(57)【要約】【課題】成形性、塗装焼付け硬化性、曲げ性、耐糸錆性及び耐応力腐食割れ性に優れたアルミニウム合金板並びにその製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｍｇ：０．４〜１．５％、Ｓｉ：０．５〜１．３％を含有し、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｖ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｂの１種又は２種以上を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、Ｓｉ／Ｍｇ：０．５〜１．５を満足し、結晶粒界近傍の析出物希薄領域の幅が８０ｎｍ以下であることを特徴とする成形性、塗装焼付け硬化性、及び耐食性に優れたアルミニウム合金板。Ｃｕ：０．２〜１．３％を含有しても良い。溶解、鋳造し、熱間圧延及び冷間圧延後、５００〜５７０℃の温度で０〜１２０ｓ保持した後、２５０℃まで２５〜３００℃／ｓの冷却速度で１次冷却し、その後、２５０℃〜室温まで１〜２５℃／ｓの冷却速度で２次冷却する製造方法。【選択図】      なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｍｇ：０．４〜１．５％、
Ｓｉ：０．５〜１．３％
を含有し、
Ｍｎ：０．０１〜０．５％、
Ｃｒ：０．００１〜０．５％、
Ｆｅ：０．００１〜０．５％、
の１種又は２種以上を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、
Ｓｉ／Ｍｇ：０．５〜１．５
を満足し、結晶粒界近傍の析出物希薄領域の幅が８０ｎｍ以下であることを特徴とする成形性、塗装焼付け硬化性及び耐食性に優れたアルミニウム合金板。
【請求項２】
質量％で、さらに、
Ｃｕ：０．１〜１．５％
を含有を含有することを特徴とする、請求項１記載の成形性、塗装焼付け硬化性及び耐食性に優れたアルミニウム合金板。
【請求項３】
質量％で、さらに、
Ｖ  ：０．０１〜０．５％、
Ｚｒ：０．０１〜０．５％、
Ｔｉ：０．００１〜０．５％、
Ｂ  ：０．０００１〜０．０５％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１又は２記載の成形性、塗装焼付け硬化性及び耐食性に優れたアルミニウム合金板。
【請求項４】
請求項１〜３の何れか１項記載の成分からなるアルミニウム合金を溶解、鋳造し、熱間圧延及び冷間圧延後、５００〜５７０℃まで加熱し、その温度で０〜３００ｓ保持した後、保持温度から２００〜３００℃の範囲まで２５〜３００℃／ｓで１次冷却し、その後、１〜２５℃／ｓ未満で２次冷却することを特徴とする、請求項１〜３の何れか１項記載の成形性、塗装焼付け硬化性及び耐食性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、プレス、曲げ等の成形性に優れ、塗装焼付け時に析出硬化して降伏強度が上昇する、即ち、優れた塗装焼付け硬化性（以下ＢＨ性）を有し、かつ、耐食性、特に耐応力腐食割れ性に優れた自動車用材料等に好適なアルミニウム合金板及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車の燃費向上を目的とした車体の軽量化が検討されており、自動車用材料へのアルミニウム合金板の適用が進められつつある。この用途には高強度で、プレス、曲げ等の成形性に優れた材料が要求されるため、成形後に塗装焼き付け時の析出硬化により高強度を得る熱処理型のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金が開発されている。Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は製造性に優れ、またストレッチャー−ストレイン模様が出現し難いという長所を有しており、自動車ボディパネル等の外板に最適である。
