WO2017170835A1

WO2017170835A1 - アルミニウム合金板及びアルミニウム合金板の製造方法

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Publication number: WO2017170835A1
Application number: PCT/JP2017/013179
Authority: WO
Inventors: 久郎宍戸; 智之北村
Original assignee: 株式会社神戸製鋼所
Priority date: 2016-03-30
Filing date: 2017-03-30
Publication date: 2017-10-05

Abstract

ＭｇとＳｉとの合計含有量が１．２％超である特定の組成のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板の示差走査熱分析曲線において、１５０～２３０℃の温度範囲内に高さＡが３～１０μＷ／ｍｇである吸熱ピークと、２３０℃以上、３３０℃未満の温度範囲内に高さＢが２０～５０μＷ／ｍｇである発熱ピークとの比（Ｂ／Ａ）が特定の範囲とする。

Description

アルミニウム合金板及びアルミニウム合金板の製造方法

　本発明は、通常の圧延によって製造される６０００系アルミニウム合金板であって、成形性および焼付塗装硬化性に優れた６０００系アルミニウム合金板に関するものである。

　近年、地球環境などへの配慮から、自動車車体の軽量化の社会的要求はますます高まってきている。かかる要求に答えるべく、自動車車体のうち、大型ボディパネル（アウタパネル、インナパネル）に、それまでの鋼板等の鉄鋼材料に代えて、アルミニウム合金材料を適用することが行われている。

　前記大型ボディパネルの内、フード、フェンダー、ドア、ルーフ、トランクリッドなどのパネル構造体の、アウタパネル（外板）やインナパネル（内板）等のパネルには、薄肉でかつ高強度アルミニウム合金板として、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系のＡＡ乃至ＪＩＳ６０００系（以下、単に６０００系とも言う）アルミニウム合金板が使用されている。

　この６０００系（Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系）アルミニウム合金板は、Ｓｉ、Ｍｇを必須として含み、特に過剰Ｓｉ型の６０００系アルミニウム合金は、人工時効処理時の優れた時効硬化能を有している。このため、プレス成形や曲げ加工時には低耐力化により成形性を確保するとともに、成形後のパネルの塗装焼付処理などの、比較的低温の人工時効処理であっても、耐力が向上し、パネルとしての必要な強度を確保できる焼付け塗装硬化性（以下、ベークハード性＝ＢＨ性、焼付硬化性とも言う）がある。

　一方、自動車のアウタパネルなどは、周知の通り、アルミニウム合金板に対し、プレス成形における張出成形時や曲げ成形などの成形加工が複合して行われて製作される。例えば、フードやドアなどの大型のアウタパネルでは、張出などのプレス成形によって、アウタパネルとしての成形品形状となされ、次いで、このアウタパネル周縁部のフラットヘムなどのヘム（ヘミング）加工によって、インナパネルとの接合が行われ、パネル構造体とされる。

　前記自動車などのアウタパネルなどでは、軽量化のために、より薄肉化される傾向にあり、薄肉化した上で、耐デント性に優れるような、高強度化が求められる。したがって、プレス成形時には、アルミニウム合金板をより低耐力化させて、成形性を確保し、成形後のパネルの塗装焼付処理などの比較的低温の人工時効処理時の加熱により時効硬化して耐力が向上し、薄肉化した上でも必要な強度を確保できる人工時効硬化能（焼付け塗装硬化性）が、より必要とされる。

　従来から、このような自動車部材の素材としての６０００系アルミニウム合金板の焼付け塗装硬化性に対し、Ｍｇ－Ｓｉ系クラスタを制御することが、種々提案されている。そして、最近では、これらＭｇ－Ｓｉ系クラスタを、６０００系アルミニウム合金板の示差走査熱分析曲線（以下、ＤＳＣとも言う）の吸熱ピークや発熱ピークにて測定した上で制御する技術が提案されている（特許文献１～５参照）。

　例えば、特許文献１では、６０００系アルミニウム合金板の示差走査熱分析曲線において、１００～２００℃の温度範囲における発熱ピーク高さＷ１が５０μＷ以上であり、かつ、２００～３００℃の温度範囲における発熱ピーク高さＷ２と、前記発熱ピーク高さＷ１との比、Ｗ２／Ｗ１が２０以下であることを規定している。

　特許文献２では、６０００系アルミニウム合金板の示差走査熱分析曲線において、示差走査熱分析曲線において、２３０～２７０℃の温度範囲における発熱ピーク高さをＡ、２８０～３２０℃の温度範囲における発熱ピーク高さをＢ、３３０～３７０℃の温度範囲における発熱ピーク高さをＣとした際に、前記発熱ピーク高さＢが２０μＷ／ｍｇ以上であるとともに、前記発熱ピーク高さＢに対する前記発熱ピーク高さＡ、Ｃの各比である、Ａ／Ｂを０．４５以下、Ｃ／Ｂを０．６以下と各々規定している。

　特許文献３では、６０００系アルミニウム合金板だが、ＭｇとＳｉとの合計量が１．２％以下である板の示差走査熱分析曲線において、２３０～３３０℃の温度範囲内に、発熱ピークが１つだけか、または、互いのピーク間の温度差が５０℃以下の発熱ピークが２つだけ存在し、前記１つだけの発熱ピークの高さか、または、前記２つだけの発熱ピークのうちのピーク高さが大きい方の発熱ピークの高さが２０～５０μＷ／ｍｇの範囲であることを規定している。

　特許文献４では、６０００系アルミニウム合金板だが、Ｓｎ添加を必須とする板の示差走査熱分析曲線において、Ｍｇ－Ｓｉクラスタの溶解に相当する吸熱ピークとして、１５０～２３０℃の温度範囲の吸熱ピークのピーク高さが８μＷ／ｍｇ以下（但し、０μＷ／ｍｇを含む）である一方で、Ｍｇ－Ｓｉクラスタの生成に相当する発熱ピークとして、２４０～２５５℃の温度範囲の発熱ピークのピーク高さが２０μＷ／ｍｇ以上であることを規定している。

　特許文献５では、アルミニウム合金材の溶体化および焼き入れ処理を含む調質処理後の示差走査熱分析曲線において、Ｓｉ／空孔クラスタ（ＧＰＩ）の溶解に相当する１５０～２５０℃の温度範囲におけるマイナスの吸熱ピーク高さを１０００μＷ以下とし、Ｍｇ／Ｓｉクラスタ（ＧＰＩＩ）の析出に相当する２５０～３００℃の温度範囲におけるプラスの発熱ピーク高さを２０００μＷ以下として、室温時効抑制と低温時効硬化能に優れさせることが記載されている。

日本国特許第４１１７２４３号公報日本国特開２０１３－１６７００４号公報日本国特開２０１５－１９６８５２号公報日本国特開２０１５－１９６８５３号公報日本国特許第３８１９２６３号公報

