JP2016141842A - 高強度アルミニウム合金板 - Google Patents

Abstract

【課題】曲げ加工性を阻害せずに高強度化させた、骨格材あるいはパ補強材などの構造材用途の６０００系アルミニウム合金板を提供する。
【解決手段】Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の、ＭｇとＳｉの含有量を、（Ｍｇ含有量）＋（Ｓｉ含有量）≧１．５％、かつ０．６≦（Ｍｇ含有量）／（Ｓｉ含有量）≦２．０を満たすようバランスさせ、図１に示す、この板の示差走査熱分析曲線において、２３０〜３３０℃の温度範囲内に特定高さの発熱ピークを１つだけ存在させるような組織として、室温時効後でも、曲げ加工性を阻害せずにＢＨ後の高強度化を図る。
【選択図】図１

Description

本発明はＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板に関するものである。本発明で言うアルミニウム合金板とは、熱間圧延板や冷間圧延板などの圧延板で、溶体化処理および焼入れ処理などの調質が施された後であって、使用される部材に、曲げ加工や塗装焼付硬化処理される前のアルミニウム合金板を言う。また、以下の記載ではアルミニウムをアルミやＡｌとも言う。

近年、地球環境などへの配慮から、自動車等の車両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、自動車の材料として、鋼板等の鉄鋼材料にかえて、成形性や塗装焼付硬化性（ベークハード性、以下ＢＨ性とも言う）に優れた、より軽量なアルミニウム合金材の適用が増加しつつある。

自動車のアウタパネル、インナパネルなどの大型パネル材用のアルミニウム合金板としては、代表的にはＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系のＡＡ乃至ＪＩＳ ６０００系（以下、単に６０００系とも言う）アルミニウム合金板が例示される。この６０００系アルミニウム合金板は、Ｓｉ、Ｍｇを必須として含む組成を有し、成形時には低耐力（低強度）で成形性を確保し、成形後のパネルの塗装焼付処理などの人工時効（硬化）処理時の加熱により耐力（強度）が向上し、必要な強度を確保できる、塗装焼付硬化性が優れている。

自動車車体の更なる軽量化のためには、自動車部材のうちでも、前記パネル材を除く、フレーム、ピラーなどの骨格材あるいは、バンパ補強材、ドアビームなどの補強材などの自動車構造部材にアルミニウム合金材料の適用を拡大することが望まれる。
ただ、これら自動車構造部材は、前記自動車パネルに比べて一層の高強度化が必要である。このため、前記自動車パネル材に使用されている６０００系アルミニウム合金板を、これら骨格材あるいは補強材に適用するためには、更に高強度化する必要がある。

しかし、このような高強度化を、従来の６０００系アルミニウム合金板の組成や製造条件を大きく変えることなく、また曲げ加工性などを阻害せずに達成することは、そうたやすいことではない。

従来から、ＢＨ性など、前記パネル材としての６０００系アルミニウム合金板の特性を向上させるために、板のミクロな組織として、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、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（示差走査熱量分析曲線とも言い、以下、ＤＳＣとも言う）の吸熱ピークや発熱ピークにて制御する技術も、種々提案されている。

例えば、特許文献１では、過剰Ｓｉ型の６０００系アルミニウム合金材の溶体化および焼入れ処理を含む調質処理後のＤＳＣ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が１０００μＷ以下であり、かつ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以下とすることが提案されている。このアルミニウム合金材は、室温時効を抑制した上で、２％のひずみ付与後１５０℃×２０分の低温時効処理時の耐力が１８０ＭＰａ以上である。

特許文献２では、低温短時間のＢＨ性を得るため、６０００系アルミニウム合金板の調質処理後のＤＳＣにおいて、１００〜２００℃の温度範囲における発熱ピーク高さＷ１を５０μＷ以上とし、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を２０．０以下とすることが提案されている。

特許文献３では、ＤＳＣにおいて、ＢＨ性に特に関わる、特定の温度範囲における発熱ピーク高さを３つ（３箇所）選択して各々制御し、ＢＨ性（焼き付け塗装硬化特性）を高めることが提案されている。この３つの発熱ピークとは、２３０〜２７０℃のピークＡ、２８０〜３２０℃のピークＢ、３３０〜３７０℃のピークＣである。その実施例表３の発明例２７（表１の合金番号９）では、前記ピークＢの高さを２０μＷ／ｍｇ以上、最大で３１μＷ／ｍｇ程度とすることで、前記ピークの比Ａ／Ｂを０．４５以下、Ｃ／Ｂを０．６以下とすることとも合わせて、２％のひずみ付与後に１７０℃×２０分の人工硬化処理を施した際の０．２％耐力を最大で２５９ＭＰａ程度としている。

