(57)【要約】【課題】自動車パネル材用として十分に成形性に優れた６０００系アルミニウム合金板を提供する。【解決手段】質量％で、Ｓｉ：０．５０〜１．５％、Ｍｇ：０．３０〜１．０％、Ｃｕ：０．００５〜１．０％、Ｍｎ：０％超１．０％以下、Ｆｅ：０％超１．０％以下、を含み、残部がＡｌ及び不可避不純物であり、（１）１．０≦［Ｍｇ］＋［Ｓｉ］および（２）０．３≦［Ｍｇ］／［Ｓｉ］≦０．９を満足し、３ＤＡＰ電界イオン顕微鏡により測定されたクラスタであって、Ｍｇ原子およびＳｉ原子の少なくとも一方を含み、Ｍｇ原子とＳｉ原子の合計数が１０個以上であり、Ｍｇ原子およびＳｉ原子のいずれも、隣り合う他の原子の少なくとも１つとの距離が０．７５ｎｍ以下であるクラスタを、３．０×１０２３個／ｍ３以上２５．０×１０２３個／ｍ３以下の数密度で含み、Ｓｉ／（Ｍｇ＋Ｓｉ）が０．６以上であるクラスタの割合が３０％以上であるアルミニウム合金板である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｓｉ：０．５０〜１．５質量％、
Ｍｇ：０．３０〜１．０質量％、
Ｃｕ：０．００５〜１．０質量％、
Ｍｎ：０質量％超、１．０質量％以下、
Ｆｅ：０質量％超、１．０質量％以下、
を含み、残部がＡｌ及び不可避不純物であり、
下記式（１）および（２）を満足し、
１．０≦［Ｍｇ］＋［Ｓｉ］      （１）
０．３≦［Ｍｇ］／［Ｓｉ］≦０．９      （２）
（［Ｍｇ］は質量％で表すＭｇの含有量であり、［Ｓｉ］は質量％で表すＳｉの含有量である）
３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により測定されたクラスタであって、Ｍｇ原子およびＳｉ原子の少なくとも一方を含み、前記Ｍｇ原子と前記Ｓｉ原子の合計数が１０個以上であり、前記Ｍｇ原子および前記Ｓｉ原子のいずれも、隣り合う他の原子の少なくとも１つとの距離が０．７５ｎｍ以下であるクラスタを、３．０×１０２３個／ｍ３以上、２５．０×１０２３個／ｍ３以下の平均数密度で含み、
前記クラスタのうち、Ｍｇ原子とＳｉ原子の合計原子数に対するＳｉ原子数の比が０．６以上であるクラスタの平均割合が３０％以上であることを特徴とするアルミニウム合金板。
【請求項２】
Ｃｒ：０質量％超、０．３質量％以下、
Ｚｒ：０質量％超、０．３質量％以下、
Ｖ：０質量％超、０．３質量％以下、
Ｔｉ：０質量％超、０．１質量％以下、
Ｚｎ：０質量％超、１．０質量％以下、
Ａｇ：０質量％超、０．２質量％以下、および
Ｓｎ：０質量％超、０．１５質量％以下、
から選択される１種以上をさらに含む、請求項１に記載のアルミニウム合金板。
【請求項３】
引張強さに対する０.２％耐力の比が０.５６以下であり、かつ全伸びが２６％以上である、請求項１または２に記載のアルミニウム合金板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明はアルミニウム合金板に関する。より詳細には、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板に関する。
【背景技術】
【０００２】
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代えて、成形性および塗装焼付硬化性（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。
【０００３】
自動車のアウタパネルおよびインナパネルなどの自動車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およびＭｇを必須として含む組成を有し、成形性および塗装焼付硬化性が優れている。すなわち、成形時には低耐力（低強度）でありながら、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、必要な強度を確保することができる。
【０００４】
自動車のアウタパネルでは、デザイン性の点で、コーナー部およびキャラクターラインなどの形状が先鋭化あるいは複雑化しても、ひずみおよびしわのない美しい曲面構成で鮮鋭なキャラクターラインを実現させることが必要とされる。また、自動車のインナパネルでも、アウタパネルとの関係で、設計される凹凸形状が深く（高く）なりかつ複雑化しても、ひずみおよびしわのない曲面構成を実現させることが必要とされる。このような高成形性化への要求は、素材であるアルミニウム合金板の採用拡大に伴って、近年より一層高まっている。
【０００５】
高成形性化への要求に対して、６０００系アルミニウム合金板において、結晶粒径の制御、集合組織の制御および原子の集合体（以下において、クラスタともいう）の制御などの手段が、従来から提案されている。
【０００６】
例えば、特許文献１では、３次元アトムプローブ（３ＤＡＰ：3 Dimensional Atom Probe）電界イオン顕微鏡を用いて、Ｍｇ原子かＳｉ原子かのいずれか又は両方を合計で１０個以上含み、これらに含まれるＭｇ原子かＳｉ原子のいずれの原子を基準としても、その基準となる原子と隣り合う他の原子のうちのいずれかの原子との互いの距離が０．７５ｎｍ以下である条件を満たすクラスタを規定し、当該クラスタの数密度、および当該クラスタに含まれる、Ｍｇ原子数とＳｉ原子数の比（Ｍｇ／Ｓｉ）が２／３以上であるクラスタの割合を制御することにより、成形性を高めた６０００系アルミニウム合金板が開示されている。
【０００７】
しかし、特許文献１に記載されるアルミニウム合金板では、成形性をある程度向上できるものの、ひずみおよびしわのない美しい曲面構成により鮮鋭なキャラクターラインを実現させるために、自動車パネル材に要求される厳しい高成形性を達成するのに未だ十分ではない場合があった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２０１４−５８７３３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
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、その目的は、自動車パネル材用として、十分に成形性に優れた６０００系アルミニウム合金板を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明の態様１は、Ｓｉ：０．５０〜１．５質量％、
Ｍｇ：０．３０〜１．０質量％、
Ｃｕ：０．００５〜１．０質量％、
Ｍｎ：０質量％超、１．０質量％以下、
Ｆｅ：０質量％超、１．０質量％以下、
を含み、残部がＡｌ及び不可避不純物であり、
下記式（１）および（２）を満足し、
１．０≦［Ｍｇ］＋［Ｓｉ］      （１）
０．３≦［Ｍｇ］／［Ｓｉ］≦０．９      （２）
