(57)【要約】【課題】優れた塗装焼付け硬化性、量産性、及び成形性を有する成形加工用アルミニウム合金板及びその製造方法を提供する。【解決手段】鋳造工程（Ｓ１１）、均質化処理工程（Ｓ１２）、熱間圧延工程（Ｓ１３）、冷間圧延工程（Ｓ１４）及び溶体化処理工程（Ｓ１５）を施す成形加工用アルミニウム合金板の製造方法において、溶体化処理工程（Ｓ１５）を５００℃〜５８０℃の温度で行い、６００℃／分以上の冷却速度で１００℃以下にした後、５分以内に０．５％〜５％の歪みを導入する歪導入工程（Ｓ１６）を施し、さらに５０〜１２０℃で２〜２４時間の予備時効処理工程（Ｓ１７）を施す。【選択図】図１
2015040340.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
製造後７日間以上室温で保持した後のアルミニウム合金板の引張強さをＴＳ、０．２％耐力をＹＳとすると、ＴＳ／ＹＳ＝１．５０〜１．９０であり、かつ伸びが２５％を超えることを特徴とする成形加工用アルミニウム合金板。
【請求項２】
前記合金板の組成として、質量％でＭｇ：０．３〜１．５％、Ｓｉ：０．３〜１．５％を含有し、かつＭｎ：０．０３〜０．６％、Ｃｕ：０．０３〜１．０％、Ｃｒ：０．０４〜０．４％、Ｆｅ：０．０３〜１．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、Ｚｎ：０．０３〜１．０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、さらにＳｉ／Ｍｇが質量比で１以上であり、かつ残部がＡｌおよび不可避不純物からなることを特徴とする請求項１に記載の成形加工用アルミニウム合金板。
【請求項３】
鋳造工程、均質化処理工程、熱間圧延工程、冷間圧延工程及び溶体化処理工程を施す成形加工用アルミニウム合金板の製造方法において、前記溶体化処理工程を５００℃〜５８０℃の温度で行い、６００℃／分以上の冷却速度で１００℃以下にした後、９分以内に０．５％〜５％の歪みを導入する歪導入工程を施し、さらに５０〜１２０℃で２〜２４時間の予備時効処理工程を施すことを特徴とする成形加工用アルミニウム合金板の製造方法。
【請求項４】
前記合金板の組成として、質量％でＭｇ：０．３〜１．５％、Ｓｉ：０．３〜１．５％を含有し、かつＭｎ：０．０３〜０．６％、Ｃｕ：０．０３〜１．０％、Ｃｒ：０．０４〜０．４％、Ｆｅ：０．０３〜１．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、Ｚｎ：０．０３〜１．０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、さらにＳｉ／Ｍｇが質量比で１以上であり、かつ残部がＡｌおよび不可避不純物からなることを特徴とする請求項３に記載の成形加工用アルミニウム合金板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車ボディシートや部品、各種機械器具、家電部品などの素材として成形加工を施して使用されるアルミニウム合金板及びその製造方法に関し、特に、塗装焼付けのような時効処理により優れた強度を有するアルミニウム合金板及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来、自動車のボディシートには鋼板圧延板が用いられてきたが、排出ガス削減、燃費向上などの対策とした自動車車体軽量化の観点でアルミニウム合金圧延板が積極的に使用されるようになっている。自動車のボディシートに用いられるアルミニウム合金には、プレス加工を施して使用されるため、成形性が良いこと、高強度であることが要求される。
【０００３】
自動車のボディシートの一般的な工法としては、成形前は材料の耐力を低く抑えておき、成形後の塗装焼付けにおける温度上昇を利用して時効硬化させ、ボディシートとして必要な強度を得る手法が用いられる。
【０００４】
これらの背景から、自動車用ボディシートには素板の状態では低耐力でありながら、時効硬化により高い強度を得られる時効硬化型の６０００系アルミニウム合金、すなわちＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金が用いられる。
