KR20090104739A - 도장 베이킹 경화성이 우수하고, 실온 시효를 억제한 알루미늄 합금판 및 그 제조 방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 특정 조성의 Al-Mg-Si계 알루미늄 합금판에 있어서, 조질(調質) 처리에 있어서의 예비 시효 처리의 조건을 적정화하여, 이 합금판 단면 조직을 100만배의 투과형 전자 현미경에 의해 분석했을 때, 명시야상에서 암색 콘트라스트로서 관찰되는, 특정 크기의 클러스터(원자의 집합체)의 수밀도를 높게 한 알루미늄 합금판이다. 이러한 구성에 의해, 도장 베이킹 경화성이 우수하고, 1∼4개월 정도의 비교적 장기간에 걸친 실온 시효를 억제한 알루미늄 합금판이 얻어진다.

Description

도장 베이킹 경화성이 우수하고, 실온 시효를 억제한 알루미늄 합금판 및 그 제조 방법{ALLUMINUM ALLOY SHEET SUPERIOR IN PAINT BAKING HARDENABILITY AND INVULNERABLE TO ROOM TEMPERATURE AGING, AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF}

본 발명은, 도장 베이킹 경화성이 우수하고, 실온 시효를 억제한 알루미늄 합금판(이하, "알루미늄"을 간단히 "Al"이라고도 함) 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명에서 말하는 알루미늄 합금판이란, 압연 후에 용체화(溶體化) 및 소입(燒入;quenching) 처리 등의 조질이 실시된 후의 판으로서, 프레스 성형 등에 의해 패널로 성형 가공되기 전의, 성형용 소재판을 말한다.

6000계 알루미늄 합금은, 우수한 BH성(베이크하드성(bake hardenability), 인공 시효 경화능, 도장 베이킹 경화성)을 갖는다고 하는 이점이 있는 반면에, 실온 시효성을 갖고, 용체화 소입 처리 후, 수 개월간의 실온 유지로, 시효 경화하여 강도가 증가함으로써, 패널로의 성형성, 특히 굽힘(bending) 가공성이 저하되는 문제가 있었다. 예컨대, 6000계 알루미늄 합금판을 자동차 패널 용도로 이용하는 경 우, 알루미늄 제조 업체에서 용체화 소입 처리된 후(제조 후), 자동차 제조 업체에서 패널로 성형 가공될 때까지, 통상은 1∼4개월간 정도 실온에 놓여지고(실온 방치되고), 그 기간 동안 상당히 시효 경화(실온 시효)되게 된다. 특히, 엄격한 굽힘 가공이 들어가는 아우터 패널에 있어서는, 제조 후 1개월 경과 후에는 문제없이 성형이 가능하더라도, 3개월 경과 후에 있어서는 헤밍(hemming) 가공시에 균열이 발생하는 등의 문제가 있었다. 따라서, 자동차 패널용, 특히 아우터 패널용의 6000계 알루미늄 합금판에서는, 1∼4개월간 정도의 비교적 장기간에 걸친 실온 시효를 억제해할 필요가 있다.

또한, 이와 같은 실온 시효가 큰 경우에는, BH성이 저하되어, 상기한 성형 후의 패널의 도장 베이킹 처리 등의, 비교적 저온의 인공 시효(경화) 처리시의 가열에 의해서는, 패널로서의 필요한 강도까지 내력이 향상되지 않게 된다고 하는 문제도 발생한다.

이 때문에, 종래부터, 6000계 알루미늄 합금의 베이킹 경화성의 향상 및 실온 시효의 억제에 대해서는 여러 가지의 제안이 이루어져 있다. 예컨대, 일본 특허 공개 제 2000-160310 호에서는, 용체화 및 소입 처리시에 냉각 속도를 단계적으로 변화시키는 것에 의해, 제조 후의 실온에서의 경과 7일 후부터 90일 후의 강도 변화를 억제하는 제안이 이루어져 있다. 또한, 일본 특허 공개 제 1992-147951 호에서는, 용체화 및 소입 처리 후, 60분 이내에, 50∼150℃의 온도로 10∼300분 유지하는 것에 의해, 베이킹 경화성과 형상 동결성을 얻는 제안이 이루어져 있다.

또한, 일본 특허 공개 제 1994-17208 호에는, 용체화 및 소입 처리시에, 1단 째의 냉각 온도와 그 후의 냉각 속도를 규정함으로써, 베이킹 경화성과 형상 동결성을 얻는 제안이 이루어져 있다. 또한, 일본 특허 공개 제 1995-18390 호에는, 용체화 소입 처리 후, 100∼150℃의 온도로 0.5∼5시간 유지하는 열처리를 실시하여, 금속간 화합물의 체적률을 0.01∼0.1%로 제어하는 것에 의해, 성형성 및 베이킹 경화성이 향상된다는 것이 개시되어 있다.

그러나, 일본 특허 공개 제 2000-160310 호와 같이, 소입 공정의 급속 냉각에 있어서, 냉각 속도를 정밀도 좋게 제어하는 것은, 특히 연속 열처리 라인에 있어서는 실제 생산상 대단히 곤란하여, 실질적으로는 원하는 판을 생산할 수가 없다. 또한, 일본 특허 공개 제 1992-147951 호는, 베이킹 경화성과 형상 동결성의 효과에 대해, 기껏해야 1개월 실온 시효 후의 특성이 개시되어 있을 뿐이며, 상기한 통상의 1∼4개월 정도의 실온 시효에 대해 유효한지 여부의 개시는 없어서, 불명확하다. 또한, 일본 특허 공개 제 1994-17208 호도, 베이킹 경화성과 형상 동결성의 효과에 대하여, 기껏해야 1개월 실온 시효 후의 특성이 개시되어 있을 뿐이며, 상기한 통상의 1∼4개월 정도의 실온 시효에 대해 유효한지 여부의 개시는 없어서, 불명확하다.

또한, 일본 특허 공개 제 1995-18390 호는, 실온 시효에 대한 개시는 일절 없고, 금속간 화합물의 체적률에 대해서도, 그 측정 수단은 공지된 화상(畵像) 처 리라고 되어 있을 뿐, 측정 방법이나 조건 등이 전혀 불명확하여, 재현 혹은 실시할 수가 없다. 또한, 이들의 종래 기술에서는, 기계적 성질 및 성형성으로서는, 에릭슨값 또는 LDR(한계 드로잉비)이 개시되어 있을 뿐이며, 굽힘 가공성, 특히, 상기 헤밍 가공성에 관한 개시는 없어서, 실온 시효에 의한 헤밍 가공성의 저하를 억제하는 것은 불가능하였다.

본 발명은 이러한 사정에 주목하여 이루어진 것으로, 그 목적은, 도장 베이킹 경화성이 우수하고, 1∼4개월 정도의 비교적 장기간에 걸친 실온 시효를 억제한 알루미늄 합금판 및 그 제조 방법을 제공하고자 하는 것이다.

이 목적을 달성하기 위하여, 본 발명의 알루미늄 합금판은, 질량%로, Mg : 0.4∼1.0%, Si : 0.4∼1.5%, Mn : 0.01∼0.5%, Cu : 0.001∼1.0%를 포함하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 Al-Mg-Si계 알루미늄 합금판으로서, 이 합금판의 판두께 중앙부에 있어서의 조직을 100만배의 투과형 전자 현미경에 의해 분석했을 때에, 명시야상에서 암색 콘트라스트로서 관찰되는 클러스터(원자의 집합체) 중, 이 암색 콘트라스트의 원 등가 직경이 1∼5㎚의 범위인 클러스터의 평균 수밀도가 4000∼30000개／㎛²이다.

여기서, 상기 알루미늄 합금판이, 판의 판두께 중앙부의 단면에 있어서의 조직을 500배의 주사형 전자 현미경에 의해 분석했을 때에 관찰되는, Mg-Si 화합물의 최대로 되는 원 등가 직경이 15㎛ 이하이며, 또한, 원 등가 직경이 2㎛를 넘고 15㎛ 이하의 범위인 Mg-Si 화합물의 평균 수밀도가 100개／㎟ 이상인 동시에, 평균 결정 입경이 35㎛ 이하인 것이 바람직하다.

또한, 상기 알루미늄 합금판 중의 Si 함유량과 Mg 함유량의 질량비인 Si／Mg가 1.0 이상인 것이 바람직하다.

또한, 본 발명의 알루미늄 합금판을 제조하는 방법에 있어서는, 상기의 알루미늄 합금판 조성을 갖는 Al-Mg-Si계 알루미늄 합금 주괴를, 균질화 열처리 후, 열간 압연하고, 이 열연판을 냉간 압연하고, 또한, 이 냉연판을 용체화 처리 후에 실온까지 소입 처리한 후, 예비 시효 처리로서, 10분 이내에 냉연판을 90∼130℃의 온도역으로 재가열하고, 도달 재가열 온도로부터의 평균 냉각 속도를 0.5∼5℃／hr의 범위로 3시간 이상 유지하는 열처리를 한다.

상기 제조 방법에 있어서, 상기 주괴의 균질화 열처리를 500℃ 이상, 용융 온도 이하의 온도에서 4시간 이상 유지하는 조건으로 수행한 후, 주괴의 온도가 300℃∼500℃인 동안을 20∼100℃／hr의 평균 냉각 속도로 실온까지 일단 냉각하고, 이어서 주괴를 20∼100℃／hr의 평균 가열 속도로 350℃∼450℃까지 재가열하여, 이 온도역에서 열간 압연을 개시하는 것이 바람직하다.

