KR20160127112A

KR20160127112A - 성형성과 베이킹 도장 경화성이 우수한 알루미늄 합금판

Info

Publication number: KR20160127112A
Application number: KR1020167026865A
Authority: KR
Inventors: 히사오 시시도; 가쓰시 마쓰모토; 야스히로 아루가
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2014-03-31
Filing date: 2015-03-23
Publication date: 2016-11-02
Also published as: KR101850234B1; US20170175231A1; MX2016012707A; US20190010581A1; CA2941988A1; CN106103763A; WO2015151907A1

Abstract

본 발명은, 장기 실온 시효 후의 BH성이나 성형성을 겸비하는 6000계 알루미늄 합금판을 제공하는 것을 목적으로 한다. 일 실시형태에 있어서는, Sn을 함유하는 특정 조성의 6000계 알루미늄 합금판의, 강도에 기여하지 않는 비교적 작은 Mg-Si 클러스터를 억제함과 더불어, 강도에 기여하는 비교적 큰 Mg-Si 클러스터를 가능한 한 늘려서, Sn의 원자 공공의 포획이나 방출 효과를 충분히 발휘시켜, 장기간의 실온 시효를 억제해서 헴 가공성을 향상시킴과 더불어, BH성도 향상시킨다. 다른 실시형태에 있어서는, 특정 조성의 6000계 알루미늄 합금판에 Sn을 함유해서, Mg+Si의 고용량을 확보한 뒤에, 항복비를 0.50 미만으로 낮게 하기 위해서, 3차원 아톰 프로브 전계 이온 현미경에 의해 측정된 원자의 집합체의 사이즈 분포를 제어해서, 고BH성화와 저항복비화를 양립시킨다.

Description

성형성과 베이킹 도장 경화성이 우수한 알루미늄 합금판{ALUMINUM ALLOY PLATE HAVING EXCELLENT MOLDABILITY AND BAKE FINISH HARDENING PROPERTIES}

본 발명은 Al-Mg-Si계 알루미늄 합금판에 관한 것이다. 본 발명에서 말하는 알루미늄 합금판이란, 열간 압연판이나 냉간 압연판 등의 압연판으로서, 용체화 처리 및 담금질 처리 등의 조질이 실시된 후이고, 프레스 성형이나 베이킹 도장 경화 처리되기 전의 알루미늄 합금판을 말한다. 또한, 이하의 기재에서는 알루미늄을 알루미 또는 Al이라고도 말한다.

근년, 지구 환경 등에 대한 배려로 인해, 자동차 등의 차량의 경량화의 사회적 요구는 더욱 더 높아지고 있다. 이러한 요구에 부응하도록, 자동차의 대형 보디 패널 구조체(아우터 패널, 이너 패널)의 재료로서, 강판 등의 철강 재료 대신에, 성형성이나 베이킹 도장 경화성이 우수한, 보다 경량인 알루미늄 합금재의 적용이 증가하고 있다.

이 자동차의 대형 보디 패널 구조체 중, 후드, 펜더, 도어, 루프, 트렁크 리드 등의 아우터 패널(외판)에도, 박육 및 고강도 알루미늄 합금판으로서, Al-Mg-Si계의 AA 내지 JIS 6000계(이하, 간단히 6000계라고도 말함) 알루미늄 합금판의 사용이 검토되고 있다.

이 6000계 알루미늄 합금판은, Si, Mg를 필수로 포함하고, 특히 과잉 Si형의 6000계 알루미늄 합금은, 이들 Si/Mg가 질량비로 1 이상인 조성을 갖고, 우수한 시효 경화능을 갖고 있다. 이 때문에, 자동차의 상기 아우터 패널로의 프레스 성형이나 굽힘 가공 시에는, 저내력화에 의해 성형성을 확보한다. 그리고, 성형 후의 패널의 도장 베이킹 처리 등의, 비교적 저온의 인공 시효(경화) 처리 시의 가열에 의해 시효 경화되어서 내력이 향상되어, 패널로서의 필요한 강도를 확보할 수 있는, 베이킹 도장 경화성(이하, 베이크 하드성=BH성, 베이킹 경화성이라고도 말함)이 있다.

한편, 자동차의 상기 아우터 패널은, 주지하는 바와 같이, 알루미늄 합금판에 대해, 프레스 성형에 있어서의 장출 성형 시나 굽힘 성형 등의 성형 가공이 복합되어 행해져 제작된다. 예를 들면, 후드나 도어 등의 대형의 아우터 패널에서는, 장출 등의 프레스 성형에 의해, 아우터 패널로서의 성형품 형상으로 되고, 이어서, 이 아우터 패널 주연부의 플랫 헴 등의 헴(헤밍) 가공에 의해, 이너 패널과의 접합이 행해져, 패널 구조체로 된다.

여기에서, 6000계 알루미늄 합금은, 우수한 BH성을 갖는다는 이점이 있는 반면에, 실온 시효성을 가져, 용체화 담금질 처리 후의 실온 유지로 시효 경화되어서 강도가 증가하는 것에 의해, 패널로의 성형성, 특히 굽힘 가공성이 저하되는 과제가 있었다. 예를 들면, 6000계 알루미늄 합금판을 자동차 패널 용도로 이용하는 경우, 알루미 제조사에서 용체화 담금질 처리된 후(제조 후), 자동차 제조사에서 패널로 성형 가공될 때까지, 1개월간 정도 실온에 놓여지고(실온 방치되고), 그 동안에, 상당히 시효 경화(실온 시효)되게 된다. 특히, 엄격한 굽힘 가공이 들어가는 아우터 패널에 있어서는, 제조 직후에는, 문제없이 성형이 가능하더라도, 1개월 경과 후에는, 헴 가공 시에 균열이 생기는 등의 문제가 있었다. 따라서, 자동차 패널용, 특히 아우터 패널용의 6000계 알루미늄 합금판에서는, 1개월간 정도의 비교적 장기에 걸친 실온 시효를 억제할 필요가 있다.

더욱이, 이와 같은 실온 시효가 큰 경우에는, BH성이 저하되어서, 상기한 성형 후의 패널의 도장 베이킹 처리 등의, 비교적 저온의 인공 시효(경화) 처리 시의 가열에 의해서는, 패널로서의 필요한 강도까지 내력이 향상되지 않게 된다는 문제도 생긴다.

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 대해서, 여러 가지의 제안이 이루어지고 있다. 최근에는, 특히, 6000계 알루미늄 합금판의 BH성이나 실온 시효성에 영향을 주는 클러스터(원자의 집합체)를 직접 측정해서 제어하는 시도도 제안되어 있다(특허문헌 1∼3).

이 중, 특허문헌 1에서는, BH성이나 실온 시효성에 영향을 주는 클러스터(원자의 집합체)를, 판의 조직을 그대로 직접적으로, 100만배의 투과형 전자 현미경에 의해 분석하여, 관찰되는 클러스터(원자의 집합체) 중, 원 등가 직경이 1∼5nm의 범위인 클러스터의 평균 수밀도를 일정한 범위로 규정해서, BH성이 우수하고, 실온 시효를 억제한 것으로 하고 있다.

이에 비해, 특허문헌 2, 3에서는, 특허문헌 1과 같이 직접 클러스터(원자의 집합체)를 관할하는 것은 아니고, 3차원 아톰 프로브 전계 이온 현미경에 의해, 고전계하에서 일단 이온화(전계 증발)시킨 판의 원자의 위치 정보로부터, 해석에 의해 재구축된 판의 원자 구조에 있어서 정의되는 원자의 집합체를 규정하고 있다. 보다 구체적으로는, Mg 원자나 Si 원자 중 어느 하나 또는 양쪽을 합계로 10개 이상 포함하고, 이들에 포함되는 Mg 원자나 Si 원자 중 어느 원자를 기준으로 해도, 그 기준이 되는 원자와 이웃하는 다른 원자 중 어느 하나의 원자의 서로의 거리가 0.75nm 이하인 조건을 만족하는 원자의 집합체를 제어하고 있다. 즉, 이 조건을 만족하는 원자의 집합체의, 평균 수밀도나, 크기의 분포 또는 비율을 규정하고 있다.

또한, 본 발명에 있어서의 Sn의 첨가에 관계되는 선행 특허로서도, 6000계 알루미늄 합금판에 Sn을 적극적으로 첨가하여, 실온 시효를 억제하고, BH성(베이킹 도장 경화성)을 향상시키는 방법도 다수 제안되어 있다. 예를 들면, 특허문헌 4에서는 Sn을 적당량 첨가하고, 용체화 처리 후에 예비 시효를 실시함으로써, 실온 시효 억제와 BH성을 겸비하는 방법이 제안되어 있다. 또한, 특허문헌 5에서는 Sn과 성형성을 향상시키는 Cu를 첨가해서, 성형성, BH성, 내식성을 향상시키는 방법이 제안되어 있다.

일본 특허공개 2009-242904호 공보 일본 특허공개 2012-193399호 공보 일본 특허공개 2013-60627호 공보 일본 특허공개 평09-249950호 공보 일본 특허공개 평10-226894호 공보

그러나, 이들 종래의 Al-Mg-Si계 알루미늄 합금판에서도, 장시간의 실온 시효 후의 양호한 성형성과 높은 BH성을 겸비하기 위해서는, 아직 개선의 여지가 있었다.

자동차의 상기 각종의 아우터 패널은, 디자인성의 점에서, 변형이 없는 아름다운 곡면 구성과 캐릭터 라인을 실현시키는 것이 필요하다. 이와 같은 요구는, 경량화를 위해서, 성형이 어려워지는 고강도 알루미늄 합금판 소재의 채용에 수반하여, 해마다 엄격해지고 있다. 이 때문에, 근년 더욱 더, 보다 성형성이 우수한 알루미늄 합금판이 요구되고 있다. 그러나, 상기한 종래의 조직 제어에서는, 이와 같은 요구에 부응할 수 없게 되었다.

예를 들면, 이와 같은 아우터 패널에의 고강도 알루미늄 합금판의 적용을 어렵게 하고 있는 한 요인으로서, 아우터 패널 독특의 형상의 문제가 있다. 아우터 패널에는, 손잡이대나 램프대, 라이선스(넘버 플레이트)대 등의, 기구나 부재를 장착하거나, 휠 아치를 묘사하는, 소정 깊이의 오목부(장출부, 엠보싱부)가 부분적으로 설치된다.

이와 같은 오목부를, 그 오목부 형상 주위의 연속된 곡면을 포함시켜서 프레스 성형한 경우에는, 면 변형이 발생하기 쉬워, 상기한 변형이 없는 아름다운 곡면 구성과 캐릭터 라인을 실현시키는 것이 어렵다. 따라서, 상기 아우터 패널에는, 소재판의 성형 시에, 이 면 변형의 발생을 억제하는 것이 필수가 된다.

한편, 이와 같은 면 변형의 문제는, 상기한 오목부(장출부)만의 문제는 아니고, 도어 아우터 패널의 안장형부, 프론트 펜더의 종벽부, 리어 펜더의 윈드 코너부, 트렁크 리드나 후드 아우터의 캐릭터 라인의 소멸부, 리어 펜더 필러의 부근부 등, 면 변형을 일으키는 오목부(장출부)를 일부에 갖는, 자동차 패널에 공통되는 과제이다.

상기 종래의 과제에 대해서, 상기 면 변형의 발생을 억제한 성형성 향상을 위해서는, 프레스 성형될 때의(제조 후에 실온 시효) 판의 0.2% 내력을 110MPa 미만으로 낮게 할 것이 요망된다. 그러나, 이와 같이 성형 시의 내력을 저하시키면, 베이킹 도장 경화 후(이하, 베이크 하드 후, BH 후라고도 말함)의 0.2% 내력을 200MPa 이상, 베이킹 도장 경화에 의한 0.2% 내력 증가량으로 100MPa 이상으로 하는 것이 어려워진다. 상기한 종래의 DSC에 의한 조직 제어에서는, 상기 과제를 해결하는 것이 어렵다.

본 발명의 제 1 실시형태는, 상기 종래의 과제를 해결하기 위해서 이루어진 것으로, 자동차 패널 성형 시의 0.2% 내력을 110MPa 이하로 낮게 한 뒤에, BH 후의 0.2% 내력을 200MPa 이상으로 하는 것이 가능한, 성형성과 베이킹 도장 경화성을 겸비한 알루미늄 합금판을 제공하는 것을 목적(이하, 제 1 목적이라고도 함)으로 한다.

또한, 상기 종래의 과제에 대해서, 상기 면 변형의 발생을 억제한 성형성 향상을 위해서는, 프레스 성형될 때의(제조 후에 실온 시효) 판의 0.2% 내력을 110MPa 이하로 낮게 함과 더불어, 인장 강도와 항복 강도의 비(0.2% 내력/인장 강도)인 항복비를 낮게 할 것이 요망된다. 그러나, 이와 같이 성형 시의 내력을 저하시키면, 베이킹 도장 경화 처리(이하, 베이크 하드, BH라고도 말함)된 후의 0.2% 내력을 190MPa 이상, 베이킹 도장 경화에 의한 0.2% 내력 증가량으로 100MPa 이상으로 하는 것이 어려워진다.

본 발명의 제 2 실시형태는, 상기 종래의 과제를 해결하기 위해서 이루어진 것으로, 자동차 패널 성형 시의 0.2% 내력을 110MPa 이하로 낮게 함과 더불어, 항복비를 0.50 미만으로 낮게 한 뒤에, BH 후의 0.2% 내력을 190MPa 이상으로 하는 것이 가능한, 성형성과 베이킹 도장 경화성을 겸비하고, 고BH성화와 저항복비화를 양립시킨 알루미늄 합금판을 제공하는 것을 목적(이하, 제 2 목적이라고도 함)으로 한다.

상기 제 1 목적을 달성하기 위한, 본 발명의 제 1 실시형태에 따른 성형성과 베이킹 도장 경화성이 우수한 알루미늄 합금판의 요지는, 질량%로, Mg: 0.2∼2.0%, Si: 0.3∼2.0%, Sn: 0.005∼0.3%를 각각 포함하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 Al-Mg-Si계 알루미늄 합금판으로서, 상기 알루미늄 합금판의 시차 주사 열분석 곡선에 있어서, Mg-Si 클러스터의 용해에 상당하는 흡열 피크로서, 150∼230℃의 온도 범위의 흡열 피크의 피크 높이가 8μW/mg 이하(단, 0μW/mg을 포함함)인 한편, Mg-Si 클러스터의 생성에 상당하는 발열 피크로서, 240∼255℃의 온도 범위의 발열 피크의 피크 높이가 20μW/mg 이상인 것으로 한다.

단, 상기 알루미늄 합금판의 각 측정 개소에 있어서의 시차 열분석에 있어서는, 시험 장치: 세이코인스트루먼트제 DSC220G, 표준 물질: 알루미늄, 시료 용기: 알루미늄, 승온 조건: 15℃/min, 분위기: 아르곤(50ml/min), 시료 중량: 24.5∼26.5mg의 동일 조건에서 각각 행하고, 얻어진 시차 열분석의 프로파일(μW)을 시료 중량으로 나누어서 규격화한(μW/mg) 후에, 상기 시차 열분석 프로파일에서의 0∼100℃의 구간에 있어서, 시차 열분석의 프로파일이 수평이 되는 영역을 0의 기준 레벨로 하고, 이 기준 레벨로부터의 발열 피크 높이를 측정한다.