　しかし、これら従来の、ＤＳＣの吸熱ピークや発熱ピークの制御技術は、前記自動車部材の低温化短時間化する焼付け塗装硬化処理に対応して、高いＢＨ性を得ようとするものであり、その加熱温度は高くても１７５℃、低い例では１５０℃の焼付け塗装硬化処理としている。言い換えると、１８０℃以上などの高温での焼付け塗装硬化処理でのＢＨ性は意図していない。
　このため、このような高温での焼付け塗装硬化処理において、長時間の室温時効後のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板に、良好な成形性と高いＢＨ性とを兼備させるには、未だ改善の余地があった。
　また、良好な成形性と前記高温での焼付け塗装硬化処理における高いＢＨ性とを兼備させた上で、更に、前記低温での焼付け塗装硬化処理においても高いＢＨ性を得ることも、未だ改善の余地があった。
　すなわち、互いに相矛盾すると言える、伸び、高温ＢＨ性、低温ＢＨ性をともに兼備させる技術課題には、未だ改善の余地があった。

　このような状況に鑑み、本発明の目的は、長時間の室温時効後であっても、良好な成形性と、前記高温での焼付け塗装硬化処理は勿論、前記従来の低温での焼付け塗装硬化処理においても高いＢＨ性とを兼備できる、６０００系アルミニウム合金板およびその製造方法を提供することである。

　この目的を達成するために、本発明の成形性と焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板の要旨は、質量％で、Ｍｇ：０．３～１．５％、Ｓｉ：０．６～１．５％を各々含有するとともに、前記Ｍｇ含有量とＳｉ含有量との合計が１．２％超であり、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金板であって、この板の示差走査熱分析曲線において、１５０～２３０℃の温度範囲内に高さＡが３～１０μＷ／ｍｇである吸熱ピークが存在するとともに、２３０℃以上、３３０℃未満の温度範囲内に高さＢが２０～５０μＷ／ｍｇである発熱ピークが存在し、かつ前記発熱ピークの中の最大ピーク高さＢと、前記吸熱ピークの中の最大ピーク高さＡとの比Ｂ／Ａが３．５超、１５．０未満であることとする。

　また、前記目的を達成するために、本発明の成形性と焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板の製造方法の要旨は、質量％で、Ｍｇ：０．３～１．５％、Ｓｉ：０．６～１．５％を各々含有するとともに、前記Ｍｇ含有量とＳｉ含有量との合計が１．２％超であり、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金冷延板を、溶体化および焼入れ処理後１時間以内に、３０℃～６０℃の温度域で５時間以上、５００時間以下保持する、低温長時間の予備時効処理を施し、この板の人工時効処理される前の示差走査熱分析曲線において、１５０～２３０℃の温度範囲内に高さＡが３～１０μＷ／ｍｇである吸熱ピークを存在させるとともに、２３０℃以上、３３０℃未満の温度範囲内に高さＢが２０～５０μＷ／ｍｇである発熱ピークを存在させ、かつ前記発熱ピーク高さＢと前記吸熱ピーク高さＡとの比Ｂ／Ａを３．５超、１５．０未満としたことである。

　本発明者らは、長時間の室温時効後であっても、良好な成形性と、前記高温での焼付け塗装硬化処理は勿論、前記従来の低温での焼付け塗装硬化処理においても高いＢＨ性とを兼備するためのクラスタにつき検討した。
　この結果、長時間の室温時効後であっても高い伸びを得るためには、１５０～２３０℃の温度範囲内での示唆熱曲線の吸熱ピークに相当するクラスタが一定以上必要であることを知見した。
　また、焼付け塗装硬化処理における焼付け処理温度が、高温から低温まで大きく異なったとしても、いずれの焼付け処理温度でも高いＢＨ量を得るためには、示唆熱曲線の吸熱ピークに相当するクラスタを少なくする、または２３０℃～３３０℃の温度範囲の発熱ピークに相当するクラスタを多くすることを知見した。
　すなわち、１５０～２３０℃の温度範囲内での示唆熱曲線の吸熱ピークと２３０℃～３３０℃の温度範囲の発熱ピークを精緻に制御することにより、長時間の室温時効後であっても、高い伸びを得るとともに、焼付け処理温度が、高温から低温まで大きく異なったとしても、いずれの焼付け処理温度でも高いＢＨ性が得られることを知見した。
　また、焼付塗装硬化条件（人工時効処理条件）の特に温度によって、高いＢＨ性を得るための、示差熱曲線が異なることを知見し、１７５℃以下の比較的低い焼付塗装温度では、１８０℃以上の比較的高温の焼付塗装温度と比較して、より精緻に示差熱曲線を制御する必要があることも知見した。

　これらの知見を土台に、本発明は、より精緻に示差熱曲線を制御する組織制御を行って、自動車部材の素材としての６０００系アルミニウム合金板に、互いに相矛盾すると言える、伸び、高温ＢＨ性、低温ＢＨ性をともに兼備させたものである。

本発明アルミニウム合金板の示差走査熱分析曲線を示す説明図である。

　本発明で言うアルミニウム合金板（成形素材板）とは、熱間圧延板や冷間圧延板などの圧延板で、この圧延板に溶体化処理および焼入れ処理などの調質（Ｔ４）が施された板であって、使用される自動車部材に成形される前であって、塗装焼付硬化処理などの人工時効処理（人工時効硬化処理）される前の、素材アルミニウム合金板を言う。以下の記載ではアルミニウムをアルミやＡｌとも言う。

　以下に、本発明の実施の形態につき、要件ごとに具体的に説明する。

アルミニウム合金組成：
　先ず、本発明アルミニウム合金板の化学成分組成について、各元素の限定理由を含めて、以下に説明する。なお、各元素の含有量の％表示は全て質量％の意味である。

　本発明アルミニウム合金板の化学成分組成は、前記自動車大型ボディパネルなどの自動車部材の素材として、要求される成形性や焼付塗装硬化性を、６０００系アルミニウム合金の組成から満たすために決定される。
　この観点から、本発明アルミニウム合金板の化学成分組成は、質量％で、Ｍｇ：０．３～１．５％、Ｓｉ：０．６～１．５％を各々含有するとともに、前記Ｍｇ含有量とＳｉ含有量との合計が１．２％超であり、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるものとする。

　この組成に、更に、Ｃｕ：０．０２～０．８％、Ｆｅ：０．０５～０．５％、Ｍｎ：０．０５～０．３％、Ｚｒ：０．０４～０．１％、Ｃｒ：０．０４～０．３％、Ｖ：０．０２～０．１％、Ａｇ：０．０１～０．１％、Ｚｎ：０．０１～０．３％のうちの一種または二種以上を含んでも良い。