【０００３】
このようなＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金として、特許文献１〜６に、成形性、ＢＨ性及び耐食性に優れたアルミニウム合金板及びその製造方法が開示されている。しかし、これらの合金は、塗装膜下の糸状腐食に対する耐性である耐糸錆性には優れるものの、ＢＨ後の耐応力腐食割れ性には劣る可能性があった。
【０００４】
また、特許文献７には溶体化処理後、直ちに予備時効処理を施し、さらに亜時効処理を施すことにより、成形性、ＢＨ性及び耐糸錆性を向上させたパネル材並びに曲げ加工性及び耐ＳＣＣ性、耐糸錆性を向上させた構造材が開示されている。しかし、アルミニウム合金は、１６０〜１８０℃程度で熱処理を施すと、耐ＳＣＣ性が低下するという問題があった。
【０００５】
【特許文献１】
特開平１０−６０５６７号公報
【特許文献２】
特開平１０−２１９３８１号公報
【特許文献３】
特開２０００−１４４２９４号公報
【特許文献４】
特開２００１−２００２７号公報
【特許文献５】
特開２００１−２９５００８号公報
【特許文献６】
特開２００２−４７５８０号公報
【特許文献７】
特開２００２−２０６１５２号公報
【特許文献８】
特開２０００−１８０２２０号公報
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、特に自動車材料等に好適な、成形性、曲げ性、塗装焼付け硬化性、耐糸錆性及び耐応力腐食割れ性に優れたアルミニウム合金板及びその製造方法を提供するものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明は、Ｓｉ／Ｍｇを限定し、析出速度が速い温度域での冷却速度を速くして粒界析出物の生成を抑制し、さらに溶質が粒界に拡散する温度域での冷却速度を遅くすることによって粒界近傍に生成する析出物希薄領域（Ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ  Ｆｒｅｅ  Ｚｏｎｅ、ＰＦＺという）の幅を狭くし、成形性、曲げ性、塗装焼付け硬化性、耐糸錆性及び耐応力腐食割れ性を向上させたアルミニウム合金並びにその製造方法である。
（１）  質量％で、Ｍｇ：０．４〜１．５％、Ｓｉ：０．５〜１．３％を、含有し、Ｍｎ：０．０１〜０．５％、Ｃｒ：０．００１〜０．５％、Ｆｅ：０．００１〜０．５％の１種又は２種以上を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、Ｓｉ／Ｍｇ：０．５〜１．５を満足し、結晶粒界近傍の析出物希薄領域の幅が８０ｎｍ以下であることを特徴とする成形性、塗装焼付け硬化性及び耐食性に優れたアルミニウム合金板。
（２）  質量％で、さらに、Ｃｕ：０．１〜１．５％を含有することを特徴とする（１）記載の成形性、塗装焼付け硬化性及び耐食性に優れたアルミニウム合金板。
（３）  質量％で、さらに、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｚｒ：０．０１〜０．５％、Ｔｉ：０．００１〜０．５％、Ｂ：０．０００１〜０．０５％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、（１）又は（２）記載の成形性、塗装焼付け硬化性及び耐食性に優れたアルミニウム合金板。