종래부터, 6000계 알루미늄 합금판의 베이킹 경화성을 높이는 방법은 다수 제안되어 있지만, 동시에 실온 시효, 특히 헤밍 가공성의 저하를 억제하는 기술은 없어서, 이들을 양립시키는 것은 불가능하였다.

본 발명자들은, 베이킹 경화성 및 실온 시효에 대하여, 100만배라는 고배율 의 투과형 전자 현미경에 의해서만 측정 가능한, 특정 크기의 클러스터(원자의 집합체)가 크게 영향을 준다는 것을 발견하였다. 또한, 이러한 클러스터가 용체화 처리 후의 가열 온도와 유지 조건의 적절한 선택에 의해 형성된다는 것을 발견하고, 본 발명을 완성하였다.

6000계 알루미늄 합금에 있어서는, 용체화 및 소입 처리 후에, 실온 유지, 혹은 50∼150℃의 열처리 중에, Mg, Si가 클러스터라고 불리는 원자의 집합체를 형성한다는 것이 알려져 있다. 단, 실온 유지와 50∼150℃의 열처리 중에서 생성되는 클러스터는 그 거동(성질)이 전혀 다르다.

실온 유지로 형성되는 클러스터(혹은 Si 리치 클러스터)는, 그 후의 인공 시효 또는 베이킹 도장 처리에 있어서 강도를 상승시키는 GP존 혹은 β'상의 석출을 억제한다. 한편, 50∼150℃에서 형성되는 클러스터(혹은 Mg／Si 클러스터)는, 반대로 GP존 혹은 β'상의 석출을 촉진한다는 것이 개시되어 있다(예컨대, 야마다 등 : 경금속 vol.51, 제 215 페이지). 이들 클러스터는, 종래에는 비열 측정이나 3DAP(3차원 아톰 프로브) 등에 의해 해석되었다.

그러나, 이들의 클러스터 제어에 의해, 베이킹 경화성을 향상시킨 6000계 알루미늄 합금판에 있어서도, 1∼4개월 정도의 비교적 장기간에 걸친 실온 시효에 의해 헤밍 가공성 등이 저하된다. 이는 이러한 비교적 장기간에 걸친 실온 유지 중에 상기 Si 리치 클러스터가 형성되는 것이 원인이다.

본 발명자들은, 상기한 100만배라는 고배율의 투과형 전자 현미경에 의해서만 측정 가능한 특정 크기의 클러스터(원자의 집합체)가 상기 Si 리치 클러스터와 경합하여 형성되며, 이 클러스터를 미리 적정한 양(수밀도)의 범위로 형성시키는 것에 의해, 상기 Si 리치 클러스터 형성과 실온 시효를 억제할 수 있다는 것을 알아냈다. 또한, 이 특정 크기의 클러스터는, 저온 단시간의 인공 시효 경화 처리라고 하더라도, GP존 혹은 β'상의 석출을 촉진하여, 베이킹 경화성을 향상시킨다는 것을 알아냈다.

그 의미에서, 본 발명에서 규정하는 이러한 특정 크기의 클러스터는, 상기한 GP존 혹은 β'상의 석출을 촉진하고, 50∼150℃의 열처리에서 형성되는 Mg／Si 클러스터와 동질의 것이다. 그러나, 종래와 같이, 용체화 및 소입 처리 후의 50∼150℃의 열처리(예비 시효 처리, 재가열 처리)를 실시하더라도, 이 조건이 보다 적정하지 않으면, 본 발명에서 규정하는 상기 클러스터는 본 발명에서 규정하는 평균 수밀도로는 되지 않아, 그 수나 양이 부족하다. 종래의 클러스터 제어에 의해, 베이킹 경화성 향상과 동시에, 실온 시효, 특히 헤밍 가공성의 저하를 억제할 수 없었던 것도 이러한 이유에 의한 것으로 추측된다.

또한, 종래의 비열측정이나 3DAP에 의한 클러스터의 해석에서는, 관찰되는 것에 의해, 클러스터 자체의 존재는 뒷받침되더라도, 본 발명에서 규정하는 상기 클러스터의 크기나 수밀도까지는, 불분명 혹은 한정적으로밖에 측정할 수가 없었다. 따라서, 당연히, 본 발명에서 규정하는 상기 클러스터의, 도장 베이킹 경화성 향상이나 실온 시효 억제 효과와의 관계는 여전히 불분명하였다. 또한, 필연적으로, 제조 방법이나 제조 조건으로서, 그 충분한 형성 조건을 결정 혹은 추측하는 것은 곤란하였다. 종래의 클러스터 제어에 의해 베이킹 경화성 향상과 동시에 실 온 시효, 특히 헤밍 가공성의 저하를 억제할 수 없었던 것은, 이 이유에도 기인하는 것으로 추측된다.

이에 반하여, 본 발명에 있어서는, 상기한 100만배라는 고배율의 투과 전자 현미경을 이용함으로써, 본 발명에서 규정하는 상기 클러스터의, 상기한 효과와의 상관이나 그 임계 조건, 그 충분한 형성 조건을 결정하는 것을 가능하게 하였다.

이와 같이, 본 발명에 따르면, 특정 조성으로 이루어지는 Al-Mg-Si계 알루미늄 합금판에 있어서의, 상기한 100만배라는 고배율의 투과형 전자 현미경에 의해서만 측정 가능한 특정 크기의 클러스터를 미리 충분히 형성시키는 것에 의해, 상기 Si 리치 클러스터의 형성을 억제하여 실온 시효를 억제해서 헤밍 등의 굽힘 가공성을 향상시키고, 동시에 베이킹 경화성을 향상시켜, 양자를 양립시킬 수 있다.

이하, 본 발명의 알루미늄 합금판의 실시 형태에 대하여 구체적으로 설명한다.

(조직)

상기한 바와 같이, 본 발명의 알루미늄 합금판은, 압연 후에 용체화 및 소입 처리 등의 조질이 실시된 후의 판으로서, 프레스 성형 등에 의해 패널로 성형 가공되기 전의 판을 말한다. 단, 프레스 성형되기 전의 1∼4개월간 정도의 비교적 장 기간에 걸친 실온 방치되었을 때의 실온 시효를 억제하기 위해서는, 당연히 이 실온 방치되기 전의, 조질이 실시된 후의 판의 조직 상태를 본 발명에서 규정하는 조직으로 할 필요가 있다.

(클러스터 규정)

우선, 실온 방치되기 전의, 상기 조질이 실시된 후의 Al-Mg-Si계 알루미늄 합금판의 임의의 판두께 중앙부에서의 조직을 100만배의 투과형 전자 현미경에 의해 분석했을 때, 명시야상에서 암색 콘트라스트로서 관찰되는 클러스터(원자의 집합체) 중, 이 암색 콘트라스트의 원 등가 직경이 1∼5㎚의 범위인 클러스터의 평균 수밀도를 4000∼30000개／㎛²으로 한다.

이 클러스터는, 상기한, 또 상세하게는 후술하는, 용체화 및 소입 처리 후의 예비 시효 처리에 의해 생성시키는 클러스터이다. 이 클러스터는, 상기한 50∼150℃의 판의 가열로 형성되고, GP존 혹은 β'상의 석출을 촉진하는 클러스터(Mg／Si 클러스터)와 동질이며, 상기한 실온 유지로 형성되고, GP존 혹은 β'상의 석출을 억제하는 클러스터(Si 리치 클러스터)와는 다르다.

단, 이들 양 클러스터(원자 집합체) 중, 용체화 및 소입 처리 후의 예비 시효 처리에 의해 생성시키는 클러스터는 투과형 전자 현미경에 의한 100만배의 명시야상에서 대략 구(球) 형상의 암색 콘트라스트를 생성하는 데에 반하여, 실온 유지에 의해 형성되는 클러스터(Si 리치 클러스터)는 동일 조건의 관찰에서 콘트라스트를 생성하지 않는다는 점에서 구별(식별)된다. 이 클러스터는, 원 등가 직경이 1 ㎚ 미만인 암색 콘트라스트로 되는 성장 단계에서는, 그 후에 실온 유지되었을 때의 Si 리치 클러스터의 형성을 억제하는 효과가 불충분하다. 또한, 이 크기로는 100만배의 TEM으로도 그 측정 자체가 곤란하게 된다. 한편, 원 등가 직경이 5㎚를 넘는 콘트라스트를 생성하는 경우에는, 그 형태가 침 형상 내지 봉 형상으로 된다는 점에서도 GP존 또는 β'상인 것으로 판단된다. 따라서, 본 발명에서 규정하는 클러스터의 상기 암색 콘트라스트의 원 등가 직경은 1∼5㎚의 범위로 한다.

이 클러스터 수밀도가 4000개／㎛² 미만에서는, 이 클러스터 자체의 형성량이 불충분하기 때문에, GP존 혹은 β'상의 석출을 촉진하여, 베이킹 경화성을 향상시키는 효과는 있다고 하더라도, 상기 장기간에 걸친 실온 방치에서, 상기 Si 리치 클러스터의 형성과 실온 시효를 억제할 수 없다. 따라서, 상기 조질이 실시된 후, 1∼4개월 정도의 비교적 장기간에 걸친 실온 방치 후에 헤밍 가공된 경우의, 헤밍 가공성이 현저히 저하된다. 또한, 클러스터 수밀도가 30000개／㎛²를 초과하여 형성되면, 상기 조질이 실시된 후, 1개월 내의 초기라 하더라도 내력이 지나치게 높아져서 헤밍 가공성이 현저히 저하된다. 이 상태에서는, 그 후 장기간에 걸친 실온 방치에서 상기 Si 리치 클러스터의 형성과 실온 시효를 억제할 수 있지만, 초기의 저하된 헤밍 가공성이 유지되기만 하는 것으로 된다. 또, 본 발명에서는, 이후, 1∼4개월 정도의 비교적 장기간에 걸친 실온 방치를, 편의상 일정한 100일 후로 규정한다.