Ｓｉ：０．６～１．５％
　ＳｉはＭｇとともに、固溶強化と、焼付け塗装処理などの人工時効処理時に、強度向上に寄与するＭｇ－Ｓｉ系析出物などの時効析出物を形成して、時効硬化能を発揮し、必要な強度（耐力）を得るための必須の元素である。
　Ｓｉ含有量が少なすぎると、焼付け塗装処理前（人工時効熱処理前）の固溶Ｓｉ量が減少し、Ｍｇ－Ｓｉ系析出物の生成量が不足するため、ＢＨ性が著しく低下し、強度が不足する。一方、Ｓｉ含有量が多すぎると、粗大な晶出物および析出物が形成されて、延性が低下し、素材板圧延の際の割れの原因となる。したがって、Ｓｉの含有量は０．６～１．５％の範囲、好ましくは、０．７～１．５％の範囲とする。

Ｍｇ：０．３～１．５％
　ＭｇもＳｉとともに、固溶強化と、焼付け塗装処理などの人工時効熱処理時に、強度向上に寄与するＭｇ－Ｓｉ系析出物などの時効析出物を形成して、時効硬化能を発揮し、必要な強度を得るための必須の元素である。Ｍｇ含有量が少なすぎると、焼付け塗装処理前の固溶Ｍｇ量が減少し、Ｍｇ－Ｓｉ系析出物の生成量が不足するため、ＢＨ性が著しく低下し、強度が不足する。一方、Ｍｇ含有量が多すぎると、冷間圧延時にせん断帯が形成されやすくなり、素材板圧延時の割れの原因となる。したがって、Ｍｇの含有量は０．３～１．５％の範囲、好ましくは０．４～０．８％の範囲とする。

　また、パネルへの成形後の塗装焼き付け処理での優れた人工時効硬化能を発揮させるために、Ｍｇ含有量とＳｉ含有量との合計は１．２％超とする。この合計が、前記特許文献３のように、１．２％以下では、例え板の製造条件が後述する好ましい範囲であったとしても、本発明で規定する吸熱ピークや発熱ピークを生成できず、人工時効硬化能が不足して、必要な強度が得られなくなる。ただ、Ｍｇ含有量とＳｉ含有量との合計の上限は、板を、熱延割れを生じずに、製造できる限度によって決まり、好ましくは２．５％とする。

Ｃｕ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｖ、Ａｇ、Ｚｎのうちの一種または二種以上
　これらの元素は、共通して板を高強度化させる効果があるので、本発明では同効元素と見なせ、必要により選択的に含有させるが、その具体的な機構には、共通する部分も、異なる部分も勿論ある。

　Ｃｕは固溶強化により強度を向上させることができる。Ｃｕの含有量が少なすぎると、その効果が小さく、多すぎてもその効果は飽和し、却って耐食性などを劣化させる。

　Ｆｅは晶出物を生成して、再結晶粒の核となり、結晶粒の粗大化を阻止し、強度を向上させる役割を果たす。含有量が少なすぎると、その効果が小さく、多すぎると、粗大な化合物を形成し、破壊の起点となり、強度や成形性が低下する。

　Ｍｎ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｖは、鋳塊及び最終板製品の結晶粒を微細化して強度向上に寄与する。また、これらの元素は分散粒子として存在して、結晶粒微細化に寄与して、成形性も向上させる。各々の含有量が少なすぎると、これらの結晶粒微細化による、強度や成形性の向上効果が不足する。一方、これらの元素が多すぎると、粗大な化合物を形成し、延性を劣化させる。

　Ａｇは、自動車部材への成形加工後の人工時効熱処理によって強度向上に寄与する時効析出物を緊密微細に析出させ、高強度化を促進する効果がある。含有量が少なすぎると強度向上効果が小さく、多すぎると、圧延性及び溶接性などの諸特性を却って低下させ、また、強度向上効果も飽和し、高価となる。

　Ｚｎは人工時効硬化能（ＢＨ性）を向上させるのに有用で、焼付け塗装処理で、板組織の結晶粒内へのＧＰゾーンなどの化合物相の析出を促進させて高強度化する効果がある。

　したがって、これらＣｕ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｖ、Ａｇ、Ｚｎは、含有させる場合には、前記した通り、Ｃｕ：０．０２～０．８％、Ｆｅ：０．０５～０．５％、Ｍｎ：０．０５～０．３％、Ｚｒ：０．０４～０．１％、Ｃｒ：０．０４～０．３％、Ｖ：０．０２～０．１％、Ａｇ：０．０１～０．１％、Ｚｎ：０．０１～０．３％の範囲で、一種または二種以上を含有させる。

その他の元素：
　これら記載した以外の、Ｔｉ、Ｂなどのその他の元素は不可避的な不純物である。Ｔｉは、Ｂとともに、粗大な化合物を形成して機械的特性を劣化させる。ただ、微量の含有によって、アルミニウム合金鋳塊の結晶粒を微細化する効果もあるので、６０００系合金としてＪＩＳ規格などで規定する範囲での各々の含有を許容する。この許容量の例として、Ｔｉは０．１％以下、好ましくは０．０５％以下とする。また、Ｂは０．０３％以下とする。ちなみに、本発明では、前記特許文献４で必須としているＳｎは添加しない。Ｓｎを添加した場合には、後述する好ましい板の製造条件とした場合に、却ってＭｇ－Ｓｉクラスタを減少させ、本発明で規定する吸熱ピークや発熱ピークを生成できず、人工時効硬化能が不足して、必要な強度が得られなくなる可能性がある。

（素材板組織）
　以上の合金組成を前提に、本発明では、アルミニウム合金板の組織を、この板を素材とする部材における人工時効析出物の存在状態を予め示す指標として、示差走査熱分析で得られたＤＳＣ（示差走査熱分析曲線：ＤＳＣプロファイル）により規定する。
　すなわち、本発明は、長時間の室温時効後であっても、良好な成形性と、主たる対象とする比較的高温の焼付け塗装硬化処理での高いＢＨ性は勿論、比較的低温での焼付け塗装硬化処理においても高いＢＨ性とを兼備するために、示差走査熱分析で得られたＤＳＣ（示差走査熱分析曲線：ＤＳＣプロファイル）により規定する。

　比較的低温の焼付塗装条件では、１５０～２３０℃の温度範囲内での吸熱ピークが存在した場合には、高いＢＨ量が得られにくいが、本発明が主たる対象とする比較的高温の焼付塗装条件では、前記吸熱ピークがある程度存在しても、高いＢＨ量が得られる。これは、従来の比較的低温の焼付塗装条件では、焼付塗装処理中に、前記吸熱ピークに相当するクラスタが溶解しても、その後の強化相が新たに生成しにくいため、高いＢＨ性が得られないものと推考される。

