JP6301175B2 - 成形性と焼付け塗装硬化性とに優れたアルミニウム合金板 - Google Patents

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あって、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、プレス成形や焼付け塗装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、自動車の大型ボディパネル構造体（アウタパネル、インナパネル）の材料として、鋼板等の鉄鋼材料にかえて、成形性や焼付け塗装硬化性に優れた、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。

この自動車の大型ボディパネル構造体の内、フード、フェンダー、ドア、ルーフ、トランクリッドなどのアウタパネル(外板) にも、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ＪＩＳ ６０００系 (以下、単に６０００系とも言う) アルミニウム合金板の使用が検討されている。

この６０００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、これらＳｉ／Ｍｇが質量比で１以上である組成を有し、優れた時効硬化能を有している。このため、自動車の前記アウタパネルへの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。そして、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( 硬化) 処理時の加熱により時効硬化して耐力が向上し、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、自動車の前記アウタパネルは、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。

ここで、６０００系アルミニウム合金は、優れたＢＨ性を有するという利点がある反面で、室温時効性を有し、溶体化焼入れ処理後の室温保持で時効硬化して強度が増加することにより、パネルへの成形性、特に曲げ加工性が低下する課題があった。例えば、６０００系アルミニウム合金板を自動車パネル用途に用いる場合、アルミメーカーで溶体化焼入れ処理された後（製造後）、自動車メーカーでパネルに成形加工されるまでに、１ヶ月間程度室温におかれ（室温放置され）、この間で、かなり時効硬化（室温時効）することとなる。特に、厳しい曲げ加工が入るアウタパネルにおいては、製造直後では、問題無く成形可能であっても、１ヶ月経過後では、ヘム加工時に割れが生じるなどの問題が有った。したがって、自動車パネル用、特にアウタパネル用の６０００系アルミニウム合金板では、１ヶ月間程度の比較的長期に亙る室温時効を抑制する必要がある。

更に、このような室温時効が大きい場合には、ＢＨ性が低下して、前記した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（硬化) 処理時の加熱によっては、パネルとしての必要な強度までに、耐力が向上しなくなるという問題も生じる。

従来から、６０００系アルミニウム合金板の組織、特に含有元素が形成する化合物（晶出物、析出物）の観点から、成形性やＢＨ性の向上、あるいは室温時効の抑制を図るなどの特性向上について、種々の提案がなされている。最近では、特に、６０００系アルミニウム合金板のＢＨ性や室温時効性に影響するクラスタ（原子の集合体）を直接測定して制御する試みも提案されている。

また、本発明におけるＳｎの添加に関係する先行特許としても、６０００系アルミニウム合金板にＳｎを積極的に添加し、室温時効抑制とＢＨ性を向上させる方法も多数提案されている。例えば、特許文献１ではＳｎを適量添加し、溶体化処理後に予備時効を施すことで、室温時効抑制とＢＨ性を兼備する方法が提案されている。また、特許文献２ではＳｎと成形性を向上させるＣｕを添加して、成形性、ＢＨ性、耐食性を向上させる方法が提案されている。

特開平０９-２４９９５０号公報 特開平１０-２２６８９４号公報

しかし、従来のＳｎを積極的に添加したＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板でも、長時間の室温時効後の良好な成形性と高いＢＨ性とを兼備するのには、未だ改善の余地があった。

自動車の前記各種のアウタパネルは、デザイン性の点で、ひずみのない美しい曲面構成とキャラクターラインを実現させることが必要である。このような要求は、軽量化のために、成形が難しくなる高強度アルミニウム合金板素材の採用に伴って、年々厳しくなっている。このため、近年益々、より成形性に優れたアルミニウム合金板が求められている。しかし、前記した従来のＤＳＣによる組織制御では、このような要求に応えることができなくなっている。

例えば、このようなアウタパネルへの高強度アルミニウム合金板の適用を難しくしている一因として、アウタパネル独特の形状の問題がある。アウタパネルには、把手座やランプ座、ライセンス (ナンバープレート) 座などの、器具や部材を装着したり、ホイールアーチを描くような、所定深さの凹部（張出部、エンボス部）が部分的に設けられる。

このような凹部を、その凹部形状周囲の連続した曲面を含めてプレス成形した場合には、面歪み（面ひずみ）が発生しやすく、前記したひずみのない美しい曲面構成とキャラクターラインを実現させることが難しい。したがって、前記アウタパネルには、素材板の成形時に、この面歪みの発生を抑制することが必須となる。

なお、このような面歪みの問題は、前記した凹部（張出部）だけの問題ではなく、ドアアウタパネルのくら型部、フロントフェンダの縦壁部、リアフェンダのウインドコーナー部、トランクリッドやフードアウタのキャラクターラインの消滅部、リアフェンダピラーの付け根部など、面歪みを生じるような凹部 (張出部) を一部に有するような、自動車パネルに共通する課題である。