【０００５】
このＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を用いたアルミニウム合金板は、一般的に、鋳造、均質化処理、熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理の手順により製造される。この際、溶体化処理の後に焼入れを行い、この焼入れ後に予備時効処理を行って強化寄与相に変化しやすいＭｇ−Ｓｉクラスタ（即ち、強化寄与相の前駆相）を析出させて、成形後の塗装焼付けによる時効硬化能を改善する方法がある。ここで、強化寄与相は、ＭｇとＳｉからなる析出物であるβ’’相であり、溶体化処理・焼入れ後に適切な温度で予備時効を行うことにより、この強化寄与相に変化しやすい高温クラスタができる。これに対して、溶体化処理・焼入れ後に室温付近で保持すると、強化寄与相に変化しにくい低温クラスタができる。
【０００６】
この予備時効に関して、特許文献１では、５０〜１００℃で１〜２４時間の予備時効処理後に、さらにスキンパス圧延等により歪みを板表面に付与することによって、室温放置中に形成され、塗装焼付け温度域で強化寄与相に変化しにくいＭｇ−Ｓｉ低温クラスタの形成を抑制し、フラットヘム加工性、耐デント性、ＡＢ耐力を向上させたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を開示している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００３−２４７０４０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
上述したように、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の時効硬化能を高めるには、室温放置中に形成され、塗装焼付け温度域で強化寄与相に変化しにくいＭｇ−Ｓｉ低温クラスタの生成を抑制することが必要となる。
【０００９】
しかしながら、特許文献１に開示された方法では、スキンパス圧延のような手法で板厚表面への歪導入を想定しているため、板厚内部では歪付与による低温クラスタの形成抑制に伴う特性改善効果が十分に得られない可能性がある。
【００１０】
また、特許文献１に開示された方法では、予備時効処理の後に歪付与を行っているため、歪導入までに所定の時間（例えば、１〜２４時間）を要することになる。このため、連続熱処理設備を用いて同一熱処理工程内で予備時効処理と歪付与とを連続的に行うことが困難であり、量産性を考慮すると非効率になってしまう。
【００１１】
さらに、特許文献１で開示されているアルミニウム合金では伸びが２５％以下となっており、成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金としては成形性が低いことが問題となる可能性がある。
【００１２】
本発明は上記事情を鑑みてなされたものであり、優れた塗装焼付け硬化性、量産性、及び成形性を有する成形加工用アルミニウム合金板及びその製造方法を提供することを目的とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
上記課題を解決するべく本発明者らが種々実験・検討を行った結果、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造工程において、溶体化処理後の一定時間内に歪付与に伴う転位導入することにより、後の予備時効処理における低温クラスタの形成が抑制され、塗装焼付け処理のような人工時効処理後に優れた塗装焼付け硬化性を有するアルミニウム合金板を提供できることを見出した。
【００１４】
さらに、本発明者らは、製造後所定期間を経たアルミニウム合金板の引張強さをＴＳとし、０．２％耐力をＹＳとしたときにその比であるＴＳ／ＹＳをパラメータとし、このＴＳ／ＹＳが所定の範囲にあるときに人工時効処理後に優れた塗装焼付け硬化性を有することを見出し、本発明を完成させるに至った。
【００１５】