（４）  （１）〜（３）の何れか１項記載の成分からなるアルミニウム合金を溶解、鋳造し、熱間圧延及び冷間圧延後、５００〜５７０℃まで加熱し、その温度で０〜３００ｓ保持した後、保持温度から２００〜３００℃の範囲まで２５〜３００℃／ｓで１次冷却し、その後、１〜２５℃／ｓ未満で２次冷却することを特徴とする、（１）〜（３）の何れか１項記載の成形性、塗装焼付け硬化性及び耐食性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。
【０００８】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金及びＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金において曲げ性が低下する原因は結晶粒界に生じたＭｇ−Ｓｉ系析出物及びＭｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系析出物であり、耐糸錆性及び耐応力腐食割れ性の低下の原因は、結晶粒界近傍のＭｇ、Ｓｉ及びＣｕ濃度が低下し、粒内との電位差を生じることであると考えた。粒界の溶質濃度が減少した領域は、１７０℃で２０時間の熱処理を施した後に透過型電子顕微鏡（ＴＥＭという）で、１〜５０ｎｍ程度の極微細な針状の析出物が見られない領域、いわゆるＰＦＺとして観察される。ＰＦＺは、例えば「アルミニウムの組織と性質」（軽金属学会発行、４０周年記念事業実行委員会記念出版部会編集、１９９１年１１月３０日発行）第２８１頁図７に示されている。
【０００９】
まず、曲げ性を向上させるために、溶体化処理後の冷却速度の制御によるＭｇ−Ｓｉ系析出物及びＭｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系析出物の粒界析出の抑制を検討した。Ｍｇ：０．２〜１．５％、Ｓｉ：０．４〜１．８％及びＣｕ：０．０５〜１．５％を含有する種々のアルミニウム合金を溶解、鋳造、熱間圧延及び冷間圧延して１ｍｍ厚の冷延板とした。圧延方向に直交する幅方向を長手として、４０〜５０ｍｍ×２５０〜５００ｍｍに切断し、中央部に熱電対を装着した。
【００１０】
このアルミニウム合金板の長手方向の両端を５０〜１００ｍｍを掴み部として、ロードセル、張力制御機能、通電加熱機能及びガス冷却機能を有する試験機に装着した。加熱時にはアルミニウム合金板が膨張し、冷却時には収縮するため、張力を１ＭＰａ以下になるように調整しながら、通電加熱により５３０〜５７０℃の範囲に２０℃／ｓで加熱し、０〜６０ｓ保持した。その後、通電加熱とＨｅガス冷却を組み合わせて冷却速度を１〜３００℃／ｓの範囲で制御しながら板の中央部の長手方向に１００ｍｍの範囲を室温まで冷却した。Ｈｅガスを噴出した範囲は、Ｈｅガスを噴出するノズルの角度及び形状の調整によって制御した。冷却後、直ちに液体窒素中に浸漬し、保管した。
【００１１】
その後、６０〜１００℃加熱したシリコンオイルバス中に１〜６０時間保持する熱処理を施した。さらに、平行部の長さが２５ｍｍ、幅が１６ｍｍの引張試験片を採取し、評点距離２０ｍｍの伸び計を装着し、引張試験機にて５％の引張歪みを導入した。この際、０．２％耐力を測定した。さらに、この試験片を用いて、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４８に準拠して曲げ試験を行った。支えの直径は１０ｍｍ、支え間の距離は４ｍｍとし、押金具は鋼製であり、試験片と接触する部位の厚さは１ｍｍ、先端部は半径０．５ｍｍの半円形状とした。試験片の中央部に押金具を接触させて引張試験機により試験力を負荷して１６０〜７０°曲げた後、板厚１ｍｍのアルミニウム合金板を挟み、万力により１８０°曲げた。
【００１２】