（［Ｍｇ］は質量％で表すＭｇの含有量であり、［Ｓｉ］は質量％で表すＳｉの含有量である）
３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により測定されたクラスタであって、Ｍｇ原子およびＳｉ原子の少なくとも一方を含み、前記Ｍｇ原子と前記Ｓｉ原子の合計数が１０個以上であり、前記Ｍｇ原子および前記Ｓｉ原子のいずれも、隣り合う他の原子の少なくとも１つとの距離が０．７５ｎｍ以下であるクラスタを、３.０×１０２３個／ｍ３以上、２５．０×１０２３個／ｍ３以下の平均数密度で含み、
前記クラスタのうち、Ｍｇ原子とＳｉ原子の合計原子数に対するＳｉ原子数の比が０．６以上であるクラスタの平均割合が３０％以上であることを特徴とするアルミニウム合金板である。
【００１１】
本発明の態様２は、Ｃｒ：０質量％超、０．３質量％以下、Ｚｒ：０質量％超、０．３質量％以下、Ｖ：０質量％超、０．３質量％以下、Ｔｉ：０質量％超、０．１質量％以下、Ｚｎ：０質量％超、１．０質量％以下、Ａｇ：０質量％超、０．２質量％以下、およびＳｎ：０質量％超、０．１５質量％以下、から選択される１種以上をさらに含む、態様１に記載のアルミニウム合金板である。
【００１２】
本発明の態様３は、引張強さに対する０.２％耐力の比が０.５６以下であり、かつ全伸びが２６％以上である、態様１または２に記載のアルミニウム合金板である。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、自動車パネル材用として、十分に成形性に優れた６０００系アルミニウム合金板を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
本発明者らは、自動車パネル材用として、十分に優れた成形性を有する６０００系アルミニウム合金板を実現すべく、様々な角度から検討した。
本発明者らは、３ＤＡＰにより測定されるクラスタであっても、その組成によって成形性への影響が異なることに着眼した。本発明者らはさらに鋭意検討した結果、Ｍｇ原子の比率が高いＭｇ−ｒｉｃｈクラスタは、Ｓｉ原子の比率が高いＳｉ−ｒｉｃｈクラスタと比べて個々の強度が高く、また転位の運動を阻害し変形時にひずみが集中するため、成形性を低下させることを知見した。本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、後述するように、３ＤＡＰにより測定されるクラスタの組織を厳密に制御して、Ｓｉ原子の比率が高いＳｉ−ｒｉｃｈクラスタを多くすることにより、成形性に優れた６０００系アルミニウム合金板を提供することができる。すなわち、このように、Ｓｉ原子の比率が高いＳｉ−ｒｉｃｈクラスタを多く含むことで、本発明に係るアルミニウム合金板をプレス成形する際に、転位の不均一な増加と局在化を抑制することができ、それにより、高い加工硬化特性を発現させることができ、優れた降伏比（耐力／引張強さ）と全伸びのバランスを実現できる、成形性成形性に優れたアルミニウム合金板を提供することができる。
【００１５】
以下に、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金板を詳細に説明する。
なお、本明細書でいうアルミニウム合金板とは、熱間圧延板または冷間圧延板などの圧延板に対して、溶体化処理および焼入れ処理などの調質を施した後のアルミニウム合金版であって、塗装焼付硬化処理される前のアルミニウム合金板を意味する。以下の記載ではアルミニウムを、Ａｌと表記することがある。
【００１６】
１．化学成分組成
先ず、本発明の実施形態に係る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。
【００１７】
（１）Ｓｉ：０．５０〜１．５質量％
Ｓｉは、Ｍｇとともに、本発明の実施形態で規定するクラスタを所定の数密度の範囲で形成するために必須の元素である。また、固溶Ｓｉは、自動車パネル材へのプレス成形において材料に導入される転位の局在化を抑制し、引張変形の低歪み域から高歪み域まで均一に転位を増殖させる効果を有する。これによって、プレス成形時の高歪み域から破断に至るまでの不均一変形を抑制し、高い伸びおよび加工硬化特性を発現させることができる。
【００１８】
Ｓｉ含有量が少なすぎると、Ｓｉの絶対量が不足するため、本発明の実施形態で規定するクラスタを規定の数密度で形成させることができず、プレス成形性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．５０質量％以上、好ましくは０．６０質量％以上である。
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、熱間圧延中に大幅な板割れが生じる。更に、溶接性も著しく阻害される。そのため、Ｓｉ含有量は、１．５質量％以下、好ましくは１．２質量％以下である。
【００１９】
（２）Ｍｇ：０．３０〜１．０質量％
Ｍｇは、Ｓｉとともに、本発明の実施形態で規定するクラスタを所定の数密度の範囲で形成するために必須の元素である。固溶Ｍｇは、固溶Ｓｉと同様に、自動車パネル材へのプレス成形において材料に導入される転位の局在化を抑制し、引張変形の低歪み域から高歪み域まで均一に転位を増殖させる効果を有する。これによって、プレス成形時の高歪み域から破断に至るまでの不均一変形を抑制し、高い伸びおよび加工硬化特性を発現させることができる。
【００２０】
Ｍｇ含有量が少なすぎると、Ｍｇの絶対量が不足するため、本発明の実施形態に係るクラスタを規定の数密度だけ形成させることができず、プレス成形性が著しく低下する。そのため、Ｍｇ含有量は０．３０質量％以上であり、好ましくは０．４０質量％以上である。
一方、Ｍｇ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、熱間圧延中に大幅な板割れが生じる。そのため、Ｍｇ含有量は１．０質量％以下であり、好ましくは０．８質量％以下である。
【００２１】
（３）Ｃｕ：０．００５〜１．０質量％
Ｃｕは強度および成形性の向上に寄与する。固溶Ｃｕは、固溶Ｓｉと同様に、加工硬化特性を向上させ、強度および成形性のバランスを高めることができる。
Ｃｕ含有量が０．００５質量％未満では、前述したＣｕによる効果が小さくなり、同時に固溶Ｃｕ量も不足して、上述した固溶Ｃｕによる効果も不足する。そのため、Ｃｕ含有量は０．００５質量％以上であり、好ましくは０．０１質量％以上である。
一方、Ｃｕ含有量が１．０質量％を超えると、塗装後の耐糸さび性および耐応力腐食割れ性を劣化させる。このため、Ｃｕ含有量は１．０質量％以下である。耐食性が重視される用途などの場合には０．８０質量％以下であることが好ましい。
【００２２】
（４）Ｍｎ：０質量％超、１．０質量％以下