特開２００３−２７１７０号公報 特許第４１１７２４３号公報 特開２０１３−１６７００４号公報

これら従来のＤＳＣの吸熱ピークや発熱ピークの制御では、前記パネル材を用途としており、成形性を高くするために、塗装前の強度を低く制御しているため、塗装時の硬化量（ＢＨ性）を高くしても、ＢＨ後の強度が、０．２％耐力で２６０ＭＰａ未満程度であり、前記パネル材を除く、前記骨格材あるいは補強材としては、強度が不足している。

また、前記骨格材あるいは補強材としては、前記パネル材のような高いプレス成形性は不要ではあるものの、素材板を前記骨格材あるいは補強材への加工の際には、主として曲げ加工されるため、Ｖ曲げ加工にて割れない程度の曲げ加工性は要求される。

本発明は、このような課題を解決するためになされたものであって、前記骨格材あるいは補強材用として、従来の６０００系アルミニウム合金板の組成や製造条件を大きく変えることなく製造でき、部材へも加工できる、高強度な６０００系アルミニウム合金板を提供することを目的とする。

この目的を達成するために、本発明の高強度アルミニウム合金板の要旨は、質量％で、Ｍｇ：０．６〜２．０％、Ｓｉ：０．６〜２．０％、Ｆｅ：０．５％以下（但し、０％を含まず）を各々含み、かつ（Ｍｇ含有量）＋（Ｓｉ含有量）≧１．５％、かつ０．６≦（Ｍｇ含有量）／（Ｓｉ含有量）≦２．０を満たし、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系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、２３０〜３３０℃の温度範囲内に発熱ピークが１つだけ存在し、この発熱ピークの高さが３０〜７０μＷ／ｍｇの範囲であることとする。

本発明では、従来のアルミニウム合金組成や製造条件を大きく変えないことを前提に、６０００系アルミニウム合金板の組成と前記ＤＳＣの発熱ピークの傾向とを見直した。この結果、特定の温度範囲内の発熱ピークの個数と高さを特定の範囲として、ＢＨ時の析出相の発生挙動を制御することで、室温時効後でも、曲げ加工性を低下させずに、１８５℃×２０分のＢＨ後の０．２％耐力を２６０ＭＰａ以上、好ましくは２８０ＭＰａ以上、より好ましくは３００ＭＰａ以上とできることを知見した。

６０００系アルミニウム合金板のＢＨ時の析出相の発生挙動をＤＳＣによって模擬すると、強化相１（β''）や強化相２（β’）の析出の発熱ピークは、自動車用パネルとして使用される通常の６０００系アルミニウム合金板では、２３０〜３３０℃の範囲で、互いにより広く離れて存在する。
これに対して、本発明では、Ｍｇ、Ｓｉの組成や製造方法を複合的に工夫することで、強化相１（β''）や強化相２（β’）の析出の発熱ピークを分離させずに、互いの発熱ピークが重なり合うように制御する。これによって、β’’に加えてβ’も塗装焼付処理（ＢＨ）時に多く生成させることができ、この結果、塗装焼付処理後（ＢＨ後）の強度を著しく高くできる。
このため、本発明は、自動車パネル材よりも高強度な、自動車などの骨格材用あるいは補強材用としての、要求強度を満たすことができる。

実施例における代表的な例のＤＳＣを示す説明図である。

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。

（化学成分組成）
先ず、本発明のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系（以下、６０００系とも言う）アルミニウム合金板の化学成分組成について、以下に説明する。本発明では、前記パネル材を除く、前記骨格材あるいは補強材用として、従来の組成や製造条件を大きく変えることなく、曲げ加工性を低下させずに、高強度化する。

このような課題を組成の面から満たすようにするため、６０００系アルミニウム合金板の組成は、質量％で、Ｍｇ：０．６〜２．０％、Ｓｉ：０．６〜２．０％、Ｆｅ：０．５％以下（但し、０％を含まず）を各々含み、かつ（Ｍｇ含有量）＋（Ｓｉ含有量）≧１．５％、かつ０．６≦（Ｍｇ含有量）／（Ｓｉ含有量）≦２．０を満たし、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるものとする。なお、各元素の含有量の％表示は全て質量％の意味である。