このような課題に対して、前記面歪みの発生を抑制した成形性向上のためには、プレス成形される際の（製造後に室温時効）板の０．２％耐力を１１０ＭＰａ未満と低くすることが望まれる。しかし、このように成形時の耐力を低下させると、焼付け塗装硬化後（以下、ベークハード後、ＢＨ後とも言う）の０．２％耐力を１９５Ｍｐａ以上、焼付け塗装硬化による０．２％耐力増加量で１００ＭＰａ以上とすることが難しくなる。前記した従来のＤＳＣによる組織制御では、この課題を解決することが難しい。

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、自動車パネル成形時の０．２％耐力を１１０ＭＰａ以下に低くした上で、ＢＨ後の０．２％耐力を１９５Ｍｐａ以上とすることが可能な、成形性と焼付け塗装硬化性を兼備した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、本発明の成形性と焼付け塗装硬化性とに優れたアルミニウム合金板の要旨は、質量％で、Ｍｇ：０.２〜２.０％、Ｓｉ：０.３〜２.０％、Ｓｎ：０.００５〜０．３％を各々含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる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、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以上であることとする。

Ｓｎは、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の組織において、室温においては、原子空孔を捕獲（捕捉、トラップ）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を抑制し、板のパネルへの成形時に、ヘム加工性や絞り加工や張出加工などのプレス成形性（以下、このプレス成形性を代表してヘム加工性とも言う）を向上させる効果がある。そして、パネルの塗装焼き付け処理などの人工時効処理時には捕獲していた空孔を放出するため、逆にＭｇやＳｉの拡散を促進し、ＢＨ性を高くすることができる。

ただ、本発明者らの知見によれば、このようなＳｎの添加には、Ｓｎ特有の特性からくる、新たな問題が発生する。すなわち、Ｓｎを添加して常法により板を製造した場合、その製造条件によっては、Ｓｎの添加が、却って強度に寄与するＭｇ−Ｓｉクラスタを減少させることにつながる。このため、Ｓｎの添加によって、焼付け塗装硬化処理後において析出する析出物の量が不足して、前記した、自動車パネルとして必要な強度が得られない場合が生じる。

この理由は、前記したＳｎの原子空孔の捕獲や放出効果が、Ｓｎのマトリックスへの固溶量がごく少ない（常法ではＳｎの添加量を理論固溶量以下に抑えたとしてもその多くが固溶せずに化合物として晶出あるいは析出してしまう）ことと関係している、と推考されるが、定かでは無い。

いずれにしても、このようなＳｎ添加の副作用とも言える、強度に寄与するＭｇ−Ｓｉクラスタの減少や、焼付け塗装硬化処理後において析出する析出物量が不足するなどの問題を解決しない限り、Ｓｎを添加する意義自体が無くなりかねない。

このため、本発明では、板の製造方法も敢えて見直した上で、後述する通り、溶体化焼入れ処理後の予備時効処理（再加熱処理）などの製造条件を工夫して、Ｓｎを添加しても、強度に寄与するＭｇ−Ｓｉクラスタの減少や、焼付け塗装硬化処理後において析出する析出物量が不足しないようにした。

そして、Ｓｎを添加しても、強度に寄与するＭｇ−Ｓｉクラスタの減少を防止して、焼付け塗装硬化処理後において析出する析出物量を増加あるいは確保する組織の目安として、この板のＤＳＣが適用できることも知見した。すなわち、本発明では、このＤＳＣによって、強度に寄与しない、比較的小さなＭｇ−Ｓｉクラスタの溶解に相当する吸熱ピークを規制する一方で、強度に寄与する比較的大きなＭｇ−Ｓｉクラスタの生成に相当する発熱ピークを高める。これによって、強度に寄与しないＭｇ−Ｓｉクラスタを抑制した上で、強度に寄与するＭｇ−Ｓｉクラスタを増加させて、所望のＢＨ性を得る。

この結果、本発明によれば、Ｓｎを添加した上で、自動車パネル成形時の０．２％耐力を１１０ＭＰａ以下に低くした上で、ＢＨ後の０．２％耐力を１９５Ｍｐａ以上とすることが可能な、成形性と焼付け塗装硬化性を兼備したアルミニウム合金板を提供することができる。

実施例における各例の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。本発明が対象とする６０００系アルミニウム合金板は、前記した自動車の外板用の板などとして、優れた成形性やＢＨ性、強度、溶接性、耐食性などの諸特性が要求されるので、組成の面からもこれらの要求を満たすようにする。その上で、本発明では、Ｓｎを含有させて、製造後の板の室温時効を抑制して、パネル成形時の０．２％耐力を１１０ＭＰａ以下に低くして、自動車のパネル構造体の、特に面歪が問題となるような自動車パネルなどへの成形性を向上させる。それとともに、焼付け塗装硬化後の０．２％耐力を１９５Ｍｐａ以上とすることを、組成の面から可能とする。

