이 겸비되어 있다. 또한 특허문헌 2에서는, 경시 변화 억제 효과를 갖는 Sn과 성형성을 향상시키는 Cu를 첨가하여, 성형성, 베이킹 도장성, 내식성을 향상시키는 방법이 제안되어 있다.

일본 특허 공개 평09-249950호 공보 일본 특허 공개 평10-226894호 공보 일본 특허 공개 제2000-144294호 공보 일본 특허 공개 제2003-221637호 공보 일본 특허 공개 제2003-268472호 공보

단, 종래의 Sn을 적극적으로 첨가한 Al-Mg-Si계 알루미늄 합금판이더라도, 장시간의 실온 시효 후의 양호한 성형성과 높은 BH성을 겸비한다는 관점에서는, 아직 개선의 여지가 있었다.

이러한 과제를 감안하여 본 발명은, 장시간의 실온 시효 후의 차체 도장 베이킹 처리에서도 높은 BH성과 양호한 가공성을 발휘할 수 있는, Sn을 포함하는 성형용 Al-Mg-Si계 알루미늄 합금판을 제공하는 것을 목적으로 한다.

이 목적을 달성하기 위하여, 본 발명의 성형용 알루미늄 합금판의 요지는, 질량%로 Mg: 0.3 내지 1.3%, Si: 0.5 내지 1.5%, Sn: 0.005 내지 0.2%를 각각 포함하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 Al-Mg-Si계 알루미늄 합금판이며, 상기 알루미늄 합금판의 Sn 함유량에서, 열 페놀에 의한 잔사 추출법에 의하여 분리된 입자 크기가 0.1㎛를 초과하는 잔사 화합물에 포함되는 Sn 함유량을 뺀 Sn의 양이 0.005질량% 이상인 것으로 한다.

Sn은, Al-Mg-Si계 알루미늄 합금판의 조직에 있어서, 실온에서는 원자 공공을 포획(포착, 트랩)함으로써 실온에서의 Mg나 Si의 확산을 억제하여, 실온에서의 강도 증가를 억제하고, 판의 패널로의 성형 시에, 헴 가공성이나 드로잉 가공이나 돌출 가공 등의 프레스 성형성(이하, 이 프레스 성형성을 대표하여 헴 가공성이라고도 함)을 향상시키는 효과가 있다. 그리고 패널의 도장 베이킹 처리 등의 인공 시효 처리 시에는, 포획하고 있었던 공공을 방출하기 때문에, 반대로 Mg나 Si의 확산을 촉진하여 BH성을 높게 할 수 있다.

단, 본 발명자들의 지견에 의하면, 이러한 Sn의 첨가에는 Sn 특유의 특성으로부터 오는 큰 제약이 존재한다. Sn의 원자 공공의 포획이나 방출 효과는, Sn이 매트릭스에 고용되어 비로소 발휘된다. 그러나 Sn의 매트릭스에의 고용량은 극히 적으며(낮으며), 통상의 판 제조 방법에서는, Sn의 첨가량을 이론 고용량 이하로 억제했다고 하더라도, 그 대부분이 고용되지 않고 화합물로서 정출 또는 석출되어 버린다. 이와 같이 화합물로서 정출 또는 석출된 Sn에는 원자 공공의 포획이나 방출 효과가 없다.

이 때문에, 본 발명에서는, 판의 제조 방법도 굳이 재검토한 후에, 후술한 바와 같이 중간 어닐링 등의 제조 조건을 궁리하여, 함유하는 Sn의 존재 상태를 제어하여 Sn의 화합물로서의 석출을 억제하고, Sn의 매트릭스에의 고용을 촉진하여 Sn의 고용량을 확보한다. 이것에 의하여, Sn의 원자 공공의 포획이나 방출 효과에 의한 시효 억제에 의하여, 헴 가공성이나 BH성의 향상 효과를 충분히 발휘시킨다.

이것에 의하여, 판 제조 후에, 예를 들어 100일 간의 장시간 실온 시효한 경우에도, 보다 높은 성형성이나 BH성을 발휘할 수 있는 Sn 함유 Al-Mg-Si계 알루미늄 합금판을 제공할 수 있다.

게다가, 종래의 Sn 함유 Al-Mg-Si계 알루미늄 합금판에서는, 이러한 Sn의 효과를 충분히 발휘할 수는 없었다.

그 이유는, 종래에는, 주요 원소인 Mg나 Si의 고용이나 석출에는 항시 주목하면서도, 선택적인 첨가 원소 중 하나일 뿐이었던 Sn의 고용이나 석출의 존재 형태에는 그다지 주목하고 있지 않았기 때문이라 추고된다. 또한 통상법에 의하여 제조된 판의 Sn의 존재 형태는, 화합물로서의 정출 또는 석출(이하, 간단히 석출이라고도 함)이다. 이와는 달리, 게다가 Sn을 고용시키는 것 자체가 어렵고, Sn의 고용 상태가 극히 희소한 존재 형태이기 때문에, Sn의 고용에 의하여 발휘되는 효과에 대하여 지견하기 어려웠기 때문이라 추고된다.

이하에, 본 발명의 실시 형태에 대하여 요건마다 구체적으로 설명한다.

(화학 성분 조성)

우선, 본 발명의 Al-Mg-Si계(이하, 6000계라고도 함) 알루미늄 합금판의 화학 성분 조성에 대하여 이하에 설명한다. 본 발명이 대상으로 하는 6000계 알루미늄 합금판은, 자동차의 패널용의 판 등으로서, 우수한 성형성이나 BH성, 강도, 용접성, 내식성 등의 여러 특성이 요구된다.