曲げ部の外側部分の割れを観察して、肉眼で割れが見られるものを×とした。肉眼で割れが見られないものについて、ＪＩＳ  Ｚ  ２３４３に準拠して浸透探傷試験を行った。浸透液は染色浸透液、余剰浸透液の除去剤は有機溶剤、現像剤は速乾式現像剤を用いた。割れの観察は、ルーペを用いて４倍に拡大し、割れが見られるものを△、見られないものを○として評価した。その結果、曲げ試験の評点を△とするには、冷却速度を２５℃／ｓ以上とすることが必要であり、評点を○とするには冷却速度を５０℃／ｓ以上とすることが好ましいことがわかった。
【００１３】
さらにＰＦＺについては、析出速度が遅く、かつ粒界に溶質が拡散する温度域での冷却速度を遅くすることを検討した。即ち、析出物を生成せず、かつＭｇ、Ｓｉ及びＣｕが粒界に拡散する温度域での冷却速度を遅くすれば、ＰＦＺの幅を狭くすることが可能であると考えられる。
【００１４】
そこで本発明者らは、さらに以下の検討を行った。上記と同様に試料を製造し、同様の試験装置を用いて、冷却速度を２段階に変化させた。通電加熱により５３０〜５７０℃の範囲に２０℃／ｓで加熱し、０〜６０ｓ保持した。その後、通電加熱とＨｅガス冷却を組み合わせて冷却速度を２５〜３００℃／ｓの範囲で制御しながら板の中央部の長手方向に１００ｍｍの範囲を冷却し、１００〜３５０℃の冷却速度を２５℃未満にした。冷却後、直ちに液体窒素中に保管した。
【００１５】
この試験片を液体窒素より取り出し、６０〜１００℃加熱したシリコンオイルバス中に１〜６０時間保持する熱処理を行った後、さらに１７０℃で２０時間の熱処理を施し、耐応力腐食割れ性を、ＪＩＳ  Ｈ  ８７１１に準じて評価した。耐応力腐食割れ性は、ＪＩＳ  Ｈ  ８７１１の１号試験片及び１号試験片用冶具を用いて０．２％耐力の７５％を負荷し、３．５％ＮａＣｌ液に１０分浸漬、５０分乾燥を繰り返し１２０日間実施し、５個の試料すべてに割れが発生しなかったものを○、１個以上４個以下に割れが発生したものを△、５個全てに割れが発生したものを×として評価した。その結果、３００℃以下の冷却速度を２５℃／ｓ未満にすることにより、耐応力腐食割れ性が良好になることがわかった。
【００１６】
さらにこの試験片から薄膜試料を作製し、ＴＥＭを用いて２００００倍で観察し、粒界近傍を視野に入れ、５視野の写真を撮影した。その５視野の、ＴＥＭにより組織を観察し、撮影した写真（ＴＥＭ組織写真という）を用いて、１視野当たり５箇所のＰＦＺの幅を測定した。ＰＦＺの幅は、粒界に直交する方向のＰＦＺの長さとし、ノギスで２５箇所測定し、その平均値で評価した。その結果、耐応力腐食割れ性が良好であった試験片のＰＦＺの幅は、８０ｎｍ以下であることがわかった。さらに、成分の影響については、Ｓｉ／Ｍｇ比の低下がによってＰＦＺの幅が狭くなることがわかった。
【００１７】
以下、本発明について詳細に説明する。
【００１８】
まず、好適な成分組成範囲の限定理由について説明する。なお％は質量％を意味する。
【００１９】
Ｍｇ：Ｍｇは本発明の基本となる合金元素であり、塗装焼付け時にギニエ−プレストン・ゾーン（Ｇｕｉｎｉｅｒ−Ｐｒｅｓｔｏｎ  Ｚｏｎｅ、ＧＰゾーンという）を生じてＢＨ性の発現に寄与するものである。この効果は、Ｍｇ量が０．４％未満では不十分であり、一方、１．５％超では粗大な析出物を生じ、成形性及び曲げ性を劣化させる。従って、Ｍｇ量は０．４〜１．５％の範囲とした。
【００２０】
Ｓｉ：Ｓｉも本発明の基本となる合金元素であり、塗装焼付け時にＧＰゾーンを生じてＢＨ性の発現に寄与するものであるが、Ｓｉ量が０．５％未満ではこの効果は十分ではない。一方、Ｓｉ量が１．３％を超えると粗大な析出物を生じ、成形性及び曲げ性を損なう。従ってＳｉ量は、０．５〜１．３％の範囲とした。
【００２１】
Ｓｉ／Ｍｇ：ＳｉをＭｇよりも過剰に添加する、即ちＳｉ／Ｍｇを大きくするとＧＰゾーンの析出が促進されるためにＢＨ性が向上するが、粒界析出を促進させて曲げ性、耐糸錆性及び耐応力腐食割れ性を低下させる。Ｓｉ／Ｍｇが、０．５未満ではＢＨ性を向上させる効果が不十分で、１．５を超えると曲げ性、耐糸錆性及び耐応力腐食割れ性が低下する。従ってＳｉ／Ｍｇの範囲を０．５〜１．５とする。