即ち、本発明の成形加工用アルミニウム合金板は、製造後７日間以上室温で保持した後のアルミニウム合金板の引張強さをＴＳ、０．２％耐力をＹＳとすると、ＴＳ／ＹＳ＝１．５０〜１．９０であり、かつ伸びが２５％を超えることを特徴とする。
【００１６】
また、本発明の成形加工用アルミニウム合金板の製造方法は、鋳造工程、均質化処理工程、熱間圧延工程、冷間圧延工程及び溶体化処理工程を施す成形加工用アルミニウム合金板の製造方法において、前記溶体化処理工程を５００℃〜５８０℃の温度で行い、６００℃／分以上の冷却速度で１００℃以下にした後、５分以内に０．５％〜５％の歪みを導入する歪導入工程を施し、さらに５０〜１２０℃で２〜２４時間の予備時効処理工程を施すことを特徴とする。
【００１７】
前記合金板の組成として、質量％でＭｇ：０．３〜１．５％、Ｓｉ：０．３〜１．５％を含有し、かつＭｎ：０．０３〜０．６％、Ｃｕ：０．０３〜１．０％、Ｃｒ：０．０４〜０．４％、Ｆｅ：０．０３〜１．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、Ｚｎ：０．０３〜１．０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、さらにＳｉ／Ｍｇが質量比で１以上であり、かつ残部がＡｌおよび不可避不純物からなることが好ましい。
【発明の効果】
【００１８】
本発明によれば、優れた強度及び成形性を有するアルミニウム合金板を、量産的規模においても低コストで確実かつ安定して製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】本発明の成形加工用アルミニウム合金板の製造方法の一例を示すフローチャートである。
【図２】一般的な塗装焼付け温度域（１５０〜２００℃）における示差走査熱量計（ＤＳＣ）によるＤＳＣ曲線の測定結果を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
以下、本発明に係る成形加工用アルミニウム合金板及びその製造方法について詳細に説明する。
【００２１】
本発明の成形加工用アルミニウム合金板は、製造後７日間以上室温で保持した後のアルミニウム合金板の引張強さをＴＳ、０．２％耐力をＹＳとすると、ＴＳ／ＹＳ＝１．５０〜１．９０の範囲とされる。このＴＳ／ＹＳについて以下に詳細に説明する。
【００２２】
（ＴＳ／ＹＳ）
本発明のアルミニウム合金板は、後述するように、製造工程の所定の段階で歪を導入することにより、歪付与しなかった合金板と比べて引張強さ(ＴＳ)が減少し、０．２％耐力（ＹＳ）が増加するという特徴を有する。ＴＳの減少は低温クラスタの形成量の減少、ＹＳは加工硬化による。従って、これらの特徴から、ＴＳからＹＳを除した値（ＴＳ／ＹＳ）を算出することで、歪付与に伴う転位導入の有無、および転位導入による低温クラスタの抑制効果の有無を判断することができる。
【００２３】
本発明では、ＴＳ／ＹＳを１．５０〜１．９０の範囲に規定する。ＴＳ／ＹＳが１．５０未満では、ひずみ付与量が大き過ぎることにより、加工硬化によってＹＳが大きくなり過ぎたことを示すものであり、材料の延性が非常に低くなってしまっているので、プレス成形性が大幅に低下してしまう。これに対してＴＳ／ＹＳが１．９０を超えると、ひずみ付与量が小さ過ぎることにより、転位導入量が不足して、低温クラスタの抑制効果が不十分となり、多量に低温クラスタが形成されてＴＳが大幅に増大したことを示しており、塗装焼付硬化性が大幅に低下してしまう。
【００２４】
また、製造後７日間以上としたのは、７日間未満の室温放置ではクラスタ形成がまだ不安定であって、それに伴い機械的特性も不安定となり、ＴＳ／ＹＳ比が定まらない場合があるからである。一方、後述の実施例の表２における７日後と３０日後のＴＳ／ＹＳ比を比較するとほぼ変化がない。このため、ＴＳ／ＹＳ比の算出する際には、製造から７日以上室温でクラスタを析出させた後、引張試験を行うのが望ましい。
ここで、「製造後」とは、鋳造工程から予備時効処理工程までを行ってアルミニウム合金板を製造した後のことをいう。
【００２５】