이와 같은 요구를 만족시키기 위하여, 알루미늄 합금판의 조성은, 질량%로 Mg: 0.3 내지 1.3%, Si: 0.5 내지 1.5%, Sn: 0.005 내지 0.2%를 각각 포함하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것으로 한다. 또한 각 원소의 함유량 % 표시는 모두 질량%의 의미이다. 여기서, 본 명세서에 있어서는, 질량을 기준으로 한 백분율(질량%)은 중량을 기준으로 한 백분율(중량%)과 동일하다. 또한 각 화학 성분의 함유량에 대하여, 「X% 이하(단, 0%를 포함하지 않음)」인 것을 「0% 초과 X% 이하」라 표시하는 경우가 있다.

본 발명이 대상으로 하는 6000계 알루미늄 합금판은, BH성이 보다 우수한, Si와 Mg의 질량비 Si/Mg가 1 이상인 과잉 Si형의 6000계 알루미늄 합금판으로 이루어지는 것이 바람직하다. 6000계 알루미늄 합금판은, 프레스 성형이나 굽힘 가공 시에는 저내력화에 의하여 성형성을 확보함과 함께, 성형 후의 패널의 도장 베이킹 처리 등의, 비교적 저온의 인공 시효 처리 시의 가열에 의하여 시효 경화되어 내력이 향상되어, 필요한 강도를 확보할 수 있는 우수한 시효 경화능(BH성)을 갖고 있다. 이 중에서도, 과잉 Si형의 6000계 알루미늄 합금판은, 질량비 Si/Mg가 1 미만인 6000계 알루미늄 합금판에 비하여 이 BH성이 보다 우수하다.

본 발명에서는, 이들 Mg, Si 이외의 기타 원소는 불순물 또는 포함되어도 되는 원소이며, AA 내지 JIS 규격 등을 따른 각 원소 레벨의 함유량(허용량)으로 한다.

즉, 자원 리사이클의 관점에서, 본 발명에서도, 합금의 용해 원료로서, 고순도 Al 지금(地金)뿐만 아니라, Mg, Si 이외의 기타 원소를 첨가 원소(합금 원소)로서 많이 포함하는 6000계 합금이나 그 외의 알루미늄 합금 스크랩재, 저순도 Al 지금 등을 다량으로 사용한 경우에는, 하기와 같은 다른 원소가 필연적으로 실질량 혼입된다. 그리고 이들 원소를 굳이 저감시키는 정련 자체가 비용 상승으로 되기 때문에, 어느 정도의 함유를 허용하는 것이 필요해진다. 또한 이들 원소를 실질량 함유하더라도, 본 발명 목적이나 효과를 저해하지 않는 유용한 함유 범위가 있다.

따라서 본 발명에서는, 이러한 하기 원소를, 각각 이하에 규정하는 AA 내지 JIS 규격 등을 따른 상한량 이하의 범위에서의 함유를 허용한다.

구체적으로는, Mn: 1.0% 이하(단, 0%를 포함하지 않음), Cu: 1.0% 이하(단, 0%를 포함하지 않음), Fe: 1.0% 이하(단, 0%를 포함하지 않음), Cr: 0.3% 이하(단, 0%를 포함하지 않음), Zr: 0.3% 이하(단, 0%를 포함하지 않음), V: 0.3% 이하(단, 0%를 포함하지 않음), Ti: 0.05% 이하(단, 0%를 포함하지 않음), Zn: 1.0% 이하(단, 0%를 포함하지 않음), Ag: 0.2% 이하(단, 0%를 포함하지 않음) 중 1종 또는 2종 이상을 이 범위에서, 상술한 기본 조성에 추가하여 더 포함해도 된다.

또한 이들 원소를 함유하는 경우, Cu는 함유량이 많으면 내식성을 열화시키기 쉬우므로, 바람직하게는 Cu의 함유량을 0.7% 이하, 보다 바람직하게는 0.3% 이하로 한다. 또한 Mn, Fe, Cr, Zr 및 V는, 함유량이 많으면 비교적 조대한 화합물을 생성하기 쉬워, 본 발명에서 과제로 하는 헴 가공성(헴 굽힘성)을 열화시키기 쉽다. 이 때문에, Mn 함유량은, 바람직하게는 0.6% 이하, 보다 바람직하게는 0.3% 이하로 하고, Cr, Zr 및 V함유량은 각각, 바람직하게는 0.2% 이하, 보다 바람직하게는 0.1% 이하로 한다. 또한 Fe 함유량은, 바람직하게는 0.8% 이하로 한다.

상기 6000계 알루미늄 합금에 있어서의 각 원소의 함유 범위와 의의, 또는 허용량에 대하여 이하에 순서대로 설명한다.

Si: 0.5 내지 1.5%

Si는 주요 원소로서, 고용 강화와, 도장 베이킹 처리 등의 인공 시효 처리 시에, 강도 향상에 기여하는 Mg-Si계 석출물을 형성하여, 시효 경화능을 발휘하고, 자동차의 아우터 패널로서 필요한 강도(내력)를 얻기 위한 필수적인 원소이다. 또한 패널로의 성형 후의 도장 베이킹 처리에서의 우수한 시효 경화능을 발휘시키기 위해서는, Si/Mg를 질량비로 1.0 이상으로 하고, 일반적으로 말해지는 과잉 Si형보다도 Si를 Mg에 대하여 더 과잉으로 함유시킨 6000계 알루미늄 합금 조성으로 하는 것이 바람직하다. Si 함유량이 지나치게 적으면, Mg-Si계 석출물의 생성량이 부족하기 때문에 BH성이 현저히 저하된다. 한편, Si 함유량이 지나치게 많으면, 조대한 정출물 및 석출물이 형성되어 굽힘 가공성이 현저히 저하된다. 따라서 Si는 0.5 내지 1.5%의 범위로 한다. Si 함유량의 더욱 바람직한 하한값은 0.6%이며, 더욱 바람직한 상한값은 1.4%이다.

