(57)【要約】【課題】低温での塗装焼付硬化処理であっても、安定した高強度が得られるＡｌ―Ｓｉ―Ｍｇ系アルミニウム合金板を提供する。【解決手段】Ｍｇ：０.２〜２.０質量％、Ｓｉ：０.３〜２.０質量％、Ｆｅ：０．５質量％以下、Ｌｉ：０．００５〜０．１質量％を含み、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とする。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｇ：０.２〜２.０質量％、
Ｓｉ：０.３〜２.０質量％、
Ｆｅ：０．５質量％以下、
Ｌｉ：０．００５〜０．１質量％を含み、
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。
【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。より詳しくは、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系の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、自動車パネル、特にフード、ドア、ルーフなどの大型ボディパネル（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、成形性や塗装焼付硬化特性に優れた、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。
【０００３】
このアルミニウム合金材として、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系のＡＡ乃至ＪＩＳ規格の６０００系（以下、単に６０００系とも記す）アルミニウム合金板が多く使用されている。
【０００４】
この６０００系（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系）アルミニウム合金板は、前記パネルへのプレス成形後のパネルの塗装焼付処理により硬化して、強度（硬度）が向上し、パネルとしての必要な強度を確保できる、優れた塗装焼付硬化特性がある。以下、この塗装焼付硬化特性をベークハード性あるいはＢＨ性ともいう。
【０００５】
従来から、このような６０００系アルミニウム合金板の塗装焼付硬化特性の向上に関して、Ｍｇ−Ｓｉ系クラスタを制御することが種々提案されている。このクラスタ制御につき、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（以下、「ＤＳＣ」ともいう。）曲線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。
【０００６】
例えば、特許文献１及び２では、低温での時効硬化能を阻害している要因として、これらＭｇ−Ｓｉ系クラスタ、特に、Ｓｉ／空孔クラスタ（ＧＰI）の生成量を規制することが提案されている。特許文献１には、室温時効抑制と低温時効硬化能を阻害するＧＰIの生成量を規制するために、Ｔ４材（溶体化処理後自然時効後）のＤＳＣにおいて、ＧＰIの溶解に相当する１５０〜２５０℃の温度範囲における吸熱ピークがないことを規定している。また、特許文献１では、このＧＰIの生成を抑制乃至制御するために、溶体化及び室温まで焼入れ処理した後に、７０〜１５０℃で０．５〜５０時間程度保持する低温熱処理を施している。
【０００７】
また、特許文献３では、低温での時効硬化能を得るため、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と、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とを制御している。
【０００８】
特許文献４では、低温での時効硬化能を得るため、６０００系アルミニウム合金板の調質処理後のＤＳＣ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Ｗ１との比Ｗ２／Ｗ１を２０．０以下としている。ここで、前記発熱ピークＷ１は、人工時効硬化処理時のβ”相（Ｍｇ２Ｓｉ相）の核生成サイトとなるＧＰゾーンの析出に対応しており、Ｗ１のピーク高さが高いほど、人工時効硬化処理の際のβ”の核生成サイトとなるＧＰゾーンが、調質処理後の板に予め形成、確保されているとする。一方、発熱ピークＷ２の方は、β”相自体の析出ピークに対応しており、プレス成形される板を予め低耐力化させて成形性を確保するために、この発熱ピークＷ２の高さを小さくするとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開平１０−２１９３８２号公報
【特許文献２】特開２０００−２７３５６７号公報