여기서, 상기한 바와 같이, 종래와 같이 용체화 및 소입 처리 후의 50∼150 ℃의 열처리(예비 시효 처리, 재가열 처리)를 실시하더라도, 이 조건이 보다 적정하지 않으면, 본 발명에서 규정하는 상기 클러스터는, 본 발명에서 규정하는 평균 수밀도로는 되지 않고, 상기한 바와 같이, 종래와 같이 그 수나 양이 부족하거나 또는 초과되게 된다.

(클러스터 측정)

본 발명에 있어서의 투과형 전자 현미경(TEM) 관찰은, 배율 100만배의 명시야상 관찰로 한다. 상기 조질이 실시된 후의 Al-Mg-Si계 알루미늄 합금판의 임의의 판두께 중앙부에 있어서의 조직을 100만배의 투과형 전자 현미경에 의해 분석했을 때, 본 발명에서 규정하는 상기 클러스터(원자의 집합체)는 명시야상에서 암색 콘트라스트로서 관찰된다.

판의 판두께 중앙부에 있어서의 TEM에 의한 측정(관찰)은, 임의의 판의 부위 10개소에 대하여 실시하며, 이들의 수밀도의 각 측정치를 평균화하여, 본 발명에서 규정하는 평균 수밀도로 한다. 이 때, 시료의 만곡 등에 의해 관찰 시야 전체가 적절한 결상 조건을 만족시키지 않는 경우도 있는데, 이 경우에는 2400㎚² 이상을 기준으로 하여 결상 조건의 적절한 범위를 선택해서 수밀도를 측정한다. 이 명시야상에 있어서의, 상기 암색 콘트라스트의 원 등가 직경은, 암색 콘트라스트 1개당, 암색 콘트라스트를 등가의 원 직경으로 환산한 경우의 크기(원 직경: 원 상당 직경)이며, 시야 내의 각 암색 콘트라스트에 대하여 이 원 상당 직경(중심 직경)을 측정한다.

여기서, 투과형 전자 현미경에 의한 관찰은, 시료의 두께를 투과하여 실시하는 것이므로, 본 발명에서 규정하는 수밀도는 본래 단위 부피로 취급해야 한다. 즉, 관찰 시료의 막두께 t를 결정한(측정한) 다음에, 이 막두께 t와 관찰 시야의 면적으로부터 관찰 시료의 부피를 구하고, 본 발명에서 규정하는 상기 특정 크기의 클러스터의 단위 면적당 갯수를 관찰 시료의 단위 부피당 개수로 하여 수밀도로 환산해야 한다.

그러나, 100만배의 고배율로의 TEM에 의한 조직 관찰은, 투과되는 시료의 작성은 통상적인 방법에 의한 것이지만, 그 두께는 이것보다도 낮은 배율에서의 통상의 두께 약 0.5∼1.0㎛ 정도의 시료 박막보다도, 작성 가능한 한 더 얇은 시료로 할 필요가 있다. 이 때문에, 배율 100만배로 관찰 가능한 시료의 두께는 통상의 시료보다 얇으며, 두께는 그 부위에 관계없이, 필연적으로 거의 일정한 두께로 된다. 이 때문에, 통상 시료의 막두께 t의 결정 방법으로서 공지의 콘태미네이션·스폿(contamination-spot)법이나 간섭 줄무늬를 이용한 산출법 등의 적용이 어려워, 시료의 막두께 t의 정확한 측정이 곤란하게 된다. 따라서, 시료의 막두께 t를 이용한, 상기 관찰 시료의 단위 부피당 수밀도로의 환산이 곤란하게 된다.

또한, 본 발명에서 규정하는 상기 특정 크기의 클러스터가 콘트라스트(명암)를 생성하는 것은, 사용 박막 시료 중에서도, 결상 조건이 갖추어진 일정한 두께 부위로 생각된다. 따라서, 이상의 이유로, 본 발명에 있어서는, 본 발명에서 규정하는 상기 특정 크기의 클러스터의 수밀도(평균 수밀도)는 TEM에 의해 관찰된 단위 면적당 상기 클러스터 갯수로 한다.

이와 관련하여, 상기 콘태미네이션·스폿법이란, TEM에 의한 가느다란 전자빔을 장시간 시료에 조사하여, 투과시키면, 박막 시료 상부(상면, 표면)와 하부(하면, 이면)에, 콘태미네이션에 의한 스폿(혹은 "스파이크"라고도 불림)이 형성되는데, 이것을 이용하는 방법이다. 이 콘태미네이션에 의한 스폿은, TEM 분위기 중(진공 중) 및 시료 표면에 부착되어 존재하는 하이드로카본(미소한 유기물) 등이 전자빔이 조사된 시료 표면에 모여진 결과, 시료의 상부(상면)와 하부(하면)의 각 표면 상에 생성되는, 대략 조사한 전자빔 직경과 동일한 저면 직경을 갖는 대략 원추 형상의 2개의 돌기를 말한다. 여기서, 박막 시료를 수평 방향으로부터 적당한 각도(예컨대 θ)만큼 경사지게 하면, 상기 스폿끼리가 서로 수평 방향으로 거리(예컨대 L)를 두고(분리되어) 관찰 가능하다. 이 상태에서 촬영한 사진으로부터 상기 스폿 간의 수평 방향의 거리(예컨대 L)를 측정하고, 상기 경사진 각도 θ를 이용하여 기하학적으로(시료 막두께 t＝L／sinθ에 의해) 시료 막두께 t를 구한다. 이 수법을 이용하여 극히 얇은 두께의 시료를 측정(경사지게 하여 2개의 스폿을 분리해 관찰)하기 위해서는, 경사 각도를 매우 크게 취하거나, 콘태미네이션에 의한 스폿의 직경, 즉 전자빔의 직경을 극히 좁게 조일 필요가 있어서, 실질적으로 곤란하게 된다.

(결정 입경)

보다 엄격한 성형 조건으로의 헤밍 가공성 향상의 관점에서, 본 발명의 조직에서는, 상기 특정 크기의 클러스터 규정뿐만 아니라, 결정 입경이 보다 미세한 것 이 바람직하다. 바꿔 말하면, 헤밍 가공의 성형 조건이 보다 엄격하게 되면, 상기 특정 크기의 클러스터 규정만으로는 대응할 수 없게 될 가능성이 있다. 이 점에서, 알루미늄 합금판의 조직에 있어서의 결정 입경은, 후술하는 실시예에서 뒷받침하는 바와 같이, 보다 엄격한 성형 조건으로의 프레스 성형성이나 헤밍 가공성을 향상시키기 위해서는, 35㎛ 이하의 보다 미세한 것이 바람직하다.

(Mg-Si 화합물)

이 결정 입자 미세화를 위해서는, 재결정 핵으로서 작용하는 Mg-Si 화합물이 적정한 조건으로 존재할 필요가 있다. 이 점에서, 본 발명의 조직에서는, Mg-Si 화합물 중, 원 등가 직경이 2㎛를 넘고 15㎛ 이하의 범위인 Mg-Si 화합물이, 평균 수밀도로 100개／㎟ 이상 존재하는 것이 바람직하다. 단, Mg-Si 화합물이 과잉으로, 또한 조대한 상태로 존재하면, 도리어 균열의 기점이 되어, 성형성이나 헤밍 가공성을 저하시킨다. 따라서, 조대한 Mg-Si 화합물을 조직 중에 함유시키지 않기 위해서, 이 Mg-Si 화합물의 최대로 되는 원 등가 직경이 15㎛ 이하인 것으로 규정한다.

(Mg-Si 화합물 측정)

Mg-Si 화합물의 측정은, 상기 조질이 실시된 후의 Al-Mg-Si계 알루미늄 합금판의 임의의 판두께 중앙부의 단면에 있어서의 조직을 500배의 주사형 전자 현미경(SEM)에 의해 분석한다. 보다 구체적으로는, 측정 대상이 되는 알루미늄 합금판 의 판두께 중앙부로부터 채취한 시료의 단면 조직을, 예컨대, 기계 연마한 후 전해 연마해서 전처리하고, 상기 SEM에 의해 관찰한다. 그 때에 관찰되는 상기한 규정 Mg-Si 화합물을 측정한다.

본 발명에서 말하는 Mg-Si 화합물은, 이 SEM에 의한 명시야상 관찰에 있어서의, 암색 콘트라스트로서 관찰되는, Mg와 Si를 모두 포함하고, 다른 원소를 포함해도 좋은, Mg-Si계 화합물의 총칭이다. 여기서, Mg, Si를 모두 포함하는, 본 발명이 대상으로 하는 Mg-Si 화합물인지 여부는, 상기 암색 콘트라스트의 X선 분광 장치(EDX)에 의해 식별된다.