또한, 상기 제 2 목적을 달성하기 위해서, 본 발명의 제 2 실시형태에 따른 성형성과 베이킹 도장 경화성이 우수한 알루미늄 합금판의 요지는, 질량%로, Mg: 0.3∼1.0%, Si: 0.5∼1.5%, Sn: 0.005∼0.3%를 각각 포함하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 Al-Mg-Si계 알루미늄 합금판으로서, 열 페놀에 의한 잔사 추출법에 의해 분리된 용액 중의 Mg+Si의 고용량이 1.0질량% 이상 2.0질량% 이하이고,

또한, 3차원 아톰 프로브 전계 이온 현미경에 의해 측정된 원자의 집합체로서, Mg 원자나 Si 원자 중 어느 하나 또는 양쪽을 합계로 10개 이상 포함하고, 이들에 포함되는 Mg 원자나 Si 원자 중 어느 원자를 기준으로 해도, 그 기준이 되는 원자와 이웃하는 다른 원자 중 어느 하나의 원자의 서로의 거리가 0.75nm 이하인 조건을 만족하는 원자의 집합체에 대해서, 이들 원자 집합체의 총 체적으로서, 개개의 원자의 집합체를 각각 구로 간주했을 때의 기니에 반경 r_G로부터 산출되는 개개의 원자의 집합체의 체적 Vi(=4/3πr_G ³)를 합계한 총 체적 ΣVi의, 상기 3차원 아톰 프로브 전계 이온 현미경에 의해 측정된 상기 알루미늄 합금판의 체적 V_Al에서 차지하는 평균 체적 분율 (ΣVi/V_Al)×100이 0.3∼1.5%의 범위임과 더불어,

상기 원자 집합체의 총 체적 ΣVi 중, 상기 기니에 반경 r_G가 1.5nm 이상인 원자의 집합체의 체적 V_{1.5 이상}을 합계한 총 체적 ΣVi_{1.5 이상}이 차지하는 평균 체적 분율 (ΣVi_{1.5 이상}/Vi)×100이 20∼70%인

것으로 한다.

상기 제 1 실시형태에 관련하여, Sn은, Al-Mg-Si계 알루미늄 합금판의 조직에 있어서, 실온에 있어서는, 원자 공공을 포획(포착, 트랩)함으로써, 실온에서의 Mg나 Si의 확산을 억제하고, 실온에 있어서의 강도 증가를 억제하여, 판의 패널로의 성형 시에, 헴 가공성이나 드로잉 가공이나 장출 가공 등의 프레스 성형성(이하, 이 프레스 성형성을 대표해서 헴 가공성이라고도 말함)을 향상시키는 효과가 있다. 그리고, 패널의 도장 베이킹 처리 등의 인공 시효 처리 시에는 포획하고 있던 공공을 방출하기 때문에, 반대로 Mg나 Si의 확산을 촉진하여, BH성을 높게 할 수 있다.

단, 본 발명자들의 지견에 의하면, 이와 같은 Sn의 첨가에는, Sn 특유의 특성으로부터 오는, 새로운 문제가 발생한다. 즉, Sn을 첨가해서 통상적 방법에 의해 판을 제조한 경우, 그의 제조 조건에 따라서는, Sn의 첨가가, 오히려 강도에 기여하는 Mg-Si 클러스터를 감소시키는 것으로 이어진다. 이 때문에, Sn의 첨가에 의해, 베이킹 도장 경화 처리 후에 있어서 석출되는 석출물의 양이 부족해서, 상기한, 자동차 패널로서 필요한 강도가 얻어지지 않는 경우가 생긴다.

이 이유는, 상기한 Sn의 원자 공공의 포획이나 방출 효과가, Sn의 매트릭스에 대한 고용량이 극히 적은(통상적 방법에서는 Sn의 첨가량을 이론 고용량 이하로 억제했다고 해도 그 대부분이 고용되지 않고 화합물로서 정출 또는 석출되어 버림) 것과 관계되어 있다고 추측되지만, 확실하지는 않다.

어떻든 간에, 이와 같은 Sn 첨가의 부작용이라고도 말할 수 있는, 강도에 기여하는 Mg-Si 클러스터의 감소나, 베이킹 도장 경화 처리 후에 있어서 석출되는 석출물량이 부족한 등의 문제를 해결하지 않는 한, Sn을 첨가하는 의의 자체가 없어질지도 모른다.

이 때문에, 본 실시형태에서는, 판의 제조 방법도 굳이 재검토한 뒤에, 후술하는 바와 같이, 용체화 담금질 처리 후의 예비 시효 처리(재가열 처리) 등의 제조 조건을 고안해서, Sn을 첨가하더라도, 강도에 기여하는 Mg-Si 클러스터의 감소나, 베이킹 도장 경화 처리 후에 있어서 석출되는 석출물량이 부족하지 않도록 했다.

그리고, Sn을 첨가하더라도, 강도에 기여하는 Mg-Si 클러스터의 감소를 방지해서, 베이킹 도장 경화 처리 후에 있어서 석출되는 석출물량을 증가 또는 확보하는 조직의 기준으로서, 이 판의 DSC(시차 주사 열분석 곡선)가 적용될 수 있다는 것도 지견했다. 즉, 본 실시형태에서는, 이 DSC에 의해, 강도에 기여하지 않는 비교적 작은 Mg-Si 클러스터의 용해에 상당하는 흡열 피크를 규제하는 한편, 강도에 기여하는 비교적 큰 Mg-Si 클러스터의 생성에 상당하는 발열 피크를 높인다. 이에 의해, 강도에 기여하지 않는 Mg-Si 클러스터를 억제한 뒤에, 강도에 기여하는 Mg-Si 클러스터를 증가시켜서, 원하는 BH성을 얻는다.

이 결과, 본 실시형태에 의하면, Sn을 첨가한 뒤에, 자동차 패널 성형 시의 0.2% 내력을 110MPa 이하로 낮게 한 뒤에, BH 후의 0.2% 내력을 200MPa 이상으로 하는 것이 가능한, 성형성과 베이킹 도장 경화성을 겸비한 알루미늄 합금판을 제공할 수 있다.

또한, 상기 제 2 실시형태에서는, 우선, Al-Mg-Si계 알루미늄 합금판의 상기한 아우터 패널로의 성형성(이하, 이 프레스 성형성을 대표해서 헴 가공성이라고도 말함)을 확보하기 위해서, 이 성형 시의 판의 0.2% 내력을 110MPa 이하로 낮게 함과 더불어, 항복비를 0.50 미만으로 낮게 하는 것을 목표로 하고 있다.

이 때문에, 본 실시형태에서는, Mg, Si 등의 합금 조성과 함께, Mg와 Si의 고용량도 제어하고 있다. 또한, Sn을 첨가해서, 상기 성형성을 확보하면서, BH성을 높이고 있다. Sn은, 후술하는 바와 같이, Mg+Si의 고용량을 늘리더라도, 저항복비화를 저해하는 원자 집합체의 체적 분율을 낮게 해서, 고BH성화와 저항복비화를 양립시키는 중요한 효과가 있다.

또한, 본 실시형태에서는, 추가로, 판의 성형 시의 항복비를 확실히 0.50 미만으로 낮게 할 수 있도록, 이와 같은 수단에 더하여, Mg-Si 원자의 집합체의 제어로서, 3차원 아톰 프로브 전계 이온 현미경에 의해 측정된, 원자의 집합체의 사이즈 분포를 규정한다.

여기에서, 본 실시형태에서 말하는 3차원 아톰 프로브 전계 이온 현미경에 의해 측정된 원자의 집합체란, 상기 특허문헌 2, 3에 기재된 측정 방법을 포함시켜서 공지의 원자의 집합체이고, 상기 특허문헌 1과 같이, 고배율의 TEM에 의해, 판의 조직 중에서의 사이즈나 존재 형태를, 판의 조직 그대로의 상태로, 직접 관찰한 원자의 집합체(클러스터)는 아니다. 바꾸어 말하면, 측정 방법의 상세를 후술하는 바와 같이, 상기 특허문헌 2, 3과 동일하게, 3차원 아톰 프로브 전계 이온 현미경에 의해, 고전계하에서 일단 이온화(전계 증발)된 판의 원자의, 비행 시간과 위치로부터 해석되어서 재구축된, 3차원의 원자 구조(3차원 아톰 맵)에 있어서의, 원자의 집합체이다. 그리고, 이 3차원의 원자 구조에 있어서, 청구항 1에서 규정하는 일정한 조건을 만족하는 것으로서 정의된(원자 집합체라고 간주된) 원자의 집합체이다.

본 실시형태에서는, 항복비를 0.50 미만으로 낮게 하기 위해서, 3차원 아톰 프로브 전계 이온 현미경에 의해 측정된, 원자의 집합체의 사이즈 분포로서, 상기 Mg 원자나 Si 원자를 포함하고 원자의 서로의 거리가 0.75nm 이하인 조건을 만족하는 원자의 집합체의 비율을, 체적 분율로서 일정한 범위로 규제한다. 그러고 나서, 추가로, 이들 원자의 집합체 중의, 상기 기니에 반경 r_G가 1.5nm 이상인, 비교적 큰 원자의 집합체의 비율을, 체적 분율로서 일정한 범위로 많게 한다.

이 결과, 본 실시형태에 의하면, Sn을 첨가한 뒤에, 자동차 패널 성형 시의 0.2% 내력을 110MPa 이하로 낮게 함과 더불어, 항복비를 0.50 미만으로 낮게 한 뒤에, BH 후의 0.2% 내력을 190MPa 이상으로 하는 것이 가능한, 성형성과 베이킹 도장 경화성을 겸비한 알루미늄 합금판을 제공할 수 있다.

도 1은 제 1 실시형태에 따른 실시예에 있어서의 각 예의 DSC를 나타내는 설명도이다.

(제 1 실시형태)

이하에, 본 발명의 제 1 실시형태에 대하여, 요건마다 구체적으로 설명한다.

(화학 성분 조성)

우선, 본 실시형태의 Al-Mg-Si계(이하, 6000계라고도 말함) 알루미늄 합금판의 화학 성분 조성에 대해서, 이하에 설명한다. 본 실시형태가 대상으로 하는 6000계 알루미늄 합금판은, 상기한 자동차의 외판용의 판 등으로서, 우수한 성형성이나 BH성, 강도, 용접성, 내식성 등의 여러 특성이 요구되므로, 조성의 면에서도 이들 요구를 만족하도록 한다. 그러고 나서, 본 실시형태에서는, Sn을 함유시켜서, 제조 후의 판의 실온 시효를 억제해서, 패널 성형 시의 0.2% 내력을 110MPa 이하로 낮게 하여, 자동차의 패널 구조체의, 특히 면 변형이 문제가 되는 자동차 패널 등으로의 성형성을 향상시킨다. 그와 더불어, 베이킹 도장 경화 후의 0.2% 내력을 200MPa 이상으로 하는 것을, 조성의 면에서 가능하게 한다.

이와 같은 요구를 만족하기 위해서, 본 실시형태의 알루미늄 합금판의 조성은, 질량%로, Mg: 0.2∼2.0%, Si: 0.3∼2.0%, Sn: 0.005∼0.3%를 각각 포함하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것으로 한다. 한편, 각 원소의 함유량의 % 표시는 모두 질량%의 의미이다. 또한, 본 명세서에 있어서는, 질량을 기준으로 한 백분율(질량%)은 중량을 기준으로 한 백분율(중량%)과 동일하다. 또한, 각 화학 성분의 함유량에 대해서, 「X% 이하(단, 0%를 포함하지 않음)」인 것을 「0% 초과 X% 이하」로 나타내는 경우가 있다.

본 실시형태에서는, 이들 Mg, Si, Sn 이외의 그 밖의 원소는 불순물 또는 포함되어도 되는 원소이고, AA 내지 JIS 규격 등에 따른 각 원소 레벨의 함유량(허용량)으로 한다.

즉, 자원 리사이클의 관점에서, 본 실시형태에서도, 합금의 용해 원료로서, 고순도 Al 지금뿐만이 아니라, Mg, Si 이외의 그 밖의 원소를 첨가 원소(합금 원소)로서 많이 포함하는 6000계 합금이나 그 밖의 알루미늄 합금 스크랩재, 저순도 Al 지금 등을 다량으로 사용한 경우에는, 하기와 같은 다른 원소가 필연적으로 실질량 혼입된다. 그리고, 이들 원소를 굳이 저감하는 정련 자체가 비용 상승이 되어, 어느 정도의 함유를 허용하는 것이 필요해진다. 또한, 이들 원소를 실질량 함유하더라도, 본 실시형태의 목적이나 효과를 저해하지 않는 유용한 함유 범위가 있다.

따라서, 본 실시형태에서는, 이와 같은 하기 원소를 각각 이하에 규정하는 AA 내지 JIS 규격 등에 따른 상한량 이하의 범위에서의 함유를 허용한다.

구체적으로는, 상기 알루미늄 합금판이, 추가로, Fe: 1.0% 이하(단, 0%를 포함하지 않음), Mn: 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: 0.1% 이하(단, 0%를 포함하지 않음), Cu: 1.0% 이하(단, 0%를 포함하지 않음), Ag: 0.2% 이하(단, 0%를 포함하지 않음), 및 Zn: 1.0% 이하(단, 0%를 포함하지 않음)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을, 이 범위에서, 상기한 기본 조성에 더하여, 더 포함해도 된다.

한편, 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, V는, 함유량이 많으면 비교적 조대한 화합물을 생성하기 쉬워, 본 실시형태에서 과제로 하는 헴 가공성(헴 굽힘성)을 열화시키기 쉽다. 이 때문에, Mn 함유량은, 바람직하게는 0.6% 이하, 보다 바람직하게는 0.3% 이하, Cr, Zr, V 함유량은, 바람직하게는 0.2% 이하, 보다 바람직하게는 0.1% 이하로 각각 한다.

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

Si: 0.3∼2.0%

Si는 Mg와 함께, 도장 베이킹 처리 등의 인공 시효 처리 시에, 강도 향상에 기여하는 시효 석출물을 형성해서, 시효 경화능을 발휘하여, 자동차 패널로서 필요한 강도(내력)를 얻기 위한 필수의 원소이다. Si 첨가량이 지나치게 적으면, 인공 시효 후의 석출량이 지나치게 적어져, 베이킹 도장 시의 강도 증가량이 지나치게 낮아져 버린다. 한편 Si 함유량이 지나치게 많으면, 불순물인 Fe 등과 조대한 정출물을 형성해 버려, 굽힘 가공성 등의 성형성을 현저하게 저하시켜 버린다. 또한, Si 함유량이 지나치게 많으면, 판의 제조 직후의 강도뿐만 아니라, 제조 후의 실온 시효량도 높아져, 성형 전의 강도가 지나치게 높아져서, 자동차의 패널 구조체의, 특히 면 변형이 문제가 되는 자동차 패널 등으로의 성형성이 저하되어 버린다. 따라서, Si의 함유량은 0.3∼2.0%의 범위로 한다.

패널로의 성형 후의, 보다 저온, 단시간에서의 도장 베이킹 처리에서의 우수한 시효 경화능을 발휘시키기 위해서는, Si/Mg를 질량비로 1.0 이상으로 하고, 일반적으로 말해지는 과잉 Si형보다도 더 Si를 Mg에 대해 과잉으로 함유시킨 6000계 알루미늄 합금 조성으로 하는 것이 바람직하다.