上記６０００系アルミニウム合金における、各元素の含有範囲と意義、あるいは許容量について以下に説明する。

Ｓｉ：０．６〜２．０％
Ｓｉは、Ｍｇとともに、塗装焼き付け処理などの人工時効処理時に、強度向上に寄与する時効析出物を形成して、人工時効硬化能を発揮し、前記骨格材あるいは補強材用としての必要な強度（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、人工時効処理後の時効析出物量が少なくなりすぎて、強度が低くなってしまう。一方、Ｓｉ含有量が多すぎると、板の製造時に熱延割れを生じやすくなる。また、粗大な晶出物および析出物が形成されて、曲げ加工性も著しく低下する。したがって、Ｓｉの含有量は０．６〜２．０％の範囲とする。

Ｍｇ：０．６〜２．０％
Ｍｇも、Ｓｉとともに強度向上に寄与する時効析出物を形成して、人工時効硬化能を発揮し、高い強度（耐力）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、人工時効処理後の析出物の析出量が少なくなりすぎて、強度が低くなってしまう。一方、Ｍｇ含有量が高すぎると、板の製造時に熱延割れを生じやすくなる。また、粗大な晶出物および析出物が形成されて、曲げ加工性も著しく低下する。したがって、Ｍｇの含有量は０．６〜２．０％の範囲とする。

（Ｍｇ含有量）＋（Ｓｉ含有量）≧１．５％
０．６≦（Ｍｇ含有量）／（Ｓｉ含有量）≦２．０
ＭｇとＳｉとの合計含有量である（Ｍｇ含有量）＋（Ｓｉ含有量）と、ＭｇのＳｉに対する含有量の比である（Ｍｇ含有量）／（Ｓｉ含有量）は、ともに、６０００系アルミニウム合金板の組織として、この板の示差走査熱分析曲線における、Ｍｇ／Ｓｉクラスタ（ＧＰＩＩ）の析出に相当する２３０〜３３０℃の温度範囲内の発熱ピークの数と高さとに大きく影響する。

後述する適切な製造方法をとることを前提に、（Ｍｇ含有量）＋（Ｓｉ含有量）を１．５％以上、（Ｍｇ含有量）／（Ｓｉ含有量）を０．６〜２．０の範囲とすることによって、２３０〜３３０℃の温度範囲内の発熱ピークを１つだけ存在させることができ、この発熱ピークの高さを３０〜７０μＷ／ｍｇの範囲とすることができる。

このために、（Ｍｇ含有量）＋（Ｓｉ含有量）は、１．５％以上の、できるだけ大きい方が好ましく、（Ｍｇ含有量）＋（Ｓｉ含有量）が１．５％未満では、２３０〜３３０℃の温度範囲内に存在する発熱ピークを１つだけとすることができないか、この発熱ピークの高さを３０〜７０μＷ／ｍｇの範囲とすることができない。このため、室温時効後で、ＢＨ後の強度を、少なくとも２６０ＭＰａ以上、好ましくは２８０ＭＰａ以上、より好ましくは３００ＭＰａ以上に、高強度化できなくなる。

（Ｍｇ含有量）＋（Ｓｉ含有量）の上限は、前記した板を熱延割れを生じずに製造できる限度量によって決まり、（Ｍｇ含有量）＋（Ｓｉ含有量）の上限は、好ましくは２．５％とする。

（Ｍｇ含有量）／（Ｓｉ含有量）は、２．０以下の、できるだけ小さい方が好ましく、２．０を超えて大きくなりすぎると、後述する適切な製造条件によっても、規定範囲内にＤＳＣの発熱ピークを制御することが難しくなる。すなわち、２３０〜３３０℃の温度範囲内に存在する発熱ピークを１つだけとすることができないか、この発熱ピークの高さを３０〜７０μＷ／ｍｇの範囲とすることができない。このため、室温時効後に、ＢＨ後の強度を、少なくとも２６０ＭＰａ以上、好ましくは２８０ＭＰａ以上、より好ましくは３００ＭＰａ以上に、高強度化できなくなる。

（Ｍｇ含有量）／（Ｓｉ含有量）の下限は、前記した板を、熱延割れを生じずに製造できる限度によって決まるので、（Ｍｇ含有量）／（Ｓｉ含有量）の下限は０．６とする。

Ｆｅ：０．５％以下（但し、０％を含まず）
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する役割を果たす。このため、好ましくは０．０５％以上含有させるが、０．５％を超えると、粗大な化合物を形成し、破壊の起点となり、強度や曲げ加工性が低下する。したがって、Ｆｅの含有量は０．５％以下（但し、０％を含まず）とする。