【特許文献３】特開２００３−２７１７０号公報
【特許文献４】特開２００５−１３９５３７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
しかしながら、前述の従来技術であっても、室温で時効硬化しやすく、かつ室温時効時間などの条件が種々異なるようなＡｌ―Ｓｉ―Ｍｇ系のアルミニウム合金板を、加熱温度が１５０℃又は１３５℃などの低温の塗装焼付硬化処理で、安定して高強度（高硬度）とすることは難しいという実情がある。
【００１１】
本発明は、前述の実情に鑑みてなされたものであり、低温の塗装焼付硬化処理であっても、安定した高強度が得られるＡｌ―Ｓｉ―Ｍｇ系のアルミニウム合金板を提供することを主目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
すなわち、本発明は、Ｍｇ：０.２〜２.０質量％、Ｓｉ：０.３〜２.０質量％、Ｆｅ：０．５質量％以下、Ｌｉ：０．００５〜０．１質量％を含み、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を提供する。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、低温の塗装焼付硬化処理であっても、安定して高強度が得られるＡｌ―Ｓｉ―Ｍｇ系のアルミニウム合金板を得ることができる。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
以下、本発明を実施するための形態について、詳細に説明する。なお、本発明は、以下に説明する実施形態に限定されるものではない。
また、本発明でいう「アルミニウム合金板」とは、冷間圧延後、調質処理を施した後の板（圧延板）をいう。
【００１５】
アルミニウム合金板の化学成分組成：
先ず、本発明の実施形態に係る６０００系アルミニウム合金板の化学成分組成について、説明する。
【００１６】
対象とする６０００系のアルミニウム合金板は、自動車パネルに成形された後の、塗装焼付処理などの例えば１３５℃〜１７０℃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、必要な強度（硬度）を確保できる優れた時効硬化能（ＢＨ性）を有していることが要求される。
また、前記した自動車の外板用の板などとして、優れた成形性及び溶接性、又は耐食性などの諸特性もあわせて要求される。
【００１７】
このような要求特性を満足するため、本実施形態に係るアルミニウム合金板では、Ｍｇ：０．２〜２．０質量％、Ｓｉ：０．３〜２．０質量％、Ｆｅ：０．５質量％以下、及びＬｉ：０．００５〜０．１質量％を各々含み、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるものと規定する。
【００１８】
これらＭｇ、Ｓｉ、Ｆｅ及びＬｉ以外の、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｔｉ、及びＺｎなどのその他の元素は、本実施形態のアルミニウム合金板のＬｉ含有による効果を発揮させるために、いずれも０．０２質量％以下の含有量（許容量）とする。
【００１９】
上記各元素の含有量範囲と意義又は許容量について以下に説明する。
【００２０】
［Ｓｉ：０．３〜２.０質量％］
ＳｉはＭｇとともに、本実施形態のアルミニウム合金板において、塗装焼付処理などの、例えば１３５℃〜１７０℃の低温での人工時効処理時に、ＢＨ性に効く時効析出物であるβ”相の析出量を満足し、時効硬化能を高めるために必須の元素である。また、固溶強化や、プレス成形性に影響する全伸びを向上させる効果もある。
【００２１】
しかしながら、Ｓｉ含有量が０．３質量％未満の場合、Ｓｉの絶対量が不足するため、前記β”相の析出量が不足して、ＢＨ性が著しく低下する可能性がある。更には、全伸びなどの機械的特性も兼備することが難しくなる。
一方、Ｓｉ含有量が２．０質量％を超えると、粗大な晶出物及び析出物が形成されて、曲げ加工性や全伸びなどが著しく低下するおそれがある。更に、溶接性も著しく阻害されるおそれがある。
よって、本実施形態のアルミニウム合金板では、Ｓｉの含有量を０．３〜２．０質量％、好ましくは０.５〜１.２質量％とする。
【００２２】
［Ｍｇ：０．２〜２．０質量％］
Ｍｇは、Ｓｉとともに塗装焼付処理などの前記低温での人工時効処理時に、ＢＨ性に効く時効析出物であるβ”相の析出により、時効硬化能を高めるために必須の元素である。また、固溶強化や、プレス成形性に影響する全伸びを向上させる効果もある。
【００２３】
しかしながら、Ｍｇ含有量が０．２質量％未満の場合、Ｍｇの絶対量が不足するため、前記β”相の析出量が不足して、ＢＨ性が著しく低下する可能性がある。更には、全伸びなどの機械的特性も兼備することが難しくなる。