【００２２】
さらに、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｆｅの１種又は２種以上を含有させる。
【００２３】
Ｍｎ：Ｍｎは強度向上と結晶粒径の微細化に有効な元素であるが、Ｍｎ量が０．０１％未満では効果が小さく、０．５％超では多量の析出物を生じて曲げ性を損なう。従って、Ｍｎ量は０．０１〜０．５％の範囲とした。
【００２４】
Ｃｒ：Ｃｒも強度向上と結晶粒径の微細化に有効な元素であるが、０．００１％未満では効果が小さく、０．５％超では多量の析出物を生じ、曲げ性を損なう。従って、Ｃｒ量は０．００１〜０．５％の範囲とした。さらに微細な析出物の生成を抑制し、曲げ性を向上させるには、Ｃｒ量を０．００１〜０．０５％とすることが好ましく、０．００１〜０．０２％が最適である。
【００２５】
Ｆｅ：Ｆｅは強度向上と鋳塊組織の微細化に有効な元素であるが、その含有量が０．００１％未満では効果が小さいため、Ｆｅ量の下限を０．００１％以上とする。また、０．５％を超えると粗大な晶出物を生じて成形性を低下させるため、Ｆｅ量の上限を０．５％以下とした。さらに成形性及び曲げ性を向上させるには、Ｆｅ量を０．００１〜０．１５％とすることが好ましい。
【００２６】
さらに成形性を向上させるためにＣｕを含有させることが有効である。
【００２７】
Ｃｕ：Ｃｕは、成形性を向上させるが、耐糸錆性及び耐応力腐食割れ性を低下させる元素である。Ｃｕ量が０．１％未満では成形性を向上させる効果が小さいため、Ｃｕ量の下限を０．１％以上とする。一方、１．５％を超えると耐糸錆性及び耐応力腐食割れ性が低下し、また粗大な析出物を生じて成形性及び曲げ性を損なうことから、Ｃｕ量の上限を１．５％以下とした。
【００２８】
さらに必要に応じて、Ｖ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｂの１種又は２種以上を含有させてもよい。
【００２９】
Ｖ：Ｖは強度向上と結晶粒の微細化に有効な元素であるが、その含有量が０．０１％未満では効果が小さく、０．５％超では粗大な析出物を生じて成形性を低下させる。従って、Ｖ量を０．０１〜０．５％の範囲とした。
【００３０】
Ｚｒ：Ｚｒも強度向上と結晶粒の微細化に有効な元素であるが、その含有量が０．０１％未満では効果が小さく、０．５％超では粗大な析出物を生じて成形性を低下させる。従って、Ｚｒ量を０．０１〜０．５％の範囲とした。
【００３１】
Ｔｉ：Ｔｉは強度向上と鋳塊組織の微細化に有効な元素であるが、その含有量が０．００１％未満では効果が小さく、０．５％超では粗大な析出物を生じて成形性を低下させる。従って、Ｔｉ量を０．００１〜０．５％の範囲とした。
【００３２】
Ｂ：Ｂも強度向上と鋳塊組織の微細化に有効な元素であるが、０．０００１％未満では効果が小さく、０．０５％超では粗大な析出物を生じて成形性を低下させる。従って、Ｂ量を０．０００１〜０．０５％の範囲とした。
【００３３】
ＰＦＺは、１７０℃で２０時間の熱処理を施した後にＴＥＭで組織観察を行うと、極微細な針状の析出物が見られない領域として観察される。ＰＦＺは結晶粒界近傍と粒内との電位差を生じて耐糸錆性及び特に耐応力腐食割れを低下させるため、幅が狭いほど良い。ＰＦＺの幅が８０ｎｍを超えると耐糸錆性及び特に耐応力腐食割れ性が低下するため上限とする。下限は０ｎｍであることが好ましい。
【００３４】
ＰＦＺの幅は、粒界に直交する方向のＰＦＺの長さであり、２００００倍のＴＥＭ組織写真を用いてノギスで測定することができる。ＴＥＭ組織写真は、３〜１０視野撮影し、ＴＥＭ組織写真を用いて、１視野当たり２〜５箇所のＰＦＺの幅を測定し、合計６〜５０箇所の平均値を算出する。
【００３５】