Mg: 0.3 내지 1.3%

Mg도 주요 원소로서, 고용 강화와, 도장 베이킹 처리 등의 인공 시효 처리 시에, 강도 향상에 기여하는 Mg-Si계 석출물을 형성하여, 시효 경화능을 발휘하고, 패널로서의 필요 내력을 얻기 위한 필수적인 원소이다. Mg 함유량이 지나치게 적으면, Mg-Si계 석출물의 생성량이 부족하기 때문에 BH성이 현저히 저하된다. 이 때문에 패널로서 필요한 내력이 얻어지지 않는다. 한편, Mg 함유량이 지나치게 많으면, 조대한 정출물 및 석출물이 형성되어 굽힘 가공성이 현저히 저하된다. 따라서 Mg의 함유량은 0.3 내지 1.3%의 범위로 한다. Mg 함유량의 더욱 바람직한 하한값은 0.4%이며, 더욱 바람직한 상한값은 1.2%이다.

Sn: 0.005 내지 0.2%

Sn은 필수적인 원소이며, 실온에서 원자 공공을 포획함으로써 실온에서의 Mg나 Si의 확산을 억제하여, 실온에서의 강도 증가(실온 시효)를 장기에 걸쳐 억제하고, 이 실온 시효 후의 판의, 패널로의 프레스 성형 시에, 프레스 성형성이나, 특히 헴 가공성을 향상시키는 효과가 있다. 그리고 한편으로는, 성형된 패널의 도장 베이킹 처리 등의 인공 시효 처리 시에, 포획하고 있었던 공공을 방출하기 때문에, 반대로 Mg나 Si의 확산을 촉진하여 BH성을 높게 할 수 있다.

Sn의 함유량이 지나치게 적으면, 실온에서의 강도 증가를 억제할 수 없으며, 내력이 높아져 헴 가공성이 열화될 뿐만 아니라, BH 처리 시의 Mg-Si계 석출물의 생성량도 감소하여 BH성이 낮아지기 쉽다. 따라서 Sn의 함유량은 0.005 내지 0.2%의 범위로 한다. Sn 함유량의 더욱 바람직한 하한값은 0.01%이며, 더욱 바람직한 상한값은 0.18%이다.

단, 이들 Sn의 효과는, Sn이 고용되어 비로소 발휘된다. 이 때문에, 본 발명에서는, 후술하는 바와 같이, 잔사 추출법에 의하여 측정한 Sn의 필요 고용량을 확보한다.

따라서 본 발명의 Sn을 함유한 Al-Mg-Si계 알루미늄 합금판은, Sn의 고용이라는 점에서, 조직적으로도 특성적으로도, Sn을 함유하지 않는 Al-Mg-Si계 알루미늄 합금판과 비교하여 크게 상이하다. 또한 동일하게(동일한 양) Sn을 함유한 Al-Mg-Si계 알루미늄 합금판이더라도, 중간 어닐링 등의 제조 조건이 상이하면 Sn의 고용량이 상이하며, 통상의 판의 제조 조건(통상법)에서는, Sn이 화합물로서 석출되기 쉽고 고용량이 현저히 낮기(적기) 때문에, 그 조직은 서로 크게 상이하다. 이 때문에, 동일하게(동일한 양) Sn을 함유하고 있더라도, 본 발명과 같은 높은 레벨에서 실온 시효를 억제함과 함께, BH성이나 헴 가공성을 향상시키는 효과가 있는 조직이 얻어진다고는 할 수 없다.

(조직)

본 발명의 6000계 알루미늄 합금판의 조직에 대하여 이하에 설명한다.

Sn 고용량의 목표:

본 발명에서는, 상술한 Sn의 효과를 발휘시키기 위하여 필요한, Sn의 고용량을 확보하는 것을 특징으로 한다. 이 Sn의 고용량 확보의 목표(기준)로서, 이 판의 Sn 함유량에서, 열 페놀에 의한 잔사 추출법에 의하여 분리된 입자 크기가 0.1㎛를 초과하는 잔사 화합물에 포함되는 Sn 함유량을 뺀 Sn의 양을 0.005질량% 이상으로 한다. 열 페놀에 의한 잔사 추출법에 의하여 분리된 입자 크기가 0.1㎛를 초과하는 불용성의 잔사 화합물이란, 석출물이며, 이에 포함되는 Sn 함유량이란, 판이 합금 조성으로서 함유하는 Sn 중에서, 고용된 Sn을 제외하고 석출물로서 석출된 Sn의 양을 나타낸다. 따라서 이 판의 합금 조성으로서의 Sn 함유량에서, 열 페놀에 의한 잔사 추출법에 의하여 분리된 입자 크기가 0.1㎛를 초과하는 잔사 화합물에 포함되는 Sn 함유량을 뺀 Sn의 양이란, 본 발명에서는 Sn의 고용량을 의미한다.

상기 뺀 Sn의 양이 0.005질량% 이상이면, 석출되는 Sn이 적어, Sn의 고용량이, 첨가한 Sn의 상기 효과를 발휘할 수 있는 데 충분하는 양인 것을 나타내고 있다. 한편, 이 뺀 Sn의 양이 0.005질량% 미만으로 되면, Sn의 고용량이, 첨가한 Sn의 상기 효과를 발휘하지 않는 적은 양인 것을 나타내고 있다.

또한 상기 뺀 Sn의 양(Sn의 고용량)의 상한은, 잔사 추출법에 의하여 분리된 입자 크기가 0.1㎛를 초과하는 잔사 화합물에 포함되는 Sn 함유량(석출되는 Sn의 양)이 0으로 되는 경우이다. 즉, 이 판이 함유하는 Sn이 전량 매트릭스 중에 고용되어 있는 경우이며, 판의 Sn 함유량과, 상기 뺀 Sn의 양이 동일해지는 경우이다. 단, Sn을 일정 이상 첨가 또는 함유한 경우, 통상법에서는 Sn은 석출되기 쉬워, Sn을 전부 고용시키는 것은, 효율적인(공업적인) 제조 한계에서는 곤란하다. 따라서 상기 뺀 Sn의 양(Sn의 고용량)의 실제의 상한은, 판의 합금 조성으로서의 Sn 함유량보다도 작은 값으로 되며, 구체적으로는, 상기 뺀 Sn의 상한은 0.15질량% 정도로 된다.