Ｍｎは、固溶強化と結晶粒微細化効果により、アルミニウム合金の強度を向上させる効果を有する。そのため、Ｍｎ含有量は０質量％超であり、好ましくは０．０５質量％以上である。
一方、Ｍｎを１．０質量％を超えて過度に含有すると、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物量が多くなり、これが破壊の起点となり、伸びが低下しやすくなる。また、合金板に歪みを付与したときに、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物の周囲に転位が局在化し、加工硬化特性も低下する。そのため、Ｍｎの含有量は１．０質量％以下であり、好ましくは０．８質量％以下である。
【００２３】
（５）Ｆｅ：０質量％超、１．０質量％以下
Ｆｅは不純物元素として不可避的に存在する。Ｆｅは、アルミニウム合金中でＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物を形成する。そのため、Ｆｅ含有量が多すぎると、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物が破壊の起点となり、伸びが低下しやすい。また、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物にはＳｉも包含されることが多く、この金属間化合物にＳｉが取り込まれた分だけ固溶Ｓｉ量が減少し、プレス成形性が低下してしまう。
Ｆｅは地金不純物としてアルミニウム合金中に混入され、溶解原料としてアルミニウム合金スクラップ量（アルミニウム地金に対する割合）が増すほど、含有量が多くなるので、その含有量は少ないほどよい。ただ、検出限界以下などにＦｅを低減することはコストアップとなるため、ある程度の含有を許容してもよい。
したがって、Ｆｅの含有量は０質量％超、１．０質量％以下、好ましくは０質量％超、０.５質量％以下である。
【００２４】
（６）残部
好ましい１つの実施形態では、残部は、Ａｌおよび不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる微量元素（例えば、Ｎａ、Ｓｒ、Ｃａ、Ｐなど）の混入が許容される。なお、例えば、Ｆｅのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
【００２５】
（７）［Ｍｇ］＋［Ｓｉ］：１．０質量％以上、かつ［Ｍｇ］／［Ｓｉ］：０．３以上０．９以下
本発明の実施形態に係るアルミニウム合金板は、上述した元素を規定の範囲で含有し、さらにＭｇ含有量およびＳｉ含有量が、下記（１）式および（２）の関係を満足する。
１．０≦［Ｍｇ］＋［Ｓｉ］      （１）
０．３≦［Ｍｇ］／［Ｓｉ］≦０．９      （２）
（［Ｍｇ］は質量％で表すＭｇの含有量であり、［Ｓｉ］は質量％で表すＳｉの含有量である）
【００２６】
Ｍｇ含有量およびＳｉ含有量がこのような関係を満足することにより、本発明の実施形態で規定するクラスタを所定の数密度で形成することができ、かつＭｇ原子数およびＳｉ原子数の合計に対するＳｉ原子数の比（以下において、「Ｓｉ／（Ｍｇ＋Ｓｉ）」と記載することがある）が０．６以上であるクラスタを所定の割合以上に制御することができる。
【００２７】
ＭｇおよびＳｉの合計含有量（すなわち、［Ｍｇ］＋［Ｓｉ］）が少なすぎると、本発明の実施形態で規定するクラスタを所定の数密度で形成させることができず、プレス成形性が著しく低下する。そのため、ＭｇおよびＳｉの合計含有量は、１．０質量％以上であり、１．２質量％以上であることが好ましい。
【００２８】
また、Ｓｉ含有量に対するＭｇ含有量の比（すなわち、［Ｍｇ］／［Ｓｉ］）が小さすぎると、本発明の実施形態で規定したクラスタを所定の数密度で形成させることができず、プレス成形性が著しく低下する。そのため、Ｓｉ含有量に対するＭｇ含有量の比は、０．３以上であり、０．３５以上であることが好ましい。
一方、Ｓｉ含有量に対するＭｇ含有量の比が大きすぎると、本発明の実施形態で規定したクラスタのうち、原子数比でＳｉ／（Ｍｇ＋Ｓｉ）が０．６以上であるクラスタを所定の割合以上で形成することができず、プレス成形性が著しく低下する。そのため、Ｓｉ含有量に対するＭｇ含有量の比は０．９以下であり、０．８５以下であることが好ましい。
【００２９】
（８）その他の元素
しかし、この実施形態に限定されるものではない。本発明のアルミニウム合金板の特性を維持できる限り、任意のその他の元素を更に含んでよい。
【００３０】
本発明の実施形態に係るアルミニウム合金板は、必要に応じて、Ｃｒ：０質量％超、０．３質量％以下、Ｚｒ：０質量％超、０．３質量％以下、Ｖ：０質量％超、０．３質量％以下、Ｔｉ：０質量％超、０．１質量％以下、Ｚｎ：０質量％超、１．０質量％以下、Ａｇ：０質量％超、０．２質量％以下、およびＳｎ：０質量％超、０．１５質量％以下、から選択される１種以上を更に含んでもよい。
【００３１】
これらの元素は、いずれもアルミニウム合金板をさらに高強度化させる効果を有する。
【００３２】
Ｃｒ、ＺｒおよびＶは、Ｍｎと同様に、均質化熱処理時に分散粒子(分散相)を生成する。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、結晶粒を微細化する役割を有する。
【００３３】
Ｔｉは、Ｂとともに晶出物を生成して、再結晶粒の核となり、結晶粒の粗大化を阻止し、結晶粒を微細化することができる。
【００３４】
Ｚｎおよび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る効果がある。
【００３５】
Ｓｎは原子空孔を捕獲することで、室温でのＭｇおよびＳｉの拡散を抑制し、室温における強度増加（室温時効）を抑制する。そして、人工時効処理時に、捕獲していた空孔を放出し、ＭｇおよびＳｉの拡散を促進し、ＢＨ性をより高くする効果がある。
【００３６】
一方、これらの元素の各々の含有量が大きすぎると、粗大な化合物を形成されるなどアルミニウム合金板の製造が困難となり、さらには強度や曲げ加工性などの成形性、耐食性も低下するおそれがある。したがって、これらの元素を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。
【００３７】
２．クラスタ組織
本発明の実施形態に係るアルミニウム合金板は、その成形性を向上するために、化学成分組成を上述した範囲に制御し、さらに３ＤＡＰ電界イオン顕微鏡により測定されるクラスタを適切に制御する必要がある。
以下に、本発明の実施形態で規定するクラスタにつき具体的に説明する。
【００３８】
（本発明の実施形態に係るクラスタの定義）
上述した組成を有するアルミニウム合金板の板厚の略中央部における組織を、３ＤＡＰ電界イオン顕微鏡を用いて後述する方法により測定する。