その他の元素
その他、本発明では、アルミニウム合金板の高強度化のために、更に、Ｍｎ：０．５％以下（但し、０％を含まず）、Ｃｒ：０．３％以下（但し、０％を含まず）、Ｚｒ：０．１％以下（但し、０％を含まず）、Ｖ：０．１％以下（但し、０％を含まず）、Ｔｉ：０．１％以下（但し、０％を含まず）、Ｃｕ：１．０％以下（但し、０％を含まず）、Ａｇ：０．１％以下（但し、０％を含まず）、Ｚｎ：０．３０％以下（但し、０％を含まず）、Ｓｎ：０．００５〜０．１５％、の１種または２種以上を含んでも良い。

これらの元素は、共通して板を高強度させる効果があるので、高強度化の同効元素と見なせるが、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。
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖは、均質化熱処理時に分散粒子（分散相）を生成し、これらの分散粒子には再結晶後の粒界移動を妨げる効果があり、結晶粒を微細化して高強度化する役割を果たす。また、Ｔｉ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、結晶粒を微細化して高強度化する役割を果たす。Ｃｕ、Ｚｎ、Ａｇは人工時効硬化能（ＢＨ性）を向上させるのに有用で、比較的低温短時間の人工時効処理の条件で、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。Ｓｎは原子空孔を捕獲することで、室温でのＭｇやＳｉの拡散を抑制し、室温における強度増加（室温時効）を抑制し、人工時効処理時に、捕獲していた空孔を放出し、ＭｇやＳｉの拡散を促進し、ＢＨ性を高くして高強度化する効果がある。

但し、これらの元素各々含有量が大きすぎると、粗大な化合物を形成するなどして、板の製造が困難となり、強度や曲げ加工性も低下する。また、耐食性も劣化する。したがって、含有させる場合には、前記した各上限値以下の含有量とする。

（示差走査熱分析曲線、示差走査熱量分析曲線、ＤＳＣ）：
以上のような組成とした上で、本発明では、自動車部材などの骨格材あるいは補強材用としての高強度を保証するために、この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を１つだけ存在させ、この発熱ピークの高さを３０〜７０μＷ／ｍｇの範囲、好ましくは３５〜７０μＷ／ｍｇの範囲とする。
これによって、従来のアルミニウム合金組成や製造条件を大きく変えずに、また、曲げ加工性を低下させずに、１８５℃×２０分のＢＨ後（焼付け塗装後）の０．２％耐力を２６０ＭＰａ以上、好ましくは２８０ＭＰａ以上、より好ましくは３００ＭＰａ以上とすることができる。

ここで、示差走査熱分析曲線（ＤＳＣ）とは、前記調質処理後のアルミニウム合金板の融解過程における熱的変化を、後述する条件による示差走査熱分析により測定して得られた固相からの加熱曲線である。したがって、このＤＳＣによって、６０００系アルミニウム合金板のＢＨ時の析出相の発生挙動を、正確に反映あるいは模擬することができる。

より具体的に、６０００系アルミニウム合金では、クラスタ、ＧＰゾーン、強化相１（β''）、強化相２（β’）、平衡相（Ｍｇ_２Ｓｉ）など、人工時効温度によって種々の析出相が生成する。この中で、焼付け塗装（人工時効処理）後の強度を高くするためには、焼付け塗装時に強化相１（β''）や強化相２（β’）を生成させることが有効である。そして、これらβ’’やβ’のＢＨ時（塗装焼き付け処理時）の発生挙動の変化は、前記ＤＳＣにおいて模擬することが可能であり、これが本発明でのＤＳＣによる組織の規定の土台となっている。

前記強化相１（β''）や強化相２（β’）のＤＳＣにおける発熱ピークは、自動車用パネルとして使用される通常の６０００系アルミニウム合金板は、常法による製造では、２３０〜３３０℃の範囲で、互いにより広く離れて存在する。すなわち、従来のβ’’の発熱ピークは、前記温度範囲の中の温度が低い前半の２４０〜２６０℃近傍に多く存在し、一方の、従来のβ’の発熱ピークは、前記温度範囲の中の温度が高い後半の２８０〜３００℃近傍に各々存在していた。この典型例としては、後述する図１に示す実施例表２における比較例１１などがこれに相当する。

このような自動車用パネル用６０００系アルミニウム合金板のように、２３０〜３３０℃の範囲で２つ以上の発熱ピークが個別に（独立してあるいは分離して）存在することは、強度に寄与する前記強化相１（β''）や強化相２（β’）分散して存在するため、ＢＨ時における実質的な強化相の絶対的な（トータルの）生成量（析出量）が、少なくなることを意味する。言い換えると、前記強化相１（β''）や強化相２（β’）のＤＳＣにおける、各々の発熱ピークの高さを大きくする（高くする）ことには限界があることを意味する。