製造後７日間以上室温で保持した後のＴＳ、ＹＳそれぞれについては、特に制限するものではないが、ＴＳは２００ＭＰａ以上、２７０ＭＰａ以下が好ましい。また、ＹＳは９０ＭＰａ以上、１６０ＭＰａ以下が好ましい。
【００２６】
（アルミニウム合金材の伸び）
本発明のアルミニウム合金板は、伸びが２５％を超えるものとしている。２５％以下では成形性が低く、プレス成形時に破断してしまう可能性があるからである。他方、上限は特に制限はないが実際上のびの限度を考慮して３３％程度とすることが好ましい。
【００２７】
［アルミニウム合金板の合金組成］
本発明のアルミニウム合金板としては、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金もしくはＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金であれば良く、具体的な成分組成は特に制約するものではないが、質量％でＭｇ：０．３〜１．５％、Ｓｉ：０．３〜１．５％を含有し、かつＭｎ：０．０３〜０．６％、Ｃｕ：０．０３〜１．０％、Ｃｒ：０．０４〜０．４％、Ｆｅ：０．０３〜１．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、Ｚｎ：０．０３〜２．５％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、さらにＳｉ／Ｍｇが質量比で１以上であり、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を素材とすることが好ましい。
【００２８】
以下に素材合金の成分組成の限定理由について説明する。
【００２９】
（Ｍｇ）
Ｍｇは本発明で対象としている系の合金で基本となる合金元素であって、Ｓｉと共同して強度向上に寄与する。Ｍｇ量は、０．３〜１．５％の範囲内とすることが好ましい。Ｍｇ量が０．３％未満では塗装焼付け時に析出硬化によって強度向上に寄与するＧ．Ｐ．ゾーンの生成量が少なくなるため、充分な強度向上が得られない。一方１．５％を超えると、粗大なＭｇ−Ｓｉ系の金属間化合物が生成され、成形性、特に曲げ加工性が低下し易くなる。
【００３０】
（Ｓｉ）
Ｓｉも本発明の系の合金で基本となる合金元素であって、Ｍｇと共同して強度向上に寄与する。また、Ｓｉは、鋳造時に金属Ｓｉの晶出物として生成され、その金属Ｓｉ粒子の周囲が加工によって変形されて、溶体化処理の際に再結晶核の生成サイトとなるため、再結晶組織の微細化にも寄与する。Ｓｉ量は０．３〜１．５％の範囲内とすることが好ましい。Ｓｉ量が０．３％未満では上記の効果が充分に得られず、一方１．５％を超えると粗大なＳｉ粒子や粗大なＭｇ−Ｓｉ系の金属間化合物が生じて、成形性、特に曲げ加工性の低下を招き易くなる。
【００３１】
（Ｓｉ／Ｍｇ比）
優れた時効硬化性を実現するために、Ｓｉ／Ｍｇ比は質量比で１以上とすることが好ましい。Ｓｉ／Ｍｇ比が質量比で１未満では、組成によっては時効硬化性が低下することがある。時効硬化性の低下により、塗装焼付け処理後の耐力値の低下が引き起こされ、自動車ボディパネル用途に必要な耐デント性が大幅に低下してしまう。なお、Ｓｉ／Ｍｇ比の上限は、Ｓｉの上限（下限）とＭｇの下限（上限）から求めることができ、Ｓｉの上限が１．５％、Ｍｇの下限が０．３％であるため、Ｓｉ／Ｍｇ比の上限は５となる。
【００３２】
（Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｆｅ、Ｚｎ、Ｔｉ）
これらの元素は、強度向上や結晶粒微細化、あるいは時効性（焼付け硬化性）の向上や表面処理性の向上に有効であり、いずれか１種または２種以上を添加することができる。
【００３３】
これらのうちＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒは、強度向上と結晶粒の微細化および組織の安定化に効果がある元素である。Ｍｎは０．０３〜０．６％の範囲内、Ｃｒ、Ｚｒは０．０１〜０．４％の範囲内とすることが好ましい。Ｍｎの含有量が０．０３％未満、もしくはＣｒまたはＺｒの含有量が０．０１％未満では、上記の効果が充分に得られない。一方、Ｍｎの含有量が０．６％を超えるか、あるいはＣｒ、Ｚｒの含有量がそれぞれ０．４％を超えれば、上記の効果が飽和するばかりでなく、多数の金属間化合物が生成されて成形性に悪影響を及ぼすおそれがある。