次に、本発明のアルミニウム合金板の好適な製造方法について詳しく説明する。本発明のアルミニウム合金は、鋳造後、熱間圧延及び冷間圧延によって冷延板とし、溶体化処理後の冷却を、２段階の冷却速度とするものである。鋳造後に均質化焼鈍を施しても良く、冷間圧延工程において中間焼鈍を施しても良い。均質化焼鈍は、凝固組織中の微細な析出物の再固溶を促進するものであり、５００〜５８０℃で１〜２０時間保持することが好ましい。中間焼鈍により、冷間加工組織を再結晶させ、析出物の再固溶を促進するためには、５００〜５７０℃まで加熱し、その温度で０〜３００ｓ保持することが好ましい。また、溶体化処理後、予備時効処理を施しても良い。
【００３６】
溶体化処理は、冷間加工組織を再結晶させ、冷延板に生じているＭｇ２Ｓｉ等の析出物を固溶させるために施す。この温度が５００℃よりも低いとＭｇ、Ｓｉ等の溶質元素が十分に固溶しないため、成形性及びＢＨ性が低下する。一方、５７０℃を超えると結晶粒径が粗大化して成形性及び曲げ性を損なう。また、保持時間は溶体化処理温度に到達後、保持せずに冷却しても良いが、保持すると溶質元素の固溶が促進される。しかしながら、保持温度が３００ｓよりも長いと結晶粒径が粗大化して成形性及び曲げ性を損なうため、保持時間は３００ｓ以下とする。さらに、好ましい保持時間は１２０ｓ以下である。
【００３７】
溶体化処理後の冷却は２段階で行う。これは、高温での冷却を速くすることにより粒界への析出物の生成を抑制し、その後、冷却速度を遅くして粒界への溶質元素の拡散を促進させ、ＰＦＺの幅を狭くし、成形性、ＢＨ性、曲げ性、耐糸錆性及び耐応力腐食割れ性を向上させるものである。
【００３８】
一次冷却の開始温度は溶体化処理温度である。一次冷却の終了温度は、３００℃よりも高いと二次冷却で粒界に析出物を生じて曲げ性を損ない、２００℃よりも低いと溶質の粒界への粒界速度が遅く、ＰＦＺの幅が８０ｎｍ超よりも広くなり、耐糸錆性及び特に耐応力腐食割れ性が低下する。従って、一次冷却の終了温度を２００〜３００℃の範囲とする。なお好ましい範囲は、２２０〜２８０℃であり、最適範囲は２３０〜２６０℃である。
【００３９】
一次冷却の冷却速度は、２５℃／ｓより遅いと析出物を生じ、曲げ性及び耐食性、特に耐応力腐食割れ性を損なうため下限とする。また、上限は速いほど良いが、現状の技術では３００℃／ｓを超えることは難しい。
【００４０】
二次冷却の開始温度は上記の一次冷却の終了温度であり、二次冷却の終了温度は規定しないが、１５０℃以下であることが好ましい。これは、二次冷却を１５０℃よりも高い温度で終了すると、固溶元素が粒界に拡散する時間が比較的短くなり、ＰＦＺの幅がやや広くなるためである。二次冷却の終了温度の下限は規定しないが、その後の予備時効処理の条件によって、変化させることが好ましく室温以上であれば良い。ＢＨ性を向上させるためには、二次冷却の終了温度の下限を７０℃以上とすることが好ましい。
【００４１】
また、二次冷却の冷却速度は、１℃／ｓ未満ではＧＰゾーン、クラスター等、Ｍｇ−Ｓｉ系の極微細な析出物を生じて、曲げ性を損なうため１℃／ｓ以上を下限とする。また２５℃／ｓ以上では溶質元素の粒界への拡散が不十分で、ＰＦＺの幅が８０ｎｍ超よりも広くなり、耐糸錆性及び特に耐応力腐食割れ性を損なうため、２５℃／ｓ未満を上限とする。
【００４２】
【実施例】
以下、本発明を実施例で説明する。
【００４３】
（実施例１）
表１に示す成分のアルミニウム合金を溶解、鋳造後、５４０℃で１５時間保持する均質化処理を施した後、熱間圧延及び冷間圧延により、厚さ１ｍｍの冷延板とした。これらの冷延板に５４０℃で１秒保持する溶体化処理を施した後、表２に示す条件で冷却した。さらに、室温での放置時間を１時間以内として、耐力が１２０〜１３０ＭＰａの範囲となるように６０〜９０℃の温度範囲で１〜５０時間保持する予備時効処理を施し、その後、７日間室温に放置した。