　これに対して、本発明が主たる対象とする比較的高温の焼付塗装条件では、前記吸熱ピークに相当するクラスタが極短時間で溶解して、その後強化相が新たに生成しやすいため、前記吸熱ピークが予め存在しても、高いＢＨ性が得られると推考される。このため、本発明が対象とする比較的高温の焼付塗装硬化条件においては、前記吸熱ピークを高くすることができ、この吸熱ピークに相当するクラスタの存在によって、加工硬化性を高めることができる。したがって、ＢＨ性を高める、２３０℃以上、３３０℃未満の温度範囲内の発熱ピークも併せて存在させれば、高い加工硬化性（成形性）とＢＨ性との両立が可能である。
　この比較的高温の焼付塗装硬化処理条件とは、例えば、加熱温度１８０～２３０℃、加熱保持時間１０～３０分の条件で焼付け塗装硬化処理されることを言い、従来の比較的低温短時間の焼付け塗装硬化処理の加熱温度の、高くても１７５℃とは、特に加熱温度において区別される。

　この発熱ピークと吸熱ピークを併せて存在させる場合、各々のピーク高さとともに、互いのピーク高さのバランスも重要となる。例えば、発熱ピーク／吸熱ピークの比が小さすぎる場合は、吸熱ピークに相当するクラスタの存在が大きすぎて、ＢＨ性が低くなりすぎるか、発熱ピークが低すぎて強化相となるクラスタが多すぎ、伸びが低下してしまう。一方、発熱ピーク／吸熱ピークが大き過ぎる場合には、吸熱ピークに相当するクラスタの存在が小さすぎて、加工硬化性に劣るか、発熱ピークが高すぎて強化相となるクラスタが少なすぎ、ＢＨ性が低くなりすぎる。

　このような知見に基づき、本発明では、高い伸びと比較的高温のＢＨ性との両立のために、アルミニウム合金板の人工時効処理される前のＤＳＣにおいて、１５０～２３０℃の温度範囲内に高さＡが３～１０μＷ／ｍｇである吸熱ピークが存在するとともに、２３０℃以上、３３０℃未満の温度範囲内に高さＢが２０～５０μＷ／ｍｇである発熱ピークが存在し、かつ、前記発熱ピーク高さＢと前記吸熱ピーク高さＡの比Ｂ／Ａが３．５超、１５．０未満であることとする。
　また、前記比較的高温の場合だけでなく、比較的低温のＢＨ性においても、高い伸びと両立させるために、アルミニウム合金板の人工時効処理される前のＤＳＣにおいて、１５０～２３０℃の温度範囲内に高さＡが、好ましくは３～８μＷ／ｍｇである吸熱ピークを存在させるとともに、２３０℃以上、３３０℃未満の温度範囲内に高さＢが、好ましくは２０～４０μＷ／ｍｇである発熱ピークを存在させ、かつ、前記発熱ピーク高さＢと前記吸熱ピーク高さＡの比Ｂ／Ａが３．５超、１５．０未満であることとする。更に、より好ましくは、前記吸熱ピークの高さＡが３～７μＷ／ｍｇであり、前記発熱ピークの高さＢが２０～３５μＷ／ｍｇであることとする。

　前記吸熱ピークについて、吸熱ピークがマイナス側に高いということは、示差熱分析中にクラスタが溶解していることを意味しており、言い換えれば、吸熱ピークに相当するクラスタが多いことを意味する。そのマイナス側のピークの高さＡが３μＷ／ｍｇ未満と低ければ、加工硬化性が低くなり、成形性が低下する。一方で、そのマイナス側のピークの高さＡが１０μＷ／ｍｇを超えて高くなりすぎると、比較的高温のＢＨ性が低下し、７μＷ／ｍｇを超えて高くなりすぎると、比較的低温のＢＨ性が低下してしまう。

　前記発熱ピークについて、発熱ピークが高いということは、示差熱分析中に強化相または強化相の核となるクラスタが多く生成していることを意味しており、言い換えると、強化相または強化相の核となるクラスタが少ないことを意味する。そのプラス側のピークの高さＢが５０μＷ／ｍｇを越えて高すぎると、強化相または強化相の核となるクラスタが少なすぎ、比較的高温での焼付塗装硬化のＢＨ性が低くなり、４０μＷ／ｍｇを越えて高すぎると、比較的低温での焼付塗装硬化のＢＨ性が低くなってしまう。一方で、そのプラス側のピークの高さＢが２０μＷ／ｍｇを未満と低すぎると、強化相または強化相の核となるクラスタが多すぎて、伸びが低下してしまう。ちなみに、これらの傾向は、板の合金組成が本発明範囲を満たすことが前提である。

　このように、素材板の段階でＤＳＣにて規定した組織は、この素材板から製造された、前記自動車パネルなどの部材の、人工時効処理時（ＢＨ時）の析出相の発生挙動に非常に良く相関している。この結果、前記部材をわざわざ製造せずとも、この素材板の段階で上記ＤＳＣを制御してやれば、この素材板の成形性とＢＨ性とを評価することができる。言い換えると、この素材板の段階で前記ＤＳＣにて規定される組織は、この素材板を成形素材とした部材における成形性やＢＨ性の指標となりうる。

　例えば、前記特許文献１では、１５０～２３０℃の温度範囲内に高さが３～１０μＷ／ｍｇである吸熱ピークが無く、反対に１００～２００℃の温度範囲に発熱ピークが存在している。前記特許文献２では、その図１の通り、１５０～２３０℃の温度範囲内に高さが３～１０μＷ／ｍｇである吸熱ピークが無い。前記特許文献３では、ＭｇとＳｉの合計量が１．２％以下であり、本発明で規定する吸熱ピークや発熱ピークを生成できず、人工時効硬化能が不足して、必要な強度が得られなくなる。前記特許文献４では、その図１の通り、１５０～２３０℃の温度範囲内に高さが３～１０μＷ／ｍｇである吸熱ピークが無く、２６０℃を超え、３３０℃以下の温度範囲内に、高さが２０μＷ／ｍｇを超える発熱ピークが存在している。前記特許文献５では、その図１の通り、１５０～２３０℃の温度範囲内に高さが３～１０μＷ／ｍｇである吸熱ピークがあり、２６０℃の位置に発熱ピークが存在しているが、発熱ピーク／吸熱ピークの比が３．５未満と小さ過ぎ、吸熱ピークの割合が高すぎる。

　したがって、これら従来のＤＳＣの吸熱ピークや発熱ピークの制御技術は、本発明で規定するＤＳＣの吸熱ピークや発熱ピークとは異なり、本発明が対象とする比較的高温の焼付塗装硬化条件においては、長時間の室温時効後の６０００系アルミニウム合金板の、高い伸び（成形性）と焼付塗装硬化性との両立ができない。

