(57)【要約】【課題】量産的な熱延ラインによって、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を製造する場合にでも、プレス成形時のリジングマークを防止し、プレス成形性や曲げ加工性にも優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法を提供することを目的とする。【解決手段】Ｓｉ：０．４〜１．３％、Ｍｇ：０．２〜１．２％、Ｍｎ：０．０１  〜０．６５％  、Ｃｕ：０．００１〜１．０％を含み、かつＳｉ／Ｍｇ  が質量比で１  以上であるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金鋳塊を均質化熱処理後に熱間圧延し、更に冷間圧延した後に溶体化および焼入れ処理するアルミニウム合金板の製造方法であって、前記均質化熱処理を３８０  〜４８０  ℃の温度範囲で行なうとともに、この温度範囲で熱間圧延を開始することである。【選択図】      なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｓｉ：０．４〜１．３％、Ｍｇ：０．２〜１．２％、Ｍｎ：０．０１  〜０．６５％  、Ｃｕ：０．００１〜１．０％を含み、かつＳｉ／Ｍｇ  が質量比で１  以上であるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金鋳塊を均質化熱処理後に熱間圧延し、更に冷間圧延した後に溶体化および焼入れ処理するアルミニウム合金板の製造方法であって、前記均質化熱処理を３８０  〜４８０  ℃の温度範囲で行なうとともに、この温度範囲で熱間圧延を開始することを特徴とする成形後の表面性状に優れたアウタパネル用アルミニウム合金板の製造方法。
【請求項２】
前記アウタパネルが自動車用である請求項１に記載の成形後の表面性状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、プレス成形後の表面性状に優れ、かつ成形性にも優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板（以下、アルミニウムを単にＡｌとも言う）の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、排気ガス等による地球環境問題に対して、自動車などの輸送機の車体の軽量化による燃費の向上が追求されている。このため、特に、自動車の車体に対し、従来から使用されている鋼材に代わって、より軽量なＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系（ＡＡ乃至ＪＩＳ  ６０００系）  アルミニウム合金材の適用が増加しつつある。
【０００３】
このＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系（以下６０００系とも言う）  のアルミニウム合金材の中でも、自動車のフード、フェンダー、ドア、ルーフ、トランクリッドなどのパネル構造体の、アウタパネル  （外板）  には、薄肉でかつ高強度アルミニウム合金板として、過剰Ｓｉ型の６０００系のアルミニウム合金板の使用が好ましい。
【０００４】
この過剰Ｓｉ型の６０００系アルミニウム合金は、基本的には、Ｓｉ、Ｍｇを必須として含み、かつＳｉ／Ｍｇ  が質量比で１  以上である組成を有する。過剰Ｓｉ型６０００系アルミニウム合金は優れた人工時効硬化能  （ベークハード性）  を有している。このため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とともに、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強度が向上し、アウタパネルとして必要な強度を確保できる利点がある。
【０００５】
また、これら過剰Ｓｉ型６０００系アルミニウム合金材は、Ｍｇなどの合金量が多い、他のＡｌ−Ｍｇ  系の５０００系アルミニウム合金などに比して、合金元素量が比較的少ない。このため、これら６０００系アルミニウム合金材のスクラップを、アルミニウム合金溶解材  （溶解原料）  として再利用する際に、元の６０００系アルミニウム合金鋳塊が得やすく、リサイクル性にも優れている。
【０００６】
一方、自動車のアウタパネルは、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。
【０００７】
このプレス成形に伴って生じる代表的な欠陥として、リジングマークと呼ばれる表面不良がある。このリジングマークが顕著に生じた場合、特に表面が美麗であることが要求されるアウタパネルでは、外観不良となって使用できない問題となる。
【０００８】
このリジングマークは、結晶学的方位の近い結晶粒が群れをなしていると、これら結晶粒群同士の境界で変形挙動が大きく異なることに起因して起こる、表面の凹凸である。このため、アルミニウム合金板の結晶粒が肌荒れを生じない程度に微細であってもプレス成形によって生じる点がやっかいである。このリジングマークは、パネル構造体の大型化や形状の複雑化、あるいは薄肉化などによりプレス成形条件が厳しくなった場合に特に生じ易い。また、プレス成形直後には比較的目立たず、そのままパネル構造体として塗装工程に進んだ後に目立ちやすくなるという問題もある。
【０００９】