Mg: 0.2∼2.0%

Mg도, Si와 함께 본 실시형태에서 규정하는 상기 클러스터 형성의 중요 원소로, 도장 베이킹 처리 등의 상기 인공 시효 처리 시에, Si와 함께 강도 향상에 기여하는 시효 석출물을 형성해서, 시효 경화능을 발휘하여, 패널로서의 필요 내력을 얻기 위한 필수의 원소이다. Mg 함유량이 지나치게 적으면, 인공 시효 후의 석출량이 지나치게 적어져 베이킹 도장 후의 강도가 지나치게 낮아져 버린다. 한편, Mg 함유량이 지나치게 많아지면, 불순물인 Fe 등과 조대한 정출물을 형성해 버려, 굽힘 가공성 등의 성형성을 현저하게 저하시켜 버린다. 또한, Mg 함유량이 지나치게 높으면, 판의 제조 직후의 강도뿐만 아니라, 제조 후의 실온 시효량도 높아져, 성형 전의 강도가 지나치게 높아져서, 자동차의 패널 구조체의, 특히 면 변형이 문제가 되는 자동차 패널 등으로의 성형성이 저하되어 버린다. 따라서, Mg의 함유량은 0.2∼2.0%의 범위로 한다.

Sn: 0.005∼0.3%

Sn은 실온에 있어서는, 원자 공공을 포획(포착, 트랩)함으로써, 실온에서의 Mg나 Si의 확산을 억제하고, 실온에 있어서의 강도 증가를 억제하여, 판의 패널로의 성형 시에, 헴 가공성이나 드로잉 가공이나 장출 가공 등의 프레스 성형성(이하, 이 프레스 성형성을 대표해서 헴 가공성이라고도 말함)을 향상시키는 효과가 있다. 그리고, 패널의 도장 베이킹 처리 등의 인공 시효 처리 시에는 포획하고 있던 공공을 방출하기 때문에, 반대로 Mg나 Si의 확산을 촉진하여, BH성을 높게 할 수 있다. Sn 함유량이 0.005%보다도 적으면, 충분히 공공을 트랩하지 못하여 그 효과를 발휘할 수 없다. 한편, Sn 함유량이 0.3%보다도 많으면, Sn이 입계에 편석되어, 입계 균열의 원인이 되기 쉽다. 한편, Sn 함유량의 바람직한 하한값은 0.01%이다. Sn 함유량의 바람직한 상한값은 0.2%, 나아가서는 0.1%, 보다 바람직하게는 0.06%이다.

(조직)

이상과 같은 조성으로 한 뒤에, 본 실시형태에서는, 6000계 알루미늄 합금판의 조직에 대해서, 자동차 패널 등으로서의 고강도를 보증하기 위해서, 베이킹 도장 경화 처리 후에 있어서 석출되는 석출물의 양을 보증하는 기준으로서, 이 판의 DSC에 있어서, 베이킹 도장 전의 강도 및 베이킹 도장 시의 강도 증가에 특히 관련된, 특정한 온도 범위에 있어서의 흡열 피크 및 발열 피크를 제어한다. 바꾸어 말하면, Sn을 첨가하더라도, 강도에 기여하는 Mg-Si 클러스터의 감소나, 베이킹 도장 경화 처리 후에 있어서 석출되는 석출물량이 부족하지 않도록, 이 판의 DSC를 이용해서, 베이킹 도장 전의 강도 및 베이킹 도장 시의 강도 증가에 특히 관련된, 특정한 온도 범위에 있어서의 흡열 피크 및 발열 피크를 제어한다.

보다 구체적으로, 본 실시형태에서는, 이 DSC에 의해, 강도에 기여하지 않는 비교적 작은 Mg-Si 클러스터의 용해에 상당하는 흡열 피크를 규제하는 한편, 강도에 기여하는 비교적 큰 Mg-Si 클러스터의 생성에 상당하는 발열 피크를 높인다. 이에 의해, 강도에 기여하지 않는 Mg-Si 클러스터를 억제한 뒤에, 강도에 기여하는 Mg-Si 클러스터를 증가시켜서, 원하는 BH성을 얻는다.

여기에서, 시차 주사 열분석 곡선(DSC)이란, 상기 조질 처리 후의 알루미늄 합금판의 융해 과정에 있어서의 열적 변화를, 후술하는 조건에 의한 시차 열분석에 의해 측정해서 얻어진 고상으로부터의 가열 곡선이다.

구체적으로는, 상기 알루미늄 합금판의 각 측정 개소에 있어서의 시차 열분석에 있어서는, 시험 장치: 세이코인스트루먼트제 DSC220G, 표준 물질: 알루미늄, 시료 용기: 알루미늄, 승온 조건: 15℃/min, 분위기: 아르곤(50ml/min), 시료 중량: 24.5∼26.5mg의 동일 조건에서 각각 행하고, 얻어진 시차 열분석의 프로파일(μW)을 시료 중량으로 나누어서 규격화한(μW/mg) 후에, 상기 시차 열분석 프로파일에서의 0∼100℃의 구간에 있어서, 시차 열분석의 프로파일이 수평이 되는 영역을 0의 기준 레벨로 하고, 이 기준 레벨로부터의 발열 피크 높이를 측정한다.

본 실시형태에서는, 우선, 강도에 기여하지 않는 Mg-Si 클러스터로 인식되고 있는, 사이즈가 비교적 작아 DSC의 승온 과정에서 용해되기 쉬운 Mg-Si 클러스터의 수(수밀도)를 억제한다. BH에 있어서, 이와 같은 DSC의 승온 과정에서 용해되기 쉬운 Mg-Si 클러스터의 수가 증가하면, 반대로, 강도에 기여한다고 인식되고 있는, 사이즈가 비교적 커 DSC의 승온 과정에서 용해되기 어려운 Mg-Si 클러스터의 수(수밀도)가, 인공 시효 경화 처리해도 감소해서, BH 후의 강도가 높아지지 않는다. 구체적으로는, BH 조건에도 의존하지만, 100MPa 이상의 0.2% 내력 증가량에서, 200MPa 이상의 BH 후 강도(0.2% 내력)를 얻을 수 없다.

이 때문에, 본 실시형태에서는, 강도에 기여하지 않는, DSC의 승온 과정에서 용해되기 쉬운 Mg-Si 클러스터의 용해에 상당하는 흡열 피크로서, 150∼230℃의 온도 범위의 흡열 피크 A의 피크 높이를 8μW/mg 이하(단, 0μW/mg을 포함함)로 억제한다(낮게, 작게 한다). 따라서, 이 150∼230℃의 온도 범위의 흡열 피크의 피크 높이가 8μW/mg이란, 강도에 기여하지 않는 사이즈가 비교적 작은 Mg-Si 클러스터의 강도에 대한 악영향에 대해서, 허용할 수 있는 한계의 수밀도를 나타내고 있다. 판의 제조의 한계에서 보아, 이와 같은 강도에 기여하지 않는 사이즈가 비교적 작은 Mg-Si 클러스터가 존재하지 않는 경우(그의 수밀도가 0인 경우)는 제조하기 어렵지만, 본 실시형태는 포함하고 있다. 이 때문에, 상기 흡열 피크 A의 피크 높이가 8μW/mg 이하인 규정에서는, 이와 같은 강도에 기여하지 않는 사이즈가 비교적 작은 Mg-Si 클러스터가 존재하지 않는, 0μW/mg인 경우를 포함하고 있다.

이 한편, 본 실시형태에서는, 강도에 기여하는, 사이즈가 비교적 커 DSC의 승온 과정에서 용해되기 어려운 Mg-Si 클러스터를 많이 생성시켜서 BH성을 향상시킨다. 이 때문에, 강도에 기여하는 Mg-Si 클러스터의 생성에 상당하는 240∼255℃의 온도 범위의 발열 피크 B의 피크 높이를 20μW/mg 이상으로 높게(크게) 한다. 따라서, 이 240∼255℃의 온도 범위의 발열 피크의 피크 높이 20μW/mg이란, BH 조건에도 의존하지만, 본 실시형태에서 목표로 하는 BH성 향상(100MPa 이상의 0.2% 내력 증가량에서, 200MPa 이상의 BH 후의 0.2% 내력)을 얻기 위해서, 강도에 기여하는 사이즈가 비교적 큰 Mg-Si 클러스터의, 최저한 필요한 수밀도를 나타내고 있다. 따라서, 이 수밀도는 많을수록 좋고, 이 240∼255℃의 온도 범위의 발열 피크의 피크 높이도 클(높을)수록 좋지만, 판의 제조의 한계에서 보면, 그 상한은 80μW/mg 정도이다.

도 1에, 후술하는 실시예의, 표 2에 있어서의 발명예 8, 비교예 9, 표 3에 있어서의 비교예 25의 3종류의 알루미늄 합금판의 DSC로서, 발명예 8을 굵은 실선, 비교예 9를 점선, 비교예 25를 일점 쇄선으로 각각 나타낸다.

이 도 1에 있어서, 비교예 9의 DSC는, 후술하는 표 2와 같이, 150∼230℃의 온도 범위의 흡열 피크 A의 피크 높이가 8μW/mg을 초과해서 높아(커), 강도에 기여하지 않는 사이즈가 비교적 작은 Mg-Si 클러스터의 수밀도가 지나치게 많다. 그 한편, 240∼255℃의 온도 범위의 발열 피크 B의 피크 높이도 20μW/mg 이상으로 높아(커), 강도에 기여하는 사이즈가 비교적 큰 Mg-Si 클러스터의 수밀도도 많다. 그러나, 상기 강도에 기여하지 않는 사이즈가 비교적 작은 Mg-Si 클러스터의 수밀도가 지나치게 많기 때문에, 이 악영향 쪽이 지나치게 강해서, 목적으로 하는 BH성(100MPa 이상의 0.2% 내력 증가량에서, 200MPa 이상의 BH 후의 0.2% 내력)이 얻어지지 않고 있다.

또한, 도 1에 있어서의 비교예 25의 DSC는, 후술하는 표 2와 같이, 150∼230℃의 온도 범위의 흡열 피크 A의 피크 높이는 8μW/mg 이하로 낮아(작아), 강도에 기여하지 않는 사이즈가 비교적 작은 Mg-Si 클러스터의 수밀도는 낮다. 그러나, 그 한편, 240∼255℃의 온도 범위의 발열 피크 B의 피크 높이도 20μW/mg 미만으로 낮아(작아), 강도에 기여하는 사이즈가 비교적 큰 Mg-Si 클러스터의 수밀도도 지나치게 적다. 이 때문에, 역시 목적으로 하는 BH성(100MPa 이상의 0.2% 내력 증가량에서, 200MPa 이상의 BH 후의 0.2% 내력)이 얻어지지 않고 있다.

이에 비해, 도 1에 있어서의 발명예 8의 DSC는, 후술하는 표 2와 같이, 150∼230℃의 온도 범위의 흡열 피크 A의 피크 높이는 8μW/mg 이하로 낮아(작아), 강도에 기여하지 않는 사이즈가 비교적 작은 Mg-Si 클러스터의 수밀도는 낮다. 그리고, 그 한편, 240∼255℃의 온도 범위의 발열 피크 B의 피크 높이도 20μW/mg 이상으로 높아(커), 강도에 기여하는 사이즈가 비교적 큰 Mg-Si 클러스터의 수밀도가 많다. 이 때문에, 목적으로 하는 BH성(100MPa 이상의 0.2% 내력 증가량에서, 200MPa 이상의 BH 후의 0.2% 내력)이 얻어지고 있다.

(제조 방법)

다음으로, 본 실시형태의 알루미늄 합금판의 제조 방법에 대해서 이하에 설명한다. 본 실시형태의 알루미늄 합금판은, 제조 공정 자체는 통상적 방법 또는 공지의 방법이며, 상기 6000계 성분 조성의 알루미늄 합금 주괴를 주조 후에 균질화 열 처리하고, 열간 압연, 냉간 압연이 실시되어서 소정의 판 두께가 되고, 추가로 용체화 담금질 등의 조질 처리가 실시되어서 제조된다.

단, 이들 제조 공정 중에서, 본 실시형태의 DSC로 규정하는 조직을 얻기 위해서는, 후술하는 바와 같이, 용체화 후의 담금질 처리의 평균 냉각 속도의 제어에 더하여, 담금질 처리 후의 예비 시효 처리 조건을, 바람직한 범위로 한다. 한편, 다른 공정에 있어서도, 본 실시형태의 DSC로 규정하는 조직을 얻기 위한 바람직한 조건도 있다. 이와 같은 바람직한 조건으로 하지 않으면, 본 실시형태의 DSC로 규정하는 조직을 얻는 것이 어려워진다.

(용해, 주조 냉각 속도)

우선, 용해, 주조 공정에서는, 상기 6000계 성분 조성 범위 내로 용해 조정된 알루미늄 합금 용탕을, 연속 주조법, 반연속 주조법(DC 주조법) 등의 통상의 용해 주조법을 적절히 선택해서 주조한다. 여기에서, 주조 시의 평균 냉각 속도에 대해서, 액상선 온도로부터 고상선 온도까지를 30℃/분 이상으로, 가능한 한 크게(빠르게) 하는 것이 바람직하다.

이와 같은, 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 많아져서, 주괴의 판 폭 방향, 두께 방향에서의 정출물의 사이즈나 양의 격차도 커진다. 이 결과, 전제로서 필요한, 6000계 알루미늄 합금판의, 강도나 신도 등의 기본적인 기계적 성질을 저하시킨다.

(균질화 열 처리)

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

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

이 균질화 열 처리를 행한 후, 300℃∼500℃ 사이를 20∼100℃/hr의 평균 냉각 속도로 실온까지 냉각하고, 이어서 20∼100℃/hr의 평균 가열 속도로 350℃∼450℃까지 재가열하여, 이 온도역에서 열간 압연을 개시할 수도 있다.

이 균질화 열 처리 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 신도 등의 기본적인 기계적 성질이 저하된다.

(열간 압연)

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

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

(열연판의 소둔)

이 열연판의 냉간 압연 전의 소둔(초벌 소둔)은 반드시 필요하지는 않지만, 결정립의 미세화나 집합 조직의 적정화에 의해, 성형성 등의 특성을 더 향상시키기 위해서 실시해도 된다.

(냉간 압연)

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

(용체화 및 담금질 처리)

냉간 압연 후, 용체화 처리와, 이에 계속되는, 실온까지의 담금질 처리를 행한다. 이 용체화 담금질 처리에 대해서는, 통상의 연속 열 처리 라인에 의한 가열, 냉각이면 되고, 특별히 한정은 되지 않는다. 단, 각 원소의 충분한 고용량을 얻는 것, 및 상기한 바와 같이, 결정립은 보다 미세한 것이 바람직하기 때문에, 520℃ 이상 용융 온도 이하의 용체화 처리 온도로, 가열 속도 5℃/초 이상으로 가열해서, 0.1∼10초 유지하는 조건에서 행하는 것이 바람직하다.

또한, 성형성이나 헴 가공성을 저하시키는 조대한 입계 화합물 형성을 억제하는 관점에서, 용체화 처리 온도로부터, 실온의 담금질 정지 온도까지의 평균 냉각 속도를 3℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 용체화 처리 후의 실온까지의 담금질 처리의 냉각 속도가 작으면, 냉각 중에 조대한 Mg-Si 및 단체 Si가 생성되어 버려, 성형성이 열화되어 버린다. 또한 용체화 후의 고용량이 저하되어, BH성이 저하되어 버린다. 이 냉각 속도를 확보하기 위해서, 실온까지의 담금질 처리는, 팬 등의 공냉, 미스트, 스프레이, 침지 등의 수냉 수단이나 조건을 각각 선택해서 이용한다.