（ＤＳＣで規定する組織の制御方法）
　前記ＤＳＣの発熱ピークにより特定された組織の制御は、後述する通り、アルミニウム合金冷延板を、溶体化および焼入れ処理後１時間以内に、３０℃～６０℃の温度域で５時間以上、５００時間以下保持する、低温長時間の予備時効処理を施して行う。
　また、比較的低温でのＢＨ性を高くするためには、後述する通り、前記溶体化および焼入れ処理後１時間以内に、１００℃～３００℃の温度域で５秒以上、３００秒以下保持する、高温短時間の予備時効処理を施した上で、前記予備時効処理までを施して行う。このため、圧延板の、前記自動車部材として既に規格化されている６０００系アルミニウム合金組成を大きく変更することなく、また、常法による圧延工程を大きく変更することなく、制御できる利点がある。

（製造方法）
　本発明の６０００系アルミニウム合金板は、鋳塊を均熱処理後に熱間圧延され、更に冷間圧延された冷延板であって、更に溶体化処理などの調質が施される、常法によって製造される。即ち、鋳造、均質化熱処理、熱間圧延の通常の各製造工程を経て製造され、板厚が２～１０ｍｍ程度であるアルミニウム合金熱延板とされる。次いで、冷間圧延されて板厚が３ｍｍ以下の冷延板とされる。

（溶解、鋳造）
　先ず、溶解、鋳造工程では、上記６０００系成分組成範囲内に溶解調整されたアルミニウム合金溶湯を、連続鋳造法、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法）等の通常の溶解鋳造法を適宜選択して鋳造する。ここで、本発明の規定範囲内にクラスタを制御するために、鋳造時の平均冷却速度について、液相線温度から固相線温度までを３０℃／分以上と、できるだけ大きく（速く）することが好ましい。このような、鋳造時の高温領域での温度（冷却速度）制御を行わない場合、この高温領域での冷却速度は必然的に遅くなる。すると、この高温領域での温度範囲で粗大に生成する晶出物の量が多くなって、鋳塊の板幅方向、厚さ方向での晶出物のサイズや量のばらつきも大きくなる。この結果、本発明の範囲に前記ＤＳＣを制御することができなくなる可能性が高くなる。

　次いで、前記鋳造されたアルミニウム合金鋳塊に、熱間圧延に先立って、均質化熱処理を施す。この均質化熱処理（均熱処理）は、通常の目的である、組織の均質化（鋳塊組織中の結晶粒内の偏析をなくす）の他に、ＳｉやＭｇを充分に固溶させるために重要である。

　均質化熱処理温度は、５００℃以上で、５８０℃以下、均質（保持）時間は１時間以上の範囲から適宜選択して、ＳｉやＭｇを充分に固溶させる。この均質化温度が低いと、ＳｉやＭｇの固溶量を確保できず、後述する溶体化・焼入れ処理後の予備時効処理（再加熱処理）によっても、前記したＤＳＣの発熱ピークの規定とできなくなる。また、結晶粒内の偏析を十分に無くすことができず、これが破壊の起点として作用するために、成形性が低下する。

　この均質化熱処理を行った後、熱間圧延を行うが、均質化熱処理後の熱間での粗圧延開始まで、４５０℃以下には、鋳塊の温度を下げずに、ＳｉやＭｇの固溶量を確保することが好ましい。粗圧延開始までに、４５０℃以下に鋳塊の温度が下がった場合、ＳｉやＭｇが析出して、前記ＤＳＣの規定とするための、ＳｉやＭｇの固溶量が確保できない可能性が高くなる。

（熱間圧延）
　熱間圧延は、圧延する板厚に応じて、鋳塊（スラブ）の粗圧延工程と、仕上げ圧延工程とから構成される。これら粗圧延工程や仕上げ圧延工程では、リバース式あるいはタンデム式などの圧延機が適宜用いられる。

　熱間粗圧延の開始から終了までの圧延中には、４００℃以下には温度を下げることなく、ＳｉやＭｇの固溶量を確保することが必要である。熱間粗圧延中に、４００℃以下に粗圧延板の温度が下がった場合、ＳｉやＭｇが析出して、前記ＤＳＣの規定とするための、ＳｉやＭｇの固溶量が確保できない、可能性が高くなる。

　このような熱間粗圧延後に、終了温度を２５０～３６０℃の範囲とした熱間仕上圧延を行う。前記した均熱温度や、この仕上げ圧延の終了温度が低すぎる場合には、均熱や熱延中に、Ｍｇ、Ｓｉ系の化合物が生成し、固溶Ｍｇ／Ｓｉのバランスが変化して、前記ＤＳＣの規定とすることが難しくなる。

（熱延板の焼鈍）
　この熱延板の冷間圧延前の焼鈍は必要ではないが、実施しても良い。

（冷間圧延）
　冷間圧延では、上記熱延板を圧延して、所望の最終板厚の冷延板（コイルも含む）に製作する。但し、結晶粒をより微細化させるためには、冷間圧延率は６０％以上であることが望ましく、また前記焼鈍と同様の目的で、冷間圧延パス間で中間焼鈍を行っても良い。

（溶体化および焼入れ処理）
　冷間圧延後、溶体化処理と、これに続く、室温までの焼入れ処理を行う。この溶体化焼入れ処理について、Ｍｇ、Ｓｉなどの各元素の十分な固溶量を得るためには、５００℃以上、溶融温度以下の溶体化処理温度に加熱することが望ましい。

　また、成形性を低下させる粗大な粒界化合物形成を抑制する観点から、溶体化温度から、室温の焼入れ停止温度までの平均冷却速度を２０℃／ｓ以上とすることが望ましい。溶体化処理後の室温までの焼入れ処理の平均冷却速度が小さいと、冷却中に粗大なＭｇ_２Ｓｉおよび単体Ｓｉが生成してしまい、曲げ加工性が劣化してしまう。また、溶体化後の固溶量が低下し、ＢＨ性が低下してしまう。この冷却速度を確保するために、焼入れ処理は、ファンなどの空冷、ミスト、スプレー、浸漬等の水冷手段や条件を各々選択して用いる。

（予備時効処理：再加熱処理）
　このような溶体化処理後に焼入れ処理して室温まで冷却した後、１時間以内に冷延板を予備時効処理（再加熱処理）することが好ましい。この予備時効処理は、前記ＤＳＣのピークにより特定された組織の制御のために、常法よりも、低温、長時間として、３０℃～６０℃の温度域で５時間以上、５００時間以下保持する、低温長時間の予備時効処理を施して行うことが好ましい。これによって、ＭｇとＳｉのバランスが良いＭｇ－Ｓｉクラスタが形成され、前記ＤＳＣのピークにより特定された組織となる。したがって、低温長時間の予備時効処理によって、高い伸びと比較的高温でのＢＨ性が兼備できる。