本発明の実施形態で規定するクラスタは、３ＤＡＰ電界イオン顕微鏡により測定されたクラスタであって、Ｍｇ原子およびＳｉ原子の少なくとも一方を含み、前記Ｍｇ原子と前記Ｓｉ原子の合計数が１０個以上であり、前記Ｍｇ原子および前記Ｓｉ原子のいずれも、隣り合う他の原子の少なくとも１つとの距離が０．７５ｎｍ以下のものである。
【００３９】
（Ｍｇ原子およびＳｉ原子の少なくとも一方を含み、前記Ｍｇ原子と前記Ｓｉ原子の合計数が１０個以上）
Ｍｇ原子およびＳｉ原子の合計が１０個未満では、母相中でランダムに分布する原子もクラスタとして定義してしまうため、クラスタの数密度が過剰に大きくなったり、クラスタのＳｉ含有量に対するＭｇ含有量の比が不正確な値となる。そのため、本発明の実施形態により規定するクラスタは、Ｍｇ原子およびＳｉ原子の少なくとも一方を含み、前記Ｍｇ原子と前記Ｓｉ原子の合計数が１０個以上であるものとする。
なお、このクラスタに含まれるＭｇ原子および／またはＳｉ原子の個数は多いほどよく、その上限は特に規定しないが、製造限界からすると、このクラスタに含まれるＭｇ原子および／またはＳｉ原子の個数の上限は、概ね１００００個程度である。
【００４０】
本発明の実施形態で規定するクラスタは、Ｍｇ原子とＳｉ原子とを両方含む場合が最も多いものの、Ｍｇ原子を含むがＳｉ原子を含まない場合や、Ｓｉ原子を含むがＭｇ原子を含まない場合を含む。Ｍｇ原子を含むがＳｉ原子を含まない場合、“Ｍｇ原子と前記Ｓｉ原子の合計数が１０個以上”とは、Ｍｇ原子のみが１０個以上であることを意味する。同様に、Ｓｉ原子を含むがＭｇ原子を含まない場合、“Ｍｇ原子と前記Ｓｉ原子の合計数が１０個以上”とは、Ｓｉ原子のみが１０個以上であることを意味する。
また、Ｍｇ原子および／またはＳｉ原子だけで構成されるとは限らず、これらに加えて、非常に高い確率でＡｌ原子を含む。
【００４１】
更に、アルミニウム合金板の成分組成によっては、合金元素または不純物として含有するＦe、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｔｉ、ＺｎまたはＡｇなどの原子がクラスタ中に含まれ、これらその他の原子が３ＤＡＰ分析によりカウントされる場合が必然的に生じる。しかし、これらその他の原子（合金元素または不純物）がクラスタに含まれるとしても、Ｍｇ原子およびＳｉ原子の総数に比べると少ないレベルである。それゆえ、このような、その他の原子をクラスタ中に含む場合でも、前述した規定（条件）を満たすものは、本発明の実施形態のクラスタとして、Ｍｇ原子および／またはＳｉ原子のみからなるクラスタと同様に機能する。したがって、本発明の実施形態で規定するクラスタは、上述した規定さえ満足すれば、他にどんな原子を含んでもよい。
【００４２】
（Ｍｇ原子およびＳｉ原子のいずれも、隣り合う他の原子の少なくとも１つとの距離が０．７５ｎｍ以下である）
本発明の実施形態に係るクラスタは、Ｍｇ原子およびＳｉ原子のいずれも、隣り合う他の原子の少なくとも１つとの距離が０．７５ｎｍ以下である。この距離０．７５ｎｍは、Ｍｇ原子およびＳｉ原子の互いの原子間の距離が近接し、プレス成形性向上効果があるクラスタの数密度を保障し、逆に、プレス成形性に悪影響を及ぼすクラスタを規制するために定めた数値である。
本発明者らは、これまでに高いプレス成形性を発揮できるアルミニウム合金板と原子レベルの集合体との関係を詳細に検討した結果、上記定義で規定されるクラスタの数密度が大きく、さらにＳｉの原子数が大きいものの割合が高いことが、高いプレス成形性を発揮する組織形態であることを実験的に見出した。従って、原子間の距離０．７５ｎｍの技術的意味合いは十分に明らかになっていないが、高いプレス成形性を発揮するクラスタの数密度を厳密に保証するために必要であり、そのために定めた数値である。
【００４３】
また、「Ｍｇ原子およびＳｉ原子のいずれも、隣り合う他の原子の少なくとも１つとの距離が０．７５ｎｍ以下である」とは、クラスタに存在する全てのＭｇ原子およびＳｉ原子が、その周囲に、互いの距離が０．７５ｎｍ以下であるＭｇ原子またはＳｉ原子を少なくとも１つ有しているという意味である。
【００４４】
本発明の実施形態に係るクラスタにおける原子同士の距離の規定は、Ｍｇ原子およびＳｉ原子のいずれも、隣り合う他の全ての原子との距離が０．７５ｎｍ以下になっていなくてもよく、また隣り合う他の全ての原子との距離が０．７５ｎｍ以下になっていてもよい。すなわち、距離が０．７５ｎｍを超える他のＭｇ原子またはＳｉ原子が隣り合っていてもよく、特定の（基準となる）Ｍｇ原子またはＳｉ原子の周りに、この規定距離（間隔）を満たす、他のＭｇ原子またはＳｉ原子が少なくとも１個あればよい。
【００４５】
以上説明した本発明の実施形態に係るクラスタは、後述する、圧延後の調質における、溶体化および焼入れ後の再加熱処理によって生成するクラスタである。すなわち、本発明の実施形態に係るクラスタは、溶体化および焼入れ後の再加熱処理によって生成する原子の集合体であって、Ｍｇ原子およびＳｉ原子の少なくとも一方を含み、Ｍｇ原子と前記Ｓｉ原子の合計数が１０個以上であり、これらに含まれるＭｇ原子およびＳｉ原子のいずれも、隣り合う他の原子の少なくとも１つとの距離が０．７５ｎｍ以下であるクラスタである。
【００４６】
（クラスタの密度）
本発明の実施形態に係るアルミニウム合金板は、上述したように規定されるクラスタを、３.０×１０２３個／ｍ３以上、２５．０×１０２３個／ｍ３以下の平均数密度で含む。
【００４７】
本発明の実施形態で定義されるクラスタの平均数密度が低すぎると、このクラスタ自体の形成量が不十分となるため、変形中の加工硬化が起こりにくくなり、結果的にプレス成形性が低下する。そのため、クラスタの平均数密度は３.０×１０２３個／ｍ３以上であり、好ましくは、５．０×１０２３個／ｍ３以上である。
一方、クラスタの平均数密度が高すぎると、強度が過剰に高くなり、プレス成形性が低下してしまう。そのため、クラスタの平均数密度は２５．０×１０２３個／ｍ３以下であり、好ましくは、２２．０×１０２３個／ｍ３以下である。
【００４８】
（クラスタの組成）
本発明の実施形態に係るアルミニウム合金板は、上述したように規定されるクラスタのうち、Ｍｇ原子とＳｉ原子の合計原子数に対するＳｉ原子数の比が０．６以上であるクラスタの平均割合が３０％以上である。
【００４９】
上述した本発明の実施形態で定義されるクラスタであっても、その組成によって、プレス成形性への影響は大きく異なる。Ｍｇ原子の比率が大きいＭｇ-ｒｉｃｈクラスタは、析出強化相であるβ”相に近い組成であるため、個々のクラスタの強度が高く、転位の運動を阻害し、ひずみの局在化を起こしやすくする。その結果として、均一変形量が減少し、プレス成形性の低下を引き起こす。