このような要求を満足するために、アルミニウム合金板の組成は、質量％で、Ｍｇ：０.２〜２.０％、Ｓｉ：０.３〜２.０％、Ｓｎ：０.００５〜０．３％を各々含み、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。

本発明では、これらＭｇ、Ｓｉ、Ｓｎ以外のその他の元素は不純物あるいは含まれても良い元素であり、ＡＡ乃至ＪＩＳ規格などに沿った各元素レベルの含有量 (許容量) とする。

すなわち、資源リサイクルの観点から、本発明でも、合金の溶解原料として、高純度Ａｌ地金だけではなく、Ｍｇ、Ｓｉ以外のその他の元素を添加元素（合金元素）として多く含む６０００系合金やその他のアルミニウム合金スクラップ材、低純度Ａｌ地金などを多量に使用した場合には、下記のような他の元素が必然的に実質量混入される。そして、これらの元素を敢えて低減する精錬自体がコストアップとなり、ある程度の含有を許容することが必要となる。また、これらの元素を実質量含有しても、本発明目的や効果を阻害しない有用な含有範囲がある。

したがって、本発明では、このような下記元素を各々以下に規定するAA乃至JIS 規格などに沿った上限量以下の範囲での含有を許容する。

具体的には、前記アルミニウム合金板が、更に、Ｆｅ：１.０％以下（但し、０％を含まず）、Ｍｎ：１.０％以下（但し、０％を含まず）、Ｃｒ：０．３％以下（但し、０％を含まず）、Ｚｒ：０．３％以下（但し、０％を含まず）、Ｖ：０．３％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：０．２％以下（但し、０％を含まず）、Ｚｎ：１.０％以下（但し、０％を含まず）の１種または２種以上を、この範囲で、上記した基本組成に加えて、更に含んでも良い。

なお、これらの元素を含有する場合、Ｃｕは含有量が多いと耐食性を劣化させやすいので、好ましくはＣｕの含有量を０．７％以下、より好ましくは０．３％以下とする。また、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖは、含有量が多いと比較的粗大な化合物を生成しやすく、本発明で課題とするヘム加工性（ヘム曲げ性）を劣化させやすい。このため、Ｍｎ含有量は、好ましくは０．６％以下、より好ましくは０．３％以下、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ含有量は、好ましくは０．２％以下、より好ましくは０．１％以下と各々する。

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順に説明する。

Ｓｉ：０．３〜２.０％
Ｓｉは、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、時効硬化能を発揮し、自動車パネルとして必要な強度（耐力）を得るための必須の元素である。Ｓｉ添加量が少なすぎると、人工時効後の析出量が少なくなりすぎ、焼付け塗装時の強度増加量が低くなりすぎてしまう。一方Ｓｉ含有量が多すぎると、不純物のＦｅなどと粗大な晶出物を形成してしまい、曲げ加工性などの成形性を著しく低下させてしまう。また、Ｓｉ含有量が多すぎると、板の製造直後の強度だけでなく、製造後の室温時効量も高くなり、成形前の強度が高くなりすぎて、自動車のパネル構造体の、特に面歪が問題となるような自動車パネルなどへの成形性が低下してしまう。したがって、Ｓｉの含有量は０．３〜２．０％の範囲とする。

パネルへの成形後の、より低温、短時間での塗装焼き付け処理での優れた時効硬化能を発揮させるためには、Ｓｉ/ Ｍｇを質量比で１．０以上とし、一般に言われる過剰Ｓｉ型よりも更にＳｉをＭｇに対し過剰に含有させた６０００系アルミニウム合金組成とすることが好ましい。

Ｍｇ：０．２〜２．０％
Ｍｇも、Ｓｉとともに本発明で規定する前記クラスタ形成の重要元素であり、塗装焼き付け処理などの前記人工時効処理時に、Ｓｉとともに強度向上に寄与する時効析出物を形成して、時効硬化能を発揮し、パネルとしての必要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、人工時効後の析出量が少なくなりすぎ焼付け塗装後の強度が低くなりすぎてしまう。一方、Ｍｇ含有量が多くなりすぎると、不純物のＦｅなどと粗大な晶出物を形成してしまい、曲げ加工性などの成形性を著しく低下させてしまう。また、Ｍｇ含有量が高すぎると、板の製造直後の強度だけでなく、製造後の室温時効量も高くなり、成形前の強度が高くなりすぎて、自動車のパネル構造体の、特に面歪が問題となるような自動車パネルなどへの成形性が低下してしまう。したがって、Ｍｇの含有量は０．２〜２．０％の範囲とする。