しかも、重要な点は、例えば、前記特許文献３のように、２４０〜２６０℃近傍に存在するβ’’の発熱ピークの高さを下げ、３１０〜３２０℃近傍に存在するβ’の発熱ピークの高さを上げたとしても、あるいは、これらβ''やβ’のＤＳＣにおける各々の発熱ピークの高さを高くしても、その発熱ピークの高さの割には、あまり高強度化につながらないことである。すなわち、これら発熱ピークの高さが高くても、パネル材よりも高強度が要求される、自動車などの骨格材用あるいは補強材用に求められる高強度化にはつながらない。

これに対して、組成とともに、製法を変えて、板の圧延後の調質において、溶体化および焼入れ処理後の予備時効処理の条件を変えた場合に、β’’やβ’の発熱ピークは、互いのピークの温度差が少なくなって、互いのピークが重なり合うように発生することを知見した。
本発明者らの知見によれば、β’’の発熱ピーク（１つ目あるいは前半のピークとも言う）の発生温度は、それまでの温度が低い位置（温度）から、温度が高い２７０〜２９０℃近傍の位置（温度）へと移動する。一方のβ’の発熱ピーク（２つ目あるいは後半のピークとも言う）の発生温度は、それまでの温度が高い位置（温度）から、温度が低い２９０〜３００℃近傍の位置（温度）へと移動する。

このように、β’’とβ’との互いの発熱ピークの、互いのピーク間の温度差が少なくなって、互いのピークが重なり合い、合成されて発生した場合には、ＢＨ後の耐力を高くする人工時効析出物量を確保できる。すなわち、本発明では、Ｍｇ、Ｓｉの組成や製造方法を複合的に工夫することで、強化相１（β''）や強化相２（β’）の析出の発熱ピークを分離させずに、互いの発熱ピークが重なり合うように制御する。これによって、塗装焼付処理（ＢＨ）時に、β’’に加えてβ’も多く生成させることができ、β''やβ’の絶対的な生成量（析出量）を増すことができ、塗装焼付処理後（ＢＨ後）の強度を、自動車などの骨格材用あるいは補強材用に求められる高強度まで、高くすることができる。

ここで、前記ＤＳＣにおいて、２３０〜３３０℃の温度範囲内に発熱ピークが１つだけ存在するとともに、この発熱ピークが高いということは、示差走査熱分析中に、あるいは、これにより模擬される塗装焼付時（人工時効硬化処理時）に、β’’やβ’が多く生成していることを意味しており、塗装焼付前の時点でのβ’’やβ’の核となるクラスタが少ないことを意味する。
すなわち、この発熱ピークが高すぎると、塗装焼付前（人工時効硬化処理前）の時点でのβ’’やβ’の核となるクラスタの生成が不十分となり、焼付塗装前の強度が低くなりすぎるため、塗装後の強度を高くすることができない。したがって、２３０〜３３０℃の温度範囲内の単一の発熱ピークの高さは、７０μＷ／ｍｇ以下とする。
一方で、この発熱ピークが低すぎると、示差走査熱分析中に、あるいは、これにより模擬される塗装焼付時（人工時効硬化処理時）に、生成するβ’’やβ’が少ないことを意味する。すなわち、塗装焼付前（人工時効硬化処理前）の時点で、β’’やβ’やその核となるクラスタが生成しすぎており、塗装焼付後のＢＨ量が低くなるとともに、焼付塗装前の曲げ加工時に強度が高くなりすぎ、曲げ加工性が劣化する。したがって、２３０〜３３０℃の温度範囲内の単一の発熱ピークの高さは、３０μＷ／ｍｇ以上、好ましくは３５μＷ／ｍｇ以上とする。

以上のように本発明で規定する、示差走査熱分析曲線における発熱ピークは、ＭｇおよびＳｉが十分に固溶している状態において、後述する通り、冷延板の溶体化・焼入れ処理後に、高温長時間の予備時効処理を行うことで、得ることができる。

（製造方法）
次ぎに、本発明アルミニウム合金板の製造方法について以下に説明する。本発明アルミニウム合金板は、製造工程自体は常法あるいは公知の方法であり、上記６０００系成分組成のアルミニウム合金鋳塊を鋳造後に均質化熱処理し、熱間圧延、冷間圧延が施されて所定の板厚とされ、更に溶体化焼入れなどの調質処理が施されて製造される。