【００３４】
Ｆｅも強度向上と結晶粒微細化に有効な元素である。Ｆｅ量は、０．０３〜０．５％の範囲内とすることが好ましい。その含有量が０．０３％未満では充分な効果が得られず、一方、０．５％を超えれば、成形性、特にヘム曲げ加工性が低下するおそれがある。
【００３５】
Ｚｎは時効性向上を通じて強度向上に寄与するとともに表面処理性の向上に有効な元素である。Ｚｎ量は、０．０３〜１．０％の範囲内とすることが好ましい。Ｚｎの添加量が０．０３％未満では上記の効果が充分に得られず、一方１．０％を超えれば成形性が低下してしまう。
【００３６】
Ｔｉも強度向上と鋳塊組織の微細化に有効な元素である。Ｔｉ量は、０．００５〜０．２％の範囲内とすることが好ましい。その含有量が０．００５％未満では充分な効果が得られず、一方０．２％を超えればＴｉ添加の効果が飽和するばかりでなく、粗大な晶出物が生じるおそれがある。
【００３７】
Ｃｕは強度向上および成形性向上のために添加されることがある元素である。Ｃｕ量は、０．０３〜１．０％であることが望ましい。その含有量が０．０３％未満では充分な効果が得られず、一方１．０％を超えると耐食性（耐粒界腐食性、耐糸錆性）が劣化する。
【００３８】
（不可避的不純物）
以上の各元素のほか、地金や中間合金に含まれているものは基本的にはＡｌおよび不可避的不純物であり、本発明の効果を妨げるものではないため、このような不可避的不純物の含有も許容される。
【００３９】
なお、前述のＭｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｎの含有量範囲は、それぞれ意図的に添加する場合の範囲として示したものであり、いずれも下限値より少ない量を不純物として含有する場合を排除するものではない。特に、０．０３％未満のＦｅは、通常のアルミ地金を用いれば不可避的に含有されるのが通常である。
【００４０】
また、時効性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金、時効性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金においては、高温時効促進元素あるいは室温時効抑制元素であるＡｇ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｂｅ、あるいはＳｎを微量添加することがある。本発明の場合も微量添加であればこれらの元素の添加も許容され、それぞれ０．３％以下であれば特に所期の目的を損なうことはない。
【００４１】
［アルミニウム合金板の製造方法］
図１に、本発明の成形加工用アルミニウム合金板の製造方法の一例を示す。
本発明に係るアルミニウム合金板は、鋳造工程（Ｓ１１）、均質化処理工程（Ｓ１２）、熱間圧延工程（Ｓ１３）、冷間圧延工程（Ｓ１４）、溶体化処理工程（Ｓ１５）、歪導入工程（Ｓ１６）、予備時効処理工程（Ｓ１７）及び時効処理工程（Ｓ１８）を経て製造される。以下、項目毎に分けて説明する。
【００４２】
（鋳造工程：Ｓ１１）
所定の成分に溶解調整されたアルミニウム合金溶湯を、通常の溶解鋳造法を適宜選択して鋳造する。ここで通常の溶解鋳造法としては、例えば半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法）や薄板連続鋳造法（ロールキャスト法等）などを含む。
【００４３】
（均質化処理工程：Ｓ１２）
均質化処理は、溶湯凝固時の合金元素のミクロ偏析を緩和し、併せてＭｎ、Ｃｒをはじめとする各種の遷移元素を含む場合には、これらを主成分とする金属間化合物の分散粒子を、マトリクス中に均一かつ高密度に析出させるための工程である。均質化処理の加熱時間は、通常は１時間以上とし、また経済的な理由から４８時間以内に終了させるのが通常である。但し、この均質化処理における加熱温度は、熱延前に熱延開始温度まで加熱する加熱処理温度に近いことから、熱延前加熱処理を兼ねて均質化処理を行なうことも可能である。
【００４４】