Ｓｎ：０．００５〜０.３％
Ｓｎは、室温においては、原子空孔を捕獲（捕捉、トラップ）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を抑制し、板のパネルへの成形時に、ヘム加工性や絞り加工や張出加工などのプレス成形性（以下、このプレス成形性を代表してヘム加工性とも言う）を向上させる効果がある。そして、パネルの塗装焼き付け処理などの人工時効処理時には捕獲していた空孔を放出するため、逆にＭｇやＳｉの拡散を促進し、ＢＨ性を高くすることができる。Ｓｎ含有量が０.００５％よりも少ないと、十分に空孔をトラップしきれずにその効果を発揮できない。一方、Ｓｎ含有量が０.３％よりも多いと、Ｓｎが粒界に偏析し、粒界割れの原因となりやすい。なお、Ｓｎ含有量の好ましい下限値は０.０１％である。Ｓｎ含有量の好ましい上限値は０．２％、さらには０．１％、より好ましくは０．０６％である。

（組織）
以上のような組成とした上で、本発明では、６０００系アルミニウム合金板の組織について、自動車パネルなどとしての高強度を保証するために、焼付け塗装硬化処理後において析出する析出物の量を保証する目安として、この板のＤＳＣにおいて、焼付け塗装前の強度および焼付け塗装時の強度増加に特に関わる、特定の温度範囲における吸熱ピークおよび発熱ピークを制御する。言い換えると、Ｓｎを添加しても、強度に寄与するＭｇ−Ｓｉクラスタの減少や、焼付け塗装硬化処理後において析出する析出物量が不足しないように、この板のＤＳＣを用いて、焼付け塗装前の強度および焼付け塗装時の強度増加に特に関わる、特定の温度範囲における吸熱ピークおよび発熱ピークを制御する。

より具体的に、本発明では、このＤＳＣによって、強度に寄与しない、比較的小さなＭｇ−Ｓｉクラスタの溶解に相当する吸熱ピークを規制する一方で、強度に寄与する比較的大きなＭｇ−Ｓｉクラスタの生成に相当する発熱ピークを高める。これによって、強度に寄与しないＭｇ−Ｓｉクラスタを抑制した上で、強度に寄与するＭｇ−Ｓｉクラスタを増加させて、所望のＢＨ性を得る。

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。

本発明では、先ず、強度に寄与しないＭｇ−Ｓｉクラスタと認識している、サイズが比較的小さく、ＤＳＣの昇温過程で溶解しやすいＭｇ−Ｓｉクラスタの数（数密度）を抑制する。ＢＨにおいて、このようなＤＳＣの昇温過程で溶解しやすいＭｇ−Ｓｉクラスタの数が増加すると、逆に、強度に寄与すると認識している、サイズが比較的大きく、ＤＳＣの昇温過程で溶解しにくいＭｇ−Ｓｉクラスタの数（数密度）が、人工時効硬化処理しても減少して、ＢＨ後の強度が高くならない。具体的には、ＢＨ条件にもよるが、１００ＭＰa以上の０.２％耐力増加量で、１９５Ｍｐａ以上のＢＨ後強度（０.２％耐力）を得ることができない。

このために、本発明では、強度に寄与しない、ＤＳＣの昇温過程で溶解しやすい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Ａのピーク高さを８μＷ／ｍｇ以下（但し、０μＷ／ｍｇを含む）に抑制する（低く、小さくする）。したがって、この１５０〜２３０℃の温度範囲の吸熱ピークのピーク高さが８μＷ／ｍｇとは、強度に寄与しないサイズが比較的小さなＭｇ−Ｓｉクラスタの強度への悪影響に対して、許容できる限界の数密度を示している。板の製造の限界からして、このような強度に寄与しないサイズが比較的小さなＭｇ−Ｓｉクラスタが存在しない場合（その数密度が０の場合）は製造しにくいものの、本発明は含んでいる。このため、前記吸熱ピークＡのピーク高さが８μＷ／ｍｇ以下の規定では、このような強度に寄与しないサイズが比較的小さなＭｇ−Ｓｉクラスタが存在しない、０μＷ／ｍｇの場合を含んでいる。

この一方で、本発明では、強度に寄与する、サイズが比較的大きく、ＤＳＣの昇温過程で溶解しにくいＭｇ−Ｓｉクラスタを多く生成させてＢＨ性を向上させる。このために、強度に寄与するＭｇ−Ｓｉクラスタの生成に相当する２４０〜２５５℃の温度範囲の発熱ピークＢのピーク高さを２０μＷ／ｍｇ以上と高く（大きく）する。したがって、この２４０〜２５５℃の温度範囲の発熱ピークのピーク高さを２０μＷ／ｍｇとは、ＢＨ条件にもよるが、本発明で狙いとするＢＨ性向上（１００ＭＰa以上の０.２％耐力増加量で、２００ＭＰa以上のＢＨ後の０.２％耐力）を得るために、強度に寄与するサイズが比較的大きなＭｇ−Ｓｉクラスタの、最低限必要な数密度を示している。したがって、この数密度は多いほどよく、この２４０〜２５５℃の温度範囲の発熱ピークのピーク高さも大きい（高い）ほど良いが、板の製造の限界からすると、その上限は８０μＷ／ｍｇ程度である。