【００４４】
冷却は、ファンによる制御冷却、ミスト冷却、水冷によって行ったが、冷却条件は、加熱炉の雰囲気温度、冷却条件、通板速度をパラメータとして熱伝導計算によって決定した。なお、熱伝導計算に必要なパラメータは、実験室で熱電対を装着した試験片を制御冷却して求めた。
【００４５】
引張試験及び成形試験を、それぞれＪＩＳ  Ｚ  ２２４１及びＪＩＳ  Ｚ  ２２４７に準拠して実施した。成形性はエリクセン値で評価し、１０．０以上を良好とした。引張試験及び成形試験の結果を、表３のＢＨ前の欄に示した。塗装焼付け熱処理に相当する１８０℃で３０分の熱処理をＢＨとし、ＢＨを行った後に引張試験をＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して実施した。得られた０．２％耐力を表３のＢＨ後の欄に示した。ＢＨ後の０．２％耐力からＢＨ前の０．２％耐力を減じて、ΔＢＨとして表３に示した。ＢＨ後の０．２％耐力は、１９０ＭＰａ以上を良好とした。また、プレス成形はＢＨ前に行うため、ＢＨ前の０．２％耐力が低い方が成形性を向上させるためには好ましく、ＢＨ後は０．２％耐力が高い方が好ましい。そのため、ΔＢＨは、７５ＭＰａ以上を良好とした。
【００４６】
アルミニウム合金板の曲げ性は、０．２％耐力の上昇とともに低下するため、０．２％耐力をほぼ同等と見なすことができる範囲である１４５〜１５５ＭＰａに調整した。０．２％耐力の調整は、６０〜１００℃のオイルバスに１〜１００時間保持する熱処理によって行った。熱処理の条件は、成分によって異なるため、予備試験を行って決定した。
【００４７】
曲げ試験を行う前に、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１の５号試験片に、評点距離２５ｍｍの伸び計を装着し、引張試験機にて５％の引張歪みを導入した。この際、０．２％耐力を測定し、１４５〜１５５ＭＰａの範囲であることを確認した。
【００４８】
さらに、この試験片を用いて、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４８に準拠して曲げ試験を行った。支えの直径は１０ｍｍ、支え間の距離は４ｍｍとし、押金具は鋼製であり、試験片と接触する部位の厚さは１ｍｍ、先端部は半径０．５ｍｍの半円形状とした。試験片の中央部に押金具を接触させて引張試験機により試験力を負荷して１６０〜１７０°曲げた後、板厚１ｍｍのアルミニウム合金板を挟み、万力により１８０°曲げた。
【００４９】
その外側部分の割れを観察して、肉眼で割れが見られるものを×とし、肉眼で割れが見られないものについては、ＪＩＳ  Ｚ  ２３４３に準拠して浸透探傷試験を行った。さらに、ルーペを用いて４倍に拡大し、割れが見られるものを△、見られないものを○として評価した。
【００５０】
耐糸錆性は、２％の引張歪を与えた後１７０℃で２０分の熱処理を施した合金板を用いて評価した。試料に脱脂、水洗、燐酸亜鉛処理、水洗、塗装を行い、試料表面にナイフで人工疵を入れた。その後、ＪＩＳ  Ｚ  ２３７１に準じて２４時間の塩水噴霧試験を行った後、温度４５℃、湿度８５％で１０００時間暴露した。その後、試料表面の最大糸錆長さを測定し、最大糸錆長さが１ｍｍ未満を○、１ｍｍ以上２ｍｍ未満を△、２ｍｍ以上を×として耐糸錆性を評価した。
【００５１】
耐応力腐食割れ性は、オイルバスを用いて試験片に１７０℃で２０時間の熱処理を施した後、評価した。応力腐食割れ試験の前に、負荷応力を決定するために、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して引張試験を行い、０．２％耐力を求めた。応力腐食割れ試験は、ＪＩＳ  Ｈ  ８７１１に準じて、ＪＩＳ  Ｈ  ８７１１の１号試験片及び１号試験片用冶具を用いて行ったが、試料数を５、負荷応力を耐力の７５％とし、３．５％ＮａＣｌ液に１０分浸漬、５０分乾燥を繰り返し１２０日間実施した。耐応力腐食割れ性は、５個の試料すべてに割れが発生しなかったものを○、１個以上４個以下に割れが発生したものを△、５個全てに割れが発生したものを×として評価した。