본 발명에서는, 후술하는 잔사 추출법의 방식을 이용하여, 입자 크기가 0.1㎛를 초과하는 잔사 화합물(석출물)로서 석출된 Sn의 양을 높은 재현성으로 정확히 측정할 수 있으며, 동시에 상기 합금 조성으로서의 Sn 함유량에서, 이 석출된 Sn의 양을 뺌으로써, Sn의 고용량을 대체적(간접적)으로 측정할 수 있음을 알아내었다. 또한 이 잔사 추출법에 의한 잔사량을 이용한 Sn 고용량의 평가는, 실제의 Sn(고용된 Sn)이 발휘하는 효과와 잘 상관되는 것도 지견하였다.

범용되는 잔사 추출법에 있어서는, 통상, 고액을 여과 분리하는 필터의 메쉬를 0.1㎛로 하고, 액체로부터 분리하는 입자(고체)의 크기의 경계의 기준을 0.1㎛로 하여 분리, 구분한다. 그리고 0.1㎛를 초과하는 잔사 화합물을 석출물로서 간주하는(취급하는) 한편, 0.1㎛ 이하의 것을 합금 원소가 용해되는 용액(고용 상태)으로서 간주한다(취급한다). 여기서, 분리되는 잔사 화합물이 0.1㎛ 이하보다 미세해질수록 나노 레벨의 고용 상태에 근접하여, 고용인지 석출인지의 판별이 어려우며, 고용량 또는 석출물과의 상관이나, 발휘되는 효과와의 상관이 없게 된다. 이는, 여과액측의 원소의 함유량을 측정하여, 그것을 그 원소의 고용량으로 하는 경우에도 마찬가지이다. 따라서 범용되는 잔사 추출법에 있어서는, 합금 조성으로서의 그 원소의 함유량에서, 분리된 입자 크기가 0.1㎛를 초과하는 잔사 화합물에 포함되는 그 원소의 함유량을 뺀 것을, 그 원소의 고용량으로 간주하는 경우가 많다.

따라서 본 발명에서도 이를 답습하여, 입자의 크기를 0.1㎛에 의하여 분리, 구분하여, 0.1㎛를 초과하는 것을 잔사 화합물로 하고, (정확히 말하면)Sn의 석출물로 간주하고, 상기 합금 조성으로서의 Sn 함유량에서, 이 석출된(석출로 간주한) Sn의 양을 뺀 것을, (정확히 말하면)Sn의 고용량으로서 간주하여 규정하고 있다.

상기 규정과 같이, Sn의 고용량을 확보하여 비로소 실온에서의 원자 공공의 포획에 의한, 실온에서의 Mg나 Si의 확산의 억제나, 실온에서의 강도 증가(실온 시효)를 장기에 걸쳐 억제하는 효과가 발휘된다. 이 결과, 이 실온 시효 후의 판의 패널로의 프레스 성형 시에, 프레스 성형성이나, 특히 헴 가공성이 향상된다. 또한 성형된 패널의 도장 베이킹 처리 등의 인공 시효 처리 시에, 상기 포획하고 있었던 공공을 방출하는 효과도 발휘되어, Mg나 Si의 확산을 촉진하여 BH성을 높게 할 수 있다.

추출 잔사법:

Sn의 고용량을 측정하는 추출 잔사법은 다음과 같이 행한다. 우선, 분해 플라스크에 페놀을 넣고 가열한 후, 측정 대상으로 되는 각 공시판 시료를 이 분해 플라스크에 옮겨 넣고 가열 분해한다. 다음으로, 벤질알코올을 첨가한 후 흡인 여과하여, 필터 상의 미용해 잔사를 포집한다. 포집한 잔사는, 벤질알코올과 메탄올로 세정하고 Sn의 함유량을 정량 분석한다. 이 정량 분석에는, 원자 흡광 분석법(AAS)이나 유도 결합 플라스마 발광 분석법(ICP-OES) 등을 적절히 이용한다. 상기 흡인 여과에는, 상술한 바와 같이, 메쉬(포집 입자 직경)가 0.1㎛이고 φ47㎜의 멤브레인 필터를 사용한다. 그리고 이 입자 크기가 0.1㎛를 초과하는 잔사 화합물에 포함되는 Sn 함유량을, 합금 조성으로서의 Sn 함유량에서 빼고, Sn의 고용량(질량%)으로서 계산한다. 이 측정과 계산은, 공시판의 임의의 10개소에 대하여 행하여(시료를 10개 채취하여), 이들 각 시료의 Sn의 고용량(질량%)을 평균화한다.

(제조 방법)

다음으로, 본 발명의 알루미늄 합금판의 제조 방법에 대하여 이하에 설명한다. 본 발명의 알루미늄 합금판은, 제조 공정 자체는 통상법 또는 공지된 방법이며, 상기 6000계 성분 조성의 알루미늄 합금 주괴를 주조 후에 균질화 열처리하고, 열간 압연, 냉간 압연을 실시하여 소정의 판 두께로 하고, 용체화 켄칭 등의 조질 처리를 더 실시함으로써 제조된다.

단, 이 제조 공정 중에서 Sn을 고용시키기 위해서는, 후술하는 바와 같이, 주조 시의 평균 냉각 속도 제어에 추가하여, 냉간 압연 도중의 중간 어닐링을 바람직한 조건으로 한다. 이러한 중간 어닐링을 행하지 않으면, Sn을 고용시키는 것이 어려워진다.