図１に、後述する実施例の、表２における発明例８、比較例９、表３における比較例２５の３種類のアルミニウム合金板のＤＳＣとして、発明例８を太い実線、比較例９を点線、比較例２５を一点鎖線で各々示す。

この図１において、比較例９のＤＳＣは、後述する表２の通り、１５０〜２３０℃の温度範囲の吸熱ピークＡのピーク高さが８μＷ／ｍｇを超えて高く（大きく）、強度に寄与しないサイズが比較的小さなＭｇ−Ｓｉクラスタの数密度が多すぎる。その一方で、２４０〜２５５℃の温度範囲の発熱ピークＢのピーク高さも２０μＷ／ｍｇ以上と高く（大きく）、強度に寄与するサイズが比較的大きなＭｇ−Ｓｉクラスタの数密度も多い。しかし、前記強度に寄与しないサイズが比較的小さなＭｇ−Ｓｉクラスタの数密度が多すぎるために、この悪影響の方が強すぎて、目的とするＢＨ性（１００ＭＰａ以上の０.２％耐力増加量で、１９５Ｍｐａ以上のＢＨ後の０.２％耐力）が得られていない。

また、図１における比較例２５のＤＳＣは、後述する表２の通り、１５０〜２３０℃の温度範囲の吸熱ピークＡのピーク高さは８μＷ／ｍｇ以下と低く（小さく）、強度に寄与しないサイズが比較的小さなＭｇ−Ｓｉクラスタの数密度は低い。しかし、その一方で、２４０〜２５５℃の温度範囲の発熱ピークＢのピーク高さも２０μＷ／ｍｇ未満と低く（小さく）、強度に寄与するサイズが比較的大きなＭｇ−Ｓｉクラスタの数密度も少なすぎる。このため、やはり目的とするＢＨ性（１００ＭＰａ以上の０.２％耐力増加量で、１９５Ｍｐａ以上のＢＨ後の０.２％耐力）が得られていない。

これに対して、図１における発明例８のＤＳＣは、後述する表２の通り、１５０〜２３０℃の温度範囲の吸熱ピークＡのピーク高さは８μＷ／ｍｇ以下と低く（小さく）、強度に寄与しないサイズが比較的小さなＭｇ−Ｓｉクラスタの数密度は低い。そして、その一方で、２４０〜２５５℃の温度範囲の発熱ピークＢのピーク高さも２０μＷ／ｍｇ以上と高く（大きく）、強度に寄与するサイズが比較的大きなＭｇ−Ｓｉクラスタの数密度が多い。このため、目的とするＢＨ性（１００ＭＰａ以上の０.２％耐力増加量で、１９５Ｍｐａ以上のＢＨ後の０.２％耐力）が得られている。

（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、溶体化後の焼入れ処理の平均冷却速度の制御に加えて、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、本発明で規定する、円相当直径が０．３μm以上の化合物の数密度とし、Ｓｎを含む化合物の個数（平均個数）の割合とするためには、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、本発明の規定範囲に、円相当直径が０．３μm以上の化合物の数密度や、Ｓｎを含む化合物の個数（平均個数）の割合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、組織の均質化、すなわち、鋳塊組織中の結晶粒内の偏析をなくすことを目的とする。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℃以上で融点未満、均質化時間は４時間以上の範囲から適宜選択される。この均質化温度が低いと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、伸びフランジ性や曲げ加工性が低下する。この後、直ちに熱間圧延を開始又は、適当な温度まで冷却保持した後に熱間圧延を開始しても良い。

この均質化熱処理を行った後、３００℃〜５００℃の間を２０〜１００℃／ｈｒの平均冷却速度で室温まで冷却し、次いで２０〜１００℃／ｈｒの平均加熱速度で３５０℃〜４５０℃まで再加熱し、この温度域で熱間圧延を開始することもできる。

この均質化熱処理後の平均冷却速度および、その後の再加熱速度の条件を外れると、粗大なＭｇ−Ｓｉ化合物が形成される可能性が高くなり、Ｓｎの効果発揮以前に、前提として必要な、６０００系アルミニウム合金板の、強度や伸びなどの基本的な機械的性質が低下する。

(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。

この際、熱延（粗圧延）開始温度が固相線温度を超える条件では、バーニングが起こるため熱延自体が困難となる。また、熱延開始温度が３５０℃未満では熱延時の荷重が高くなりすぎ、熱延自体が困難となる。したがって、熱延開始温度は３５０℃〜固相線温度、更に好ましくは４００℃〜固相線温度の範囲とする。

(熱延板の焼鈍)
この熱延板の冷間圧延前の焼鈍 (荒鈍) は必ずしも必要ではないが、結晶粒の微細化や集合組織の適正化によって、成形性などの特性を更に向上させる為に実施しても良い。

(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、パス数に関わらず、合計の冷間圧延率は６０％以上であることが望ましい。

(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による加熱，冷却でよく、特に限定はされない。ただ、各元素の十分な固溶量を得ること、および前記した通り、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、０.１〜１０秒保持する条件で行うことが望ましい。