【００５２】
析出物希薄領域は、応力腐食割れ試験に用いた試料と同様に、１７０℃で２０時間の熱処理を施した合金板から試料を作成し、ＴＥＭを用いて、２００００倍の倍率で粒界近傍の１０視野を写真撮影し、１〜１００ｎｍ程度の極微細な針状の析出物が観察されない領域の粒界からの距離を合計２０箇所測定し、その平均値として評価した。なお、ＰＦＺの幅は、ＰＦＺの粒界に直交する方向の長さであり、ＴＥＭ組織写真を用いてノギスで測定した。
【００５３】
試験結果を表３に示す。本発明のアルミニウム合金板Ｎｏ．１〜２０は、塗装焼付け後の耐力、成形性及び曲げ性が良好である。一方、本発明以外の成分を有する比較例の合金Ｎｏ．２１はＭｇ量が、Ｎｏ．２３はＳｉ量が、本発明の範囲よりも少ないため、成形性及びＢＨ性が低い。また、Ｎｏ．２２はＭｇ量が、Ｎｏ．２４はＳｉ量が本発明の範囲よりも多く、粒界に粗大な析出物を生じ、ＰＦＺの幅も広く、成形性、曲げ性及び耐食性が低下している。Ｎｏ．２５は、Ｓｉ／Ｍｇが本発明の範囲よりも大きいため、粒界に析出物を生じ、ＰＦＺの幅も広く、曲げ性及び耐食性が低下している。Ｎｏ．２６はＳｉ／Ｍｇが本発明の範囲よりも低いため、ＢＨ性が低い。
【００５４】
【表１】
2004211176.tif 000002
【００５５】
【表２】
2004211176.tif 000003
【００５６】
【表３】
2004211176.tif 000004
【００５７】
（実施例２）
表１のＡ２、Ａ１９及びＡ２０に示す成分のアルミニウム合金を溶解、鋳造後、５５０℃で１０時間保持する均質化処理を施した後、熱間圧延及び冷間圧延により、厚さ１ｍｍの冷延板とした。これらの冷延板に表４に示す条件で溶体化処理を施して冷却した。さらに、室温での放置時間を１時間以内として、耐力が１２０〜１３０ＭＰａの範囲となるように６０〜９０℃の温度範囲で１〜５０時間保持する予備時効処理を施した。その後、７日間室温に放置して、実施例１と同様の試験を行った。
【００５８】
試験結果を表５に示す。本発明のアルミニウム合金板Ｎｏ．２７〜３５は、成形性、曲げ性及び塗装焼き付け処理後の耐力が良好である。一方、Ｎｏ．３６は溶体化処理の温度が低いため粒界に析出物を生じ、粒界析出物占有率が大きく、曲げ性が低下している。また、溶質元素の固溶が不十分であり、成形性及びＢＨ性も低下している。一方、Ｎｏ．３７は溶体化処理温度が高く、Ｎｏ．３８は、溶体化処理の保持時間が長いため、結晶粒径が粗大化して成形性及び曲げ性が低下している。Ｎｏ．３９は一次冷却の終了温度が本発明の範囲よりも高いため粒界析出が多くなり、曲げ性が低下している。
【００５９】
Ｎｏ．４０は一次冷却の終了温度が本発明の範囲よりも低いため、粒界近傍のＰＦＺの幅が広くなり、耐食性が低下している。Ｎｏ．４１は一次冷却の冷却速度が本発明の範囲よりも遅いため粒界析出が多くなり、曲げ性が低下している。また、Ｎｏ．４２は、二次冷却の冷却速度が本発明の範囲よりも速いため、粒界近傍のＰＦＺの幅が広くなり、耐食性が低下している。
【００６０】
【表４】
2004211176.tif 000005
【００６１】
【表５】
2004211176.tif 000006
【００６２】
【発明の効果】
本発明によれば、成形、曲げ性、塗装焼付け硬化性、耐糸錆性及び耐応力腐食割れ性に優れた自動車用材料などに好適なアルミニウム合金板及びその製造方法を提供できる。本発明合金の適用により自動車重量の著しい軽量化が可能であり、産業上の価値のみならず、温室効果ガス排出量削減への貢献も極めて高い。