（熱間圧延工程：Ｓ１３）
この均質化処理の前もしくは後に適宜面削を施した後、例えば３００〜５９０℃程度の温度範囲内で熱間圧延を開始し、所定の板厚で熱間圧延を終了する。
【００４５】
（冷間圧延工程：Ｓ１４）
熱間圧延後は、さらに冷間圧延を行なって、通常０．７〜２．５ｍｍの範囲の最終板厚とする。
【００４６】
（溶体化処理工程：Ｓ１５）
鋳造、均質化、熱間圧延、および冷間圧延を経て所定の厚さまで圧延後、５００℃〜５８０℃の温度で溶体化処理を行う。この溶体化処理は、Ｍｇ２Ｓｉ、単体Ｓｉ等をマトリックスに固溶させ、これにより焼付け硬化性を付与して塗装焼付け後の強度向上を図るために重要な工程である。また、この工程は、Ｍｇ２Ｓｉ、単体Ｓｉ粒子等の固溶により第２相粒子の分布密度を低下させて、延性と曲げ性を向上させるためにおいても重要な工程である。
【００４７】
溶体化処理温度は５００℃以上、５８０℃以下とする。溶体化処理温度が５００℃未満の場合、室温での経時変化の抑制に対しては有利と考えられるが、その場合Ｍｇ２Ｓｉ、Ｓｉなどの固溶量が少なくなって、充分な焼付け硬化性が得られなくなるばかりでなく、延性と曲げ性も悪化する。なお、溶体化効果を特に重視する場合は、溶体化処理温度は５００℃以上とすることが好ましい。一方、溶体化処理温度の上限は特に規定しないが、共晶融解のおそれや再結晶粒粗大化等を考慮して、通常は５８０℃以下とする。
【００４８】
また、溶体化処理の時間は特に規制しないが、溶体化処理の時間は５分以内が望ましい。通常は５分を超えると溶体化効果が飽和し、経済性を損なうばかりではなく、結晶粒粗大化のおそれもあるからである。
【００４９】
溶体化処理後には、６００℃／分以上の冷却速度で焼入れする。溶体化処理後の冷却速度が６００℃／分未満では、冷却中にＭｇ２Ｓｉあるいは単体Ｓｉが粒界に多量に析出してしまい、成形性、特にヘム加工性が低下すると同時に、塗装焼付処理後の強度増加が低下して充分な強度が得られなくなる可能性がある。この冷却速度を達成するためには、ファンによる空冷でも良いが、より冷却速度が速い冷却液への浸漬や、ミスト状にした水の噴霧によって冷却するのがより好ましい。
【００５０】
前述のような冷却速度で室温まで焼入れた場合には、低温クラスタＭｇ−Ｓｉが形成される。この低温クラスタは、一般的な塗装焼付け温度域である１７０〜２００℃では強化寄与相であるβ’’相になりにくく、時効処理後の強度が低くなる可能性がある。このため、本発明では、室温冷却前に歪みを導入することで低温クラスタの形成を抑制する効果を付与している。
【００５１】
（歪導入工程：Ｓ１６）
まず、この歪の導入のタイミングを規定した理由について、以下で説明する。
【００５２】
図２は、５６０℃で溶体化処理し、２０℃／秒の冷却速度で空冷し、１００℃未満に焼入れてから１０分間、室温の水で水冷後、９０℃で４ｈの予備時効処理を施すプロセス１と、同様の冷却を施し、１００℃未満になってから５分間、室温の水で水冷、次いで１％の歪みを付与し、再び室温の水に５分間水冷した後、９０℃で４ｈの予備時効処理を施すプロセス２のそれぞれの処理を行ったアルミニウム合金について、示差走査熱量計(ＤＳＣ)によりＤＳＣ曲線を測定した結果を示す。
【００５３】
プロセス１では、プロセス２と比較して一般的な塗装焼付処理の温度域である１７０〜２００℃において析出や相変態に対応する発熱ピークが減少している。これは１０分間の室温保持において、塗装焼付処理温度域で強化寄与相の析出を抑制する低温クラスタが形成したためであると考えられる。
【００５４】
即ち、優れた時効硬化性を実現するためには、プロセス２のように、溶体化処理後、焼き入れて１００℃以下にしてから９分以内に、好ましくは５分以内に歪み導入する。また、量産性を考慮すると、連続熱処理工程において溶体化処理炉の後に歪み導入設備を配置し、溶体化処理後に連続して歪みを導入することが望ましい。
【００５５】
また、歪導入量は、０．５〜５．０％とする。０．５％未満では導入量が少なく低温クラスタの形成抑制の効果が低くなり、時効処理後の強度が低くなる可能性がある。一方で、歪付与量が５％を超えると延性の低下や加工硬化による高耐力化で成形性が低下することが懸念される。