(용해, 주조 냉각 속도)

우선, 용해, 주조 공정에서는, 상기 6000계 성분 조성 범위 내로 용해 조정된 알루미늄 합금 용탕을, 연속 주조법, 반(半)연속 주조법(DC 주조법) 등의 통상의 용해 주조법을 적절히 선택하여 주조한다. 여기서, 본 발명에서 규정하는 바와 같이 Sn을 고용시키기 위해서는, 주조 시의 평균 냉각 속도에 대하여, 액상선 온도에서 고상선 온도까지를 30℃/분 이상으로, 가능한 한 크게(빠르게) 하는 것이 바람직하다.

이러한, 주조 시의 고온 영역에서의 온도(냉각 속도) 제어를 행하지 않는 경우, 이 고온 영역에서의 냉각 속도는 필연적으로 느려진다. 이와 같이 고온 영역에서의 평균 냉각 속도가 느려진 경우, 이 고온 영역에서의 온도 범위에서 조대하게 생성되는 정출물의 양이 많아져, 주괴의 판 폭 방향, 두께 방향에서의 정출물의 크기나 양의 불균일도 커진다. 이 결과, 본 발명의 규정 범위에 Sn을 고용시킬 수 없게 될 가능성이 높아진다.

(균질화 열처리)

이어서, 상기 주조된 알루미늄 합금 주괴에, 열간 압연에 앞서 균질화 열처리를 실시한다. 이 균질화 열처리(균열 처리)는, 조직의 균질화, 즉, 주괴 조직 중의 결정립 내의 편석을 없애는 것을 목적으로 한다. 이 목적을 달성하는 조건이면 특별히 한정되는 것은 아니며, 통상의 1회 또는 1단의 처리여도 된다.

균질화 열 처리 온도는 500℃ 이상 융점 미만, 균질화 시간은 4시간 이상의 범위에서 적절히 선택된다. 이 균질화 온도가 낮으면 결정립 내의 편석을 충분히 없앨 수 없으며, 이것이 파괴의 기점으로서 작용하기 때문에 신장 플랜지성이나 굽힘 가공성이 저하된다. 이후, 즉시 열간 압연을 개시, 또는 적당한 온도까지 냉각 유지한 후에 열간 압연을 개시해도 된다.

이 균질화 열처리를 행한 후, 300℃ 내지 500℃ 사이를 20 내지 100℃/h의 평균 냉각 속도로 실온까지 냉각하고, 이어서 20 내지 100℃/h의 평균 가열 속도로 350℃ 내지 450℃까지 재가열하고, 이 온도 영역에서 열간 압연을 개시할 수도 있다.

이 균질화 열처리 후의 평균 냉각 속도, 및 그 후의 재가열 속도의 조건을 벗어나면, 조대한 Mg-Si 화합물이 형성될 가능성이 높아져, Sn의 효과 발휘 이전에, 전제로서 필요한, 6000계 알루미늄 합금판의 강도나 신장 등의 기본적인 기계적 성질이 저하된다.

(열간 압연)

열간 압연은, 압연하는 판 두께에 따라, 주괴(슬래브)의 조압연 공정과, 처리 압연 공정으로 구성된다. 이들 조압연 공정이나 마무리 압연 공정에서는, 리버스식 또는 탠덤식 등의 압연기가 적절히 사용된다.

이때, 열연(조압연) 개시 온도가 고상선 온도를 초과하는 조건에서는, 버닝이 일어나기 때문에 열연 자체가 곤란해진다. 또한 열연 개시 온도가 350℃ 미만에서는 열연 시의 하중이 지나치게 높아져, 열연 자체가 곤란해진다. 따라서 열연 개시 온도는 350℃ 내지 고상선 온도, 더욱 바람직하게는 400℃ 내지 고상선 온도의 범위로 한다.

(열연판의 어닐링)

이 열연판의 냉간 압연 전의 어닐링(프리어닐링)은 반드시 필요하지는 않지만, 결정립의 미세화나 집합 조직의 적정화에 의하여 성형성 등의 특성을 더욱 향상시키기 위하여 실시해도 된다.

(냉간 압연)

냉간 압연에서는, 상기 열연판을 압연하여 원하는 최종 판 두께의 냉연판(코일도 포함함)으로 제작한다. 단, 결정립을 보다 미세화시키기 위해서는, 패스 수에 관계없이 합계의 냉간 압연율은 60% 이상인 것이 바람직하다.

(중간 어닐링)

이 냉간 압연 전(열연 후)이나 냉간 압연의 도중(패스 간)에, 판을 480℃ 이상 융점 이하의 고온에서 0.1 내지 10초간 유지하고, 이어서, 3℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 실온까지 강제 냉각(급냉)하는 중간 어닐링을 반복하여 2회 이상 행하여, 그때까지의 열연 공정 등에서 화합물로서 생성된 Sn을 고용시키는 것이 바람직하다. 통상법에서는, Sn은 석출되기 쉽고, 일단 석출된 Sn을 다시 고용시키는 것도 상당히 어려워, 본 발명에서 규정하는 바와 같이 Sn을 고용시키기 위해서는, 이러한 고온에서의 단시간의 열처리를 복수 회 행할 필요가 있다. 단, 이 조건 범위 내이면, 복수 회의 열처리 조건을 동일하게 하지 않고 변화시켜도 된다.

이 중간 어닐링 조건에 대하여, 판의 온도가 480℃ 미만에서는, 예를 들어 중간 어닐링을 2회 이상 행하더라도 Sn의 고용량이 부족하다. 이는, 어닐링 온도나 급냉 조건이 범위 내인 중간 어닐링의 횟수가 1회만이어도 동일하다. 또한 유지 시간은, 0.1초 등의 순간적도 포함하는 단시간이면 되지만, 10초를 초과하면 판의 기계적 성질이 현저히 저하된다. 또한 어닐링 후의 냉각을, 3℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 하는, 공냉이나 미스트, 수냉 등에 의한 실온까지의 강제 냉각(급냉)으로 하지 않으면, 즉, 평균 냉각 속도가 3℃/초 미만에서는, 일단 고용된 Sn이 재석출되어 화합물화되어 버린다.