조직 관찰은, 판두께 중앙부의 단면에 대하여, 관찰 시야의 합계 면적이 4㎟ 이상으로 되도록, 판의 긴 쪽 방향으로 적당히 거리를 두고 10개소 이상 관찰하고, 수밀도의 각 측정치를 평균화하여, 본 발명에서 측정하는 평균 수밀도로 한다. 여기서, Mg-Si 화합물의 원 등가 직경은, 상기 암색 콘트라스트 1개당 암색 콘트라스트의 등가의 원 직경으로 환산한 경우의 크기(원 직경: 원 상당 직경)이며, 시야 내의 각 암색 콘트라스트에 대하여, 이 원 상당 직경(중심 직경)을 측정한다. 또, 이 SEM에 의한 Mg-Si 화합물의 평균 수밀도는, 본 발명에 있어서는 관찰 시료의 단위 부피를 고려하지 않고, SEM에 의한 관찰된 단면의 단위 면적당 수밀도(평균 수밀도)로 한다.

(화학 성분 조성)

본 발명이 대상으로 하는 6000계 알루미늄 합금판의 화학 성분 조성에 대하 여 이하에 설명한다. 본 발명이 대상으로 하는 6000계 알루미늄 합금판은, 상기한 자동차의 외판용의 판 등으로서, 우수한 성형성이나 BH성, 강도, 용접성, 내식성 등의 제(諸) 특성이 요구된다.

이러한 요구를 만족하기 위하여, 알루미늄 합금판의 조성은, 질량%으로, Mg : 0.4∼1.0%, Si : 0.4∼1.5%, Mn : 0.01∼0.5%(바람직하게는 0.01∼0.15%), Cu : 0.001∼1.0%(바람직하게는 0.01∼1.0%)를 포함하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것으로 한다. 또, 각 원소의 함유량의 % 표시는 모두 질량%의 의미이다.

본 발명이 대상으로 하는 6000계 알루미늄 합금판은, BH성이 보다 우수한, Si와 Mg의 질량비 Si／Mg가 1 이상인 것과 같은 과잉 Si형의 6000계 알루미늄 합금판에 바람직하게 적용된다. 6000계 알루미늄 합금판은, 프레스 성형이나 굽힘 가공시에는 저내력화에 의해 성형성을 확보하는 동시에, 성형 후의 패널의 도장 베이킹 처리 등의, 비교적 저온의 인공 시효 처리시의 가열에 의해 시효 경화하여 내력이 향상되어, 필요한 강도를 확보할 수 있는 우수한 시효 경화능(BH성)을 갖고 있다. 그 중에서도, 과잉 Si형의 6000계 알루미늄 합금판은, 질량비 Si／Mg가 1 미만인 6000계 알루미늄 합금판에 비해, 이 BH성이 보다 우수하다.

Mg, Si, Mn, Cu 이외의 그 밖의 원소는, 기본적으로는 불순물이며, AA 내지 JIS 규격 등을 따르는 각 불순물 레벨의 함유량(허용량)으로 한다. 리사이클의 관점에서, 용해재로서, 고순도 Al 지금(地金)뿐만 아니라, 6000계 합금이나 그 밖의 알루미늄 합금 스크랩재, 저순도 Al 지금 등을 용해 원료로서 다량 사용한 경우에 는, 하기 그 밖의 원소가 불순물로서 혼입될 가능성이 있다. 그리고, 이들의 불순물 원소를 예컨대 검출 한계 이하로 저감하는 것 자체가 비용 상승으로 되어, 어느 정도의 함유 허용이 필요하게 된다. 또한, 실질량 함유하더라도 본 발명의 목적이나 효과를 저해하지 않는 함유 범위가 있어, 이 범위에서의 함유 효과가 있는 원소도 있다.

Fe, Cr, Ti, 및 Zn은, 본 발명에 있어서는 기본적으로 불순물이다. 단, 이들 원소를 각각 이하에 규정하는 양 이하의 범위로의 함유를 허용한다. 구체적으로는, Fe : 1.0% 이하, Cr : 0.3% 이하, Ti : 0.1% 이하, Zn : 1.0% 이하의 범위이며, 상기한 기본 조성에 부가하여 더 포함하여도 좋다.

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

Si : 0.4∼1.5%

Si는 Mg와 함께, 본 발명에서 규정하는 상기 클러스터 형성의 중요 원소이다. 또한, 고용 강화와, 도장 베이킹 처리 등의 상기 저온에서의 인공 시효 처리시에, 강도 향상에 기여하는 시효 석출물을 형성하여, 시효 경화능을 발휘하며, 자동차의 아우터 패널로서 필요한 강도(내력)를 얻기 위한 필수적인 원소이다. 또한, 본 발명의 6000계 알루미늄 합금판에 있어서, 프레스 성형성, 헤밍 가공 등의 굽힘 가공성의 제 특성을 겸비하게 하기 위한 최중요 원소이다.

또한, 패널로의 성형 후의, 보다 저온, 단시간의 도장 베이킹 처리에서의 우 수한 시효 경화능을 발휘시키기 위해서는, Si／Mg를 질량비로 1.0 이상으로 하여, 일반적으로 말하는 과잉 Si형보다도 Si를 Mg에 대해 과잉으로 더 함유시킨 6000계 알루미늄 합금 조성으로 하는 것이 바람직하다.

Si 함유량이 너무 적으면, Si의 절대량이 부족하기 때문에, 본 발명에서 규정하는 상기 클러스터를 규정하는 수밀도만큼 형성시키는 것이 불가능하여, 도장 베이킹 경화성이 현저히 저하된다. 또, 각 용도에 요구되는, 프레스 성형성, 굽힘 가공성 등의 여러 가지 특성을 겸비할 수가 없다. 한편, Si 함유량이 너무 많으면, 조대한 정출물 및 석출물이 형성되어, 굽힘 가공성이나 프레스 성형성이 현저히 저하된다. 또한, 용접성도 현저히 저해된다. 따라서, Si는 0.4∼1.5%의 범위로 한다.

Mg : 0.4∼1.0%

Mg도 Si와 함께 본 발명에서 규정하는 상기 클러스터 형성의 중요 원소이다. 또한, 고용 강화와, 도장 베이킹 처리 등의 상기 인공 시효 처리시에, Si와 함께 강도 향상에 기여하는 시효 석출물을 형성하여, 시효 경화능을 발휘하며, 패널로서의 필요 내력을 얻기 위한 필수적인 원소이다.

Mg 함유량이 너무 적으면, Mg의 절대량이 부족하기 때문에, 본 발명에서 규정하는 상기 클러스터를 규정하는 수밀도만큼 형성시키는 것이 불가능하여, 도장 베이킹 경화성이 현저히 저하된다. 이 때문에, 패널로서 필요한 내력을 얻을 수 없다. 한편, Mg 함유량이 너무 많으면, 도리어 SS 마크(스트레쳐 스트레인 마크) 가 발생하기 쉽게 된다. 따라서, Mg의 함유량은 0.4∼1.0%의 범위이고, Si／Mg가 질량비로 1.0 이상으로 되는 것과 같은 양으로 한다.

Cu : 0.001∼1.0%

Cu는, 본 발명의 비교적 저온 단시간의 인공 시효 처리의 조건에서, 알루미늄 합금재 조직의 결정립 내에의 강도 향상에 기여하는 시효 석출물의 형성을 촉진시키는 효과가 있다. 또한, 고용된 Cu는 성형성을 향상시키는 효과도 있다. Cu 함유량이 0.001% 미만, 특히 0.01% 미만에서는 이 효과가 없다. 한편, 1.0%를 초과하면, 내응력 부식 균열성이나, 도장 후의 내식성 중의 내사청성(filiform corrosion resistance), 또한 용접성을 현저히 열화시킨다. 이 때문에, Cu 함유량은 0.001∼1.0%, 바람직하게는 0.01∼1.0%로 한다.

Mn : 0.01∼0.5%

Mn에는, 균질화 열처리시에 분산 입자(분산상)를 생성하고, 이들의 분산 입자에는 재결정 후의 입계 이동을 방해하는 효과가 있기 때문에, 미세한 결정립을 얻을 수 있다고 하는 효과가 있다. 상기한 바와 같이, 본 발명의 알루미늄 합금판의 프레스 성형성이나 헤밍 가공성은 알루미늄 합금 조직의 결정립이 미세할수록 향상된다. 이 점에서, Mn 함유량이 0.01% 미만에서는 이들 효과가 없다.

한편, Mn 함유량이 많아진 경우, 용해, 주조 시에 조대한 Al-Fe-Si-(Mn, Cr, Zr)계의 금속간 화합물이나 결정 석출물을 생성하기 쉬워, 알루미늄 합금판의 기계 적 성질을 저하시키는 원인이 된다. 또한, Mn 함유량이 1.0%를 초과한 경우, 굽힘 가공성이 저하된다. 이 때문에, Mn은 0.01∼0.5%의 범위로 하고, 바람직하게는 0.01∼0.15%의 범위로 한다.

(제조 방법)

다음에, 본 발명의 알루미늄 합금판의 제조 방법에 대하여 이하에 설명한다. 본 발명의 알루미늄 합금판은, 제조 공정 자체는 통상적 방법 혹은 공지된 방법이며, 상기 6000계 성분 조성의 알루미늄 합금 주괴를 주조 후에 균질화 열처리하고, 열간 압연, 냉간 압연이 실시되어 소정의 판두께로 되며, 또한 용체화 소입 등의 조질 처리가 실시되어 제조된다.