一方、Ｓｉ原子の比率が大きいＳｉ−ｒｉｃｈクラスタは、個々のクラスタの強度が低いため、均一かつ高密度に分布することで加工硬化を促進し、均一変形量が増加し、プレス成形性を向上させる。
【００５０】
本発明の実施形態に係るアルミニウム合金板は、このようなクラスタの組成の関係に基づき、規定するクラスタのうちＳｉの原子数比率が大きなＳｉ−ｒｉｃｈクラスタの割合が多くなるよう制御して、プレス成形性を高めることができる。
【００５１】
上述したように規定されるクラスタのうち、Ｍｇ原子とＳｉ原子の合計原子数に対するＳｉ原子数の比が０．６以上であるクラスタの割合が３０％未満であると、Ｍｇ−ｒｉｃｈクラスタの割合が多くなり、プレス成形性が低下する。そのため、本発明の実施形態では、上述のように規定するクラスタのうち、Ｍｇ原子とＳｉ原子の合計原子数に対するＳｉ原子数の比が０．６以上であるクラスタの割合が３０％以上であり、好ましくは３２％以上である。
【００５２】
ここで、Ｍｇ原子とＳｉ原子の合計原子数に対するＳｉ原子数の比が０．６以上であるクラスタの割合の上限は特に定めないが、６０％程度が製造上の限界である。
【００５３】
（３ＤＡＰの測定原理と測定方法）
３ＤＡＰ（３次元アトムプローブ）は、電界イオン顕微鏡（ＦＩＭ）に飛行時間型質量分析器を取り付けたものである。このような構成により、電界イオン顕微鏡で金属表面の個々の原子を観察し、飛行時間質量分析を行うことにより、これらの原子を同定することができる。３ＤＡＰは、試料から放出される原子の種類と、原子構造位置とを同時に分析可能であるため、クラスタの構造解析上、非常に有効な手段である。
【００５４】
この３ＤＡＰでは、電界蒸発とよばれる高電界下における試料原子そのもののイオン化現象が利用される。試料原子が電界蒸発するために必要な高電圧を試料に印加すると、試料表面から原子がイオン化され、当該イオン化された原子がプローブホールを通り抜けて検出器に到達する。
【００５５】
この検出器は、位置敏感型検出器であり、個々のイオンの質量分析（原子種である元素の同定）とともに、個々のイオンの検出器に至るまでの飛行時間を測定することによって、その検出された位置（原子構造位置）を同時に決定できるようにしたものである。したがって、３ＤＡＰは、試料先端の原子の位置及び原子種を同時に測定できるため、試料先端の原子構造を、３次元的に再構成、観察できる。また、電界蒸発は、試料の先端面から順次起こっていくため、試料先端からの原子の深さ方向分布を原子レベルの分解能で調べることができる。
【００５６】
この３ＤＡＰは高電界を利用するため、分析する試料は、金属等の導電性が高いことが必要で、しかも、試料の形状は、一般的には、先端径が１００ｎｍφ前後あるいはそれ以下の極細の針状にする必要がある。このため、測定対象となるアルミニウム合金板の板厚中央部などから試料を採取して、この試料を精密切削装置で切削および電解研磨して、分析用の極細の針状先端部を有する試料を作製する。測定方法としては、例えば、Imago Scientific Instruments 社製の「ＬＥＡＰ３０００」を用いて、この先端を針状に成形したアルミニウム合金板試料に、１ｋＶオーダーの高パルス電圧を印加し、試料先端から数百万個の原子を継続的にイオン化して行う。イオンは、位置敏感型検出器によって検出し、パルス電圧を印加されて、試料先端から個々のイオンが飛び出してから、検出器に到達するまでの飛行時間から、イオンの質量分析（原子種である元素の同定）を行う。
【００５７】
更に、電界蒸発が、試料の先端面から順次規則的に起こっていく性質を利用して、イオンの到達場所を示す、２次元マップに適宜深さ方向の座標を与え、解析ソフトウエア「ＩＶＡＳ」を用いて、３次元マッピング（３次元での原子構造：アトムマップの構築）を行う。これによって、試料先端の３次元アトムマップが得られる。
【００５８】
この３次元アトムマップに対して、更に、析出物およびクラスタに属する原子を定義する方法であるMaximum Separation Methodを用いて、クラスタの解析を行う。この解析に際しては、Ｍｇ原子とＳｉ原子の合計数（合計で１０個以上）と、Ｍｇ原子またはＳｉ原子と隣り合うＭｇ原子またはＳｉ原子との間の距離（間隔）、そして、特定の狭い間隔（０．７５ｎｍ以下）を有するＭｇ原子およびＳｉ原子の数をパラメータとして与える。
【００５９】
そして、Ｍｇ原子およびＳｉ原子の少なくとも一方を含み、かつＭｇ原子とＳｉ原子の合計数が１０個以上であり、さらにこれらに含まれるＭｇ原子およびＳｉ原子のいずれも、隣り合う他の原子の少なくとも１つとの距離が０．７５ｎｍ以下であるクラスタを、本発明の実施形態の対象とするクラスタと定義する。
その上で、この定義に当てはまるクラスタの分散状態を評価して、クラスタの数密度を測定する。具体的には、３個以上の測定試料について、各々の試料におけるクラスタの数密度を測定し、その平均値を、１ｍ３当たりの平均密度（個／ｍ３）とする。
【００６０】
（３ＤＡＰによる原子の検出効率）
これら３ＤＡＰによる原子の検出効率は、現在のところ、イオン化した原子のうちの５０％程度が一般的であり、残りの原子は検出できない。この３ＤＡＰによる原子の検出効率は、使用する装置によって異なるため、本発明が規定する各サイズのクラスタの平均個数密度（個／ｍ３）は、使用する３ＤＡＰ装置の検出効率を加味して算出する。
【００６１】
３．機械的特性
本発明の実施形態に係るアルミニウム合金板は、上述した化学成分組成を有し、かつクラスタ組織を所定の範囲に制御することにより、優れた成形性を有することができる。
本発明の実施形態に係るアルミニウム合金板の成形性は、降伏比（すなわち、引張強さ（ＭＰａ）に対する０．２％耐力（ＭＰａ）の比）および全伸び（％）により評価することができる。降伏比が低くかつ全伸びが高ければ、板の小試験片での成形試験をせずとも、あるいは実際の自動車パネル材への成形試験をせずとも、自動車パネル材用として十分に高い成形性を有するとみなすことができる。
【００６２】
引張試験は、例えばＪＩＳ  Ｚ  ２２４１（２０１１年改訂版）に従って行うことができる。サンプルから、前記ＪＩＳで規定される１３Ｂの引張試験片（１２．５mm×５０mmＧＬ×板厚）を採取し、室温にて引張試験を行う。試験片の引張方向は、圧延方向とし、引張速度を５ｍｍ／分としてよい。機械的特性測定のＮ数を４とし、各々平均値で算出すること。このようにして、０.２％耐力、引張強さ、降伏比（０.２％耐力／引張強さ）および全伸びを各々算出することができる。本発明の実施形態に係るアルミニウム合金板、引張強さに対する０．２％耐力の比率として、０．２％耐力／引張強さで定義される降伏比が０．５６以下であり、かつ全伸びが２６％以上であることが好ましい。降伏比および全伸びがこのような範囲であれば、自動車パネル材用として十分に好ましい成形性を有すると評価することができる。