また、成形性やヘム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、溶体化処理温度から、室温の焼入れ停止温度までの平均冷却速度を３℃/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冷却速度が小さいと、冷却中に粗大なＭｇ−Ｓｉおよび単体Ｓｉが生成してしまい、成形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、室温までの焼入れ処理は、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として、前記した強度に寄与しない小さなＭｇ−Ｓｉクラスタが多く生成してしまい、１５０〜２３０℃の温度範囲の吸熱ピークのピーク高さを８μＷ／ｍｇ以下に抑制することが難しくなる。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。

この予備時効処理では、予備時効温度までの昇温速度と予備時効温度範囲での保持時間を制御する。このうち、昇温速度は、前記した強度に寄与しない小さなＭｇ−Ｓｉクラスタの生成を抑制するために、１℃/s以上、好ましくは５℃/s以上のできるだけ大きな（速い）昇温速度とすることが好ましい。昇温速度が１℃/sよりも小さいと、強度に寄与しない、ＤＳＣの昇温過程で溶解しやすいＭｇ−Ｓｉクラスタが多く生成してしまい、１５０〜２３０℃の温度範囲の吸熱ピークのピーク高さを８μＷ／ｍｇ以下に抑制することが難しくなる。

また、予備時効処理の温度と保持時間は、６０〜１２０℃の温度範囲で、１０ｈｒ以上、４０ｈｒ以下保持するものとする。この時、この６０〜１２０℃での温度保持を、この温度範囲で、一定の温度あるいは昇温、除冷により温度を順次変えた熱処理としても良い。要は、徐冷や昇温などで連続的に温度が変化しても、６０〜１２０℃の温度域に、前記１０ｈｒ以上、４０ｈｒ以下保持されていれば良い。

予備時効温度が６０℃未満、または保持時間が１０ｈｒ未満であると、析出核の生成が不十分であり、ＤＳＣにおいて、２４０〜２５５℃の温度範囲の発熱ピークＢの範囲における発熱ピークのピーク温度が２５５℃よりも高温になりやすい。これは、強度に寄与する、サイズが比較的大きいＭｇ−Ｓｉクラスタが減少することを意味し、２４０〜２５５℃の温度範囲の発熱ピークＢのピーク高さを２０μＷ／ｍｇ以上と高く（大きく）できなくなる。この結果、ＢＨ性が低下する。

一方、予備時効温度が１２０℃を超えるか、または、保持時間が４０ｈｒを超えると、この予備時効処理での析出核の生成量を多くしすぎることになる。このため、却って、強度に寄与する、サイズが比較的大きいＭｇ−Ｓｉクラスタが減少して、ＤＳＣにおける、２４０〜２５５℃の温度範囲の発熱ピークＢのピーク高さを２０μＷ／ｍｇ以上と高く（大きく）できなくなるので、やはりＢＨ性が低下する。そして、成形時の強度も高くなりすぎる。

すなわち、予備時効処理を、これらの好ましい条件範囲内としないと、自動車パネル成形時の０．２％耐力を１１０ＭＰａ以下に低くした上で、ＢＨ後の０．２％耐力を１９５Ｍｐａ以上とすることが難しくなる。

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。

次に本発明の実施例を説明する。本発明でＤＳＣで規定の組織が異なる６０００系アルミニウム合金板を、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て作り分けて製造した。そして、板製造後室温に３０日間保持後の、ＢＨ性（塗装焼付け硬化性）、プレス成形性の指標としてのＡｓ耐力や、曲げ加工性としてのヘム加工性を各々測定、評価した。

前記ＤＳＣで規定の組織の作り分けは、表１に示す組成の６０００系アルミニウム合金板を、表２、３に示すように、溶体化処理後の焼入れ処理の平均冷却速度や、その後の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、各例とも共通して、５４０℃×６時間の１段のみの均熱処理をした後、その温度で熱間粗圧延を開始した。そして、各例とも共通して、続く仕上げ圧延にて、厚さ３．５ｍｍ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７０％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、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、５６０℃の目標温度に到達後１０秒保持して行い、その後、表２、３に示す各平均冷却速度となるように水冷あるいは空冷を行うことで室温まで冷却した。この冷却後、室温にて表２に示す所要時間後に、大気炉およびオイルバスを用い、表２、３に示す、昇温速度、到達温度、平均冷却速度、保持時間にて予備時効処理を行った。なお、この予備時効処理後の冷却は、平均冷却速度を変えるために、水冷あるいは徐冷（放冷）を行った。

これら調質処理後３０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３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、強度に寄与しない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（Ｗ／ｍｇ）、強度に寄与する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（μＷ／ｍｇ）を各々求めた。

但し、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発熱ピーク高さを測定した。これらの結果を表２、３に示す。

（塗装焼付硬化性）
前記調質処理後３０日間室温放置した後の各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、３０日間の室温時効させた後に、１７０℃×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。