단, 이들의 제조 공정 중에서, 실온 시효를 억제하여 헤밍 등의 굽힘 가공성을 향상시키고, 동시에 베이킹 경화성을 향상시키며, 양자를 양립시키기 위하여, 본 발명의 범위에 상기 규정 클러스터를 제어하기 위해서는, 후술하는 바와 같이, 용체화 및 소입 처리 후의 열처리를 보다 적정하게 제어할 필요가 있다. 또한, 다른 공정에 있어서도, 본 발명의 규정 범위 내에 상기 클러스터를 제어하기 위한 바람직한 조건이 있다.

(용해, 주조 냉각 속도)

우선, 용해, 주조 공정에서는, 상기 6000계 성분 조성 범위 내에 용해 조정된 알루미늄 합금 용탕을, 연속 주조법, 반연속 주조법(DC 주조법) 등의 통상의 용 해 주조법을 적절히 선택하여 주조한다. 여기서, 본 발명의 규정 범위 내로 클러스터를 제어하기 위하여, 주조시의 평균 냉각 속도에 대해, 용해 온도(약 700℃)에서부터 고상선 온도까지를 30℃／분 이상으로, 될 수 있는 한 크게(빠르게) 하는 것이 바람직하다.

이와 같은, 주조시의 고온 영역에서의 온도(냉각 속도) 제어를 하지 않는 경우, 이 고온 영역에서의 냉각 속도는 필연적으로 늦어진다. 이와 같이 고온 영역에서의 평균 냉각 속도가 늦어진 경우, 이 고온 영역에서의 온도 범위에서 조대하게 생성되는 정출물의 양이 많아져서, 주괴의 판 폭 방향, 두께 방향에서의 정출물의 크기나 양의 편차도 커진다. 이 결과, 본 발명의 범위에 상기 규정 클러스터 및 Mg-Si 화합물을 제어할 수 없게 될 가능성이 높아진다.

(균질화 열처리)

이어서, 상기 주조된 알루미늄 합금 주괴에, 열간 압연에 앞서, 균질화 열처리를 실시한다. 이 균질화 열처리(균열(均熱) 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 처리이어도 좋다. 단, 본 발명에서 규정하는 Mg-Si 화합물을, 규정대로, 조대화시키지 않고, 또한 과잉으로 되지 않고, 적정한 크기와 수밀도로 존재시키기 위해서는, 균질화 열처리를 적정한 조건으로 수행할 필요가 있다.

이 때문에, 균질화 열처리 온도는 500℃ 이상이고 융점 미만, 균질화 시간은 4시간 이상의 범위에서 적절히 선택된다. 이 균질화 온도가 낮으면 결정립 내의 편석을 충분히 없앨 수 없어, 이것이 파괴의 기점으로서 작용하기 때문에, 신장 플랜지성이나 굽힘 가공성이 저하된다. 그 후, 즉시 열간 압연을 개시하거나, 또는 적당한 온도까지 냉각 유지한 후에 열간 압연을 개시하더라도, 본 발명에서 규정하는 클러스터의 수밀도로 제어하는 것은 가능하다.

이 균질화 열처리를 수행한 후, 300℃∼500℃인 동안을 20∼100℃／hr의 평균 냉각 속도로 실온까지 냉각하고, 이어서 20∼100℃／hr의 평균 가열 속도로 350℃∼450℃까지 재가열하여, 이 온도역에서 열간 압연을 개시하는 것이 바람직하다.

이 균질화 열처리 후의 평균 냉각 속도 및 그 후의 재가열 속도의 조건을 벗어나면, 본 발명에서 규정하는 소정의 Mg-Si 화합물이 얻어지지 않을 가능성이 높아진다. 이 평균 냉각 속도 및 재가열 속도가 너무 빠르면, 본 발명에서 규정하는 미세한 Mg-Si 화합물의 수가 적어져서, 원 등가 직경이 2㎛를 넘고 15㎛ 이하의 범위인 Mg-Si 화합물의 평균 수밀도를 100개／㎟ 이상으로 할 수 없게 된다. 한편, 이 평균 냉각 속도 및 상기 재가열 속도가 너무 늦으면, 원 등가 직경이 15㎛를 넘는 조대한 화합물이 형성되어, 본 발명에서 규정한 Mg-Si 화합물의 최대로 되는 원 등가 직경을 15㎛ 이하로 할 수 없게 된다.

(열간 압연)

열간 압연은, 압연하는 판두께에 따라서, 주괴(슬래브)의 조(粗)압연 공정과, 마무리 압연 공정으로 구성된다. 이들 조압연 공정이나 마무리 압연 공정에서 는, 리버스식 혹은 탠덤식 등의 압연기가 적절히 사용된다.

이 때, 열연(조압연) 개시 온도가 450℃를 넘는 조건에서는, 본 발명에서 규정하는 소정의 Mg-Si 화합을 얻을 수 없다. 또한, 열연 개시 온도가 350℃ 미만에서는 열연 자체가 곤란하게 된다. 따라서, 열연 개시 온도는 350∼580℃, 더 바람직하게는 350∼450℃의 범위로 한다.

(열연판의 소둔)

이 열연판의 냉간 압연 전의 소둔(황둔(荒鈍))은 반드시 필요한 것은 아니지만, 결정립의 미세화나 집합 조직의 적정화에 의해, 성형성 등의 특성을 더욱 향상시키기 위하여 실시하여도 좋다.

(냉간 압연)

냉간 압연에서는, 상기 열연판을 압연하여, 원하는 최종 판두께의 냉연판(코일도 포함함)으로 제작한다. 단, 결정립을 보다 미세화하기 위해서는, 냉간 압연율은 60% 이상인 것이 바람직하고, 또한 상기 황둔과 마찬가지의 목적으로, 냉간 압연 경로 사이에 중간 소둔을 하여도 좋다.

(용체화 및 소입 처리)

냉간 압연 후, 용체화 소입 처리를 한다. 용체화 처리 소입 처리에 대해서는, 통상의 연속 열처리 라인에 의한 가열, 냉각이면 되며, 특별히 한정은 되지 않 는다. 단, 각 원소의 충분한 고용량을 얻는 것, 및 상기한 바와 같이 결정립은 보다 미세한 것이 바람직하다는 점에서, 520℃ 이상의 용체화 처리 온도로, 가열 속도 5℃／초 이상으로 가열하여, 0∼10초 유지하는 조건으로 실시하는 것이 바람직하다.

또한, 성형성이나 헤밍 가공성을 저하시키는 조대한 입계 화합물 형성을 억제한다는 관점에서, 소입 시의 냉각 속도는 10℃／초 이상으로 실시하는 것이 바람직하다. 냉각 속도가 느리면, 입계 상에 Si, Mg₂Si 등이 석출되기 쉽게 되고, 프레스 성형이나 굽힘 가공시의 균열의 기점이 되기 쉬워, 이들 성형성이 저하된다. 이 냉각 속도를 확보하기 위하여, 소입 처리는 팬 등의 공냉, 미스트, 스프레이, 침지 등의 수냉 수단이나 조건을 각각 선택하여 이용한다.

(예비 시효 처리)

이 실온까지 소입 냉각한 후, 10분 이내에 냉연판을 예비 시효 처리(재가열 처리)한다. 이 예비 시효 처리는, 90∼130℃의 온도역으로 재가열하고, 도달 재가열 온도로부터의 평균 냉각 속도를 0.5∼5℃／hr의 범위로 3시간 이상 유지하는 조건으로 실시하며, 그 후 실온까지 방냉한다. 이 조건을 만족시키는 것에 의해, 본 발명에서 규정하는 소정의 클러스터의 수밀도를 갖는 조직을 얻을 수 있다. 설령 이 예비 시효 처리를 실시하더라도, 이와 같이 조건이 적정하지 않으면, 상기 클러스터는 본 발명에서 규정하는 평균 수밀도로는 되지 않아, 상기한 대로, 종래와 같 이 그 수나 양이 부족하거나 또는 초과한다.

여기서, 소입 냉각 종료 후부터의 실온 유지가 10분을 초과하면, 실온 유지로 형성되는 클러스터(Si 리치 클러스터)가 먼저 생성되어, 본 발명에서 규정하는 소정의 클러스터의 수밀도를 얻을 수 없으며, 베이킹 경화성 및 실온 시효 억제 효과를 얻을 수 없다. 상기 재가열 온도가 90℃ 미만에서도 본 발명에서 규정하는 소정의 클러스터 밀도를 얻을 수 없으며, 베이킹 경화성 및 실온 시효 억제 효과를 얻을 수 없다. 또한, 가열 온도가 130℃를 초과하는 조건에서는, 본 발명에서 규정하는 소정의 클러스터 밀도를 초과하여 형성되거나, 또는 클러스터와는 다른 β' 등의 금속간 화합물상을 형성하여, 성형성이나 굽힘 가공성을 저하시킨다. 이 예비 시효 처리의 온도 범위는, 마찬가지의 관점에서, 100∼120℃가 더욱 바람직하다.