一方、Ｍｇ含有量が２．０質量％を超えると、粗大な晶出物及び析出物が形成されて、曲げ加工性や全伸びなどが著しく低下するおそれがある。更に、溶接性も著しく阻害されるおそれがある。
よって、本実施形態のアルミニウム合金板では、Ｍｇの含有量を０．２〜２．０質量％とし、好ましくは０.３〜１.０質量％とする。
【００２４】
［Ｆｅ：０．５質量％以下］
アルミニウム合金板のリサイクルの観点から、溶解原料として、高純度アルミニウム地金だけではなく、Ａｌ合金スクラップ材、低純度アルミニウム地金などを溶解原料として使用した場合には、Ｆｅの混入量（含有量）が必然的に多くなる。ただし、ＦｅはＡｌとの金属間化合物を形成するため、Ｆｅの含有量が０．５質量％までであれば、本実施形態のアルミニウム合金板におけるＬｉ含有による効果発現に対して悪影響を及ぼさない。
したがって、本実施形態のアルミニウム合金板では、Ｆｅの含有量を０．５質量％以下とし、好ましくは０.３質量％以下とする。
【００２５】
［Ｌｉ：０．００５〜０．１質量％］
Ｌｉは、塗装焼付処理などの前記低温での人工時効処理時に、ＢＨ性に効くβ”相の析出を促進して、このβ”相の析出量を増加させる。この点で、Ｌｉは時効硬化能を高めるために必須の元素である。
【００２６】
Ｌｉ含有量が０．００５質量％未満の場合、Ｌｉの絶対量が不足するため、前記β”相の析出量が不足して、ＢＨ性が著しく低下する可能性がある。
一方、Ｌｉは、溶解、鋳造時に鋳塊に含有させること自体が難しく、多く含有させることができない。また、Ｌｉ含有量が０．１質量％を超えると、成形性や全伸びなどが著しく低下するおそれがある。
よって、本実施形態のアルミニウム合金板では、Ｌｉの含有量を０．００５〜０.１質量％とし、好ましくは０.０２〜０.１質量％とする。
【００２７】
なお、６０００系アルミニウム合金板の分野において、特開平１１−７１６２３号公報では、自動車ボディパネル用として、プレス成形性、耐食性、塗装焼付後の強度向上を目的として、鋳造時に生じる晶出物を微細分散させたり球状化させるために、Ｎａ、Ｓｒ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｔｅ、Ｂａ、Ｌｉ、Ｋ、Ｂｉ、Ｐ、Ａｓ、及びＳｅの元素のうち１種以上を添加することが開示されている。このように、この特許文献では、鋳造時に生じる晶出物を微細分散又は球状化させるための添加元素として、Ｌｉが使用され得ることが記載されているが、Ｌｉに特化されているわけではない。
【００２８】
本実施形態のアルミニウム合金板のように、前述の元素のうちのＬｉだけの特異な効果である、低温での塗装焼付処理時にＢＨ性に効く時効析出物であるβ”相の析出を促進させる効果については、従来技術では、認識も示唆もされていなかった。
【００２９】
また、前述の特開平１１−７１６２３号公報では、上述の通り、Ｌｉを添加できるものの、その実施例においても、板の製法は冷延板後に焼鈍して製造したことが記載されているだけである。つまり、この特許文献には、焼鈍（調質処理）が、溶体化、焼入れ処理であるか単なる焼鈍であるかや、その温度条件など、具体的な条件は記載されていない。したがって、この特許文献では、本実施形態に係るアルミニウム合金板で規定するようなβ”相の析出物が存在する組織となっているか否かは全く不明であり、むしろ、そのような組織になってはいない蓋然性の方が高い。
【００３０】
［残部：Ａｌ及び不可避的不純物］
前述したＭｇ、Ｓｉ、Ｆｅ及びＬｉの各成分以外の成分、すなわち残部は、Ａｌ及び不可避的不純物である。本実施形態のアルミニウム合金板では特に、そのアルミニウム合金板におけるＬｉ含有による効果を発揮させるために、不可避的不純物はいずれも０．０２質量％以下の含有量（許容量）に規制する。不可避的不純物としては、例えば、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｎなどが挙げられる。
【００３１】
製造方法：
次に、本実施形態のアルミニウム合金板の製造方法について説明する。
本実施形態のアルミニウム合金板は、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。
【００３２】
（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。
【００３３】
（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に行われる。そのため、均質化熱処理温度は、５００℃以上でアルミニウム合金板の融点未満、均質化時間は４時間以上の範囲から適宜選択される。
【００３４】
（熱間圧延）