【００６３】
４．製造方法
次に、本発明の実施形態に係る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。本発明の実施形態に係るアルミニウム合金板は、上術した組成を有するアルミニウム合金鋳塊を鋳造後に、均質化熱処理し、熱間圧延および冷間圧延を施して所定の板厚とし、更に溶体化焼入れなどの調質処理を施して製造することができる。
【００６４】
但し、これらの製造工程中で、本発明の実施形態で規定するクラスタの組織（クラスタの数密度、Ｓｉ−ｒｉｃｈクラスタの割合）を得るためには、後述するように、均熱処理、溶体化処理および再加熱処理などの諸条件を全て好ましい範囲内に満たす必要がある。これら諸条件が一つでも外れると、上述したクラスタ組織を有する、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金板を得ることができない。
以下にその詳細を説明する。
【００６５】
（１）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組織（クラスタの平均数密度、Ｓｉ-ｒｉｃｈクラスタの割合）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℃／分以上で行うことが好ましい。
【００６６】
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、鋳塊の固溶ＭｇおよびＳｉ量が減少し、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おそれがある。
【００６７】
（２）均質化熱処理
次いで、鋳造されたアルミニウム合金鋳塊に均質化熱処理を施す。均質化熱処理の温度は、５００℃以上で融点未満の均質化温度（保持温度）で行う。この均質化熱処理（均熱処理）により、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ができる。この均質化温度が５００℃未満であると、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。
【００６８】
均熱処理の際の加熱昇温条件は、３０℃／時間（ｈｒ）以上の平均加熱速度で５００℃以上の均質化温度に加熱する。５００℃以上までの加熱速度が３０℃／時間未満であると、昇温中にＭｇ−Ｓｉ化合物および単体Ｓｉが粗大に析出して均熱処理後まで残存する。これにより、合金元素の固溶量が減少し、本発明の実施形態で規定するクラスタを所定の数密度で形成することができなくなる。したがって、上記の保持温度から均熱処理温度までの加熱、平均加熱速度は３０℃／時間以上であり、好ましくは３５℃／時間以上である。
【００６９】
均熱処理後は、均熱処理以下の温度で熱間圧延を行う。
均熱処理の温度が熱間圧延の開始温度よりも高い場合、均熱処理後の冷却速度は大きい（速い）方が好ましい。鋳塊(スラブ)が大きい場合、鋳塊をバッチ均熱炉内に置いて冷却すると、均質化熱処理後の平均冷却速度は２０℃／時間未満程度である。また、鋳塊が大きい場合には、バッチ均熱炉外に放置して冷却しても、平均冷却速度は３０〜４０℃／時間程度である。このような通常の冷却手段で冷却すると、冷却速度が不足して、Ｍｇ−Ｓｉ化合物などの析出物が粗大化し、合金元素の固溶量が減少し、本発明の実施形態に係る規定のクラスタを制御することができなくなる可能性がある。したがって、均質化熱処理後の鋳塊を、ファンなどの強制冷却手段を用いて冷却して、熱間圧延の開始温度までの平均冷却速度を４０℃／時間以上とすることが好ましい。
ただし、均熱処理の温度が熱間圧延の開始温度と等しい場合、均熱処理後の冷却は不要である。
【００７０】
（３）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。粗圧延工程および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。
【００７１】
熱間圧延開始（すなわち、粗圧延開始）温度が固相線温度を超えると、バーニング（すなわち、鋳塊の一部溶融）が起こるため熱延自体が困難となることがある。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ことがある。したがって、熱延（粗圧延）開始温度は３５０℃〜固相線温度が好ましく、更に好ましくは４００℃〜固相線温度の範囲である。
【００７２】
（４）熱延板の焼鈍
後述する冷間圧延を行う前に、必要に応じて熱延板の焼鈍(荒鈍)を行ってもよい。熱延板を焼鈍することにより、結晶粒の微細化および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することができる。
【００７３】
（５）冷間圧延
冷間圧延では、得られた熱延板を圧延して、所望の最終板厚の冷延板(コイルも含む)に製作する。結晶粒をより微細化させるためには、冷間圧延率は６０％以上であることが好ましく、また上述した焼鈍工程と同様の目的で、冷間圧延パス間で中間焼鈍を行ってもよい。
【００７４】
（６）溶体化および焼入れ処理
得られた冷延板に対して、溶体化処理および室温までの焼入れ処理を行う。この溶体化処理において、溶体化処理温度（保持温度）が５００℃未満であると、ＭｇおよびＳｉ等の各元素を十分に固溶させることができず、高い成形性を得ることができない。従って、溶体化処理温度（保持温度）は５００℃以上であり、好ましくは５２０℃以上である。
【００７５】
また、溶体化処理温度から、３００℃までの平均冷却速度が３０℃／秒未満であると、冷却中にＭｇ２Ｓｉおよび単体Ｓｉなどの粗大な粒界化合物が形成されて、成形性が低下する。また、ＭｇおよびＳｉ等の各元素の固溶量が低下し、本発明の実施形態で規定するクラスタを制御することができなくなり、成形性が低下する。そのため、溶体化処理温度から３００℃までの平均冷却速度は３０℃／秒以上であり、３５℃／秒以上が好ましい。
【００７６】
焼入れ処理においてこのような平均冷却速度を確保するために、ファンを用いた空冷、ならびにミスト、スプレーおよび浸漬等の水冷手段を適宜選択して用いてよい。
【００７７】
（７）再加熱処理
焼入れ処理後、１時間以内に冷延板を再加熱処理する。この再加熱処理では、冷延板を２段階の温度に保持し、各段階での保持温度と保持時間、および第１段保持温度から第２段保持温度への平均冷却速度を制御する。
【００７８】
焼入れ処理後から再加熱処理の開始までの室温保持（放置）時間が１時間を超える場合、および再加熱処理の平均加熱速度（昇温速度）が１０℃／秒未満の場合には、本発明の実施形態で規定する所定のクラスタを所定の数密度で得ることができず、優れたプレス成形性が得られない。そのため、焼入れ処理後から再加熱処理開始までの室温保持（放置）時間は１時間以内であり、０．５時間以内が好ましい。また、平均加熱速度（昇温速度）は１０℃／秒以上、好ましくは１５℃／秒以上、より好ましくは２０℃／秒以上である。