(예비 시효 처리: 재가열 처리)

이와 같은 용체화 처리 후에 담금질 처리해서 실온까지 냉각한 후, 1시간 이내에 냉연판을 예비 시효 처리(재가열 처리)한다. 실온까지의 담금질 처리 종료 후, 예비 시효 처리 개시(가열 개시)까지의 실온 유지 시간이 지나치게 길면, 실온 시효에 의해 용해되기 쉬운 클러스터로서, 상기한 강도에 기여하지 않는 작은 Mg-Si 클러스터가 많이 생성되어 버려, 150∼230℃의 온도 범위의 흡열 피크의 피크 높이를 8μW/mg 이하로 억제하는 것이 어려워진다. 따라서, 이 실온 유지 시간은 짧을수록 좋고, 용체화 및 담금질 처리와 재가열 처리가, 시간차가 거의 없도록 연속되고 있어도 되며, 하한의 시간은 특별히 설정하지 않는다.

이 예비 시효 처리에서는, 예비 시효 온도까지의 승온 속도와 예비 시효 온도 범위에서의 유지 시간을 제어한다. 이 중, 승온 속도는, 상기한 강도에 기여하지 않는 작은 Mg-Si 클러스터의 생성을 억제하기 위해서, 1℃/s 이상, 바람직하게는 5℃/s 이상의 가능한 한 큰(빠른) 승온 속도로 하는 것이 바람직하다. 승온 속도가 1℃/s보다도 작으면, 강도에 기여하지 않는, DSC의 승온 과정에서 용해되기 쉬운 Mg-Si 클러스터가 많이 생성되어 버려, 150∼230℃의 온도 범위의 흡열 피크의 피크 높이를 8μW/mg 이하로 억제하는 것이 어려워진다.

또한, 예비 시효 처리의 온도와 유지 시간은, 60∼120℃의 온도 범위에서, 10hr 이상 40hr 이하 유지하는 것으로 한다. 이때, 이 60∼120℃에서의 온도 유지를, 이 온도 범위에서, 일정한 온도 또는 승온, 서냉에 의해 온도를 순차적으로 변경한 열 처리로 해도 된다. 요점은, 서냉이나 승온 등으로 연속적으로 온도가 변화해도, 60∼120℃의 온도역에, 상기 10hr 이상 40hr 이하 유지되고 있으면 된다.

예비 시효 온도가 60℃ 미만, 또는 유지 시간이 10hr 미만이면, 석출핵의 생성이 불충분하여, DSC에 있어서, 240∼255℃의 온도 범위의 발열 피크 B의 범위에 있어서의 발열 피크의 피크 온도가 255℃보다도 고온이 되기 쉽다. 이것은, 강도에 기여하는, 사이즈가 비교적 큰 Mg-Si 클러스터가 감소하는 것을 의미하여, 240∼255℃의 온도 범위의 발열 피크 B의 피크 높이를 20μW/mg 이상으로 높게(크게) 할 수 없게 된다. 이 결과, BH성이 저하된다.

한편, 예비 시효 온도가 120℃를 초과하거나, 또는 유지 시간이 40hr를 초과하면, 이 예비 시효 처리에서의 석출핵의 생성량을 지나치게 많게 하게 된다. 이 때문에, 오히려, 강도에 기여하는, 사이즈가 비교적 큰 Mg-Si 클러스터가 감소해서, DSC에 있어서의, 240∼255℃의 온도 범위의 발열 피크 B의 피크 높이를 20μW/mg 이상으로 높게(크게) 할 수 없게 되므로, 역시 BH성이 저하된다. 그리고, 성형 시의 강도도 지나치게 높아진다.

즉, 예비 시효 처리를, 이들 바람직한 조건 범위 내로 하지 않으면, 자동차 패널 성형 시의 0.2% 내력을 110MPa 이하로 낮게 한 뒤에, BH 후의 0.2% 내력을 200MPa 이상으로 하는 것이 어려워진다.

이하에, 본 발명의 제 2 실시형태에 대하여, 요건마다 구체적으로 설명한다.

(화학 성분 조성)

우선, 본 실시형태의 Al-Mg-Si계(이하, 6000계라고도 말함) 알루미늄 합금판의 화학 성분 조성에 대해서, 이하에 설명한다. 본 실시형태가 대상으로 하는 6000계 알루미늄 합금판은, 상기한 자동차의 외판용의 판 등으로서, 우수한 성형성이나 BH성, 강도, 용접성, 내식성 등의 여러 특성이 요구되므로, 조성의 면에서도 이들 요구를 만족하도록 한다. 그러고 나서, 본 실시형태에서는, Sn을 함유시켜서, 제조 후의 판의 실온 시효를 억제해서, 패널 성형 시의 0.2% 내력을 110MPa 이하로 낮게 함과 더불어, 항복비를 0.50 미만으로 낮게 하여, 자동차의 패널 구조체의, 특히 면 변형이 문제가 되는 자동차 패널 등으로의 성형성을 향상시킨다. 그와 더불어, 베이킹 도장 경화 후의 0.2% 내력을 190MPa 이상으로 하는 것을, 조성의 면에서 가능하게 한다.

이와 같은 요구를 만족하기 위해서, 본 실시형태의 알루미늄 합금판의 조성은, 질량%로, Mg: 0.3∼1.0%, Si: 0.5∼1.5%, Sn: 0.005∼0.3%를 각각 포함하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것으로 한다. 한편, 각 원소의 함유량의 % 표시는 모두 질량%의 의미이다. 또한, 본 명세서에 있어서는, 질량을 기준으로 한 백분율(질량%)은 중량을 기준으로 한 백분율(중량%)과 동일하다. 또한, 각 화학 성분의 함유량에 대해서, 「X% 이하(단, 0%를 포함하지 않음)」인 것을 「0% 초과 X% 이하」로 나타내는 경우가 있다.

즉, 상기 제 1 실시형태와 마찬가지의 이유에 의해, 본 실시형태에서는, 하기와 같은 다른 원소를 각각 이하에 규정하는 AA 내지 JIS 규격 등에 따른 상한량 이하의 범위에서의 함유를 허용한다.

구체적으로는, 상기 알루미늄 합금판이, 추가로, Fe: 1.0% 이하(단, 0%를 포함하지 않음), Mn: 0.4% 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: 0.1% 이하(단, 0%를 포함하지 않음), Cu: 0.4% 이하(단, 0%를 포함하지 않음), Ag: 0.2% 이하(단, 0%를 포함하지 않음), 및 Zn: 1.0% 이하(단, 0%를 포함하지 않음)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을, 이 범위에서, 상기한 기본 조성에 더하여, 더 포함해도 된다.

한편, 이들 원소를 함유하는 경우, Cu는 함유량이 많으면 내식성을 열화시키기 쉬우므로, 바람직하게는 Cu의 함유량을 0.3% 이하로 한다. 또한, Mn, Fe, Cr, Zr, V는, 함유량이 많으면 비교적 조대한 화합물을 생성하기 쉬워, 본 실시형태에서 과제로 하는 헴 가공성(헴 굽힘성)을 열화시키기 쉽다. 이 때문에, Mn 함유량은, 바람직하게는 0.35% 이하, Cr, Zr, V 함유량은, 바람직하게는 0.2% 이하, 보다 바람직하게는 0.1% 이하로 각각 한다.

Si: 0.5∼1.5%

Si는 Mg와 함께, 도장 베이킹 처리 등의 인공 시효 처리 시에, 강도 향상에 기여하는 시효 석출물을 형성해서, 시효 경화능을 발휘하여, 자동차 패널로서 필요한 강도(내력)를 얻기 위한 필수의 원소이다. 또한, 고용 Si는 가공 경화능을 향상시키는 원소로, 고용됨으로써 인장 강도와 항복 강도의 비(0.2% 내력/인장 강도)인 항복비를 0.50 미만으로 저하시키는 효과가 있다.

Si 함유량이 지나치게 적으면, 인공 시효 경화 처리 후의 석출물량이 지나치게 적어져, 베이킹 도장 시의 강도 증가량이 낮아짐과 더불어, 고용 Si량도 적어져서, 항복비가 0.50을 초과하여 지나치게 커져 버린다. 한편 Si 함유량이 지나치게 많으면, 불순물인 Fe 등과 조대한 정출물을 형성해 버려, 굽힘 가공성 등의 성형성을 현저하게 저하시켜 버린다. 또한, Si 함유량이 지나치게 많으면, 판의 제조 직후의 강도뿐만 아니라, 제조 후의 실온 시효량도 높아져, 성형 전의 강도가 지나치게 높아져서, 자동차의 패널 구조체의, 특히 면 변형이 문제가 되는 자동차 패널 등으로의 성형성이 저하되어 버린다. 따라서, Si의 함유량은 0.5∼1.5%의 범위로 한다.

Mg: 0.3∼1.0%

Mg도, Si와 함께 본 실시형태에서 규정하는 상기 원자의 집합체 형성의 중요 원소로, 도장 베이킹 처리 등의 상기 인공 시효 처리 시에, Si와 함께 강도 향상에 기여하는 시효 석출물을 형성해서, 시효 경화능을 발휘하여, 패널로서의 필요 내력을 얻기 위한 필수의 원소이다. 또한, Si와 동일하게, 고용 Mg는 가공 경화능을 향상시키는 원소로, 고용됨으로써 인장 강도와 항복 강도의 비(0.2% 내력/인장 강도)인 항복비를 0.50 미만으로 저하시키는 효과가 있다.

Mg 함유량이 지나치게 적으면, 인공 시효 경화 처리 후의 석출물량이 지나치게 적어져, 베이킹 도장 시의 강도 증가량이 낮아짐과 더불어, 고용 Mg량도 적어져서, 항복비가 0.50을 초과하여 지나치게 커져 버린다. 한편, Mg 함유량이 지나치게 많아지면, 불순물인 Fe 등과 조대한 정출물을 형성해 버려, 굽힘 가공성 등의 성형성을 현저하게 저하시켜 버린다. 또한, Mg 함유량이 지나치게 높으면, 판의 제조 직후의 강도뿐만 아니라, 제조 후의 실온 시효량도 높아져, 성형 전의 강도가 지나치게 높아져서, 자동차의 패널 구조체의, 특히 면 변형이 문제가 되는 자동차 패널 등으로의 성형성이 저하되어 버린다. 따라서, Mg의 함유량은 0.3∼1.0%의 범위로 한다.

Sn: 0.005∼0.3%

Sn은 후술하는 Mg+Si의 고용량을 늘리더라도, 패널 성형 시의 0.2% 내력을 증가시키는 원자 집합체의 체적 분율을 낮게 해서, 고BH성화와 저항복비화를 양립시키는 중요한 효과가 있다. 일반적으로, Mg+Si의 고용량을 늘리기 위해서는, 판에 함유시키는 Mg나 Si의 양을 증가시키는 것이 유효하다. 그러나, 이들 Mg나 Si의 판의 함유량을 증가시키면, 패널 성형 시의 0.2% 내력을 증가시키고, 또한 저항복비화를 저해하는 원자 집합체의 체적 분율도 증가해 버리기 때문에, 고BH성화와 저내력화와 저항복비화의 양립은, 종래의 조성이나 제법에서는 어려웠다. 이에 비해, 본 실시형태는, Sn을 상기 범위로 함유시킴으로써, Mg+Si의 고용량을 늘려서 BH성을 높이더라도, 저항복비화를 저해하는 원자 집합체를 억제할 수 있어, 고BH성화와 저내력화와 저항복비화를 양립시킬 수 있다.

또한, Sn은 실온에 있어서는, 원자 공공을 포획(포착, 트랩)함으로써, 실온에서의 Mg나 Si의 확산을 억제하고, 실온에 있어서의 강도 증가(실온 시효 경화)를 억제하여, 판의 패널로의 성형 시에, 헴 가공성이나 드로잉 가공이나 장출 가공 등의 프레스 성형성(이하, 이 프레스 성형성을 대표해서 헴 가공성이라고도 말함)을 향상시키는 효과가 있다. 그리고, 패널의 도장 베이킹 처리 등의 인공 시효 처리 시에는 포획하고 있던 공공을 방출하기 때문에, 반대로 Mg나 Si의 확산을 촉진하여, BH성을 높게 할 수 있다.

Sn 함유량이 0.005%보다도 적으면, 상기한 Mg+Si의 고용량을 늘리더라도, 저항복비화를 저해하는 원자 집합체의 체적 분율을 낮게 해서, 고BH성화와 저항복비화를 양립시키는 효과나, 상기한 실온 시효 경화의 억제 효과를 발휘할 수 없다. 한편, Sn 함유량이 0.3%보다도 많으면, Sn이 입계에 편석되어, 입계 균열의 원인이 되기 쉽다. 한편, Sn 함유량의 바람직한 하한값은 0.01%이다. Sn 함유량의 바람직한 상한값은 0.2%, 나아가서는 0.1%, 보다 바람직하게는 0.06%이다.

(Mg+Si의 고용량)

이상과 같은 조성으로 한 뒤에, 본 실시형태에서는, BH성을 높이기 위해서, 추가로, 판이 함유하는 Mg와 Si의 합계의 고용량(Mg+Si의 고용량)을 증가시켜, 1.0질량% 이상 2.0질량% 이하의 일정한 범위로 확보한다. Mg+Si의 고용량이 1.0질량% 미만이면, 상기 조성으로 하더라도 BH성을 확보할 수 없다. 이 Mg+Si의 고용량이 많을수록 BH성이 향상되지만, Mg와 Si의 합계 함유량과 고용량에는 상기한 조성이나 제조상의 제약도 있고, 또한 고용량이 지나치게 많으면, 상기한 원자 집합체의 체적 분율이 증가하여, 패널 제조 시의 내력 및 항복비가 커지는 문제도 있어, 상한은 2.0질량%로 한다.

판의 Mg+Si의 고용량의 측정은, 열 페놀에 의한 잔사 추출법에 의해, 측정 대상이 되는 판의 시료를 용해시키고, 메시를 0.1μm로 한 필터에 의해 고액(固液)을 여과 분리하고, 분리된 용액 중의 Mg와 Si의 합계 함유량을, Mg+Si의 고용량으로 간주한다.

열 페놀에 의한 잔사 추출법은, 구체적으로 다음과 같이 행한다. 우선, 분해 플라스크에 페놀을 넣어서 가열한 후, 측정 대상이 되는 각 공시판 시료를, 이 분해 플라스크로 옮겨 넣어서 가열 분해한다. 다음으로, 벤질 알코올을 가한 후, 상기 필터에 의해 흡인 여과하여, 고액을 여과 분리하고, 분리된 용액 중의 Mg와 Si의 합계 함유량을 정량 분석한다. 이 정량 분석에는, 원자 흡광 분석법(AAS)이나 유도 결합 플라즈마 발광 분석법(ICPOES) 등을 적절히 이용한다. 상기 흡인 여과에는, 상기한 바와 같이, 메시(포집 입자경)가 0.1μm이고 φ47mm인 멤브레인 필터를 이용한다. 이 측정과 계산은, 공시판의 판 폭 방향의 중앙부 1개소와, 이 중앙부로부터의 판 폭 방향의 양단부 2개소의 합계 3개소로부터 채취한 각 시료 3개에 대해서 행하고, 이들 각 시료의 Mg+Si의 고용량(질량%)을 평균화한다.