이 예비 시효 처리에 있어서는, 재가열 온도와 더불어 그 유지 시간 또는 냉각 속도도 본 발명에서 규정하는 소정의 클러스터의 수밀도 생성에 크게 영향을 준다. 상기한 바와 같이, 90∼130℃, 더욱 바람직하게는 100∼120℃의 온도 범위에 있어서의 유지 시간이 3hr 미만에서는, 본 발명에서 규정하는 소정의 클러스터 밀도를 얻을 수 없으며, 베이킹 경화성 및 실온 시효 억제 효과를 얻을 수 없다. 또한, 지나치게 장시간 유지되면, 본 발명에서 규정하는 소정의 클러스터 밀도를 초과하여 형성되거나 또는 클러스터와는 다른 β' 등의 금속간 화합물상을 형성하여, 성형성이나 굽힘 가공성을 저하시킬 가능성이 있다. 이 때문에, 예컨대 코일의 상태로 예비 시효 처리를 하는 경우, 일정 온도로 유지하는 예비 시효 처리에서는, 처리 후부터 완냉각 개시로 되기 때문에 필연적으로 지나치게 장시간 유지로 되기 쉽게 된다. 따라서, 열처리 유지하는 시간 동안에도 규정된 온도 범위로 냉각 조건으로 하는 것이 바람직하며, 도달 재가열 온도로부터의 평균 냉각 속도를 0.5∼5℃／hr의 범위로 3시간 이상 유지하는 열처리를 수행함으로써, 본 발명에서 규정하는 소정의 클러스터 밀도를 얻을 수 있다.

또, 이 예비 시효 처리에 있어서의 유지 시간에 대하여, 그 상한의 시간은 특별히 규정하지 않지만, 상기한 바와 같이, 지나치게 장시간 유지되면, 소정의 클러스터 밀도를 초과하여 형성되거나 또는 클러스터와는 다른 β' 등의 금속간 화합물상을 형성하여, 성형성이나 굽힘 가공성을 저하시킬 가능성이 있다. 이 때문에, 예컨대 5시간의 유지 시간 후에 100℃ 이하인 경우는 그 후에도 유지 시간 내의 냉각 조건 그대로이어도 좋지만, 5시간의 유지 시간 후에 120℃를 넘는 경우에는, 3℃／hr 이상, 더 바람직하게는 5℃／hr 이상의 냉각 속도로 100℃ 이하까지 냉각하는 것이 바람직하다. 이 조건에 따르면, 예비 시효 처리는 일단 재가열한 후, 단열 상태의 보온이어도 무방하며, 일정 온도로 유지하는 조건에 있어서는 필수로 되는 제어 가열이 불필요하게 된다는 이점도 있다.

또한, 예비 시효 처리에 있어서의 가열 속도는 특별히 규정되지 않지만, 용체화 소입 처리 후, 10분 이내에 소정의 온도로 가열한다는 점에서, 필연적으로 10℃／분 이상으로 빨리 할 필요가 있으며, 보다 바람직하게는 50℃／분 이상으로 한다. 또, 연속 용체화 소입 처리의 경우에는, 판을 코일에 권취하기 전에 재가열하여도 좋고, 권취 후에 재가열하더라도 좋다.

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하겠지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니며, 상기·후술하는 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하고, 그것들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

[실시예]

(실시예 1)

다음에, 본 발명의 실시예를 설명한다. 우선, 실시예 1로서, 본 발명에서 규정하는 클러스터 조건이 서로 다른 6000계 알루미늄 합금판을 나눠 만들고, 도장 베이킹 경화성이나 실온 시효에의 효과(영향)를 각각 조사하였다.

표 1에 나타내는 6000계 알루미늄 합금판을, 표 2에 나타내는 조건으로, 균질화 열처리("균열 처리"라고 약기함) 및 열간 압연("열연"이라고 약기함)하고, 또한 냉간 압연을 실시하고, 용체화 및 소입 처리하여 제조하였다. 또, 표 1 중의 각 원소의 함유량 표시에 있어서, 「-」의 표시는 검출 한계 이하인 것을 나타낸다.

알루미늄 합금판의 보다 구체적인 제조 조건은 이하와 같다. 표 1에 나타내는 각 조성의 주괴를 DC 주조법에 의해 공통적으로 용제하였다. 이 때, 각 예 모두 공통적으로, 주조시의 평균 냉각 속도에 대하여 용해 온도(약 700℃)에서부터 고상선 온도까지를 50℃／분으로 하였다.

계속해서, 주괴를, 각 예 모두 공통적으로 560℃×4시간 균열 처리한 후, 열 간 조압연을 개시하였다. 그리고, 각 예 모두 공통적으로, 이어지는 마무리 압연에 의해, 두께 3.5㎜까지 열연하여 열간 압연판(코일)으로 하였다. 열간 압연 후의 알루미늄 합금판을 각 예 모두 공통적으로 중간 소둔(황(荒)소둔) 없이 냉간 압연하고, 각 예 모두 공통적으로 두께 1.0㎜의 냉연판(코일)으로 하였다.

또한, 이 각 냉연판을, 각 예 모두 공통적으로, 연속식의 열처리 설비에서 500℃까지의 평균 가열 속도를 10℃／초로 하여 550℃의 용체화 처리 온도까지 가열하고, 곧바로 평균 50℃／초의 냉각 속도로 실온까지 냉각하는, 용체화 소입 처리를 실시하였다. 그 후, 각 예 모두 공통적으로, 시간적인 지체 없이 곧바로, 표 2에 나타내는 각 조건으로 가열, 냉각하는 예비 시효 처리를 실시하였다. 또, 각 예 모두 공통적으로, 표 2에 기재한 바와 같은 도달 재가열 온도로부터의 평균 냉각 속도로 하여 5시간 유지하고, 그 후 각 예 모두 실온까지 방냉하였다.

이들 조질 처리 직후의 각 최종 제품판으로부터 공시판(블랭크)을 잘라내어, 각 공시판의 조직을 측정, 평가하였다. 이들의 결과를 표 3에 나타낸다.

(클러스터)

상기 공시판의 판두께 중앙부에 있어서의 조직을, 상기한 방법에 의해 100만배의 투과형 전자 현미경으로 분석하고, 명시야상에서 암색 콘트라스트로서 관찰되는 클러스터 중, 이 암색 콘트라스트의 원 등가 직경이 1∼5㎚의 범위인 클러스터의 평균 수밀도(개／㎛²)를 구하였다.

(결정 입경)

상기 공시판의 판두께 중앙부의 압연 평행 단면에 있어서의 조직을, 기계 연마, 바커법(양극 산화 처리)에 의해 전처리한 후에, 100배의 광학 현미경을 이용하여 관찰하였다. 이 때, 판의 압연 방향 및 판두께 방향으로 직선을 긋고, 이 직선 상에 위치하는 개개의 결정립의 절편 길이를, 개개의 결정 입경으로서 측정하는 절단법(라인인터셉트법)에 의해, 임의의 판의 압연 평행 단면의 부위 10개소에서 측정하고, 평균 결정 입경을 산출하였다. 1 측정 라인 길이는 0.5㎜ 이상으로 하고, 1 시야당 측정 라인을 압연 방향／판두께 방향 각 3개로 하며, 측정 라인마다 순차적으로 측정한 평균 결정 입경을 10 측정 개소당으로 순차적으로 평균화하여 평균 결정 입경으로 하였다.

(공시판 특성)

상기 조질 처리 후의 실온 시효성으로서, 상기 조질 처리 후, 7일간 실온 방치(실온 시효) 후와, 100일간 실온 방치(실온 시효) 후의 각 공시판의 특성을 조사하였다. 공시판의 특성으로는, 인장 강도(㎫), 0.2% 내력(㎫), 인공 시효 경화 처리(도장 베이킹 경화 처리를 모의) 후의 0.2% 내력(㎫), 프레스 성형성, 헤밍 가공성을 각각 시험, 측정, 평가하였다. 이들의 결과도 표 3에 나타낸다.

(기계적 특성)

기계적 특성을 측정하기 위한 인장 시험은, 상기 조질 처리 후 7일간 실온 방치 후와, 100일간 실온 방치 후의 각 공시판, 또한, 이들을 각각 인공 시효 경화 처리 후(베이킹 후)의 공시판으로부터, 각각 JISZ2201의 5호 시험편(25㎜×50㎜GL×판두께)을 채취하고, 실온 인장 시험을 실시하였다. 이 때의 시험편의 인장 방향을 압연 방향의 직각 방향으로 하였다. 인장 속도는, 0.2% 내력까지는 5㎜／분, 내력 이후는 20㎜／분으로 하였다. 기계적 특성 측정의 N수는 5로 하고, 각각 평균치로 산출하였다.

(도장 베이킹 경화성)

도장 베이킹 경화성 평가를 위한, 인공 시효 경화 처리는, 상기 조질 처리 후, 7일간 실온 방치 후와 100일간 실온 방치 후의 각 공시판을, 공통적으로, 2%의 사전 변형(strain)을 부여한 후, 170℃에서 20분의 가열 처리(도장 베이킹 상당)를 실시하였다. 그리고, 이들 판의 인장 시험도 실시하고, 도장 베이킹 경화성을 평가하였다. 측정의 N수는 5로 하고, 각각 평균치로 산출하였다.

(프레스 성형성)

프레스 성형성 시험은 상기 조질 처리 후 100일간 실온 방치 후의 각 공시판에 대해서만 실시하였다. 시험은, 직사각형 블랭크(크기 110㎜×200㎜)에 대하여, φ100의 구두(球頭;spherical-head) 펀치와 다이스(비드 부착)를 이용한 스트레칭 성형 시험을 실시하고, 균열 한계 성형 높이 LDH0(㎜)로부터 프레스 성형성을 평가하였다. 성형 시험은, 블랭크 홀더력 200kN, 윤활은 시판되는 방청 세정유를 이용 하며, 성형 속도 20㎜／분의 조건으로 5회 실시하여, 가장 낮은 스트레치 높이를 균열 한계 성형 높이값으로 하였다.