이러한 조건에서의 어닐링은, 급냉도 포함하여 뱃치로에서는 무리이며, 판을 되감으며 노에 통판하여 권취하는 연속적인 열처리로가 필요해진다. 이와 같이, 급냉이 가능한 연속 어닐링을 이용하는 경우에도, 본 발명자들의 지견에 의하면, 1회만의 연속 어닐링만으로는 어떻게 하더라도 Sn의 고용량이 부족하다. 이 때문에, 연속 어닐링에 의한 중간 어닐링을 2회 이상 반복하는 것으로 한다. 단, 연속 어닐링의 반복은, 횟수가 증가할수록 제조 공정의 효율을 크게 저하시키므로, 반복 횟수는 2회 정도로 하는 것이 바람직하다.

(용체화 및 켄칭 처리)

냉간 압연 후, 용체화 켄칭 처리를 행한다. 용체화 처리 켄칭 처리에 대해서는, 통상의 연속 열처리 라인에 의한 가열, 냉각이면 되며, 특별히 한정되지는 않는다. 단, 각 원소의 충분한 고용량을 얻는 점, 및 판 조직의 결정립은 보다 미세한 것이 바람직한 점에서, 520℃ 이상 용융 온도 이하의 용체화 처리 온도로 가열 속도 5℃/초 이상으로 가열하고, 0 내지 10초 유지하는 조건에서 행한다. 그리고 용체화 온도에서 켄칭 정지 온도까지의 평균 냉각 속도를 3℃/초 이상으로 한다. 냉각 속도가 작으면, 냉각 중에 Mg-Si계 화합물 등이 석출되기 쉬워져, 프레스 성형이나 굽힘 가공 시의 깨짐의 기점으로 되기 쉬워, 이들 성형성이 저하된다. 이 냉각 속도를 확보하기 위하여, 켄칭 처리는, 팬 등의 공냉, 미스트, 스프레이, 침지 등의 수냉 수단이나 조건을 각각 선택하여 사용한다.

게다가, 이 용체화 켄칭 처리나, 상기 열연 후의 프리어닐링 조건도, 온도 등이 상기 중간 어닐링 조건과 근사하지만, 상기 중간 어닐링이 없거나, 또는 행하고 있더라도 상기 520℃ 이상의 온도 등의 여러 조건을 만족시키지 않으면, 이 용체화 켄칭 처리나, 상기 열연 후의 프리어닐링을 행한 것만으로는, Sn을 상기 필요량 또는 상기 규정량만큼 고용시킬 수 없다.

(재가열 처리)

계속해서, BH 처리 시에 생성되는 Mg-Si계 화합물의 핵으로 되는 원자의 집합체(클러스터)를 형성시키기 위하여, 용체화 켄칭 처리 후에 예비 시효 처리(재가열 처리)를 행한다. 판의 도달 온도(실체 온도)는 80 내지 150℃의 온도 범위, 또한 유지 시간은 3 내지 50시간의 범위인 것이 바람직하다. 재가열 처리 후의 실온까지의 냉각은, 방냉이어도, 생산의 효율화를 위하여 상기 켄칭 시의 냉각 수단을 사용하여 강제 급냉해도 된다.

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 본래 하기 실시예에 의하여 제한을 받는 것은 아니며, 상·후술하는 취지에 적합한 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하고, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

실시예

다음으로 본 발명의 실시예를 설명한다. Sn의 고용량이 상이한 6000계 알루미늄 합금판을 상기 중간 어닐링 조건에 의하여 구분 제작하고, 본 발명에서 규정하는 Sn의 고용량을 조사하였다. 그리고 이 판을 실온에서 100일 간 유지 후의 BH성(도장 베이킹 경화성)이나 헴 가공성도 평가하였다. 이 결과를 표 2에 나타낸다.

이들 알루미늄 합금판의 구체적인 제조 조건은 이하와 같이 하였다. 표 1에 나타내는 각 조성의 알루미늄 합금 주괴를 DC 주조법에 의하여 공통적으로 용제하였다. 이때, 각 예 모두 공통적으로, 주조 시의 평균 냉각 속도에 대하여, 액상선 온도에서 고상선 온도까지를 50℃/분으로 하였다. 또한 각 예의 6000계 알루미늄 합금판의 조성을 나타내는, 표 1 중의 각 원소의 함유량의 표시에 있어서, 각 원소에 있어서의 수치를 빈 칸으로 하고 있는 표시는, 그 함유량이 검출 한계 이하이고, 이들 원소를 포함하지 않는 0%인 것을 나타낸다.

계속해서, 상기 주괴를, 각 예 모두 공통적으로 540℃×4시간 균열 처리한 후, 열간 조압연을 개시하였다. 그리고 각 예 모두 공통적으로, 이어지는 마무리 압연에서 두께 2.5㎜까지 열연하여 열간 압연판으로 하였다. 열간 압연 후의 알루미늄 합금판을, 각 예 모두 공통적으로 500℃×1분의 프리어닐링을 실시한 후, 냉간 압연의 패스 도중(패스 간)에, 표 2에 나타낸 바와 같이, 연속 어닐링로에 의한 중간 어닐링을, 그 횟수나 온도, 평균 냉각 속도 등을 변화시킨 다양한 조건에서 행하여, 최종적으로 두께 1.0㎜의 냉연판(제품판)으로 하였다.