(원자의 집합체)

이상과 같은 조성, 조직으로 한 뒤에, 본 실시형태에서는, 추가로, 6000계 알루미늄 합금판의 조직에 대해서, 항복비를 0.50 미만으로 낮게 하고, 또한 BH성도 보증하기 위해서, 3차원 아톰 프로브 전계 이온 현미경에 의해 측정된, Mg와 Si의 원자의 집합체의 사이즈 분포를 제어한다. 이에 의해, 상기한 Sn의 효과뿐만 아니라, 판의 조직 중에 있어서의 원자 집합체(클러스터)를 제어해서, 고BH성화와 저항복비화를 양립시킨다.

(원자의 집합체의 정의)

단, 효과의 란에서 기재한 바와 같이, 본 실시형태에서는, 3차원 아톰 프로브 전계 이온 현미경의 원리에 기초하는 측정 및 해석에 의해 규정되는 몇 개의 조건(요건)을 만족하는 것을, 원자의 집합체라고 정의하고 있다. 즉, 3차원 아톰 프로브 전계 이온 현미경에 의해, 고전계하에서 일단 이온화(전계 증발)된 판의 원자의, 비행 시간과 위치로부터 해석되어서 재구축된, 3차원의 원자 구조(3차원 아톰 맵)에 있어서, 본 실시형태에서 규정하는 몇 개의 조건(요건)을 만족하는 것을, 원자의 집합체라고 정의하고 있다.

따라서, 본 실시형태에서 규정하는 원자의 집합체는, 상기 특허문헌 1과 같이, 고배율의 TEM(투과형 전자 현미경)으로, 판의 조직을 그대로의 상태로 직접 관찰해서 측정되는, 6000계 알루미늄 합금판에 있어서의 실재의 원자의 집합체(클러스터)는 아니다. 그러나, 상기 고배율의 TEM으로 직접 관찰되는, 6000계 알루미늄 합금판에 있어서의 실재의 원자의 집합체(클러스터)의 존재 상태와는 깊이 상관하고 있다. 이 때문에, 본 실시형태에 있어서의 원자의 집합체의 측정은, 말하자면 간접적 또는 모의적이었다고 해도, 저항복비화나 고BH성화에 크게 영향을 주는, 이들 실재의 원자의 집합체(클러스터)의 존재 형태와는 잘 상관하여, 저항복비화나 고BH성화를 조직(원자 집합체)의 면에서 보증하는 기준이 되는 것이다.

여기에서, 측정의 대상이 되는 판은, 용체화 처리 및 담금질 처리 등의 조질이 실시된 후이고, 프레스 성형이나 베이킹 도장 경화 처리되기 전의 6000계 알루미늄 합금판으로 하고, 이 판의 임의의 판 두께 중앙부에 있어서의 조직을, 3차원 아톰 프로브 전계 이온 현미경에 의해 측정한다.

(원자의 집합체로서의 만족해야 할 조건)

본 실시형태에 있어서 원자의 집합체라고 정의되기(간주되기) 위한 조건(전제 조건)을 이하에 설명한다.

본 실시형태에 있어서의 원자의 집합체로서의 만족해야 할 조건은, 상기 특허문헌 2, 3과 동일하다. 우선, Mg 원자나 Si 원자 중 어느 하나 또는 양쪽을 합계로 10개 이상 포함하는 것으로 한다. 한편, 이 원자의 집합체에 포함되는 Mg 원자나 Si 원자의 개수의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 제조 한계에서 보면, 이 원자의 집합체에 포함되는 Mg 원자나 Si 원자의 개수의 상한은 대체로 10000개 정도이다.

그리고, 추가로, 이들 원자의 집합체에 포함되는 Mg 원자나 Si 원자 중 어느 원자를 기준으로 해도, 그 기준이 되는 원자와 이웃하는 다른 원자 중 어느 하나의 원자의 서로의 거리가 0.75nm 이하인 것을 원자의 집합체로 한다. 이 서로의 거리 0.75nm는, 기술적 이유는 충분히 분명해지고 있지는 않지만, Mg나 Si의 서로의 원자간의 거리가 근접해서, 저항복비화나 고BH성화에 크게 영향을 주는 사이즈의 원자의 집합체나, 그의 체적 분율을 재현성 좋게 규정하기 위해서, 실험적으로 정한 값이다.

본 실시형태에서 규정하는 원자의 집합체는, Mg 원자와 Si 원자를 양쪽 포함하는 경우가 가장 많지만, Mg 원자를 포함하지만 Si 원자를 포함하지 않는 경우나, Si 원자를 포함하지만 Mg 원자를 포함하지 않는 경우를 포함한다. 또한, Mg 원자나 Si 원자만으로 구성된다고는 할 수 없고, 이에 더하여, 매우 높은 확률로 Al 원자를 포함한다.

더욱이, 알루미늄 합금판의 성분 조성에 따라서는, 합금 원소나 불순물로서 포함하는, Fe, Mn, Cu, Cr, Zr, V, Ti, Zn 또는 Ag 등의 원자가 원자의 집합체 중에 포함되고, 이들 그 밖의 원자가 3DAP 분석에 의해 카운트되는 경우가 필연적으로 생긴다. 그러나, 이들 그 밖의 원자(합금 원소나 불순물 유래)가 원자의 집합체에 포함된다고 해도, Mg 원자나 Si 원자의 총수에 비하면 적은 레벨이다. 그 때문에, 이와 같은, 그 밖의 원자를 원자의 집합체 중에 포함하는 경우라도, 상기 규정(조건)을 만족하는 것은, 본 실시형태의 원자의 집합체로서, Mg 원자나 Si 원자만으로 이루어지는 원자의 집합체와 마찬가지로 기능한다. 따라서, 본 실시형태에서 규정하는 원자의 집합체는, 상기한 규정만 만족하면, 다른 어떤 원자를 포함해도 된다.

또한, 본 실시형태의 「이들에 포함되는 Mg 원자나 Si 원자 중 어느 원자를 기준으로 해도, 그 기준이 되는 원자와 이웃하는 다른 원자 중 어느 하나의 원자의 서로의 거리가 0.75nm 이하이다」란, 원자의 집합체에 존재하는 모든 Mg 원자나 Si 원자가, 그 주위에 서로의 거리가 0.75nm 이하인 Mg 원자나 Si 원자를 적어도 1개 갖고 있다는 의미이다.

본 실시형태의 원자의 집합체에 있어서의, 원자끼리의 거리의 규정은, 이들에 포함되는 Mg 원자나 Si 원자 중 어느 원자를 기준으로 해도, 그 기준이 되는 원자와 이웃하는 다른 원자 중 모든 원자의 거리가 각각 모두 0.75nm 이하로 되지 않아도 되고, 반대로, 각각 모두 0.75nm 이하로 되어 있어도 된다. 바꾸어 말하면, 거리가 0.75nm를 초과하는 다른 Mg 원자나 Si 원자가 이웃하고 있어도 되고, 특정한(기준이 되는) Mg 원자나 Si 원자의 주위에, 이 규정 거리(간격)를 만족하는, 다른 Mg 원자나 Si 원자가 최저 1개 있으면 된다.

그리고, 이 규정 거리를 만족하는 이웃하는 다른 Mg 원자나 Si 원자가 1개 있는 경우에는, 거리의 조건을 만족하는, 카운트해야 할 Mg 원자나 Si 원자의 수는, 특정한(기준이 되는) Mg 원자나 Si 원자를 포함시켜서 2개가 된다. 또한, 이 규정 거리를 만족하는 이웃하는 다른 Mg 원자나 Si 원자가 2개 있는 경우에는, 거리의 조건을 만족하는, 카운트해야 할 Mg 원자나 Si 원자의 수는, 특정한(기준이 되는) Mg 원자나 Si 원자를 포함시켜서 3개가 된다.

(원자의 집합체의 제어)

우선, 본 실시형태에서는, 이상 설명한, Mg 원자, Si 원자의 개수나 원자간 거리 등의 일정한 조건을 만족하는 원자 집합체의 총 체적으로서, 개개의 원자의 집합체를 각각 구로 간주했을 때의 기니에 반경 r_G로부터 산출되는 개개의 원자의 집합체의 체적 Vi(=4/3πr_G ³)를 합계한 총 체적 ΣVi를 구한다. 그리고, 이 총 체적 ΣVi의, 상기 3차원 아톰 프로브 전계 이온 현미경에 의해 측정된 상기 알루미늄 합금판의 체적 V_Al에서 차지하는 평균 체적 분율 (ΣVi/V_Al)×100을 0.3∼1.5%의 범위로 제어한다.

추가로, 본 실시형태에서는, 상기 원자의 집합체의 체적 분율의 제어에 더하여, 상기 조건을 만족하는 원자의 집합체 중의, 상기 원자 집합체의 총 체적 ΣVi 중, 상기 기니에 반경 r_G가 1.5nm 이상인 원자의 집합체의 총 체적 ΣVi_{1.5 이상}이 차지하는 평균 체적 분율 (ΣVi_{1.5 이상}/Vi)×100을 20∼70%의 범위로 제어한다. 즉, 상기 조건을 만족하는 개개의 원자의 집합체를 기니에 반경 r_G1.5nm로 구분하고, 기니에 반경 r_G가 1.5nm 이상인 개개의 원자의 집합체의 체적 Vi_{1.5 이상}을 합계한 총 체적 ΣVi_{1.5 이상}의, 상기 원자 집합체의 총 체적 V에서 차지하는 평균 체적 분율 (ΣVi_{1.5 이상}/Vi)×100을 20∼70%의 범위로 제어한다.

여기에서, 또한 기니에 반경(Guinier radius) r_G는, 상기 조건을 만족하는 원자의 집합체의, 개개의 원자의 집합체를 각각 구로 간주했을 때의, 개개의 원자의 집합체가 갖는 회전 반경 l_g 중에서 최대가 되는 것을, 그 원자의 집합체의 회전 반경 l_g로 하고, 이 회전 반경 l_g로부터 후술하는 식에 의해 환산되는 반경이다. 그리고, 이 기니에 반경의 정의나 후술하는 산출 방법은, 상기 특허문헌 2, 3에 의해 공지이다.

이들 조직 제어에 의해, 상기 조성의 제어와 아울러, 6000계 알루미늄 합금판의 자동차 패널 성형 시의 0.2% 내력을 110MPa 이하로 낮게 함과 더불어, 항복비를 0.50 미만으로 낮게 한 뒤에, BH 후의 0.2% 내력을 190MPa 이상으로 하는 것이 가능해진다.

상기 조건을 만족하는 원자의 집합체의 상기 평균 체적 분율 (ΣVi/V_Al)×100이 0.3% 미만이면, 고BH성화나 저항복비화에 효과가 있는, 기니에 반경 r_G가 1.5nm 이상인 비교적 큰 원자의 집합체의 절대수가 부족하다. 이 때문에, 상기 조성을 만족하더라도, 상기 고BH성화나 저항복비화를 달성할 수 없다. 한편, 상기 평균 체적 분율 (ΣVi/V_Al)×100이 1.5%를 초과해도, 상기 원자와의 서로의 거리가 0.75nm 이하인 등의 조건을 만족하는 원자의 집합체의 수가 지나치게 많아서, 패널 성형 시의 0.2% 내력의 저감 및 저항복비화가 도모되지 않게 된다.

또한, 고BH성화나 저항복비화에 효과가 있는, 기니에 반경 r_G가 1.5nm 이상인 비교적 큰 원자의 집합체의 평균 체적 분율 (ΣVi_{1.5 이상}/Vi)×100이 20% 미만이어도, 이들 원자의 집합체의 절대수가 부족하여, 상기 조성을 만족하더라도, 또한 상기 조건을 만족하는 원자의 집합체의 평균 체적 분율이 상기 규정을 만족하더라도, 저항복비화를 달성할 수 없다. 한편, 기니에 반경 r_G가 1.5nm 이상인 비교적 큰 원자의 집합체의 개수나 비율은 많을수록, 저항복비화가 도모되지만, 평균 체적 분율 (ΣVi_{1.5 이상}/Vi)×100을, 70%를 초과해서 크게 하는 것은 제조상 곤란하여, 제조 한계로부터 이 70%를 상한으로 한다.

(3DAP의 측정 원리와 측정 방법)

3DAP의 측정 원리와 측정 방법도 상기 특허문헌 1∼3에 의해 공지이다. 즉, 3DAP(3차원 아톰 프로브)는, 전계 이온 현미경(FIM)에, 비행 시간형 질량 분석기를 부착한 것이다. 이와 같은 구성에 의해, 전계 이온 현미경으로 금속 표면의 개개의 원자를 관찰하고, 비행 시간 질량 분석에 의해, 이들 원자를 동정할 수 있는 국소 분석 장치이다. 또한, 3DAP는 시료로부터 방출되는 원자의 종류와 위치를 동시에 분석 가능하기 때문에, 원자의 집합체의 구조 해석상, 매우 유효한 수단이 된다. 이 때문에, 공지 기술로서, 상기한 바와 같이, 자기 기록막이나 전자 디바이스 또는 강재의 조직 분석 등에 사용되고 있다. 또한, 최근에는, 상기한 바와 같이, 알루미늄 합금판의 조직의 원자의 집합체의 판별 등에도 사용되고 있다.

이 3DAP에서는, 전계 증발이라고 불리는 고전계하에 있어서의 시료 원자 그 자체의 이온화 현상을 이용한다. 시료 원자가 전계 증발하기 위해서 필요한 고전압을 시료에 인가하면, 시료 표면으로부터 원자가 이온화되어 이것이 프로브 홀을 빠져나가서 검출기에 도달한다.

이 검출기는, 위치 민감형 검출기로, 개개의 이온의 질량 분석(원자종인 원소의 동정)과 함께, 개개의 이온의 검출기에 이르기까지의 비행 시간을 측정하는 것에 의해, 그 검출된 위치(원자 구조 위치)를 동시에 결정할 수 있도록 한 것이다. 따라서, 3DAP는 시료 선단의 원자의 위치 및 원자종을 동시에 측정할 수 있기 때문에, 시료 선단의 원자 구조를, 3차원적으로 재구성, 관찰할 수 있는 특장점을 갖는다. 또한, 전계 증발은, 시료의 선단면부터 순차적으로 일어나기 때문에, 시료 선단으로부터의 원자의 깊이 방향 분포를 원자 레벨의 분해능으로 조사할 수 있다.

이 3DAP는 고전계를 이용하기 때문에, 분석하는 시료는, 금속 등의 도전성이 높은 것이 필요하고, 더욱이, 시료의 형상은, 일반적으로는, 선단 지름이 100nmφ 전후 또는 그 이하인 극세의 침상으로 할 필요가 있다. 이 때문에, 측정 대상이 되는 알루미늄 합금판의 판 두께 중앙부 등으로부터 시료를 채취하고, 이 시료를 정밀 절삭 장치로 절삭 및 전해 연마해서, 분석용의 극세의 침상 선단부를 갖는 시료를 제작한다. 측정 방법으로서는, 예를 들면, Imago Scientific Instruments사제의 「LEAP3000」을 이용해서, 이 선단을 침상으로 성형한 알루미늄 합금판 시료에, 1kV 오더의 높은 펄스 전압을 인가하여, 시료 선단으로부터 수백만개의 원자를 계속적으로 이온화해서 행한다. 이온은, 위치 민감형 검출기에 의해 검출하고, 펄스 전압이 인가되어, 시료 선단으로부터 개개의 이온이 튀어나오고 나서, 검출기에 도달할 때까지의 비행 시간으로부터, 이온의 질량 분석(원자종인 원소의 동정)을 행한다.