この均質化熱処理後の熱間圧延は、好ましくは開始温度を４００℃〜固相線温度として行う。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、成形性などの特性を更に向上させるために実施しても良い。
【００３５】
（冷間圧延）
冷間圧延では、上記熱延板を所望の最終板厚の冷延板に圧延する。前記荒鈍と同様の目的で、この冷間圧延のパス間で中間焼鈍を行っても良い。
【００３６】
（溶体化及び焼入れ処理）
冷延板に調質処理として溶体化焼入れ処理を行う。各元素の十分な固溶量を得るためには、溶体化処理温度を５２０℃以上とすることが好ましい。保持時間はできるだけ長い方が望ましい。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ために、焼入れ時の冷却速度はできるだけ早い方が望ましく、水冷することが好ましい。
【００３７】
（再加熱処理）
この室温まで焼入れ冷却した後に得られた板を、必要により再加熱処理（予備時効処理）する。この再加熱処理は好ましくは７０〜１５０℃の温度域に、バッチ炉では１時間以上保持する。
【００３８】
以上述べた本実施形態のアルミニウム合金板では、６０００系アルミニウム合金にＬｉを特定範囲の量で含有する。これによって、加熱温度が例えば１３５℃〜１７０℃などの低温条件での塗装焼付硬化処理であっても、塗装焼付後の強度（硬度）を安定して高めた６０００系のアルミニウム合金板を提供することができる。このため、本実施形態のアルミニウム合金板は、例えば自動車などの輸送機の部材に適用することができる。
【実施例】
【００３９】
以下、本発明の実施例及び比較例を挙げて、本発明の効果について具体的に説明する。
【００４０】
以下に説明する実施例及び比較例では、それぞれ６０００系アルミニウム合金板を、溶体化及び焼入れ処理後の調質（再加熱処理）条件で作り分けた。
【００４１】
表１に示すように、同じ合金組成同士の実施例１及び２と、同じ合金組成同士の比較例１及び２の６０００系アルミニウム合金冷延板を各々製造して、溶体化及び焼入れ処理後の調質工程をタイプＡとタイプＢとした二種類に作り分けた。
調質工程タイプＡは、溶体化及び焼入れ処理後に３０分室温保持したままのアルミニウム合金板とした。
調質工程タイプＢは、溶体化及び焼入れ処理後に１００℃×５時間の予備時効処理後に３０分室温保持させたアルミニウム合金板とした。
【００４２】
アルミニウム合金冷延板の具体的な製造条件は次の通りである。
表１に示す各組成の鋳塊をＤＣ鋳造法により共通して溶製して鋳塊とした。この際、実施例１及び２はＬｉを含む同じ組成、比較例１及び２はＬｉを含まない同じ組成とした。続いて、鋳塊を、各例とも共通して、５４０℃×４時間均熱処理した後、熱延開始温度を５４０℃として熱間圧延を開始し、厚さ２．５ｍｍの熱延板とした。この熱延板を、各例とも共通して、そのまま荒焼無しで、また冷延パス途中の中間焼鈍無しで、冷間圧延を行い、厚さ１．０ｍｍの冷延板とした。
【００４３】
更に、この各冷延板を、各例とも共通して、硝石炉で５５０℃×３０分溶体化処理し、その後直ちに室温まで水冷する、溶体化焼入れ処理を行った。この後、前記タイプＡ、Ｂの二種類の調質を行った。
【００４４】
これら調質後の各アルミニウム合金板から供試板（ブランク）を任意に切り出し、各供試板の組織と特性とを以下の通り測定、評価した。これらの結果も表１に示す。
【００４５】
（塗装焼付硬化特性）
前記供試板の塗装焼付相当の人工時効処理後の強度を調査するために、各例とも、１３５℃、１５０℃、及び１７０℃の各々異なる温度で共通して２０分間保持した。
【００４６】
（ビッカース硬度）
ビッカース硬度の測定は、ビッカース硬度計（株式会社マツザワ製）にて、０.５ｋｇの荷重を加え、前記供試板表面の任意の箇所を７箇所計測して、最大値と最小値を除外した５点の値を平均化した。この測定は、１３５℃、１５０℃、及び１７０℃の各温度での人工時効処理後に行った。この結果を表１に示す。
【００４７】
【表１】
2015010259.tif 000002
【００４８】
表１に示す通り、実施例１及び２は、組成としてＬｉを含むなど本発明範囲内であった。この結果、実施例１及び２のアルミニウム合金板では、１３５℃、１５０℃、及び１７０℃の各温度での人工時効処理後のビッカース硬さが、同じ調質工程タイプの比較例に比べて高いものであった。
【００４９】
これに対して、比較例１及び２のアルミニウム合金板は、調質を含めて実施例と同じ条件で製造しているものの、Ｌｉを含有していない。この結果、比較例１及び２のアルミニウム合金板では、１３５℃、１５０℃、及び１７０℃の各温度での人工時効処理後のビッカース硬さが、同じ調質工程タイプの実施例に比べて劣っていた。
【００５０】
以上の実施例の結果から、低温条件での塗装焼付相当の人工時効処理後の強度向上に対して、本発明で規定するＬｉ及び組織を満たす必要性があることが裏付けられる。