【００５６】
歪導入は、圧延だけでなく、ロールレベラ、テンションレベラのような歪矯正設備を用い、これらを組み合わせて歪みを導入するのが好ましい。圧延のみで歪みを導入すると圧下率や板厚によっては歪みが板厚全体に導入されず、表層部分のみしか歪が入らないおそれがあり、歪付与による特性改善の効果が低くなる可能性があるためである。このため、ローラーレベラ、テンションレベラのような歪矯正設備による曲げ変形、もしくは引張変形により歪導入を行い、板厚全体に歪導入するのがより好ましい。板厚全体に歪を導入するとは、具体的には、板厚方向の表層部における歪量を１とした場合、板厚方向の１／４部の歪量が０．３以上であり、板厚方向の１／２部（板厚中心部）の歪量が０．１以上であることが好ましい。また、より好ましい条件としては、板厚方向の表層部における歪量を１とした場合、板厚方向の１／４部の歪量が０．５以上であり、板厚方向の１／２部（板厚中心部）の歪量が０．２５以上を満たす歪分布とする。
【００５７】
なお、導入する歪は圧縮歪、または引張歪、もしくはその両方を組み合わせた歪が該当する。
【００５８】
（予備時効処理工程：Ｓ１７）
上記の歪付与後、５０〜１２０℃で２〜２４時間の予備時効処理を行う。この予備時効処理により、塗装焼付温度域で代表的な強化寄与相であるβ”へ移行しやすい高温クラスタの形成、および安定化を行う。予備時効処理は長時間になると室温時効硬化が抑制されるが、一方で塗装焼付硬化性が低下するため、目的に応じて温度と時間の調整が必要となる。
【００５９】
予備時効処理の温度が５０℃未満では、高温クラスタの形成が不十分であるため塗装焼付硬化性が大幅に低下してしまう。一方、１２０℃を超えると高温クラスタではなく直接β”が析出して材料強度が大幅に上昇してヘム加工性が大幅に劣化してしまう。また、予備時効処理の時間が２時間未満では、高温クラスタの形成が不十分であるため塗装焼付硬化性が大幅に低下してしまう。一方、２４時間を超えると高温クラスタの形成は十分であるが一部がβ”に近い形まで成長して、材料強度が大幅に上昇してヘム加工性が大幅に劣化してしまう。
【００６０】
なお、連続熱処理工程においては、溶体化処理、焼入れ、歪導入の工程後に予備時効温度範囲で再加熱し、巻き取ったコイルを保温する徐冷を施してもよい。
【００６１】
（時効処理工程：Ｓ１８）
塗装焼付け処理のような人工時効処理を行い、強化寄与相であるＭｇとＳｉからなる析出物であるβ’’相を析出させ、優れた塗装焼付け硬化性を付与する。
【００６２】
（本実施形態の効果）
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造工程において、溶体化処理後の一定時間内に歪付与に伴う転位導入することにより、後の予備時効処理における低温クラスタの形成が抑制され、塗装焼付け処理のような人工時効処理後に優れた塗装焼付け硬化性及び伸びを有するアルミニウム合金板を提供できる。
【００６３】
また、予備時効処理の後ではなく、溶体化処理後に歪付与に伴う転位導入することにより、効率良く、量産性に優れた製造方法とすることができる。
【００６４】
さらに、ＴＳ／ＹＳをパラメータとし、このＴＳ／ＹＳを１．５０〜１．９０の範囲とすることにより、人工時効処理後に優れた塗装焼付け硬化性を有するものとすることができる。
【実施例】
【００６５】
以下に本発明の実施例を比較例と共に記載する。なお、以下の実施例は、本発明の効果を説明するためのものであり、実施例記載のプロセス、条件及び性能値が本発明の技術的範囲を制限するものではない。
【００６６】
表１に示す成分組成の合金記号Ａ１〜Ａ９について、それぞれの常法に従って溶製し、ＤＣ鋳造によりスラブに鋳造した。なお、Ａ１〜Ａ８は、いずれも合金の成分組成が本発明の実施形態で好ましいと規定する範囲内のものであり、Ａ９は、Ｓｉ／Ｍｇ比が１未満であって、本発明の実施形態で規定する範囲外のものである。
【表１】
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※‘―’は無添加を表す
【００６７】