추가로, 전계 증발이, 시료의 선단면부터 차례로 규칙적으로 일어나는 성질을 이용해서, 이온의 도달 장소를 나타내는, 2차원 맵에 적절히 깊이 방향의 좌표를 부여하고, 해석 소프트웨어 「IVAS」를 이용해서, 3차원 매핑(3차원에서의 원자 구조: 아톰 맵의 구축)을 행한다. 이에 의해, 시료 선단의 3차원 아톰 맵이 얻어진다.

이 3차원 아톰 맵을, 추가로, 석출물이나 원자의 집합체에 속하는 원자를 정의하는 방법인 Maximum Separation Method를 이용해서, 원자의 집합체(원자의 클러스터)의 해석을 행한다. 이 해석 시에는, Mg 원자나 Si 원자 중 어느 하나 또는 양쪽의 수(합계로 10개 이상)와, 서로 이웃하는 Mg 원자나 Si 원자끼리의 거리(간격), 그리고, 상기 특정한 좁은 간격(0.75nm 이하)을 갖는 Mg 원자나 Si 원자의 수를 파라미터로서 부여한다.

그리고, Mg 원자나 Si 원자 중 어느 하나 또는 양쪽을 합계로 10개 이상 포함하고, 이들에 포함되는 Mg 원자나 Si 원자 중 어느 원자를 기준으로 해도, 그 기준이 되는 원자와 이웃하는 다른 원자 중 어느 하나의 원자의 서로의 거리가 0.75nm 이하이며, 이들 조건을 만족하는 원자의 집합체를, 본 실시형태의 원자의 집합체라고 정의한다. 그러고 나서, 이 정의에 들어맞는 원자의 집합체의 분산 상태를 평가하고, 원자의 집합체의 수밀도를, 측정 시료수 3개 이상으로 평균화해서, 1m³당 평균 밀도(개/m³)로서 계측하고, 정량화한다.

즉, 상기 3DAP가 원래 갖는 고유의 해석 소프트에 의해, 측정 대상이 된 상기 원자의 집합체를 구로 간주했을 때의, 최대가 되는 회전 반경 l_g를 하기 수학식 1의 식에 의해 구한다.

이 수학식 1의 식에 있어서, l_g는 3차원 아톰 프로브 전계 이온 현미경의 고유의 소프트웨어에 의해 자동적으로 산출되는 회전 반경이다. x, y, z는 3차원 아톰 프로브 전계 이온 현미경의 측정 레이아웃에 있어서 불변의 x, y, z축이다. x_i, y_i, z_i는, 이 x, y, z축의 길이이고, 상기 원자의 집합체를 구성하는 Mg, Si 원자의 공간 좌표이다. 「x」「y」「z」 위에 각각 「-」가 붙은 「엑스 바」등도, 이 x, y, z축의 길이이지만, 상기 원자의 집합체의 중심 좌표이다. n은 상기 원자의 집합체를 구성하는 Mg, Si 원자의 수이다.

다음으로, 개개의 원자의 집합체가 갖는 회전 반경 l_g 중에서 최대가 되는 것을, 그 원자의 집합체의 회전 반경 l_g로 하여, 기니에 반경 r_G에, 하기 수학식 2의 식, r_G=√(5/3)·l_g의 관계에 의해 환산한다. 그리고, 이 환산된 기니에 반경 r_G를 원자의 집합체의 반경으로 간주한다.

이에 기초하여, 상기 조건을 만족하는 개개의 원자의 집합체의 체적 Vi(=4/3πr_G ³)를 합계해서 총 체적 ΣVi를 구한다. 그리고, 상기 전계 증발한(전계 증발에 의해 소실된) 침상 시료의 체적을, 3차원 아톰 프로브 전계 이온 현미경에 의해 측정된 알루미늄 합금판의 체적 V_Al로 하여, 이것에서 차지하는 상기 원자의 집합체의 총 체적의 평균 체적 분율 (ΣVi/V_Al)×100을 구한다. 또한, 상기 원자의 집합체의 총 체적 V에서 차지하는, 기니에 반경 r_G가 1.5nm 이상인 원자의 집합체의 총 체적 ΣVi_{1.5 이상}의, 평균 체적 분율 (ΣVi_{1.5 이상}/Vi)×100도 구한다. 이들 3DAP에 의한 원자의 집합체의 평균 체적 분율의 측정은, 상기 조질이 실시된 후의 6000계 알루미늄 합금판의 임의의 판 두께 중앙부의 부위 10개소에 대해서 행하여, 이들의 상기 각 측정값(산출값)을 평균화한다.

상기한 원자의 집합체의 반경의 산출식, 회전 반경 l_g로부터 기니에 반경 r_G까지의 측정 및 환산 방법은, M. K. Miller: Atom Probe Tomography, (Kluwer Academic/Plenum Publishers, New York, 2000), 184페이지를 인용했다. 덧붙여서, 원자의 집합체의 반경의 산출식은, 그 이외에도, 많은 문헌에 기재되어 있다. 예를 들면 「이온 조사된 저합금강의 마이크로 조직 변화」(후지이 가쓰히코, 후쿠타니 고지, 오쿠보 다다카쓰, 호노 가즈히로 등)의 140페이지 「(2) 3차원 아톰 프로브 분석」에는, 상기 수학식 1의 식이나 기니에 반경 r_G로의 환산식을 포함시켜서 기재되어 있다(단, 회전 반경 l_g의 기호는 r_G라고 기재되어 있다).

(3DAP에 의한 원자의 검출 효율)

이들 3DAP에 의한 원자의 검출 효율은, 현재로서는, 이온화한 원자 중 50% 정도가 한계여서, 나머지의 원자는 검출할 수 없다. 이 3DAP에 의한 원자의 검출 효율이, 장래적으로 향상되는 등, 크게 변동하면, 본 실시형태가 규정하는 각 사이즈의 원자의 집합체의 평균 개수 밀도(개/μm³)의 3DAP에 의한 측정 결과가 변동해 올 가능성이 있다. 따라서, 이 측정에 재현성을 가지게 하기 위해서는, 3DAP에 의한 원자의 검출 효율은 약 50%로 대략 일정하게 하는 것이 바람직하다.

(제조 방법)

다음으로, 본 실시형태의 알루미늄 합금판의 제조 방법에 대해 이하에 설명한다. 본 실시형태의 알루미늄 합금판은, 제조 공정 자체는 통상적 방법 또는 공지의 방법이며, 상기 6000계 성분 조성의 알루미늄 합금 주괴를 주조 후에 균질화 열 처리하고, 열간 압연, 냉간 압연이 실시되어서 소정의 판 두께가 되고, 추가로 용체화 담금질 등의 조질 처리가 실시되어서 제조된다.

단, 이들 제조 공정 중에서, 본 실시형태의 3DAP로 규정하는 원자의 집합체 등의 조직을 얻기 위해서는, 후술하는 바와 같이, 용체화 후의 담금질 처리의 평균 냉각 속도의 제어에 더하여, 담금질 처리 후의 예비 시효 처리 조건을, 바람직한 범위로 한다. 한편, 다른 공정에 있어서도, 본 실시형태에서 규정하는 조직을 얻기 위한 바람직한 조건도 있다. 이와 같은 바람직한 조건으로 하지 않으면, 본 실시형태의 조직을 얻는 것이 어려워진다.

(용해, 주조 냉각 속도)

이와 같은, 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 많아져서, 주괴의 판 폭 방향, 두께 방향에서의 정출물의 사이즈나 양의 격차도 커져, 전제로서 필요한, 6000계 알루미늄 합금판의, 강도나 신도 등의 기본적인 기계적 성질을 저하시킨다.

(균질화 열 처리, 열간 압연, 열연판의 소둔, 냉간 압연, 및 용체화 및 담금질 처리)

이어서, 상기 주조된 알루미늄 합금 주괴에, 상기 제 1 실시형태의 경우와 마찬가지로, 균질화 열 처리, 열간 압연, (필요에 따라서) 열연판의 소둔, 냉간 압연, 및 용체화 및 담금질 처리의 각 처리를 실시한다. 한편, 이들 각 처리의 여러 조건에 대해서는 상기 제 1 실시형태와 마찬가지이기 때문에, 여기에서는 설명을 생략한다.

(예비 시효 처리: 재가열 처리)

이와 같은 용체화 처리 후에 담금질 처리해서 실온까지 냉각한 후, 1시간(60분) 이내의 가능한 한 단시간 내에, 냉연판을 예비 시효 처리(재가열 처리)한다.

실온까지의 담금질 처리 종료 후, 예비 시효 처리 개시(가열 개시)까지의 실온 유지 시간이 1시간을 초과해서 지나치게 길면, 상기 Mg 원자, Si 원자의 개수나 원자간 거리의 조건을 만족하는 원자의 집합체의 총 체적을 평균 체적 분율로, 1.5% 이하로 규제할 수 없게 된다. 또한, 동시에, 비교적 큰 클러스터도 생성되기 어려워, 상기 조건을 만족하는 원자의 집합체 중에서, 기니에 반경 r_G가 1.5nm 이상인 원자의 집합체의 평균 체적 분율을 20% 이상으로 많게 할 수 없게 된다. 이 결과, BH성이 저하되고, 저항복비화도 어려워진다. 따라서, 이 실온 유지 시간은 짧을수록 좋고, 용체화 및 담금질 처리와 재가열 처리가, 시간차가 거의 없도록 연속되고 있어도 되며, 하한의 시간은 특별히 설정하지 않는다.

이 예비 시효 처리에서는, 예비 시효 온도까지의 승온 속도와 예비 시효 온도 범위에서의 유지 시간을 제어한다. 이 중, 승온 속도는, 상기한 강도에 기여하지 않는 작은 원자의 집합체의 생성을 억제하기 위해서, 1℃/s 이상, 바람직하게는 5℃/s 이상의 가능한 한 큰(빠른) 승온 속도로 하는 것이 바람직하다. 승온 속도가 1℃/s보다도 작으면, 강도에 기여하지 않는 작은 원자의 집합체가 많이 생성되어 버려, 상기 조건을 만족하는 원자의 집합체 중에서, 기니에 반경 r_G가 1.5nm 이상인 원자의 집합체의 평균 체적 분율을 20% 이상으로 많게 할 수 없게 된다. 이 결과, BH성이 저하되고, 저항복비화도 어려워진다.

예비 시효 온도가 60℃ 미만, 또는 유지 시간이 10hr 미만이면, 석출핵의 생성이 불충분하여, 상기 조건을 만족하는 원자의 집합체 중에서, 기니에 반경 r_G가 1.5nm 이상인 원자의 집합체의 평균 체적 분율을 20% 이상으로 많게 할 수 없게 된다. 이 결과, BH성이 저하된다.

한편, 예비 시효 온도가 120℃를 초과하거나, 또는 유지 시간이 40hr를 초과하면, 이 예비 시효 처리에서의 석출핵의 생성량을 지나치게 많게 하게 된다. 이 때문에, 오히려, 강도에 기여하는, 사이즈가 비교적 큰 원자의 집합체가 감소하고, 상기 조건을 만족하는 원자의 집합체의 평균 체적 분율이 1.5%를 초과해서 많아져, 성형 시의 판의 항복비를 0.50 미만으로 낮게 할 수 없게 된다.

즉, 예비 시효 처리를, 이들 바람직한 조건 범위 내로 하지 않으면, 자동차 패널 성형 시의 판의 0.2% 내력을 110MPa 이하로 낮게 함과 더불어, 항복비도 0.50 미만으로 낮게 하는 한편, BH 후의 0.2% 내력을 190MPa 이상으로 하는 것이 어려워진다.

실시예

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니고, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하며, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

(제 1 실시형태에 따른 실시예)

다음으로 본 발명의 제 1 실시형태에 따른 실시예를 설명한다. 본 실시형태에서 DSC로 규정된 조직이 상이한 6000계 알루미늄 합금판을, 용체화 및 담금질 처리 후의 예비 시효 처리의 조건을 변경해서 구분 제작하여 제조했다. 그리고, 판 제조 후 실온에 30일간 유지 후의, BH성(도장 베이킹 경화성), 프레스 성형성의 지표로서의 As 내력이나, 굽힘 가공성으로서의 헴 가공성을 각각 측정, 평가했다.

상기 DSC로 규정된 조직의 구분 제작은, 표 1에 나타내는 조성의 6000계 알루미늄 합금판을, 표 2, 3에 나타내는 바와 같이, 용체화 처리 후의 담금질 처리의 평균 냉각 속도나, 그 후의 예비 시효 처리의 온도나 유지 시간 등의 조건을 여러 가지 변경해서 행했다. 여기에서, 표 1 중의 각 원소의 함유량의 표시에 있어서, 각 원소에 있어서의 수치를 블랭크로 하고 있는 표시는, 그의 함유량이 검출 한계 이하인 것을 나타낸다.

알루미늄 합금판의 구체적인 제조 조건은 이하와 같이 했다. 표 1에 나타내는 각 조성의 알루미늄 합금 주괴를, DC 주조법에 의해 공통되게 용제했다. 이때, 각 예 모두 공통되게, 주조 시의 평균 냉각 속도에 대해서, 액상선 온도로부터 고상선 온도까지를 50℃/분으로 했다. 계속해서, 주괴를, 각 예 모두 공통되게, 540℃×6시간의 1단만의 균열 처리를 한 후, 그 온도에서 열간 조압연을 개시했다. 그리고, 각 예 모두 공통되게, 계속되는 마무리 압연으로, 두께 3.5mm까지 열연하여, 열간 압연판으로 했다. 열간 압연 후의 알루미늄 합금판을, 각 예 모두 공통되게, 500℃×1분의 초벌 소둔을 실시한 후, 냉연 패스 도중의 중간 소둔 없이 가공률 70%의 냉간 압연을 행하여, 두께 1.0mm의 냉연판으로 했다.

추가로, 이 각 냉연판을, 각 예 모두 공통되게, 연속식의 열 처리 설비로 되감고, 권취하면서, 연속적으로 조질 처리(T4)했다. 구체적으로는, 용체화 처리를, 500℃까지의 평균 가열 속도를 10℃/초로 하여, 560℃의 목표 온도에 도달 후 10초 유지해서 행하고, 그 후, 표 2, 3에 나타내는 각 평균 냉각 속도가 되도록 수냉 또는 공냉을 행함으로써 실온까지 냉각했다. 이 냉각 후, 실온에서 표 2에 나타내는 소요 시간 후에, 대기로 및 오일 배스를 이용하여, 표 2, 3에 나타내는, 승온 속도, 도달 온도, 평균 냉각 속도, 유지 시간으로 예비 시효 처리를 행했다. 한편, 이 예비 시효 처리 후의 냉각은, 평균 냉각 속도를 변경하기 위해서, 수냉 또는 서냉(방냉)을 행했다.

이들 조질 처리 후 30일간 실온 방치한 후의 각 최종 제품판으로부터 공시판(블랭크)을 잘라내고, 각 공시판의 상기 DSC나 특성을 측정, 평가했다. 이들의 결과를 표 3에 나타낸다.

(DSC)

상기 공시판의 판 두께 중앙부의 10개소에 있어서의 조직의 상기 DSC를 측정하고, 이들 10개소의 평균값으로, 이 판의 DSC(시차 주사 열분석 곡선)에 있어서, 강도에 기여하지 않는 Mg-Si 클러스터의 용해에 상당하는 흡열 피크로서, 150∼230℃의 온도 범위의 흡열 피크의 피크 높이(W/mg), 강도에 기여하는 Mg-Si 클러스터의 생성에 상당하는 발열 피크로서, 240∼255℃의 온도 범위의 발열 피크의 피크 높이(μW/mg)를 각각 구했다.