또한 이들 각 냉연판을, 각 예 모두 공통적으로 560℃의 초석로에서 용체화 처리를 행하고, 목표 온도에 도달 후 10초 유지하고, 수냉으로 켄칭 처리하였다. 이 켄칭 후 즉시, 100℃에서 5시간 유지하는 예비 시효 처리를 행하였다(유지 후에는 냉각 속도 0.6℃/시간으로 서냉).

이들 조질 처리 직후의 각 판으로부터 공시판(블랭크)을 잘라내고, 각 공시판의 조직(Sn의 고용량)을 측정하였다. 또한 상기 조질 처리 후에 100일 간 실온에서 방치한 후의 각 판으로부터 공시판(블랭크)을 잘라내고, 각 공시판의 강도(AS 내력)와 BH성을 조사하였다. 이들의 결과를 표 2에 나타낸다.

(공시판의 조직)

조질 처리 직후의 각 공시판의 Sn의 고용량으로서, 상술한 측정 방법에 의하여, 이 판의 Sn 함유량에서, 열 페놀에 의한 잔사 추출법에 의하여 분리된 입자 크기가 0.1㎛를 초과하는 잔사 화합물에 포함되는 Sn 함유량을 뺀 Sn의 양(질량%)을 조사하였다.

(인장 시험)

상기 인장 시험은, 상기 조질 처리 후에 100일 간 실온에서 방치한 후의 각 공시판으로부터, 각각 JIS Z2201의 5호 시험편(25㎜×50㎜GL×판 두께)을 채취하고, 실온에서 인장 시험을 행하였다. 이때의 시험편의 인장 방향을 압연 방향의 직각 방향으로 하였다. 인장 속도는, 0.2% 내력까지는 5㎜/분, 내력 이후에는 20㎜/분으로 하였다. 기계적 특성 측정의 N수는 5로 하고, 각각 평균값으로 산출하였다. 또한 상기 BH 후의 내력 측정용의 시험편에는, 이 시험편에, 판의 프레스 성형을 모의한 2%의 예비 변형을 이 인장 시험기에 의하여 부여한 후에, 상기 BH 처리를 행하였다.

(BH성)

각 공시판을 각각 공통적으로, 상기 100일 간의 실온 시효시킨 후에, 185℃×20분의 인공 시효 경화 처리한 후(BH 후)의 공시판의 0.2% 내력(BH 후 내력)을 상기 인장 시험에 의하여 구하였다. 그리고 이들 0.2% 내력끼리의 차(내력의 증가량)로부터 각 공시판의 BH성을 평가하여, 0.2% 내력의 증가량이 100㎫ 이상인 경우를 합격으로 하였다.

(헴 가공성)

헴 가공성은, 상기 100일 간 실온 방치 후의 각 공시판에 대하여 행하였다. 시험은, 30㎜ 폭의 직사각형 시험편을 사용하여, 다운 플랜지에 의한 내굽힘 R 1.0㎜의 90° 굽힘 가공 후, 1.0㎜ 두께의 이너를 사이에 놓고, 절곡부를 더 내측으로, 순서대로 약 130도로 절곡하는 프리헴 가공, 180도 절곡하여 단부를 이너에 밀착시키는 플랫 헴 가공을 행하였다.

이 플랫 헴의 굽힘부(테두리 곡부)의 표면 거칠어짐, 미소한 깨짐, 큰 깨짐의 발생 등의 표면 상태를 눈으로 관찰하고 이하의 기준에서 눈으로 평가하여, 기준 0 내지 2까지를 합격으로 하였다.

0; 깨짐, 표면 거칠어짐, 1; 경도의 표면 거칠어짐, 2; 깊은 표면 거칠어짐, 3; 미소 표면 깨짐, 4; 선상으로 연속된 표면 깨짐, 5; 파단

표 2의 번호 1 내지 4, 12 내지 23에 나타내는 각 발명예는, 본 발명 성분 조성 범위 내(표 1의 합금 번호 1 내지 13)이며, 또한 중간 어닐링을 포함하여 상술한 바람직한 조건 범위 내에서 제조하고 있다. 이 때문에, 이들 각 발명예는, 표 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 규정하는, 판의 Sn 함유량에서, 잔사 추출법에 의하여 분리된 잔사 화합물에 포함되는 Sn 함유량을 뺀, Sn의 양(질량%)을 만족시키며, 함유하는 Sn의 석출이 억제되어 있어, Sn의 고용량이 높다.

이 결과, 상기 각 발명예는, 표 2에 나타낸 바와 같이, 상기 조질 처리 후 100일의 장기의 실온 시효 후에도, As 내력이 90 내지 110㎫의 레벨이더라도, BH(베이크 하드) 후의 내력이 190㎫의 레벨이고, 내력 차가 100㎫ 이상으로, BH성이 우수하다. 또한 상기 조질 처리 후의 장기 실온 시효 후에도 As 내력이 비교적 낮기 때문에, 자동차 패널 등으로의 프레스 성형성이 우수하고 헴 가공성도 우수하다.

또한 표 2로부터 알 수 있는 바와 같이, 동일한 표 1의 합금 번호 1을 사용하더라도, 중간 처리 조건의 차이에 의하여 Sn의 고용 상태가 크게 상이하며, 특성이 크게 상이하다. 즉, 발명예 1 내지 4 중에서도, 중간 어닐링 온도가 비교적 낮고 평균 냉각 속도도 비교적 작은 발명예 1, 2에 비하여, 중간 어닐링 온도가 비교적 높고 평균 냉각 속도도 비교적 큰 발명예 3, 4는, 판의 Sn 함유량에서, 잔사 추출법에 의하여 분리된 잔사 화합물에 포함되는 Sn 함유량을 뺀, Sn의 양(질량%)이 많아, 함유하는 Sn의 석출이 억제되어 있어, Sn의 고용량이 높다. 이 결과, 발명예 1, 2에 비하여 발명예 3, 4는, 상기 조질 처리 후 100일의 장기의 실온 시효 후에도 BH 후의 내력 차가 보다 높아, BH성이 보다 우수하다.