　室温までの焼入れ処理終了後、予備時効処理開始（加熱開始）までの室温保持時間が長すぎると、室温時効により、吸熱ピークに対応するクラスタが多く生成しすぎてしまい、ＢＨ性が低くなりやすい。したがって、この室温保持時間は短いほど良く、溶体化および焼入れ処理と再加熱処理とが、時間差が殆ど無いように連続していても良く、下限の時間は特に設定しない。

　また、前記予備時効温度が３０℃未満か、または保持時間が５時間未満であると、この予備時効処理をしない場合と同様となって、吸熱ピークに対応するクラスタが多く生成しすぎてしまい、ＢＨ性が低くなりやすい。一方、前記予備時効条件が６０℃を超える、または、５００時間を超えては、発熱ピークに相当する強化相および強化相の核となるクラスタの生成量が多すぎてしまい、焼付け塗装前のプレス成形時の強度が高くなりすぎ、成形性が劣化しやすい。

　ここで、更に比較的低温でのＢＨ性を高くするためには、前記溶体化および焼入れ処理後１時間以内に、先ず、１００℃～３００℃の温度域で５秒以上、３００秒以下保持する、高温短時間の予備時効処理までを施した上で、直ちに前記低温長時間の予備時効処理を施して行うことが好ましい。これによって、前記低温長時間の予備時効処理によるＤＳＣの制御を確実なものとでき、ＤＳＣにおける１５０～２３０℃の温度範囲内の吸熱ピーク高さＡを、好ましい３～８μＷ／ｍｇの範囲、より好ましい３～７μＷ／ｍｇの範囲と制御できる。また、同じくＤＳＣにおける２３０℃以上、３３０℃未満の温度範囲内の発熱ピークの高さＢを、好ましい２０～４０μＷ／ｍｇの範囲、より好ましい２０～３５μＷ／ｍｇの範囲と制御できる。この高温短時間の予備時効処理を行わないか、行っても前記条件を外れた場合には、合金組成や製造履歴によっては、前記ＤＳＣのピークにより特定された組織とならない、あるいは比較的低温でのＢＨ性が低くなる可能性が生じる。

　このように、前記ＤＳＣのピークにより特定された組織とされて製造された本発明のアルミニウム合金板は、素材として、自動車などの大型ボディパネルなどにプレス成形された上で、塗装された後に焼付け塗装硬化処理（人工時効処理）されて高強度化される。この焼付け塗装硬化処理は、前記した通り、本発明の効果達成のためには、高温の方が好ましく、加熱温度１８０～２３０℃、加熱保持時間１０～３０分の条件が例示される。この焼付け塗装硬化処理条件から外れて、加熱温度が低すぎるなどすると、示差熱曲線で示す組織を前記した通り、より精緻に制御する必要がある。

　次に本発明の実施例を説明する。本発明のＤＳＣで規定する組織が異なる６０００系アルミニウム合金板を、組成や製造条件を変えて作り分けて製造した。そして、板製造後室温に１００日間保持後の、Ａｓ耐力（焼付け塗装硬化処理前の耐力）やＡＢ耐力（焼付け塗装硬化処理後の耐力）、破断伸び、ＢＨ性（塗装焼付け硬化性）を各々測定、評価した。これらの結果を表１、２に示す。

　具体的な前記作り分け方は、表１に示す組成の６０００系アルミニウム合金板を、表２に示すように、溶体化および焼入れ処理後の、予備時効処理条件を種々変えて行った。ここで、表１中の各元素の含有量の表示において、各元素における数値をブランクとしている表示は、その含有量が検出限界以下であることを示す。

（アルミニウム合金板の製造条件）
　アルミニウム合金板の具体的な製造条件は、前記予備時効処理条件を除き、各例とも以下の通り共通（同じ）とした。表１に示す各組成のアルミニウム合金鋳塊を、ＤＣ鋳造法により共通して溶製した。この際、各例とも共通して、鋳造時の平均冷却速度について、液相線温度から固相線温度までを５０℃／分とした。続いて、必要により面削を施した後の鋳塊を、５５０℃×１０時間の均熱処理をした後、その温度で熱間粗圧延を開始し、その後、終了温度を２５０～３６０℃の間とする熱間仕上圧延を行って熱間圧延板とした。この熱間圧延板を、加工率６７％の冷間圧延を行い、厚さ１．０ｍｍの冷延板とした。

　更に、この各冷延板を、硝石炉を用いて５５０℃にて１分の溶体化処理を行い、その後水冷を行うことで室温まで冷却した。この冷却後１時間以内に、表２に示す温度（℃）、保持時間（ｈｒ）にて、オイルバスを用いた高温短時間の予備時効および大気炉を用いた低温長時間の予備時効を行い、予備時効処理後は空冷を行った。

　これら調質処理後、１００日間室温放置した後の各最終製品板から、供試板（ブランク）３００ｍｍ×３００ｍｍを、製品の長手端部、幅中央部から、切り出し、各供試板の前記ＤＳＣや特性を測定、評価した。これらの結果を表２に示す。

（ＤＳＣ測定）
　前記供試板の板厚中央部の３箇所における組織の前記ＤＳＣを測定し、これら３箇所の平均値にて、この板のＤＳＣ（示差走査熱分析曲線）において、吸熱ピークの温度（℃）と高さ（μＷ／ｍｇ）、発熱ピークの温度（℃）と高さ（μＷ／ｍｇ）とを、各々測定した。なお、この結果を示した表２では、便宜的に１５０～２３０℃の温度範囲内の吸熱ピークを単に「吸熱ピーク」、２３０℃以上、３３０℃未満の温度範囲内の発熱ピークを「発熱ピーク」としている。

　これらの前記供試板の各測定箇所における示差熱分析においては、試験装置：セイコ－インスツルメンツ製ＴＧ／ＤＴＡ６３００、標準物質：アルミ、試料容器：アルミ、昇温条件：１０℃／ｍｉｎ、雰囲気：アルゴン（５０ｍｌ／ｍｉｎ）、試料重量：３９．０～４１．０ｍｇの同一条件で各々行い、得られた示差熱分析のプロファイル（μＷ）を試料重量で割った（μＷ／ｍｇ）後に、前記示差熱分析プロファイルでの０～１００℃の区間において、示差熱分析のプロファイルが水平になる領域を０の基準レベルとし、この基準レベルからの吸熱ピーク高さ及び発熱ピーク高さを測定した。