【００７９】
（７−１）第１段目の再加熱処理
第１段目の再加熱温度（保持温度）が１００℃未満であると、本発明の実施形態で規定する所定のクラスタを制御することができず、優れたプレス成形性が得られない。また、再加熱温度が２５０℃を超えると、本発明の実施形態で規定する所定のクラスタの数密度が過大となるだけでなく、クラスタとは異なるβ’などの金属間化合物相が形成され、却って成形性および曲げ加工性が低下する。そのため、第１段目の再加熱処理温度は１００〜２５０℃であり、好ましくは１２０〜２２０℃である。
【００８０】
第１段目の再加熱温度までの平均加熱速度が１０℃／秒未満であると、本発明の実施形態で規定する所定のクラスタが得られず、優れたプレス成形性が得られない。そのため、平均加熱速度は１０℃／秒以上であり、好ましくは１５℃／秒以上である。
【００８１】
第１段目の再加熱温度での保持時間が５秒未満であると、本発明の実施形態で規定する所定のクラスタが得られず、優れたプレス成形性が得られない。そのため、保持時間は５秒以上であり、好ましくは１０秒以上である。
また、第１段目の再加熱温度で過剰に長時間保持されると、本発明の実施形態で規定する所定のクラスタの数密度が過大になるだけでなく、クラスタとは異なるβ’などの金属間化合物相を形成し、プレス成形性を低下させる。そのため、保持時間は１８００秒未満であり、好ましくは１５００秒以下である。
【００８２】
（７−２）第２段目の再加熱処理
第１段目の再加熱処理後、第１段目の再加熱処理の温度域から第２段目の再加熱処理の温度域まで冷却し、第２段目の再加熱処理を行う。高温域である第１段目から室温まで冷却する間に、第２段目の再加熱処理を行うことで、凍結空孔の寄与により、本発明の実施形態で規定するクラスタの平均数密度、およびＳｉ-ｒｉｃｈクラスタの平均割合を所定の範囲に制御することができる。
【００８３】
第２段目の再加熱温度（保持温度）が２０℃未満であると、本発明の実施形態で規定するクラスタを所定の数密度で得られず、優れたプレス成形性が得られない。そのため、保持温度は２０℃以上であり、３０℃以上が好ましい。
また、第２段目の再加熱温度（保持温度）が７０℃を超えると、本発明の実施形態で規定するクラスタの数密度が過大になり、さらにはＭｇ-ｒｉｃｈクラスタが過剰に形成され、優れたプレス成形性を得られない。そのため、保持温度は７０℃以下であり、６０℃以下が好ましい。
【００８４】
第２段目の再加熱保持時間は、再加熱温度をＴ（℃）、再加熱時間をｔ（ｈｒ）とした時に、５０≦Ｔ×ｔ１/４≦１８５の関係を満たす必要がある。Ｔ×ｔ１/４が小さすぎては、Ｓｉ-ｒｉｃｈクラスタの割合が本発明の前記規定よりも低くなり、プレス成形性を低下させる。そのため、Ｔ×ｔ１/４は５０以上であり、５５以上が好ましい。また、Ｔ×ｔ１/４が１８５を超えると、過剰にクラスタが形成され、本発明で規定範囲のクラスタの平均数密度が得られなくなり、プレス成形性を低下させる。そのため、Ｔ×ｔ１/４は１８５以下であり、１８０以下が好ましい。
【００８５】
また、第１段目の再加熱温度域から第２段目の再加熱温度域までの平均冷却速度が遅すぎると、本発明の実施形態でＭｇ-ｒｉｃｈクラスタが過剰に形成され、成形性および曲げ加工性が低下する。そのため、平均冷却速度は１０℃／秒以上であり、１５℃／秒が好ましい。
【００８６】
第２段目の再加熱処理後、室温まで冷却する。第２段目の再加熱温度から室温までの平均冷却速度が遅すぎると、本発明の実施形態で規定するクラスタの数密度が過大になりすぎ、成形性が低下するおそれがある。そのため、当該平均冷却速度は、１℃／時間以上が好ましい。
【実施例】
【００８７】
次に本発明の実施例を説明する。組成および３ＤＡＰで規定するクラスタ組織が異なるアルミニウム合金板を製造した。そして、製造したアルミニウム合金板の０．２％耐力、引張強さ、降伏比（０．２％耐力／引張強さ）および全伸びを各々測定、評価した。これらの結果を表３に示す。
【００８８】
１．サンプル作製
表１に記載した化学組成を有するアルミニウム合金鋳塊を、ＤＣ鋳造法により溶製した。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。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。
なお、表１〜表３において、下線を伏した数値は、本発明の範囲から外れていることを示している。
【００８９】
【表１】
2018070947.tif 000002
【００９０】
続いて、得られた鋳塊に均熱処理（均質化熱処理）を行った。表２に示すように、均熱処理の際には、保持温度（すなわち均熱化温度）までの加熱速度（℃/時間）および保持温度（℃）を鋳塊毎に変更し、その後各々に対して１０時間の均熱処理をした。均熱処理後、各鋳塊に対して保持温度で熱間粗圧延を開始し、熱間圧延板を得た。この熱間圧延板に対して加工率６７％の冷間圧延を行い、厚さ１．０ｍｍの冷延板を得た。
【００９１】
得られた各冷延板に対して、硝石炉を用いて、表２に示す条件で溶体化および焼入れ処理を行い、その後室温まで冷却した。溶体化および焼入れ処理について、表２に示す「平均冷却速度」は、保持温度（すなわち溶体化処理温度）から３００℃までの平均冷却速度である。この冷却後１時間以内に、表２に示す条件で再加熱処理を行った。第１段目の再加熱処理では、オイルバスを用いて高温かつ短時間の熱処理を行い、第２段目の再加熱処理では、大気炉を用いた低温かつ長時間の熱処理を行った。再加熱処理後は空冷により室温まで冷却した。
【００９２】
これらの調質処理後、各合金板を切り出し、サンプルＮｏ．１〜３１を得た。
【００９３】
【表２】
2018070947.tif 000003
【００９４】
２．クラスタ組織
前記サンプルの板厚中央部における組織を、上述した３ＤＡＰ法により分析し、本発明で規定するクラスタの、平均数密度（×１０２３個／ｍ３）、Ｍｇ原子数およびＳｉ原子数の合計に対するＳｉ原子数の比が０．６以上であるクラスタの平均割合を各々前記した方法で各々求めた。これらの結果を表３に示す。
【００９５】
なお、表３では、上述した本発明の実施形態に係るクラスタ条件のうち、“Ｍｇ原子およびＳｉ原子の少なくとも一方を含み、Ｍｇ原子とＳｉ原子の合計数が１０個以上”を、単に「Ｍｇ、Ｓｉ原子１０個以上」と簡略化して記載している。また、“Ｍｇ原子およびＳｉ原子のいずれも、隣り合う他の原子の少なくとも１つとの距離が０．７５ｎｍ以下”を、単に「距離０．７５ｎｍ以下」と簡略化して記載している。
【００９６】