（ヘム加工性）
ヘム加工性は、前記調質処理後３０日間室温放置後の各供試板についてのみ行った。試験は、３０ｍｍ幅の短冊状試験片を用い、ダウンフランジによる内曲げＲ１．０ｍｍの９０°曲げ加工後、１．０ｍｍ厚のインナを挟み、折り曲げ部を更に内側に、順に約１３０度に折り曲げるプリヘム加工、１８０度折り曲げて端部をインナに密着させるフラットヘム加工を行った。

このフラットヘムの曲げ部（縁曲部）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、以下の基準にて目視評価した。下記の基準で、０〜２までが合格ライン、３以上が不合格である。
０；割れ、肌荒れ無し、１；軽度の肌荒れ、２；深い肌荒れ、３；微小表面割れ、４；線状に連続した表面割れ

表１の合金番号０〜１２を用いた、表２の番号０、１、８、１３、表３の１６〜２４の各発明例は、本発明成分組成範囲内で、かつ好ましい条件範囲で製造されるとともに、溶体化焼き入れ処理や予備時効処理を含めた調質処理も好ましい条件で行なわれている。このため、これら各発明例は、表２、３に示す通り、本発明で規定するＤＳＣ条件を満たしている。すなわち、この板のＤＳＣにおいて、強度に寄与しない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以下である一方で、強度に寄与する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。

この結果、各発明例は、前記調質処理後の室温時効後であって、かつ低温短時間での塗装焼付け硬化であっても、ＢＨ性に優れている。また、表３に示す通り、前記調質処理後の室温時効後であっても、Ａｓ耐力が比較的低いために自動車パネルなどへのプレス成形性に優れ、ヘム加工性にも優れている。すなわち、本発明例によれば、室温時効した後に車体塗装焼付け処理された場合であっても、０．２％耐力差が１００ＭＰａ以上で、ＢＨ後の０．２％耐力が１７０ＭＰａ以上の高いＢＨ性や、Ａｓ０．２％耐力で１１０ＭＰａ以下のプレス成形性や良好な曲げ加工性が発揮できている。

これに対して、表２の比較例２〜７、９〜１３、１４、１５は、表１の発明例と同じ合金例１、２、３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に比して、室温時効が大きく、特に３０日間室温保持後のＡｓ耐力が比較的高いために自動車パネルなどへのプレス成形性やヘム加工性に劣り、かつＢＨ性も劣っている。

比較例２は、溶体化処理後の室温までの焼き入れ処理における平均冷却速度が小さすぎる。このため、１５０〜２３０℃の温度範囲の吸熱ピークＡのピーク高さは８μＷ／ｍｇ以下であるものの、２４０〜２５５℃の温度範囲の発熱ピークＢのピーク高さが２０μＷ／ｍｇ未満と低く（小さく）、強度に寄与するサイズが比較的大きなＭｇ−Ｓｉクラスタの数密度が少ない。これは、室温までの焼入れ処理の冷却速度が小さく、冷却中に粗大なＭｇ₂Ｓｉおよび単体Ｓｉが生成してしまったためであり、目的とするＡｓ０．２％耐力で１１０ＭＰａ以下のプレス成形性や良好な曲げ加工性が得られていない。また、ＢＨ性も低い。

比較例３、９は、溶体化後の室温までの焼き入れ処理後から、予備時効処理（加熱開始）までの時間がかかりすぎている。このため、強度に寄与しない、ＤＳＣの昇温過程で溶解しやすいＭｇ−Ｓｉクラスタが多く生成してしまい、前記図１の通り、１５０〜２３０℃の温度範囲の吸熱ピークＡのピーク高さが８μＷ／ｍｇを超えて高く（大きく）なる。その一方で、２４０〜２５５℃の温度範囲の発熱ピークＢのピーク高さも２０μＷ／ｍｇ以上と高く（大きく）、強度に寄与するサイズが比較的大きなＭｇ−Ｓｉクラスタの数密度も多い。しかし、前記強度に寄与しないサイズが比較的小さなＭｇ−Ｓｉクラスタの数密度が多すぎるために、この悪影響の方が強すぎて、目的とするＡｓ０．２％耐力で１１０ＭＰａ以下のプレス成形性や良好な曲げ加工性が得られていない。また、ＢＨ性も低い。

比較例４、１０は、予備時効処理の昇温速度が遅すぎる。このため、強度に寄与しない、ＤＳＣの昇温過程で溶解しやすいＭｇ−Ｓｉクラスタが多く生成してしまい、前記図１の通り、１５０〜２３０℃の温度範囲の吸熱ピークＡのピーク高さが８μＷ／ｍｇを超えて高く（大きく）なる。その一方で、２４０〜２５５℃の温度範囲の発熱ピークＢのピーク高さも２０μＷ／ｍｇ以上と高く（大きく）、強度に寄与するサイズが比較的大きなＭｇ−Ｓｉクラスタの数密度も多い。しかし、前記強度に寄与しないサイズが比較的小さなＭｇ−Ｓｉクラスタの数密度が多すぎるために、この悪影響の方が強すぎて、目的とするＡｓ０．２％耐力で１１０ＭＰａ以下のプレス成形性や良好な曲げ加工性が得られていない。また、ＢＨ性も低い。