但し、これらの製造工程中で、本発明のＤＳＣで規定する組織を得るためには、後述する通り、溶体化および焼入れ処理後の予備時効処理条件を、好ましい範囲とする。なお、他の工程においても、本発明のＤＳＣで規定する組織を得るための好ましい条件もある。このような好ましい条件としなければ、本発明のＤＳＣで規定する組織を得ることが難しくなる。

（溶解、鋳造冷却速度）
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。このように高温領域での平均冷却速度が遅くなった場合、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規定クラスタを制御することができなくなる可能性が高くなる。

（均質化熱処理）
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。この目的を達成する条件であれば、特に限定されるものではなく、通常の１回または１段の処理でも良い。

均質化熱処理温度は、５００℃以上で、５６０℃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、曲げ加工性が低下する。

この均質化熱処理を行った後、４５０℃以上で熱間圧延を行うが、均質化熱処理後の熱間での粗圧延開始まで、５００℃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必要である。粗圧延開始までに、５５０℃以下に鋳塊の温度が下がった場合、ＳｉやＭｇが析出して、前記したＤＳＣの発熱ピーク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、４５０℃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。このためには、熱間粗圧延のパス間における粗圧延板が最低となる温度を４５０℃以上とした熱間粗圧延を行うことが好ましい。熱間粗圧延中に、４５０℃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、前記したＤＳＣの発熱ピーク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３００〜３６０℃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、添加したＭｇ、Ｓｉ組成のＭｇ／Ｓｉと比較して、固溶Ｍｇ／Ｓｉのバランスが変化して、２３０〜３３０℃の温度範囲内に発熱ピークが２つ以上の複数個生成しやすく、焼付け塗装後の強度を、前記所望の値に高く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（荒鈍）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、また前記荒鈍と同様の目的で、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は、通常の連続熱処理ラインを用いてよい。しかし、Ｍｇ、Ｓｉなどの各元素の十分な固溶量を得ること、および、結晶粒はより微細であることが望ましいことから、５２０℃以上、溶融温度以下の溶体化処理温度に、加熱速度５℃／秒以上で加熱して、０．１〜２０秒保持する条件で行うことが望ましい。

また、曲げ加工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Ｍｇ₂Ｓｉ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。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、室温時効により溶解しやすいクラスタが生成してしまい、本発明のＤＳＣで規定する発熱ピークが形成されにくくなる。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。

この予備時効処理は、６０〜１２０℃での保持時間を１０時間以上、４０時間以下保持する。これによって、本発明のＤＳＣで規定する発熱ピークが形成される。

予備時効温度が６０℃未満か、または保持時間が１０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、析出核の生成が不十分であり、２３０〜３３０℃の温度範囲での発熱ピークのピーク高さが７０μＷ／ｍｇを超えて大きくなり、焼付塗装後の耐力が低くなりやすい。

一方、予備時効条件が１２０℃を超える、または、４０時間を超えては、析出核の生成量が多すぎてしまい、示差走査熱分析曲線において、２３０〜３３０℃の温度範囲における発熱ピークのピーク高さが３０μＷ／ｍｇ未満となって低くなりやすく、その結果、焼付け塗装前の曲げ加工時の強度が高くなりすぎ、曲げ加工性が劣化しやすい。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。

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耐力やＢＨ性（塗装焼付け硬化性）、曲げ加工性を各々測定、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、均熱温度、熱間粗圧延のパス間における粗圧延板が最低となる温度（表２には最低温度と記載）、熱間仕上げ圧延の終了温度、予備時効処理の温度や保持時間などの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具体的な製造条件は以下の通りとした。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、鋳塊を、各例とも表２に示す温度条件にて、共通して６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た。この際の熱間粗圧延の最低（パス）温度も表２に示す。
そして、各例とも共通して、続く仕上げ圧延にて、各例とも表２に示す終了温度にて、厚さ５．０ｍｍまで熱延し、熱間圧延板とした。熱間圧延後のアルミニウム合金板を、各例とも共通して、５００℃×１分の荒焼鈍を施した後、冷延パス途中の中間焼鈍無しで加工率６０％の冷間圧延を行い、厚さ２．０ｍｍの冷延板とした。

更に、この各冷延板を、各例とも共通して、連続式の熱処理設備で巻き戻し、巻き取りながら、連続的に調質処理（Ｔ４）した。具体的には、溶体化処理を、５００℃までの平均加熱速度を１０℃／秒として、５４０℃の目標温度に到達後５秒保持して行い、その後、平均冷却速度を１００℃／秒とした水冷を行うことで室温まで冷却した。この冷却直後に、表２に示す温度（℃）、保持時間（ｈｒ）にて、予備時効処理を行った。予備時効処理後は徐冷（放冷）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）を切り出し、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）
前記供試板の板厚中央部の１０箇所における組織の前記ＤＳＣを測定し、これら１０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、２３０〜３３０℃の温度範囲に存在する発熱ピークにつき測定した。この場合、この温度範囲に発熱ピークが２つある場合には、これら各々の発熱ピークのピーク高さ（μＷ／ｍｇ）を求めた。