３．機械的特性
各サンプルに対して、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１（２０１１年改訂版）に従って引張試験を行った。引張試験は、各サンプルから、前記ＪＩＳで規定される１３Ｂの引張試験片（１２．５mm×５０mmＧＬ×板厚）を採取し、室温にて行った。試験片の引張方向は、圧延方向とした。引張速度は、５ｍｍ／分とした。機械的特性測定のＮ数は４とし、各々平均値で算出した。そして、各例とも、０.２％耐力、引張強さ、降伏比（０.２％耐力／引張強さ）および全伸びを各々算出した。得られた結果を表３に示す。
【００９７】
【表３】
2018070947.tif 000004
【００９８】
４．まとめ
表１および２に示すとおり、発明例Ｎｏ．１〜１２は、成分組成が本発明の範囲内であり、かつ、前述した製造条件を全て満たす範囲で製造されている。
【００９９】
このため、これら発明例Ｎｏ．１〜１２は、表３に示す通り、３ＤＡＰ電界イオン顕微鏡により測定されたクラスタであって、Ｍｇ原子およびＳｉ原子の少なくとも一方を含み、Ｍｇ原子とＳｉ原子の合計数が１０個以上であり、かつこれらに含まれるＭｇ原子およびＳｉ原子のいずれも、隣り合う他の原子の少なくとも１つとの距離が０．７５ｎｍ以下であるクラスタを３．０×１０２３個／ｍ３以上、２５．０×１０２３個／ｍ３以下の平均数密度で含むとともに、このようなクラスタのうち、Ｍｇ原子数およびＳｉ原子数の合計に対するＳｉ原子数の比が０．６以上であるクラスタの平均割合が３０％以上であった。
【０１００】
この結果、発明例Ｎｏ．１〜１２は、室温時効後であっても、表３に示すように、降伏比（引張強さに対する０.２％耐力の比）が０.５６以下、全伸びが２６％以上であり、十分に優れた成形性高い成形性を有していた。従って自動車パネル材用としては合格である。
【０１０１】
これに対して、比較例Ｎｏ．１３〜１９は、表１に示すように、化学成分組成が本発明の範囲から外れていた例である。また、比較例Ｎｏ．２０〜３１は、本発明の実施形態で規定する製造条件のいずれかを満たさない例である。そのため、これらの比較例Ｎｏ．１３〜３１は、表３に示すように、３ＤＡＰにより測定される規定のクラスタの平均数密度、または規定クラスタのうち、Ｓｉ／(Ｍｇ＋Ｓｉ)が０．６以上であるクラスタの平均割合、の少なくともいずれかが本発明で規定する範囲から外れた。そのため、降伏比が０.５６を超えるか、全伸びが２６％未満であり、発明例に比して成形性が劣っていた。したがって、自動車パネル材用としては不合格である。
【０１０２】
比較例Ｎｏ．１３は、Ｍｇ含有量が少なすぎる例である。
比較例Ｎｏ．１４は、Ｓｉ含有量が少なすぎる例である。
比較例Ｎｏ．１５は、Ｃｕ含有量が少なすぎる例である。
比較例Ｎｏ．１６は、Ｍｎ含有量が多すぎる例である。
比較例Ｎｏ．１７は、Ｆｅ含有量が多すぎる例である。
比較例Ｎｏ．１８は、ＭｇとＳｉの合計含有量が少なすぎる例である。
比較例Ｎｏ．１９は、Ｓｉ含有量に対するＭｇ含有量の比が大きすぎる例である。
【０１０３】
比較例Ｎｏ．２０は、均熱処理の加熱速度が低すぎる。このため、固溶ＭｇやＳｉ量の減少によりクラスタの平均数密度が低すぎる。また、Ｓｉ-ｒｉｃｈクラスタの平均割合が低すぎる。このため、降伏比が０.５６を超え、全伸びが２６％未満であり、成形性が劣る。
【０１０４】
比較例Ｎｏ．２１は、均熱処理の保持温度が低すぎる例である。このため、粗大な化合物が溶解せず、固溶ＭｇやＳｉ量の減少によりクラスタの平均数密度が低すぎる。このため、降伏比が０.５６を超え、全伸びが２６％未満であり、成形性が劣る。
【０１０５】
比較例Ｎｏ．２２は、溶体化処理の保持温度が低すぎる例である。このため、固溶ＭｇやＳｉ量の減少によりクラスタの平均数密度が低すぎる。また、Ｓｉ-ｒｉｃｈクラスタの平均割合が低すぎる。このため、降伏比が０.５６を超え、全伸びが２６％未満であり、成形性が劣る。
【０１０６】
比較例Ｎｏ．２３は、溶体化処理の冷却速度が小さすぎる例である。このため、固溶ＭｇやＳｉ量の減少によりクラスタの平均数密度が低すぎる。このため、降伏比が０.５６を超え、全伸びが２６％未満であり、成形性が劣る。
【０１０７】
比較例Ｎｏ．２４は、第１段目の再加熱温度が高すぎる例である。このため、Ｓｉ-ｒｉｃｈクラスタの平均割合が低すぎる。このため、降伏比が０.５６を超え、全伸びが２６％未満であり、成形性が劣る。
【０１０８】
比較例Ｎｏ．２５は、第１段目の再加熱温度が低すぎる例である。このため、クラスタの平均数密度が低すぎる。このため、降伏比が０.５６を超え、全伸びが２６％未満であり、成形性が劣る。
【０１０９】
比較例Ｎｏ．２６は、第１段目の再加熱の保持時間が長すぎる例である。このため、過剰にクラスタがＭｇ-ｒｉｃｈクラスタが多く形成され、クラスタの平均数密度が高すぎる。また、Ｓｉ-ｒｉｃｈクラスタの平均割合が低すぎる。このため、降伏比が０.５６を超え、全伸びが２６％未満であり、成形性が劣る。
【０１１０】
比較例Ｎｏ．２７は、第１段目の再加熱後の冷却速度が小さすぎる例である。このため、Ｓｉ-ｒｉｃｈクラスタの割合が低くなりすぎる。このため、降伏比が０.５６を超え、全伸びが２６％未満であり、成形性が劣る。
【０１１１】
比較例Ｎｏ．２８は、第２段目の再加熱温度が高すぎる例である。このため、過剰にクラスタが形成し、Ｍｇ-ｒｉｃｈクラスタが多く形成され、Ｓｉ-ｒｉｃｈクラスタの平均割合が低すぎる。このため、降伏比が０.５６を超え、全伸びが２６％未満であり、成形性が劣る。
【０１１２】
比較例Ｎｏ．２９は、第２段目の再加熱温度が低すぎる例である。このため、Ｓｉ-ｒｉｃｈクラスタの平均割合が低すぎる。このため、降伏比が０.５６を超え、全伸びが２６％未満であり、成形性が劣る。
【０１１３】
比較例Ｎｏ．３０は、第２段目の再加熱でのＴ×ｔ１/４が大きすぎる例である。このため、クラスタの平均数密度が高すぎる。このため、降伏比が０.５６を超え、全伸びが２６％未満であり、成形性が劣る。
【０１１４】
比較例Ｎｏ．３１は、第２段目の再加熱でのＴ×ｔ１/４が小さすぎる例である。このため、Ｓｉ-ｒｉｃｈクラスタの平均割合が低すぎる。このため、全伸びが２６％未満であり、成形性が劣る。
【０１１５】
したがって、以上の実施例の結果から、自動車パネル材用として、従来の組成や製造条件を大きく変えることなく、高成形性６０００系アルミニウム合金板を得るための、本発明で規定する組成や組織の要件を全て満たすことの意義が裏付けられる。
【産業上の利用可能性】
【０１１６】
本発明によれば、自動車パネル材用として、従来の組成や製造条件を大きく変えることなく製造できる、高成形性６０００系アルミニウム合金板を得ることができる。この結果、自動車パネル材用として、６０００系アルミニウム合金板の適用を拡大できる。