比較例５、１１、１４は、予備時効処理における６０〜１２０℃の範囲での保持時間が１時間と短かすぎる。このため、強度に寄与しない、ＤＳＣの昇温過程で溶解しやすいＭｇ−Ｓｉクラスタが多く生成してしまい、前記図１の通り、１５０〜２３０℃の温度範囲の吸熱ピークＡのピーク高さが８μＷ／ｍｇを超えて高く（大きく）なる。その一方で、２４０〜２５５℃の温度範囲の発熱ピークＢのピーク高さも２０μＷ／ｍｇ以上と高く（大きく）、強度に寄与するサイズが比較的大きなMg-Siクラスタの数密度も多い。しかし、前記強度に寄与しないサイズが比較的小さなMg-Siクラスタの数密度が多すぎるために、この悪影響の方が強すぎて、目的とするＡｓ０．２％耐力で１１０ＭＰａ以下のプレス成形性や良好な曲げ加工性が得られていない。また、ＢＨ性も低い。

比較例６、１２、１５は、予備時効処理における６０〜１２０℃の範囲での保持時間が４８時間と長すぎる。このため、２４０〜２５５℃の温度範囲の発熱ピークＢのピーク高さは２０μＷ／ｍｇ未満と低く（小さく）、強度に寄与するサイズが比較的大きなＭｇ−Ｓｉクラスタの数密度が少ない。この結果、目的とするＡｓ０．２％耐力で１１０ＭＰａ以下のプレス成形性や良好な曲げ加工性が得られていない。また、ＢＨ性も低い。

比較例７は、予備時効処理における到達温度が１３０℃と、上限の１２０℃を超えて高すぎる。このため、強度に寄与する、サイズが比較的大きいＭｇ−Ｓｉクラスタが減少して、２４０〜２５５℃の温度範囲の発熱ピークＢのピーク高さが２０μＷ／ｍｇ未満と低く（小さく）、強度に寄与するサイズが比較的大きなＭｇ−Ｓｉクラスタの数密度が少ない。この結果、ＢＨ性が低くなっている一方で、Ａｓ０．２％耐力は１１０ＭＰａを超えて高くなり過ぎており、プレス成形性や良好な曲げ加工性も得られていない。

また、表３の比較例２５〜３４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１３〜２２を用いており、必須元素のＭｇ、Ｓｉの含有量が各々本発明範囲を外れているか、あるいは不純物元素量が多すぎる。このため、これら比較例２４〜３３は、表３に示す通り、各発明例に比して、特に３０日間室温保持後のＡｓ耐力が比較的高すぎて自動車パネルなどへのプレス成形性やヘム加工性に劣るか、ＢＨ性が劣っている。

比較例２５は表1の合金１３であり、Ｓｉが少なすぎる。
比較例２６は表1の合金１４であり、Ｓｉが多すぎる。
比較例２７６は表1の合金１５であり、Ｓｎが少なすぎる。
比較例２８は表1の合金１６であり、Ｓｎが多すぎ、熱延時に割れが生じて板の製造ができなかった。
比較例２９は表1の合金１７であり、Ｆｅが多すぎる。
比較例３０は表1の合金１８であり、Ｍｎが多すぎる。
比較例３１は表1の合金１９であり、ＣｒおよびＴｉが多すぎる。
比較例３２は表1の合金２０であり、Ｃｕが多すぎる。
比較例３３は表1の合金２１であり、Ｚｎが多すぎる。
比較例３４は表1の合金２２であり、ＺｒおよびＶが多すぎる。

以上の実施例の結果から、室温時効後の成形性とＢＨ性向上に対して、前記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、室温時効後のＢＨ性や成形性をも兼備する６０００系アルミニウム合金板を提供できる。この結果、自動車のパネル、特に、美しい曲面構成やキャラクターラインなどの意匠性が問題となるアウタパネルに、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：０.２〜２.０％、Ｓｉ：０.３〜２.０％、Ｓｎ：０.００５〜０．３％を各々含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる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、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以上であることを特徴とする成形性と焼付け塗装硬化性とに優れた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、Ｆｅ：１.０％以下（但し、０％を含まず）、Ｍｎ：１.０％以下（但し、０％を含まず）、Ｃｒ：０．３％以下（但し、０％を含まず）、Ｚｒ：０．３％以下（但し、０％を含まず）、Ｖ：０．３％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：０．２％以下（但し、０％を含まず）、Ｚｎ：１.０％以下（但し、０％を含まず）の１種または２種以上を含む請求項１に記載の成形性と焼付け塗装硬化性とに優れたアルミニウム合金板。

Images