(헤밍 가공성)

헤밍 가공성은, 상기 조질 처리 후 100일간 실온 방치 후의 각 공시판에 대해서만 실시하였다. 시험은, 30㎜ 폭의 직사각형 형상의 시험편을 이용하여, 다운 플랜지에 의한 내곡 R1.0㎜의 90° 굽힘 가공 후, 1.0㎜ 두께의 이너를 사이에 끼우고, 절곡부를 더 안쪽으로, 차례로 약 130도로 구부리는 프리헤밍 가공, 180도 구부려서 단부를 이너에 밀착시키는 플랫 헤밍 가공을 실시하였다. 이 플랫 헴의 굽힘부(연곡부)의, 표면 거칠음, 미소한 균열, 큰 균열의 발생 등의 표면 상태를 육안 관찰하고, 이하의 기준에 의해 육안 평가하였다.

0 ; 균열, 표면 거칠음 없음, 1 ; 가벼운 정도의 표면 거칠음, 2 ; 심한 표면 거칠음, 3 ; 미소 표면 균열, 4 ; 선형상으로 연속된 표면 균열, 5 ; 파단,

표 1∼3에 나타낸 바와 같이, 각 발명예 A1∼A9는 본 발명의 성분 조성 범위 내에서, 또한 바람직한 조건 범위에서 제조, 조질 처리를 실시하고 있다. 이 때문에, 각 발명예는, 표 3에 나타내는 바와 같이, 본 발명에서 규정하는 클러스터(암색 콘트라스트의 원 등가 직경이 1∼5㎚의 범위의 원자의 집합체)와, 평균 수밀도(4000∼30000개／㎛²)를 갖고 있다. 또한, 평균 결정 입경도 30∼40㎛의 범위로, 비교적 미세하다.

이 결과, 각 발명예는, 상기 조질 처리 후 100일간의 장기 실온 방치(실온 시효) 후이더라도, 7일간의 단시간의 실온 방치 후의 판에 비해, 인장 강도(㎫), 0.2% 내력(㎫), 인공 시효 경화 처리 후의 0.2% 내력(㎫)에 손색이 없다. 또한, 상기 조질 처리 후 100일간의 장기 실온 방치(실온 시효) 후라고 하더라도 프레스 성형성, 헤밍 가공성이 우수하다. 따라서, 각 발명예는, 도장 베이킹 경화성이 우수하고, 실온 시효에 의한 내력 상승과 성형성, 특히 헤밍 가공성의 저하를 확실히 억제할 수 있다.

이에 반하여, 표 1∼3에 나타낸 바와 같이, 비교예 A13∼A16은, 상기 발명예 1과 동일한 합금예를 이용하고 있다. 그러나, 이들 각 비교예는, 표 2에 나타내는 바와 같이, 예비 시효 처리가 바람직한 범위를 벗어나 있다. 비교예 A13은 예비 시효 처리 온도가 너무 높다. 비교예 A14는 예비 시효 처리 온도 유지에 있어서의 온도 강하(냉각 속도)가 너무 크다. 비교예 A15는 소입 처리 직후부터 예비 시효 처리(가열) 개시까지의 실온 유지 시간이 너무 길다. 비교예 A16은 예비 시효 처리 온도가 너무 낮다.

이 결과, 표 3에 나타내는 바와 같이, 비교예 A13은 본 발명에서 규정하는 클러스터의 평균 수밀도가 지나치게 많고, 또한 클러스터와는 상이한 β' 등의 금속간 화합물상을 형성하고 있어, 성형성이나 굽힘 가공성이 떨어진다. 비교예 A14∼A16은 본 발명에서 규정하는 클러스터의 평균 수밀도가 너무 적어, 도장 베이킹 경화성 향상이나, 실온 시효에 의한 내력 상승과 성형성의 저하 억제가 불가능하다. 또한, 프레스 성형성이나 헤밍 가공성이 뒤떨어져 있다.

비교예 A10∼A12는, 예비 시효 처리를 포함하여, 바람직한 범위에서 제조하고 있지만, 성분 조성이 본 발명 범위를 벗어난다. 이 결과, 표 3에 나타내는 바와 같이, Si 함유량이 지나치게 많은 비교예 A10이나, Mg 함유량이 지나치게 많은 비교예 A11은, 본 발명에서 규정하는 클러스터의 평균 수밀도를 갖고 있다. 이 때문에, 도장 베이킹 경화성이 우수하고, 실온 시효에 의한 내력 상승과 성형성의 저하를 억제할 수 있었지만, 프레스 성형성이나 헤밍 가공성이 뒤떨어져 있다. Si 함유량이 너무 적은 비교예 A12는, 본 발명에서 규정하는 클러스터의 평균 수밀도가 너무 적다. 이 비교예 A12는, Si 함유량이 너무 적기 때문에, 실온 시효에 의한 내력 상승은 억제되어 있지만, 본래의 강도가 너무 낮아, 베이킹 후 내력도 너무 낮고 프레스 성형성이 뒤떨어져 있다.

따라서, 이상의 실시예의 결과로부터, 본 발명에 있어서의 성분이나 조직의 각 요건, 또는 바람직한 제조 조건의, 도장 베이킹 경화성 향상이나, 실온 시효에 의한 내력 상승과 성형성의 저하 억제 효과, 기계적 성질 등을 겸비하기 위한 임계적인 의의 내지 효과가 뒷받침된다.

(실시예 2)

다음에, 실시예 2로서, 본 발명에서 규정하는 클러스터 조건과 더불어, 바람직한 요건인 평균 결정 입경과, 이것을 미세화하기 위한 Mg-Si 화합물 조건이 서로 다른 6000계 알루미늄 합금판을 나눠 만들고, 도장 베이킹 경화성이나 실온 시효에의 효과(영향)를 각각 조사하였다. 여기서, 실시예 1과 마찬가지로 프레스 성형성 과 헤밍 가공성의 시험을 실시하였는데, 성형성 시험은 실시예 1보다도 성형 조건이 보다 엄격한 아우터 패널로의 성형을 모의하여, 이들의 각 시험 조건을 보다 엄격히 하였다.

실시예 1과 동일하게 표 1에 성분 조성을 나타낸 6000계 알루미늄 합금 주괴를 용제하고, 표 4에 나타내는 조건으로 균질화 열처리 및 열간 압연하고, 또한, 냉간 압연을 하여, 두께 1.0㎜의 냉연판(코일)으로 하였다. 또한, 이 각 냉연판을, 각 예 모두 공통적으로, 실시예 1과 동일한 조건으로 연속식의 열처리 설비에서 용체화 및 소입 처리를 하였다.

이 때, 실시예 1과는 달리, 주괴의 각 온도에서의 4시간 균열 처리 후에, 300℃∼500℃인 동안을 각각 표 4에 나타내는 평균 냉각 속도로 실온까지 냉각하고, 그 후, 각 열연 개시 온도까지의 평균 승온 속도(재가열 속도)도 각각 표 4에 나타낸 바와 같이 제어하였다. 그리고, 이들에 의해서, 평균 결정 입경을 미세화하기 위한 Mg-Si 화합물 생성과 평균 결정 입경을 제어하였다.

그 후, 각 예 모두, 실시예 1과 마찬가지의 용체화 소입 처리를 한 후, 각각 표 4에 나타내는 각 조건으로, 가열, 냉각하는 예비 시효 처리를 하였다. 또, 각 실시예 모두 공통적으로, 표 4에 기재하는 바와 같은 도달 재가열 온도로부터의 평균 냉각 속도로 하여 5시간 유지하고, 그 후, 각 예 모두 실온까지 방냉하였다.

이들 조질 처리 직후의 각 최종 제품판으로부터 공시판(블랭크)을 잘라내고, 실시예 1과 마찬가지로, 다만 Mg-Si 화합물의 분석을 추가하여, 각 공시판의 조직을 측정, 평가하였다. 이들의 결과를 표 5에 나타낸다.

(Mg-Si 화합물)

상기 공시판의 판두께 중앙부의 단면에 있어서의 조직을, 상기한 방법에 의해, 500배의 주사형 전자 현미경으로 분석하고, 명시야상에서 암색 콘트라스트로서 관찰되는 Mg-Si 화합물의 최대로 되는 원 등가 직경(최대 직경 : ㎛), 원 등가 직경이 2㎛를 넘고 15㎛ 이하의 범위인 Mg-Si 화합물의 평균 수밀도(개／㎟)를 구하였다.

(공시판 특성)

상기 조질 처리 후의 실온 시효성으로서, 실시예 1과 마찬가지로, 상기 조질 처리 후, 7일간 실온 방치(실온 시효) 후와, 100일간 실온 방치(실온 시효) 후의 각 공시판의 특성을 실시예 1과 마찬가지로 조사하였다. 단, 프레스 성형성과 헤밍 가공성의 성형성 시험은, 실시예 1보다도 성형 조건이 엄격한 아우터 패널로의 성형을 모의하여, 이들의 각 시험 조건을 보다 엄격히 하였다. 이들의 결과도 표 5에 나타낸다.

(프레스 성형성)

프레스 성형성 시험은, 실시예 1과 마찬가지의 시험 방법, 시험 조건으로, 상기 조질 처리 후 100일간 실온 방치 후의 각 공시판에 대해서만 실시하였다. 단, 이 때, 시험 조건을 실시예 1보다 엄격하게 하기 위하여, 성형 속도를 40㎜／분으로 올려 5회 실시하고, 가장 낮은 스트레치 높이를 균열 한계 성형 높이값으로 하였다.