塗装焼付硬化性
　前記供試板の機械的特性として、０．２％耐力（Ａｓ耐力）と破断伸び（％）を引張試験により求めた。また、これらの各供試板を各々共通して、前記自動車部材へのプレス成形を模擬した２％のストレッチ後に、高温での塗装焼付硬化処理として１８５℃×２０分、また、低温での塗装焼付硬化処理として１７０℃×２０分の、各人工時効硬化処理を各々施した後（ＢＨ後）の、供試板の０．２％耐力（ＡＢ耐力）を引張試験により求めた。そして、これら０．２％耐力同士の差（耐力の増加量）から各供試板のＢＨ性を評価したＢＨ後の０．２％耐力は、高温での塗装焼付硬化処理（１８５℃×２０分）では１９０ＭＰａ以上、低温での塗装焼付硬化処理（１７０℃×２０分）では最低でも１６０ＭＰａ以上、好ましくは１８０ＭＰａ以上で合格とし、プレス成形性の評価であるに破断伸びは２５％以上で合格とした。なお、プレス成形性の評価である破断伸びは、２４％と２５％との、わずか１％の違いが、例えば、自動車のアウタパネルの形状が先鋭化あるいは複雑化したコーナー部やキャラクターラインを、ひずみやしわがなく、美しく鮮鋭な曲面構成で成形できるかどうかに大きく影響する。

　前記引張試験は、前記各供試板から、各々ＪＩＳＺ２２０１の１３号Ａ試験片（２０ｍｍ×８０ｍｍＧＬ×板厚）を採取し、室温にて引張り試験を行った。このときの試験片の引張り方向を圧延方向の直角方向とした。引張り速度は、０．２％耐力までは５ｍｍ／分、耐力以降は２０ｍｍ／分とした。機械的特性測定のＮ数は５とし、各々平均値で算出した。なお、前記ＢＨ後の耐力測定用の試験片には、この試験片に２％の予歪をこの引張試験機により与えた後に、前記ＢＨ処理を行った。

　表１、２に各々示す通り、発明例１～８は、本発明の成分組成範囲内で、かつ好ましい条件範囲で製造され、好ましい範囲で低温長時間の予備時効処理を施されている。このため、これら各発明例は、表２に示す通り、ＤＳＣが本発明で規定する通りであり、長期期間の室温時効後であっても、表２に示す通り、成形性やＢＨ性に優れている。
　具体的には、最低でも２６％以上の高い破断伸びと、最低でも１９２ＭＰａ以上の高温（１８５℃×２０分）のＢＨ性と、最低でも１６２ＭＰａ以上の低温（１７０℃×２０分）のＢＨ性を有している。
　更に、表２の発明例同士の比較において、高温短時間の予備時効処理を施した上で、直ちに前記低温長時間の予備時効処理を施した発明例２は、高温短時間の予備時効処理を施さず、低温長時間の予備時効処理のみを施した発明例１に比して、比較的低温でのＢＨ性が高くなっている。同じく、高温短時間の予備時効処理を施した上で、直ちに前記低温長時間の予備時効処理を施した発明例６、７、８は、高温短時間の予備時効処理を施さず、低温長時間の予備時効処理のみを施した発明例３、４、５に比して、合金組成の違いにもよるが、比較的低温でのＢＨ性が平均的に高くなっている。
　これは、発明例２、６、７、８が、高温短時間の予備時効処理を更に付加することで、ＤＳＣにおける１５０～２３０℃の温度範囲内の吸熱ピーク高さＡを、好ましい範囲（３～８μＷ／ｍｇ）や、より好ましい範囲（３～７μＷ／ｍｇ）、同じくＤＳＣにおける２３０℃以上、３３０℃未満の温度範囲内の発熱ピークの高さＢを、好ましい範囲（２０～４０μＷ／ｍｇ）や、より好ましい範囲（２０～３５μＷ／ｍｇ）に、より精緻に制御できていることによる。

　これに対して、表２の比較例１～６は、発明例と同じ合金例１を用いている。しかし、これら各比較例は、表２に示す通り、予備時効処理の温度や保持時間などの製造条件が、好ましい条件を外れている。この結果、ＤＳＣが本発明で規定する範囲から外れ、同じ合金組成である発明例１に比して、長期間の室温時効後のＢＨ性か成形性かのいずれかが劣っており、兼備できていない。具体的には、破断伸びが２６％以上であっても、高温（１８５℃×２０分）でのＢＨ性が１９０ＭＰａ未満か、高温（１８５℃×２０分）でのＢＨ性が１９０ＭＰａ以上であっても、破断伸びが２５％未満となって、前記した合格基準を満足していない。

　このうち、比較例１は、予備時効処理していない。このため、１５０～２３０℃の温度範囲内に吸熱ピークが存在するものの、その高さＡが１０μＷ／ｍｇを超えて高すぎ、２３０℃以上、３３０℃未満の温度範囲内の発熱ピーク高さＢも５０μＷ／ｍｇを超えて高すぎる。
　比較例２は、低温側の予備時効処理の時間が短すぎる。このため、１５０～２３０℃の温度範囲内に吸熱ピークが存在するものの、その高さＡが１０μＷ／ｍｇを超えて高すぎ、２３０℃以上、３３０℃未満の温度範囲内の発熱ピーク高さＢも５０μＷ／ｍｇを超えて高すぎる。
　比較例３は、低温側の予備時効処理の温度が高すぎる。このため、１５０～２３０℃の温度範囲内に高さＡが３～１０μＷ／ｍｇである吸熱ピークが存在するものの、２３０℃以上、３３０℃未満の温度範囲内の発熱ピーク高さＢが２０μＷ／ｍｇ未満と低すぎる。
　比較例４は、低温側の予備時効処理の時間が長すぎる。このため、１５０～２３０℃の温度範囲内に吸熱ピークが存在するものの、その高さＡが３μＷ／ｍｇ未満と低すぎ、２３０℃以上、３３０℃未満の温度範囲内の発熱ピーク高さＢも２０μＷ／ｍｇ未満と低すぎる。
　比較例５は、高温側の予備時効処理の時間が長すぎる。このため、１５０～２３０℃の温度範囲内に吸熱ピークが存在するものの、その高さＡが３μＷ／ｍｇ未満と低すぎ、２３０℃以上、３３０℃未満の温度範囲内の発熱ピーク高さＢも２０μＷ／ｍｇ未満と低すぎる。
　比較例６は、低温側の予備時効処理の温度が高すぎる。このため、１５０～２３０℃の温度範囲内に吸熱ピークが存在するものの、その高さＡが３μＷ／ｍｇ未満と低すぎ、２３０℃以上、３３０℃未満の温度範囲内の発熱ピーク高さＢとの比Ｂ／Ａが１５．０を超えて大きすぎる。