得られた各スラブに対して、５５０℃、６ｈの条件で均質化を施し、熱間圧延に供した。熱間圧延は、終了温度を３００℃で４ｍｍまで行い、最終的に冷間圧延により１ｍｍの冷間圧延板を得た。
【００６８】
この冷間圧延板を試験片サイズに切断、加工した後、５３０℃もしくは５６０℃で１５分の溶体化処理を行い、１２００℃／分で２５℃の室温まで焼入れした。焼入れ後、室温で５分経過後に歪みを引張変形により表２に示す歪量で導入した。
【００６９】
歪導入後、表２に示す各条件で予備時効処理を行った。各予備時効処理の昇温速度は４５℃／秒、熱処理終了後の冷却速度は１０℃／秒で一定とし、徐冷と表示した処理では熱処理中に１℃／ｈの徐冷を行い、所定の熱処理時間が経過した後、室温大気に放冷した。
【表２】
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※ＢＨ：ベークハード処理の略であり、自動車ボディシート材の塗装焼付け処理に相当し、室温経時を考慮し、製造から３０日後の室温保持を経た素材に（２％ストレッチ＋時効処理）した後の０．２％耐力値を表す。
【００７０】
転位の導入による低温クラスタ形成の抑制効果を確認するため、各条件で作製したアルミニウム合金板より圧延直角方向が引張方向となるようにＪＩＳ５号形状の引張試験片を採取して、ＪＩＳＺ２２４１に従って引張試験を行って測定した引張強さ（ＴＳ）と０．２％耐力値（ＹＳ）より、ＴＳ／ＹＳ比を算出した。
【００７１】
なお、実施例では製造から７日間の室温保持後、引張試験を行い、ＴＳ／ＹＳ比の算出を行った。
【００７２】
各条件で作製したアルミニウム合金板の室温経時に伴う機械的特性の変化を調べるため、製造から３０日室温保持し、各板の素板における機械的特性（ＴＳ、ＹＳ、伸び）を上記と同様の方法で測定した。さらに、２％ストレッチを付与し１７０℃で２０分の塗装焼付処理を想定した時効処理を施し、その焼付前と後の各板について、引張方向が圧延方向に対して直角となるように引張試験を行って、上記と同様の方法で０.２％耐力(ＢＨ)を測定した。以上の各項目の測定値を表２に示す。
【００７３】
製造プロセス番号１〜１１は、いずれも製造プロセス条件、ＴＳ／ＹＳ比および伸びが本発明で規定する範囲を満たすものである。これに対して、製造プロセス番号１２〜１４、１６は、いずれも転位導入を行わずＴＳ／ＹＳ比が本発明の範囲外のものである。また、製造プロセス番号１５は、歪量が大きく、ＴＳ／ＹＳ比が本発明の範囲外のものである。製造プロセス番号１７は、製造プロセス条件およびＴＳ／ＹＳ比は本発明で規定する範囲を満たすものであるが、伸びが本発明で規定する範囲外のものである。
【００７４】
合金Ａ１を素材とした製造プロセス番号１〜４はいずれも、同じ合金Ａ１を素材とした製造プロセス番号１２〜１４と比較して、時効処理後の０．２％耐力値（ＢＨ）が優れることを確認した。また同様に、合金Ａ２を素材とした製造プロセス番号５は、同じ合金Ａ２を素材としたプロセス番号１６と比較して、時効処理後の０．２％耐力値（ＢＨ）が優れることを確認した。また、合金Ａ１を素材とした製造プロセス番号１５では、本発明で規定する範囲よりも大きな歪を付与したことにより、時効処理後の０．２％耐力値は比較的高い値を示しているが、伸びが２３％と本発明で規定する範囲よりも小さく、成形性が著しく低下してしまった。
【００７５】
また、製造プロセス番号１７は、Ｓｉ／Ｍｇ比が本発明の実施形態で規定する範囲外であるため、時効処理後の０．２％耐力値（ＢＨ）が著しく低い。
【００７６】
以上、本発明の実施形態を説明したが、この実施形態は、例として提示したものであり、発明の範囲を限定することは意図していない。この実施形態は、その他の様々な形態で実施されることが可能であり、発明の要旨を逸脱しない範囲で、種々の省略、置き換え、変更を行うことができる。この実施形態やその変形は、発明の範囲や要旨に含まれると同様に、特許請求の範囲に記載された発明とその均等の範囲に含まれるものである。
【図１】
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【図２】
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