これらの前記供試板の各測定箇所における示差走査熱分析においては、試験装置：セイコ−インスツルメンツ製ＤＳＣ２２０Ｇ、標準物質：アルミ、試料容器：アルミ、昇温条件：１５℃／ｍｉｎ、雰囲気：アルゴン（５０ｍｌ／ｍｉｎ）、試料重量：２４．５〜２６．５ｍｇの同一条件で各々行い、得られた示差走査熱分析のプロファイル（μＷ）を試料重量で割って規格化した（μＷ／ｍｇ）後に、前記示差走査熱分析プロファイルでの０〜１００℃の区間において、示差走査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発熱ピーク高さを測定した。これらの結果を表２に示す。

（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）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、曲げ加工を模擬した２％のストレッチ後に、１８５℃×２０分の人工時効硬化処理した後（ＢＨ後）の、供試板の０．２％耐力（ＢＨ後耐力）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。

前記引張試験は、前記各供試板から、各々ＪＩＳＺ２２０１の５号試験片（２５ｍｍ×５０mmＧＬ×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、板のプレス成形を模擬した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。

（曲げ加工性）
曲げ加工性は前記各供試板について行った。試験は、圧延方向に長軸をとって、幅３０ｍｍ×長さ３５ｍｍの試験片を作成し、ＪＩＳＺ２２４８に準拠して、２０００ｋｇｆの荷重をかけて、曲げ半径２．０ｍｍで９０°のＶ字曲げを行った。

このＶ曲げ部の、肌荒れ、微小な割れ、大きな割れの発生などの表面状態を目視観察し、以下の９〜１の段階の基準にて目視評価して、数値が多いほど曲げ性が良いものとし、６以上を合格とした。
９；割れなし、肌荒れなし、８；割れなし、僅かに肌荒れ、７；割れなし、肌荒れあり、６；微小な割れが僅かにあり、５；微小な割れあり、４；微小な割れが全面にあり、３；大きな割れ有、２；大きな割れがあり破断寸前、１；破断。

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、２３０〜３３０℃の温度範囲内に発熱ピークが１つだけ存在し、この発熱ピークの高さが規定範囲内である。

この結果、各発明例は、室温時効後であっても、表２に示す通り、ＢＨ性に優れ、曲げ加工性にも優れている。

これに対して、表２の比較例１〜５は、表１の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、均熱温度、熱間粗圧延の最低温度、熱間仕上げ圧延の終了温度、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、室温時効後のＢＨ性か曲げ加工性のいずれか、あるいは両方が劣っている。

このうち、比較例１は均熱温度、熱間粗圧延の最低温度、熱間仕上げ圧延の終了温度などが低すぎる。このため、２３０〜３３０℃の温度範囲内に発熱ピークが２つ生じており、比較的ＢＨ性が低く、ＢＨ後の０．２％耐力が低すぎる。
比較例２は、予備時効処理の温度が低すぎる。このため、２３０〜３３０℃の温度範囲内に存在する発熱ピークは一つであるが、ピーク高さが高すぎ、ＢＨ後の０．２％耐力が低すぎる。
比較例３は、予備時効処理の温度が高すぎる。このため、２３０〜３３０℃の温度範囲内に存在する発熱ピークは一つであるが、ピーク高さが低すぎ、ＢＨ後の０．２％耐力は高いが、曲げ加工性が低すぎる。
比較例４は、予備時効処理の保持時間が短すぎる。このため、２３０〜３３０℃の温度範囲内に存在する発熱ピークは一つであるが、ピーク高さが高すぎ、ＢＨ後の０．２％耐力が低すぎる。
比較例５は、予備時効処理の保持時間が長すぎる。このため、２３０〜３３０℃の温度範囲内に存在する発熱ピークは一つであるが、ピーク高さが低すぎ、ＢＨ後の０．２％耐力は高いが、曲げ加工性が低すぎる。

表２の比較例６〜１３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１０〜１７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、室温時効後のＢＨ性か曲げ加工性のいずれか、あるいは両方が劣っている。