　表２の比較例７、８は、前記予備時効処理条件を含めて好ましい範囲で製造しているものの、表１の合金番号７、８を各々用いており、合金組成が各々本発明範囲を外れている。このため、これら比較例は、表２に示す通り、この結果、ＤＳＣなどが本発明で規定する範囲から外れ、発明例に比して、長期間の室温時効後のＢＨ性か成形性かのいずれかが劣っており、兼備できていない。具体的には、破断伸びが２５％以上であっても、高温（１８５℃×２０分）でのＢＨ性が１３８～１４６ＭＰａ程度、および低温（１７０℃×２０分）でのＢＨ性が１３３～１３９ＭＰａ程度しかない。

　比較例７は、表１の合金７であり、Ｍｇが少なすぎ、ＭｇとＳｉとの合計含有量の量も少なすぎる。このため、１５０～２３０℃の温度範囲内に吸熱ピークが存在するものの、その高さＡが３μＷ／ｍｇ未満と低すぎ、２３０℃以上、３３０℃未満の温度範囲内の発熱ピーク高さＢも２０μＷ／ｍｇ未満と低すぎる。
　比較例８は、表１の合金８であり、Ｓｉが少なすぎ、ＭｇとＳｉの合計含有量も少なすぎる。このため、１５０～２３０℃の温度範囲内に吸熱ピークが存在するものの、その高さＡが３μＷ／ｍｇ未満と低すぎ、２３０℃以上、３３０℃未満の温度範囲内の発熱ピーク高さＢも２０μＷ／ｍｇ未満と低すぎる。

　これら発明例、比較例から選択したＤＳＣを図１に示す。図１において「Ｈｅａｔ　Ｆｌｏｗ」と記した縦軸の単位はμＷ／ｍであり、太い実線が表２の発明例１、太い点線（破線）が発明例２、細い点線が比較例３を示す。図１の通り、これら発明例では、１５０～２３０℃の温度範囲内に高さＡが３～１０μＷ／ｍｇである吸熱ピークが存在するとともに、高さＢが２０～５０μＷ／ｍｇである発熱ピークは２３０℃以上、２６０℃未満の温度範囲内に存在し、かつ、２６０℃以上、３３０℃未満の温度範囲には、高さが２０μＷ／ｍｇ以上の発熱ピークが存在していないことが分かる。

　以上の実施例の結果から、長時間の室温時効後や高温での焼付け塗装硬化処理であっても、良好な成形性と高いＢＨ性とを兼備するための、本発明で規定する組成やＤＳＣの各条件の臨界的な意義が裏付けられる。

　本発明を詳細にまた特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。
　本出願は、２０１６年３月３０日出願の日本特許出願（特願２０１６－０６７００７）、２０１６年１０月３１日出願の日本特許出願（特願２０１６－２１３７８９）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。

　本発明によれば、長時間の室温時効後や高温での焼付け塗装硬化処理であっても、良好な成形性と高いＢＨ性とを兼備させた６０００系アルミニウム合金板を提供できる。すなわち、長時間の室温時効後であっても、良好な成形性と、前記高温での焼付け塗装硬化処理は勿論、前記従来の低温での焼付け塗装硬化処理においても高いＢＨ性とを兼備できる。この結果、パネル材を含めた自動車部材として、６０００系アルミニウム合金板の適用を拡大できる。

Claims

　質量％で、Ｍｇ：０．３～１．５％、Ｓｉ：０．６～１．５％を各々含有するとともに、前記Ｍｇ含有量とＳｉ含有量との合計が１．２％超であり、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金板であって、この板の示差走査熱分析曲線において、１５０～２３０℃の温度範囲内に高さＡが３～１０μＷ／ｍｇである吸熱ピークが存在するとともに、２３０℃以上、３３０℃未満の温度範囲内に高さＢが２０～５０μＷ／ｍｇである発熱ピークが存在し、かつ前記発熱ピークの中の最大ビーク高さＢと、前記吸熱ピークの中の最大ピーク高さＡとの比Ｂ／Ａが３．５超、１５．０未満であることを特徴とする成形性と焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板。
　前記吸熱ピークの高さＡが３～８μＷ／ｍｇであり、前記発熱ピークの高さＢが２０～４０μＷ／ｍｇである請求項１に記載の成形性と焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板。
　前記アルミニウム合金板が、更に、質量％で、Ｃｕ：０．０２～０．８％、Ｆｅ：０．０５～０．５％、Ｍｎ：０．０５～０．３％、Ｚｒ：０．０４～０．１％、Ｃｒ：０．０４～０．３％、Ｖ：０．０２～０．１％、Ａｇ：０．０１～０．１％、Ｚｎ：０．０１～０．３％のうちの一種または二種以上を含有する請求項１または２に記載の成形性と焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板。
　質量％で、Ｍｇ：０．３～１．５％、Ｓｉ：０．６～１．５％を各々含有するとともに、前記Ｍｇ含有量とＳｉ含有量との合計が１．２％超であり、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金冷延板を、溶体化および焼入れ処理後１時間以内に、３０℃～６０℃の温度域で５時間以上、５００時間以下保持する、低温長時間の予備時効処理を施すことによって、この板の人工時効処理される前の示差走査熱分析曲線において、１５０～２３０℃の温度範囲内に高さＡが３～１０μＷ／ｍｇである吸熱ピークを存在させるとともに、２３０℃以上、３３０℃未満の温度範囲内に高さＢが２０～５０μＷ／ｍｇである発熱ピークを存在させ、かつ前記発熱ピーク高さＢと前記吸熱ピーク高さＡとの比Ｂ／Ａを３．５超、１５．０未満としたことを特徴とする成形性と焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。
　前記アルミニウム合金板が、更に、質量％で、Ｃｕ：０．０２～０．８％、Ｆｅ：０．０５～０．５％、Ｍｎ：０．０５～０．３％、Ｚｒ：０．０４～０．１％、Ｃｒ：０．０４～０．３％、Ｖ：０．０２～０．１％、Ａｇ：０．０１～０．１％、Ｚｎ：０．０１～０．３％のうちの一種または二種以上を含有する請求項４記載の成形性と焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。
　前記溶体化および焼入れ処理後１時間以内に、１００℃～３００℃の温度域で５秒以上、３００秒以下保持する高温短時間の予備時効処理を施した上で、前記低温長時間の予備時効処理までを施す、請求項４または５に記載の成形性と焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。
　前記アルミニウム合金板が、成形された後で塗装され、加熱温度１８０～２３０℃、加熱保持時間１０～３０分の条件で焼付け塗装硬化処理される請求項４に記載の成形性と焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。
　前記アルミニウム合金板が、成形された後で塗装され、加熱温度１８０～２３０℃、加熱保持時間１０～３０分の条件で焼付け塗装硬化処理される請求項５に記載の成形性と焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。
　前記アルミニウム合金板が、成形された後で塗装され、加熱温度１８０～２３０℃、加熱保持時間１０～３０分の条件で焼付け塗装硬化処理される請求項６に記載の成形性と焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。