이에 대하여, 이들 발명예와 동일한 표 1의 합금 번호 1을 사용하고 있는, 표 2의 비교예 5 내지 11은, 중간 어닐링 조건이 바람직한 범위로부터 벗어나는 예이다. 이 때문에, 이들 비교예는, 본 발명에서 규정하는, 판의 Sn 함유량에서, 잔사 추출법에 의하여 분리된 잔사 화합물에 포함되는 Sn 함유량을 뺀, Sn의 양(질량%)이 지나치게 적어, 함유하는 Sn의 석출을 억제할 수 없어, Sn의 고용량이 낮다. 이 때문에, 동일한 합금 조성인 상기 발명예에 비하여, 자동차 패널 등으로의 프레스 성형성이나 헴 가공성이 떨어지며, 내력 차가 100㎫ 미만으로, BH성도 떨어진다.

비교예 5는 중간 어닐링하고 있지 않다.

비교예 6은, 온도, 유지 시간, 평균 냉각 속도의 조건은 만족시키지만, 1회만의 중간 어닐링이다.

비교예 7은, 2회째의 중간 어닐링은, 온도, 유지 시간, 평균 냉각 속도의 조건을 만족시키고 있지만, 1회째의 중간 어닐링의 온도가 400℃로, 480℃ 미만이며 지나치게 낮다.

비교예 8은, 1회째의 중간 어닐링은, 온도, 유지 시간, 평균 냉각 속도의 조건을 만족시키고 있지만, 2회째의 중간 어닐링의 온도가 400℃로, 480℃ 미만이며 지나치게 낮다.

비교예 9는, 1회째, 2회째의 중간 어닐링의 온도가 460℃로, 2회 모두 480℃ 미만이며 지나치게 낮다.

비교예 10, 11은, 1회째, 2회째의 중간 어닐링의 온도, 유지 시간은 조건을 만족시키고 있지만, 1회째나 2회째의 평균 냉각 속도가 지나치게 느리다.

또한 표 2의 비교예 24 내지 29는, 중간 어닐링 조건을 포함하여 바람직한 범위에서 제조하고 있지만, 표 1의 합금 번호 14 내지 19를 사용하고 있으며, 필수 원소의 Mg, Si, Sn의 함유량이 각각 본 발명 범위를 벗어나 있다. 이 때문에, 이들 비교예 24 내지 29는, 표 2에 나타낸 바와 같이, 각 발명예에 비하여, 특히 100일 간 실온 유지 후의 As 내력이 비교적 지나치게 높아, 자동차 패널 등으로의 프레스 성형성이나 헴 가공성이 떨어지거나, BH성이 떨어진다. 또한 비교예 27은, Sn이 지나치게 많아 열연 시에 깨짐이 발생하여, 열연판 자체를 제조할 수 없었다.

비교예 24는 표 1의 합금 14이며, Si가 지나치게 적다.

비교예 25는 표 1의 합금 15이며, Si가 지나치게 많다.

비교예 26은 표 1의 합금 16이며, Sn이 지나치게 적다

비교예 27은 표 1의 합금 17이며, Sn이 지나치게 많다.

비교예 28은 표 1의 합금 18이며, Mg가 지나치게 적다.

비교예 29는 표 1의 합금 19이며, Mg가 지나치게 많다.

이상의 실시예의 결과로부터, Sn을 포함하는 6000계 알루미늄 합금판의 장기 실온 시효 후의 헴 가공성이나 BH성 향상에 대하여, 본 발명에서 규정하는 조성이나 Sn의 고용량으로 하는 것이나, 중간 어닐링 조건 등의 바람직한 제조 조건의 임계적인 의의 내지 효과가 뒷받침된다.

본 발명을 특정한 형태를 참조하여 상세히 설명했지만, 본 발명의 정신과 범위를 벗어나지 않고 다양한 변경 및 수정이 가능한 것은, 당업자에게 있어 명확하다.

또한 본 출원은, 2013년 12월 25일 자로 출원된 일본 특허 출원(일본 특허 출원 제2013-267591호)에 기초하고 있으며, 그 전체가 인용에 의하여 원용된다.

본 발명에 따르면, 장기 실온 시효 후의 BH성이나 성형성을 겸비하는 6000계 알루미늄 합금판을 제공할 수 있다. 이 결과, 자동차, 선박 또는 차량 등의 수송기, 가전 제품, 건축, 구조물의 부재나 부품용으로서, 또한 특히 자동차 등의 수송기의 부재에 6000계 알루미늄 합금판의 적용을 확대할 수 있다.

Claims

질량%로 Mg: 0.3 내지 1.3%, Si: 0.5 내지 1.5%, Sn: 0.005 내지 0.2%를 각각 포함하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 Al-Mg-Si계 알루미늄 합금판이며, 상기 알루미늄 합금판의 Sn 함유량에서, 열 페놀에 의한 잔사 추출법에 의하여 분리된 입자 크기가 0.1㎛를 초과하는 잔사 화합물에 포함되는 Sn 함유량을 뺀 Sn의 양이 0.005질량% 이상인, 성형용 알루미늄 합금판.
제1항에 있어서,
상기 알루미늄 합금판이, Mn: 0% 초과 1.0% 이하, Cu: 0% 초과 1.0% 이하, Fe: 0% 초과 1.0% 이하, Cr: 0% 초과 0.3% 이하, Zr: 0% 초과 0.3% 이하, V: 0% 초과 0.3% 이하, Ti: 0% 초과 0.05% 이하, Zn: 0% 초과 1.0% 이하, Ag: 0% 초과 0.2% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는, 성형용 알루미늄 합금판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
Si와 Mg의 질량비 Si/Mg가 1 이상인, 성형용 알루미늄 합금판.