단, 상기 공시판의 각 측정 개소에 있어서의 시차 열분석에 있어서는, 시험 장치: 세이코인스트루먼트제 DSC220G, 표준 물질: 알루미늄, 시료 용기: 알루미늄, 승온 조건: 15℃/min, 분위기: 아르곤(50ml/min), 시료 중량: 24.5∼26.5mg의 동일 조건에서 각각 행하고, 얻어진 시차 열분석의 프로파일(μW)을 시료 중량으로 나누어서 규격화한(μW/mg) 후에, 상기 시차 열분석 프로파일에서의 0∼100℃의 구간에 있어서, 시차 열분석의 프로파일이 수평이 되는 영역을 0의 기준 레벨로 하고, 이 기준 레벨로부터의 발열 피크 높이를 측정했다. 이들의 결과를 표 2, 3에 나타낸다.

(도장 베이킹 경화성)

상기 조질 처리 후 30일간 실온 방치한 후의 각 공시판의 기계적 특성으로서, 0.2% 내력(As 내력)을 인장 시험에 의해 구했다. 또한, 이들 각 공시판을 각각 공통되게, 30일간의 실온 시효시킨 후에, 170℃×20분의 인공 시효 경화 처리한 후(BH 후)의, 공시판의 0.2% 내력(BH 후 내력)을 인장 시험에 의해 구했다. 그리고, 이들 0.2% 내력끼리의 차(내력의 증가량)로부터 각 공시판의 BH성을 평가했다.

상기 인장 시험은, 상기 각 공시판으로부터, 각각 JIS Z 2201의 5호 시험편(25mm×50mmGL×판 두께)을 채취하고, 실온에서 인장 시험을 행했다. 이때의 시험편의 인장 방향을 압연 방향의 직각 방향으로 했다. 인장 속도는, 0.2% 내력까지는 5mm/분, 내력 이후는 20mm/분으로 했다. 기계적 특성 측정의 N수는 5로 하고, 각각 평균값으로 산출했다. 한편, 상기 BH 후의 내력 측정용의 시험편에는, 이 시험편에, 판의 프레스 성형을 모의한 2%의 예비 변형을 이 인장 시험기에 의해 부여한 후에, 상기 BH 처리를 행했다.

(헴 가공성)

헴 가공성은, 상기 조질 처리 후 30일간 실온 방치 후의 각 공시판에 대해서만 행했다. 시험은, 30mm 폭의 단책상 시험편을 이용하고, 다운 플랜지에 의한 내부 굽힘 R1.0mm의 90° 굽힘 가공 후, 1.0mm 두께의 이너를 끼우고, 절곡부를 더 내측으로, 차례로 약 130도로 절곡하는 프리헴 가공, 180도 절곡해서 단부를 이너에 밀착시키는 플랫 헴 가공을 행했다.

이 플랫 헴의 굽힘부(연곡부)의, 표면 거칠음, 미소한 균열, 큰 균열의 발생 등의 표면 상태를 육안으로 관찰하여, 이하의 기준으로 육안으로 평가했다. 하기의 기준에서, 0∼2까지가 합격 라인, 3 이상이 불합격이다.

0; 균열, 표면 거칠음 없음, 1; 경도의 표면 거칠음, 2; 깊은 표면 거칠음, 3; 미소 표면 균열, 4; 선상으로 연속된 표면 균열

표 1의 합금 번호 0∼12를 이용한, 표 2의 번호 0, 1, 8, 13, 표 3의 16∼24의 각 발명예는, 본 실시형태의 성분 조성 범위 내에서, 또한 바람직한 조건 범위에서 제조됨과 더불어, 용체화 담금질 처리나 예비 시효 처리를 포함시킨 조질 처리도 바람직한 조건에서 행해지고 있다. 이 때문에, 이들 각 발명예는, 표 2, 3에 나타내는 바와 같이, 본 실시형태에서 규정하는 DSC 조건을 만족하고 있다. 즉, 이 판의 DSC에 있어서, 강도에 기여하지 않는 Mg-Si 클러스터의 용해에 상당하는 흡열 피크로서, 150∼230℃의 온도 범위의 흡열 피크의 피크 높이가 8μW/mg 이하인 한편, 강도에 기여하는 Mg-Si 클러스터의 생성에 상당하는 발열 피크로서, 240∼255℃의 온도 범위의 발열 피크의 피크 높이가 20μW/mg 이상이다.

이 결과, 각 발명예는, 상기 조질 처리 후의 실온 시효 후이고, 또한 저온 단시간에서의 도장 베이킹 경화라도, BH성이 우수하다. 또한, 표 3에 나타내는 바와 같이, 상기 조질 처리 후의 실온 시효 후라도, As 내력이 비교적 낮기 때문에 자동차 패널 등으로의 프레스 성형성이 우수하고, 헴 가공성도 우수하다. 즉, 본 발명예에 의하면, 실온 시효한 후에 차체 도장 베이킹 처리된 경우라도, 0.2% 내력차가 100MPa 이상이고, BH 후의 0.2% 내력이 170MPa 이상인 높은 BH성이나, As 0.2% 내력으로 110MPa 이하의 프레스 성형성이나 양호한 굽힘 가공성이 발휘될 수 있다.

이에 비해, 표 2의 비교예 2∼7, 9∼13, 14, 15는, 표 1의 발명예와 동일한 합금예 1, 2, 3을 이용하고 있다. 그러나, 이들 각 비교예는, 표 2에 나타내는 바와 같이, 예비 시효 처리 조건이 바람직한 조건을 벗어나 있다. 이 결과, DSC가 본 실시형태에서 규정하는 범위로부터 벗어나, 동일한 합금 조성인 발명예에 비하여, 실온 시효가 크고, 특히 30일간 실온 유지 후의 As 내력이 비교적 높기 때문에 자동차 패널 등으로의 프레스 성형성이나 헴 가공성이 뒤떨어지고, 또한 BH성도 뒤떨어져 있다.

비교예 2는 용체화 처리 후의 실온까지의 담금질 처리에 있어서의 평균 냉각 속도가 지나치게 작다. 이 때문에, 150∼230℃의 온도 범위의 흡열 피크 A의 피크 높이는 8μW/mg 이하이지만, 240∼255℃의 온도 범위의 발열 피크 B의 피크 높이가 20μW/mg 미만으로 낮아(작아), 강도에 기여하는 사이즈가 비교적 큰 Mg-Si 클러스터의 수밀도가 적다. 이것은, 실온까지의 담금질 처리의 냉각 속도가 작아, 냉각 중에 조대한 Mg₂Si 및 단체 Si가 생성되어 버렸기 때문이어서, 목적으로 하는 As 0.2% 내력으로 110MPa 이하의 프레스 성형성이나 양호한 굽힘 가공성이 얻어지지 않고 있다. 또한, BH성도 낮다.

비교예 3, 9는 용체화 후의 실온까지의 담금질 처리 후부터, 예비 시효 처리(가열 개시)까지의 시간이 지나치게 걸리고 있다. 이 때문에, 강도에 기여하지 않는, DSC의 승온 과정에서 용해되기 쉬운 Mg-Si 클러스터가 많이 생성되어 버려, 상기 도 1과 같이, 150∼230℃의 온도 범위의 흡열 피크 A의 피크 높이가 8μW/mg을 초과해서 높아(커)진다. 그 한편, 240∼255℃의 온도 범위의 발열 피크 B의 피크 높이도 20μW/mg 이상으로 높아(커), 강도에 기여하는 사이즈가 비교적 큰 Mg-Si 클러스터의 수밀도도 많다. 그러나, 상기 강도에 기여하지 않는 사이즈가 비교적 작은 Mg-Si 클러스터의 수밀도가 지나치게 많기 때문에, 이 악영향 쪽이 지나치게 강해서, 목적으로 하는 As 0.2% 내력으로 110MPa 이하의 프레스 성형성이나 양호한 굽힘 가공성이 얻어지지 않고 있다. 또한, BH성도 낮다.

비교예 4, 10은 예비 시효 처리의 승온 속도가 지나치게 느리다. 이 때문에, 강도에 기여하지 않는, DSC의 승온 과정에서 용해되기 쉬운 Mg-Si 클러스터가 많이 생성되어 버려, 상기 도 1과 같이, 150∼230℃의 온도 범위의 흡열 피크 A의 피크 높이가 8μW/mg을 초과해서 높아(커)진다. 그 한편, 240∼255℃의 온도 범위의 발열 피크 B의 피크 높이도 20μW/mg 이상으로 높아(커), 강도에 기여하는 사이즈가 비교적 큰 Mg-Si 클러스터의 수밀도도 많다. 그러나, 상기 강도에 기여하지 않는 사이즈가 비교적 작은 Mg-Si 클러스터의 수밀도가 지나치게 많기 때문에, 이 악영향 쪽이 지나치게 강해서, 목적으로 하는 As 0.2% 내력으로 110MPa 이하의 프레스 성형성이나 양호한 굽힘 가공성이 얻어지지 않고 있다. 또한, BH성도 낮다.

비교예 5, 11, 14는 예비 시효 처리에 있어서의 60∼120℃의 범위에서의 유지 시간이 1시간으로 지나치게 짧다. 이 때문에, 강도에 기여하지 않는, DSC의 승온 과정에서 용해되기 쉬운 Mg-Si 클러스터가 많이 생성되어 버려, 상기 도 1과 같이, 150∼230℃의 온도 범위의 흡열 피크 A의 피크 높이가 8μW/mg을 초과해서 높아(커)진다. 그 한편, 240∼255℃의 온도 범위의 발열 피크 B의 피크 높이도 20μW/mg 이상으로 높아(커), 강도에 기여하는 사이즈가 비교적 큰 Mg-Si 클러스터의 수밀도도 많다. 그러나, 상기 강도에 기여하지 않는 사이즈가 비교적 작은 Mg-Si 클러스터의 수밀도가 지나치게 많기 때문에, 이 악영향 쪽이 지나치게 강해서, 목적으로 하는 As 0.2% 내력으로 110MPa 이하의 프레스 성형성이나 양호한 굽힘 가공성이 얻어지지 않고 있다. 또한, BH성도 낮다.

비교예 6, 12, 15는 예비 시효 처리에 있어서의 60∼120℃의 범위에서의 유지 시간이 48시간으로 지나치게 길다. 이 때문에, 240∼255℃의 온도 범위의 발열 피크 B의 피크 높이는 20μW/mg 미만으로 낮아(작아), 강도에 기여하는 사이즈가 비교적 큰 Mg-Si 클러스터의 수밀도가 적다. 이 결과, 목적으로 하는 As 0.2% 내력으로 110MPa 이하의 프레스 성형성이나 양호한 굽힘 가공성이 얻어지지 않고 있다. 또한, BH성도 낮다.

비교예 7은 예비 시효 처리에 있어서의 도달 온도가 130℃로, 상한인 120℃를 초과해서 지나치게 높다. 이 때문에, 강도에 기여하는, 사이즈가 비교적 큰 Mg-Si 클러스터가 감소해서, 240∼255℃의 온도 범위의 발열 피크 B의 피크 높이가 20μW/mg 미만으로 낮아(작아), 강도에 기여하는 사이즈가 비교적 큰 Mg-Si 클러스터의 수밀도가 적다. 이 결과, BH성이 낮아지고 있는 한편, As 0.2% 내력은 110MPa를 초과해서 지나치게 높아지고 있어, 프레스 성형성이나 양호한 굽힘 가공성도 얻어지지 않고 있다.

또한, 표 3의 비교예 25∼34는 상기 예비 시효 처리 조건을 포함시켜서 바람직한 범위에서 제조하고 있지만, 표 1의 합금 번호 13∼22를 이용하고 있어, 필수 원소인 Mg, Si의 함유량이 각각 본 실시형태의 범위를 벗어나 있거나, 또는 불순물 원소량이 지나치게 많다. 이 때문에, 이들 비교예 24∼33은 표 3에 나타내는 바와 같이, 각 발명예에 비하여, 특히 30일간 실온 유지 후의 As 내력이 비교적 지나치게 높아서 자동차 패널 등으로의 프레스 성형성이나 헴 가공성이 뒤떨어지거나, BH성이 뒤떨어져 있다.

비교예 25는 표 1의 합금 13이고, Si가 지나치게 적다.

비교예 26은 표 1의 합금 14이고, Si가 지나치게 많다.

비교예 27은 표 1의 합금 15이고, Sn이 지나치게 적다.

비교예 28은 표 1의 합금 16이고, Sn이 지나치게 많아, 열연 시에 균열이 생겨서 판의 제조를 할 수 없었다.

비교예 29는 표 1의 합금 17이고, Fe가 지나치게 많다.

비교예 30은 표 1의 합금 18이고, Mn이 지나치게 많다.

비교예 31은 표 1의 합금 19이고, Cr 및 Ti가 지나치게 많다.

비교예 32는 표 1의 합금 20이고, Cu가 지나치게 많다.

비교예 33은 표 1의 합금 21이고, Zn이 지나치게 많다.

비교예 34는 표 1의 합금 22이고, Zr 및 V가 지나치게 많다.

이상의 실시예의 결과로부터, 실온 시효 후의 성형성과 BH성 향상에 대해서, 상기 본 실시형태에서 규정하는 조성이나 DSC의 각 조건을 모두 만족할 필요성이 있다는 것이 뒷받침된다.

다음으로 본 발명의 제 2 실시형태에 따른 실시예를 설명한다. 본 실시형태에서 규정하는 조직이 상이한 6000계 알루미늄 합금판을, 용체화 및 담금질 처리 후의 예비 시효 처리의 조건을 변경해서 구분 제작하여 제조했다. 그리고, 판 제조 후 실온에 30일간 유지 후의, BH성(도장 베이킹 경화성), 프레스 성형성의 지표로서의 As 내력이나, 굽힘 가공성으로서의 헴 가공성을 각각 측정, 평가했다.

상기 조직의 구분 제작은, 표 4에 나타내는 조성의 6000계 알루미늄 합금판을, 표 5, 6에 나타내는 바와 같이, 용체화 처리 후의 담금질 처리의 평균 냉각 속도나, 그 후의 예비 시효 처리의 온도나 유지 시간 등의 조건을 여러 가지 변경해서 행했다. 여기에서, 표 4 중의 각 원소의 함유량의 표시에 있어서, 각 원소에 있어서의 수치를 블랭크로 하고 있는 표시는, 그의 함유량이 검출 한계 이하인 것을 나타낸다.

알루미늄 합금판의 구체적인 제조 조건은 이하와 같이 했다. 표 4에 나타내는 각 조성의 알루미늄 합금 주괴를, DC 주조법에 의해 공통되게 용제했다. 이때, 각 예 모두 공통되게, 주조 시의 평균 냉각 속도에 대해서, 액상선 온도로부터 고상선 온도까지를 50℃/분으로 했다. 계속해서, 주괴를, 각 예 모두 공통되게, 540℃×6시간의 1단만의 균열 처리를 한 후, 500℃로 재가열해서 열간 조압연을 개시했다. 그리고, 각 예 모두 공통되게, 계속되는 마무리 압연으로, 두께 3.5mm까지 열연하여, 열간 압연판으로 했다. 열간 압연 후의 알루미늄 합금판을, 각 예 모두 공통되게, 500℃×1분의 초벌 소둔을 실시한 후, 냉연 패스 도중의 중간 소둔 없이 가공률 70%의 냉간 압연을 행하여, 두께 1.0mm의 냉연판으로 했다.