(헤밍 가공성)

헤밍 가공성은, 실시예 1과 마찬가지의 시험 방법, 시험, 평가 조건으로, 상기 조질 처리 후 100일간 실온 방치 후의 각 공시판에 대해서만 실시하였다. 단, 이 때, 시험 조건을 실시예 1보다 엄격하게 하기 위하여, 플랫 헤밍 가공 시험시에 끼워넣는 이너의 두께를 0.8㎜로 보다 얇게 하였다.

표 1, 4, 5에 나타내는 바와 같이, 발명예 B1∼B9는, 본 발명의 성분 조성 범위 내에서, 또한, 바람직한 조건 범위에서 제조, 조질 처리를 실시하고 있다. 이 때문에, 표 5에 나타내는 바와 같이, 본 발명에서 규정하는 클러스터(암색 콘트라스트의 원 등가 직경이 1∼5㎚의 범위의 원자의 집합체)와, 평균 수밀도(4000∼30000개／㎛²)를 갖고 있다. 또, 특히, 균열 처리 후의 실온까지의 평균 냉각 속도와, 그 후의 각 열연 개시 온도까지의 평균 승온 속도가 제어되어 있기 때문에, 본 발명에서 규정하는 Mg-Si 화합물의 최대로 되는 원 등가 직경과 평균 수밀도의 조건을 만족하고 있다. 또한, 이러한 Mg-Si 화합물의 적정한 존재에 의해서, 평균 결정 입경도 30㎛ 이하로, 실시예 1의 발명예보다도 미세화되어 있다.

이 결과, 발명예 B1∼B9는, 상기 조질 처리 후 100일간의 장기 실온 방치(실온 시효) 후라고 하더라도, 7일간의 단시간의 실온 방치 후의 판에 비해 인장 강]도(㎫), 0.2% 내력(㎫), 인공 시효 경화 처리 후의 0.2% 내력(㎫)에 손색이 없다. 또한, 상기 조질 처리 후 100일간의 장기 실온 방치(실온 시효) 후에, 실시예 1보다도 엄격한 성형 조건으로 성형되더라도, 프레스 성형성, 헤밍 가공성이 우수하다. 따라서, 각 발명예는, 도장 베이킹 경화성이 우수하고, 실온 시효에 의한 내력 상승과 성형성의 저하를 확실히 억제할 수 있다.

이에 반하여, 표 1, 4, 5에 나타내는 바와 같이, 비교예 B13∼B18은 상기 발명예 1과 동일한 합금예를 이용하고 있다. 그러나, 이들 각 비교예는, 표 4에 나타내는 바와 같이, 예비 시효 처리가 바람직한 범위를 벗어나 있다. 비교예 B13은 예비 시효 처리 온도가 너무 높다. 비교예 B14는 예비 시효 처리 온도 유지에 있어서의 온도 강하(냉각 속도)가 너무 크다. 비교예 B15는 소입 처리 직후부터 예비 시효 처리(가열) 개시까지의 실온 유지 시간이 너무 길다. 비교예 B16은 예비 시효 처리 온도가 너무 낮다.

이 결과, 표 5에 나타내는 바와 같이, 비교예 B13은 본 발명에서 규정하는 클러스터의 평균 수밀도가 너무 많고, 또한 클러스터와는 상이한 β' 등의 금속간 화합물상을 형성하고 있어, 성형성이나 굽힘 가공성이 떨어진다. 비교예 B14∼B16은 본 발명에서 규정하는 클러스터의 평균 수밀도가 너무 적어, 도장 베이킹 경화성 향상이나, 실온 시효에 의한 내력 상승과 성형성의 저하 억제가 되어 있지 않다. 또한, 프레스 성형성이나 헤밍 가공성이 뒤떨어져 있다.

비교예 B17은 균질화 열처리 후의 300℃∼500℃인 동안의 평균 냉각 속도와, 계속되는 열간 압연 온도까지의 평균 가열 속도가 모두 너무 빠르다. 이 결과, 본 발명에서 규정하는 Mg-Si 화합물의 평균 수밀도가 너무 적다. 이 때문에, 평균 결 정 입경이 40㎛로 조대화되어 있어, 발명예 B1∼9보다도 헤밍 가공성이 낮아진다. 비교예 B18은 균질화 열처리를 한 후의 300℃∼500℃인 동안의 평균 냉각 속도와, 계속되는 열간 압연 온도까지의 평균 가열 속도가 모두 너무 늦다. 이 결과, 본 발명에서 규정하는 Mg-Si 화합물이 조대화하여, Mg-Si 화합물의 최대 직경이 지나치게 크다. 이 때문에, 발명예 B1∼9보다도 강도가 낮고, 성형성이나 헤밍 가공성도 낮게 되어 있다.

비교예 B10∼B12는, 예비 시효 처리를 포함하여, 바람직한 범위에서 제조하고 있지만, 성분 조성이 본 발명 범위를 벗어난다. 이 결과, 표 5에 나타내는 바와 같이, Si 함유량이 너무 많은 비교예 B10이나, Mg 함유량이 너무 많은 비교예 B11은 본 발명에서 규정하는 클러스터의 평균 수밀도를 갖고 있다. 이 때문에, 도장 베이킹 경화성이 우수하고, 실온 시효에 의한 내력 상승과 성형성의 저하를 억제할 수 있었지만, 프레스 성형성이이나 헤밍 가공성이 뒤떨어져 있다. Si 함유량이 너무 적은 비교예 B12는, 본 발명에서 규정하는 클러스터의 평균 수밀도가 너무 적다. 이 비교예 B12는, Si 함유량이 너무 적기 때문에, 실온 시효에 의한 내력 상승은 억제되어 있지만, 본래의 강도가 지나치게 낮아, 프레스 성형성이 뒤떨어져 있다.

따라서, 이상의 실시예의 결과로부터도, 본 발명에 있어서의 성분이나 조직의 각 요건, 혹은 바람직한 제조 조건의, 도장 베이킹 경화성 향상이나, 실온 시효에 의한 내력 상승과 성형성의 저하 억제 효과, 기계적 성질 등을 겸비하기 위한 임계적인 의의 내지 효과가 뒷받침된다.

본 발명에 따르면, 도장 베이킹 경화성이 우수하고, 1∼4개월 정도의 비교적 장기간에 걸친 실온 시효를 억제한 알루미늄 합금판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다. 그 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 (6)

1. Al-Mg-Si계 알루미늄 합금판에 있어서,

   질량%로, Mg : 0.4∼1.0%, Si : 0.4∼1.5%, Mn : 0.01∼0.5%, Cu : 0.001∼1.0%를 포함하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지며,

   상기 알루미늄 합금판의 판두께 중앙부에 있어서의 조직을 100만배의 투과형 전자 현미경에 의해 분석했을 때에 명시야상에서 암색 콘트라스트로서 관찰되는, 원자의 집합체인 클러스터 중, 이 암색 콘트라스트의 원 등가 직경이 1∼5㎚의 범위인 클러스터의 평균 수밀도가 4000∼30000개／㎛²인

   알루미늄 합금판.
2. 제 1 항에 있어서,

   상기 알루미늄 합금판의 판두께 중앙부의 단면에 있어서의 조직을 500배의 주사형 전자 현미경에 의해 분석했을 때에 관찰되는, Mg-Si 화합물의 최대로 되는 원 등가 직경이 15㎛ 이하이며, 또한 원 등가 직경이 2㎛를 넘고 15㎛ 이하의 범위인 Mg-Si 화합물의 평균 수밀도가 100개／㎟ 이상인

   알루미늄 합금판.
3. 제 2 항에 있어서,

   상기 알루미늄 합금판의 결정 입경이 35㎛ 이하인

   알루미늄 합금판.
4. 제 1 항에 있어서,

   상기 알루미늄 합금판 중의 Si 함유량과 Mg 함유량의 질량비인 Si／Mg가 1.0 이상인

   알루미늄 합금판.
5. 청구항 1에 기재된 알루미늄 합금판을 제조하는 방법에 있어서,

   청구항 1에서 규정하는 알루미늄 합금판 조성을 갖는 Al-Mg-Si계 알루미늄 합금 주괴를, 균질화 열처리 후, 열간 압연하고, 이 열연판을 냉간 압연하고, 또한 이 냉연판을 용체화 처리 후에 실온까지 소입 처리한 후, 예비 시효 처리로서, 10분 이내에 냉연판을 90∼130℃의 온도역으로 재가열하고, 도달 재가열 온도로부터의 평균 냉각 속도를 0.5∼5℃／hr의 범위로 3시간 이상 유지하는 열처리를 수행하는

   알루미늄 합금판 제조 방법.
6. 제 5 항에 있어서,

   상기 주괴의 균질화 열처리를 500℃ 이상, 용융 온도 이하의 온도에서 4시간 이상 유지하는 조건으로 수행한 후, 주괴의 온도가 300℃∼500℃인 동안을 20∼100 ℃／hr의 평균 냉각 속도로 실온까지 일단 냉각하고, 이어서 주괴를 20∼100℃／hr의 평균 가열 속도로 350℃∼450℃까지 재가열하고, 이 온도역에서 열간 압연을 개시하는

   알루미늄 합금판 제조 방법.