比較例６は表１の合金１０であり、Ｍｇが少なすぎ、（Ｍｇ含有量）／（Ｓｉ含有量）が下限を外れている。このため、このため、２３０〜３３０℃の温度範囲内に発熱ピークが２つ生じており、ＢＨ性が発明例に比して劣っている。
比較例７は表１の合金１１であり、Ｓｉが少なすぎ、（Ｍｇ含有量）／（Ｓｉ含有量）が上限を外れる。このため、このため、２３０〜３３０℃の温度範囲内に発熱ピークが２つ生じており、ＢＨ性が発明例に比して劣っている。
比較例８は表１の合金１２であり、Ｓｉが多すぎる。このため、熱延割れを生じて、圧延板が製造できなかった。
比較例９は表１の合金１３であり、（Ｍｇ含有量）＋（Ｓｉ含有量）が下限を外れている。このため、ＢＨ性が発明例に比して劣っている。
比較例１０は表１の合金１４であり、（Ｍｇ含有量）／（Ｓｉ含有量）が下限を外れている。このため、このため、２３０〜３３０℃の温度範囲内に発熱ピークが２つ生じており、ＢＨ性が発明例に比して劣っている。
比較例１１は表１の合金１５であり、Ｍｇ含有量や（Ｍｇ含有量）／（Ｓｉ含有量）が下限を外れている。このため、このため、２３０〜３３０℃の温度範囲内に発熱ピークが２つ生じており、ＢＨ性が発明例に比して劣っている。
比較例１２は表１の合金１６であり、Ｆｅ含有量が上限を超えて多すぎる。このため、ＢＨ性や曲げ加工性が発明例に比して劣っている。
比較例１３は表１の合金１７であり、Ｍｎの含有量が上限を超えて多すぎる。このため、ＢＨ性や曲げ加工性が発明例に比して劣っている。

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、太い実線が表２の発明例２、点線が表２の比較例１１、破線（鎖線）が表２の比較例６を示す。

以上の実施例の結果から、室温時効後でも、曲げ加工性を阻害せずに、１８５℃×２０分のＢＨ後の０．２％耐力を２６０ＭＰａ以上、好ましくは２８０ＭＰａ以上、より好ましくは３００ＭＰａ以上と高強度化させるためには、本発明で規定する組成やＤＳＣの各条件を全て満たす必要性があることが裏付けられる。

本発明によれば、曲げ加工性を阻害せずに高強度化させた６０００系アルミニウム合金板を提供できる。この結果、パネル材を除く、フレーム、ピラーなどの骨格材あるいは、バンパ補強材、ドアビームなどの補強材などの自動車構造部材として、６０００系アルミニウム合金板の適用を拡大できる。

Claims (2)

1. 質量％で、Ｍｇ：０．６〜２．０％、Ｓｉ：０．６〜２．０％、Ｆｅ：０．５％以下（但し、０％を含まず）を各々含み、かつ（Ｍｇ含有量）＋（Ｓｉ含有量）≧１．５％、かつ０．６≦（Ｍｇ含有量）／（Ｓｉ含有量）≦２．０を満たし、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系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、２３０〜３３０℃の温度範囲内に発熱ピークが１つだけ存在し、この発熱ピークの高さが３０〜７０μＷ／ｍｇの範囲であることを特徴とする高強度アルミニウム合金板。
   但し、前記板の各測定箇所における示差走査熱分析においては、試験装置：セイコ−インスツルメンツ製ＤＳＣ２２０Ｇ、標準物質：アルミ、試料容器：アルミ、昇温条件：１５℃／ｍｉｎ、雰囲気：アルゴン（５０ｍｌ／ｍｉｎ）、試料重量：２４．５〜２６．５ｍｇの同一条件で各々行い、得られた示差走査熱分析のプロファイル（μＷ）を試料重量で割って規格化した（μＷ／ｍｇ）後に、前記示差走査熱分析プロファイルでの０〜１００℃の区間において、示差走査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発熱ピーク高さを測定する。
2. 前記アルミニウム合金板が、更に、Ｍｎ：０．５％以下（但し、０％を含まず）、Ｃｒ：０．３％以下（但し、０％を含まず）、Ｚｒ：０．１％以下（但し、０％を含まず）、Ｖ：０．１％以下（但し、０％を含まず）、Ｔｉ：０．１％以下（但し、０％を含まず）、Ｃｕ：１．０％以下（但し、０％を含まず）、Ａｇ：０．１％以下（但し、０％を含まず）、Ｚｎ：０．３０％以下（但し、０％を含まず）、Ｓｎ：０．００５〜０．１５％、の１種または２種以上を含む請求項１に記載の高強度アルミニウム合金板。

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