추가로, 이 각 냉연판을, 각 예 모두 공통되게, 연속식의 열 처리 설비로 되감고, 권취하면서, 연속적으로 조질 처리(T4)했다. 구체적으로는, 용체화 처리를, 500℃까지의 평균 가열 속도를 10℃/초로 하여, 560℃의 목표 온도에 도달 후 10초 유지해서 행하고, 그 후, 표 5, 6에 나타내는 각 평균 냉각 속도가 되도록 수냉 또는 공냉을 행함으로써 실온까지 냉각했다. 이 냉각 후, 실온에서 표 2에 나타내는 소요 시간 후에, 대기로 및 오일 배스를 이용하여, 표 5, 6에 나타내는, 승온 속도, 도달 온도, 평균 냉각 속도, 유지 시간으로 예비 시효 처리를 행했다. 한편, 이 예비 시효 처리 후의 냉각은, 평균 냉각 속도를 변경하기 위해서, 수냉 또는 서냉(방냉)을 행했다.

이들 조질 처리 후 30일간 실온 방치한 후의 각 최종 제품판으로부터 공시판(블랭크)을 잘라내고, 각 공시판의 상기 조직이나 특성을 측정, 평가했다. 이들의 결과를 표 5, 6에 나타낸다.

(조직)

상기한 측정 방법에 의해, 판의 Mg+Si의 고용량이나 3차원 아톰 프로브 전계 이온 현미경에 의해 측정된 원자의 집합체의 각 체적 분율 등을 측정 및 해석해서 구했다. 한편, 표 5, 6에서는, 3차원 아톰 프로브 전계 이온 현미경에 의해 측정된 각 원자의 집합체의 평균 체적 분율(%)을 「3DAP 측정 원자의 집합체의 평균 체적 분율(%)」로 약기하고 있다.

또한, 표 5, 6에서는, 이 란에 기재된 「원자의 집합체의 평균 체적 분율」 중, 상기 본 실시형태에서 규정하는 조건을 만족하는 원자의 집합체의 총 체적 ΣVi의, 상기 전계 증발한 침상 시료의 체적 V_Al에서 차지하는, 평균 체적 분율 (ΣVi/V_Al)×100을 구했다(표 2, 3에서는 ΣVi/V_Al×100으로 기재). 또한, 상기 원자의 집합체의 총 체적 ΣVi에서 차지하는, 기니에 반경 r_G가 1.5nm 이상인 원자의 집합체의 총 체적 ΣVi_{1.5 이상}의 평균 체적 분율 (ΣVi_{1.5 이상}/Vi)×100도 구했다(표 5, 6에서는 ΣVi_{1.5 이상}/Vi×100으로 기재).

(도장 베이킹 경화성)

(헴 가공성)

헴 가공성은, 상기 조질 처리 후 7일간 또는 100일간 실온 방치 후의 각 공시판에 대해서만 행했다. 시험은, 30mm 폭의 단책상 시험편을 이용하고, 다운 플랜지에 의한 내부 굽힘 R1.0mm의 90° 굽힘 가공 후, 1.0mm 두께의 이너를 끼우고, 절곡부를 더 내측으로, 차례로 약 130도로 절곡하는 프리헴 가공, 180도 절곡해서 단부를 이너에 밀착시키는 플랫 헴 가공을 행했다.

표 4의 합금 번호 23∼34를 이용한, 표 5의 번호 35, 36, 43, 48, 표 6의 51∼58의 각 발명예는, 본 실시형태의 성분 조성 범위 내에서, 또한 바람직한 조건 범위에서 제조됨과 더불어, 용체화 담금질 처리나 예비 시효 처리를 포함시킨 조질 처리도 바람직한 조건에서 행해지고 있다. 이 때문에, 이들 각 발명예는, 표 5, 6에 나타내는 바와 같이, 본 실시형태에서 규정하는 조직 조건을 만족하고 있다. 즉, 상기 Mg+Si의 고용량이 1.0질량% 이상 2.0질량% 이하이고, 또한 상기 본 실시형태에서 규정하는 조건을 만족하는 원자의 집합체의 총 체적 ΣVi의, 상기 전계 증발한 침상 시료의 체적 V_Al에서 차지하는, 평균 체적 분율 (ΣVi/V_Al)×100이 0.3∼1.5%의 범위임과 더불어, 상기 원자의 집합체의 총 체적 ΣVi에서 차지하는, 기니에 반경 r_G가 1.5nm 이상인 원자의 집합체의 총 체적 ΣVi_{1.5 이상}의 평균 체적 분율 (ΣVi_{1.5 이상}/Vi)×100이 20∼70%이다.

이 결과, 각 발명예는, 상기 조질 처리 후의 실온 시효 후이고, 또한 저온 단시간에서의 도장 베이킹 경화라도, BH성이 우수하다. 또한, 표 6에 나타내는 바와 같이, 상기 조질 처리 후의 실온 시효 후라도, As 내력이 비교적 낮고, 더욱이 저항복비가 되고 있기 때문에, 자동차 패널 등으로의 프레스 성형성이 우수하고, 헴 가공성도 우수하다.

즉, 본 발명예에 의하면, 실온 시효한 후에 차체 도장 베이킹 처리된 경우라도, 0.2% 내력차가 100MPa 이상이고, BH 후의 0.2% 내력이 190MPa 이상인 높은 BH성이나, As 0.2% 내력으로 110MPa 이하, 0.50 미만의 저항복비의 프레스 성형성이나, 양호한 굽힘 가공성이 발휘될 수 있다. 따라서, 성형성과 베이킹 도장 경화성을 겸비하고, 고BH성화와 저항복비화를 양립시킬 수 있다.

이에 비해, 표 5의 비교예 37∼42, 44∼47, 49, 50은, 표 4의 발명예와 동일한 합금예 24, 25, 26을 이용하고 있다. 그러나, 이들 각 비교예는, 표 5에 나타내는 바와 같이, 예비 시효 처리 조건이 바람직한 조건을 벗어나 있다. 이 결과, 상기 Mg+Si의 고용량이나, 상기 평균 체적 분율 (ΣVi/V_Al)×100이나, 상기 평균 체적 분율 (ΣVi_{1.5 이상}/Vi)×100이, 본 실시형태에서 규정하는 범위로부터 벗어나 있다. 이 결과, 동일한 합금 조성인 발명예에 비하여, 실온 시효가 크고, 특히 30일간 실온 유지 후의 As 내력이 비교적 높거나, 고항복비가 되고 있기 때문에, 자동차 패널 등으로의 프레스 성형성이나 헴 가공성이 뒤떨어지거나, BH성이 뒤떨어져 있다. 따라서, 성형성과 베이킹 도장 경화성을 겸비할 수 없어서, 고BH성화와 저항복비화를 양립시킬 수 없다.

비교예 37은 용체화 처리 후의 실온까지의 담금질 처리에 있어서의 평균 냉각 속도가 지나치게 작다. 이 때문에, 냉각 중에 조대한 Mg-Si 및 단체 Si가 생성되어서, 성형성이 낮다. 또한 용체화 후의 고용량이 저하되어, 상기 평균 체적 분율 (ΣVi_{1.5 이상}/Vi)×100도 20% 미만이어서, BH성도 낮다.

비교예 38, 44는 용체화 후의 실온까지의 담금질 처리 후부터, 예비 시효 처리(가열 개시)까지의 시간이 지나치게 걸리고 있다. 이 때문에, 상기 평균 체적 분율 (ΣVi_{1.5 이상}/Vi)×100이 20% 미만이어서, BH성이 저하되고, 저항복비화도 달성될 수 없다.

비교예 39, 45는 예비 시효 처리의 승온 속도가 지나치게 느리다. 이 때문에, 상기 평균 체적 분율 (ΣVi_{1.5 이상}/Vi)×100을 20% 이상으로 많게 하지 못하여, BH성이 낮다.

비교예 40, 46, 49는 예비 시효 처리에 있어서의 60∼120℃의 범위에서의 유지 시간이 1시간으로 지나치게 짧다. 이 때문에, 석출핵의 생성이 불충분하여, 상기 평균 체적 분율 (ΣVi_{1.5 이상}/Vi)×100을 20% 이상으로 많게 하지 못하여, BH성이 낮다.

비교예 41, 47, 50은 예비 시효 처리에 있어서의 60∼120℃의 범위에서의 유지 시간이 48∼45시간으로 지나치게 길다. 이 때문에, 이 예비 시효 처리에서의 석출핵의 생성량을 지나치게 많게 하게 되어, 강도에 기여하는, 사이즈가 비교적 큰 원자의 집합체가 감소하고, 상기 평균 체적 분율 (ΣVi/V_Al)×100이 1.5%를 초과해서 많아져, 성형 시의 판의 항복비를 0.50 미만으로 낮게 할 수 없다.

비교예 42는 예비 시효 처리에 있어서의 도달 온도가 130℃로, 상한인 120℃를 초과해서 지나치게 높다. 이 때문에, 이 예비 시효 처리에서의 석출핵의 생성량을 지나치게 많게 하게 되어, 강도에 기여하는, 사이즈가 비교적 큰 원자의 집합체가 감소하고, 상기 평균 체적 분율 (ΣVi/V_Al)×100이 1.5%를 초과해서 많아져, As 내력이 지나치게 높아서, 성형 시의 판의 항복비를 0.50 미만으로 낮게 할 수 없다.

또한, 표 6의 비교예 59∼67은 상기 예비 시효 처리 조건을 포함시켜서 바람직한 범위에서 제조하고 있지만, 표 4의 합금 번호 35∼43을 이용하고 있어, 필수 원소인 Mg, Si의 함유량이 각각 본 실시형태의 범위를 벗어나 있거나, 또는 불순물 원소량이 지나치게 많다. 이 때문에, 이들 비교예 59∼67은 표 6에 나타내는 바와 같이, 각 발명예에 비하여, 특히 30일간 실온 유지 후의 As 내력이나 항복비가 지나치게 높아서, 자동차 패널 등으로의 프레스 성형성이나 헴 가공성이 뒤떨어지거나, BH성이 뒤떨어져 있다.

비교예 59는 표 4의 합금 35이고, Si가 지나치게 적다.

비교예 60은 표 4의 합금 36이고, Si가 지나치게 많다.

비교예 61은 표 4의 합금 37이고, Sn이 지나치게 적다.

비교예 62는 표 4의 합금 38이고, Sn이 지나치게 많아, 열연 시에 균열이 생겨서 판의 제조를 할 수 없었다.

비교예 63은 표 4의 합금 39이고, Fe가 지나치게 많다.

비교예 64는 표 4의 합금 40이고, Mn이 지나치게 많다.

비교예 65는 표 4의 합금 41이고, Cr 및 Ti가 지나치게 많다.

비교예 66은 표 4의 합금 42이고, Zn이 지나치게 많다.

비교예 67은 표 4의 합금 43이고, Zr 및 V가 지나치게 많다.

이상의 실시예의 결과로부터, 실온 시효 후의 성형성과 BH성 향상에 대해서, 상기 본 실시형태에서 규정하는 조성이나 조직의 각 조건을 모두 만족할 필요성이 있다는 것이 뒷받침된다.

본 발명을 특정한 태양을 참조하여 상세하게 설명했지만, 본 발명의 정신과 범위를 벗어남이 없이 다양한 변경 및 수정이 가능하다는 것은 당업자에게 분명하다.

한편, 본 출원은 2014년 3월 31일자로 출원된 일본 특허출원(특원 2014-074045) 및 2014년 3월 31일자로 출원된 일본 특허출원(특원 2014-074046)에 기초하고 있고, 그 전체가 인용에 의해 원용된다.

본 발명에 의하면, 실온 시효 후의 BH성이나 성형성도 겸비하는 6000계 알루미늄 합금판을 제공할 수 있다. 이 결과, 자동차의 패널, 특히, 아름다운 곡면 구성이나 캐릭터 라인 등의 의장성이 문제가 되는 아우터 패널로, 6000계 알루미늄 합금판의 적용을 확대할 수 있다.

Claims

질량%로, Mg: 0.2∼2.0%, Si: 0.3∼2.0%, Sn: 0.005∼0.3%를 각각 포함하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 Al-Mg-Si계 알루미늄 합금판으로서, 상기 알루미늄 합금판의 시차 주사 열분석 곡선에 있어서, Mg-Si 클러스터의 용해에 상당하는 흡열 피크로서, 150∼230℃의 온도 범위의 흡열 피크의 피크 높이가 8μW/mg 이하(단, 0μW/mg을 포함함)인 한편, Mg-Si 클러스터의 생성에 상당하는 발열 피크로서, 240∼255℃의 온도 범위의 발열 피크의 피크 높이가 20μW/mg 이상인 것을 특징으로 하는 성형성과 베이킹 도장 경화성이 우수한 알루미늄 합금판.
제 1 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금판이, Fe: 0% 초과 1.0% 이하, Mn: 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 0.1% 이하, Cu: 0% 초과 1.0% 이하, Ag: 0% 초과 0.2% 이하, 및 Zn: 0% 초과 1.0% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 추가로 포함하는 성형성과 베이킹 도장 경화성이 우수한 알루미늄 합금판.
질량%로, Mg: 0.3∼1.0%, Si: 0.5∼1.5%, Sn: 0.005∼0.3%를 각각 포함하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 Al-Mg-Si계 알루미늄 합금판으로서, 열 페놀에 의한 잔사 추출법에 의해 분리된 용액 중의 Mg+Si의 고용량이 1.0질량% 이상 2.0질량% 이하이고,
또한, 3차원 아톰 프로브 전계 이온 현미경에 의해 측정된 원자의 집합체로서, Mg 원자나 Si 원자 중 어느 하나 또는 양쪽을 합계로 10개 이상 포함하고, 이들에 포함되는 Mg 원자나 Si 원자 중 어느 원자를 기준으로 해도, 그 기준이 되는 원자와 이웃하는 다른 원자 중 어느 하나의 원자의 서로의 거리가 0.75nm 이하인 조건을 만족하는 원자의 집합체에 대해서,
이들 원자 집합체의 총 체적으로서, 개개의 원자의 집합체를 각각 구로 간주했을 때의 기니에 반경 r_G로부터 산출되는 개개의 원자의 집합체의 체적 Vi(=4/3πr_G ³)를 합계한 총 체적 ΣVi의, 상기 3차원 아톰 프로브 전계 이온 현미경에 의해 측정된 상기 알루미늄 합금판의 체적 V_Al에서 차지하는 평균 체적 분율 (ΣVi/V_Al)×100이 0.3∼1.5%의 범위임과 더불어,
상기 원자 집합체의 총 체적 ΣVi 중, 상기 기니에 반경 r_G가 1.5nm 이상인 원자의 집합체의 체적 V_{1.5 이상}을 합계한 총 체적 ΣVi_{1.5 이상}이 차지하는 평균 체적 분율 (ΣVi_{1.5 이상}/Vi)×100이 20∼70%인
것을 특징으로 하는 성형성과 베이킹 도장 경화성이 우수한 알루미늄 합금판.
제 3 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금판이, Fe: 0% 초과 1.0% 이하, Mn: 0% 초과 0.4% 이하, Cr: 0% 초과 0.3% 이하, Zr: 0% 초과 0.3% 이하, V: 0% 초과 0.3% 이하, Ti: 0% 초과 0.1% 이하, Cu: 0% 초과 0.4% 이하, Ag: 0% 초과 0.2% 이하, 및 Zn: 0% 초과 1.0% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 추가로 포함하는 성형성과 베이킹 도장 경화성이 우수한 알루미늄 합금판.