このリジングマークの問題に対し、従来から、過剰Ｓｉ型６０００系アルミニウム合金鋳塊を５００  ℃以上の温度で均質化熱処理後に冷却して、３５０  〜４５０  ℃の比較的低温で熱延を開始することにより、リジングマークを防止することが公知である（例えば、特許文献１、２  参照）  。
【００１０】
【特許文献１】
特許第２８２３７９７  号公報
【特許文献２】
特開平８  −２３２０５２号公報
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、このように５００  ℃以上の温度で均質化熱処理後に、低温の熱延開始温度まで冷却する場合、この冷却の際の冷却速度が遅いと、Ｍｇ２Ｓｉ  系化合物が析出、粗大化するため、溶体化および焼入れ処理を高温、長時間化する必要が生じ、生産性を著しく低下させる問題がある。
【００１２】
近年、生産効率の点から、鋳塊は例えば５００ｍｍｔ以上に大型化している。この大型化した鋳塊ほど、均質化熱処理後に熱延開始温度まで急冷するに際し、その冷却速度および熱延開始温度を安定して制御することは、実際の製造設備上あるいは製造工程上の制約もあって、非常に困難なものとなる。したがって、実際の製造工程では、均質化熱処理後に低温の熱延開始温度まで冷却する場合、その冷却速度は必然的に遅いものとならざるを得ない。このため、現実には、前記比較的低温での熱延開始だけでは、最終製品の材料特性が不安定となったり、溶体化および焼入れ処理時の生産性の低下を招き、リジングマーク防止に効果的な方法とは言い難い。
【００１３】
本発明はこの様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、量産的な熱延ラインによって、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を製造する場合にでも、プレス成形時のリジングマークを防止し、プレス成形性や曲げ加工性にも優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法を提供しようとするものである。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
この目的を達成するために、本発明の成形後の表面性状に優れたアウタパネル用アルミニウム合金板の製造方法の要旨は、Ｓｉ：０．４〜１．３％、Ｍｇ：０．２〜１．２％、Ｍｎ：０．０１  〜０．６５％  、Ｃｕ：０．００１〜１．０％を含み、かつＳｉ／Ｍｇ  が質量比で１  以上であるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金鋳塊を均質化熱処理後に熱間圧延し、更に冷間圧延した後に溶体化および焼入れ処理するアルミニウム合金板の製造方法であって、前記均質化熱処理を３８０  〜４８０  ℃の温度範囲で行なうとともに、この温度範囲で熱間圧延を開始することである。
【００１５】
なお、本発明で言うアルミニウム合金板とは、冷間圧延後、調質処理  （溶体化および焼入れ処理）  を施した後の板  （圧延板）  を言う。言い換えると、調質処理後  （板製造後）  からプレス成形されるまでの任意の期間におけるアルミニウム合金板を言う。
【００１６】
本発明者らは、検討の結果、従来は鋳塊偏析の除去や合金組織の均質化のために、５００  ℃以上の温度が必要と認識されていた鋳塊の均質化熱処理につき、均質化熱処理を３８０  〜４８０  ℃の比較的低温で行なっても、上記成分組成の範囲であれば、アルミニウム合金鋳塊の均質化は可能であることを知見した。
【００１７】
また、均質化熱処理を３８０  〜４８０  ℃の比較的低温で行なうことで、前記した高温均質化熱処理からの急冷が不要となり、比較的低温での熱間圧延の開始が容易に行なえ、低温での熱間圧延のリジングマーク防止効果を最大限に発揮できる。そして、ロット間の熱間圧延開始温度の変動が少なく、最終製品の材料特性が安定する。更に、均質化熱処理の低温化により、熱エネルギーが少なくて済むことによる省エネルギーという付随的な効果もある。
【００１８】
【発明の実施の形態】
本発明製造方法について以下に詳しく説明する。
先ず、溶解、鋳造工程は、本発明の特定６０００系組成の範囲内に溶解調整されたアルミニウム合金溶湯を、連続鋳造圧延法、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。
【００１９】
鋳塊の均質化熱処理は、３８０  〜４８０  ℃の比較的低温の温度範囲で行なう。この均質化熱処理温度が４８０  ℃を越えた場合、前記した従来技術と大差なくなり、３８０  〜４８０  ℃の比較的低温の熱延開始温度とするために、冷却する必要が生じる。この際、前記した通り、大型化した鋳塊ほど、均質化熱処理後に熱延開始温度まで急冷するに際し、その冷却速度および熱延開始温度を安定して制御することは、実際の製造設備上あるいは製造工程上の制約もあって、非常に困難なものとなる。したがって、実際の製造工程では、均質化熱処理後に低温の熱延開始温度まで冷却する場合、その冷却速度は必然的に遅いものとならざるを得ない。このため、最終製品の材料特性が不安定となったり、溶体化および焼入れ処理時の生産性の低下を招く結果となる。
【００２０】
一方、均質化熱処理温度が３８０  ℃未満の場合、上記本発明成分組成の範囲であっても、アルミニウム合金鋳塊が十分に均質化されず、プレス成形性が劣る、あるいはヘム加工性が劣るなど成形性が著しく低下する。
【００２１】
本発明では、均質化熱処理と熱延開始温度とが、共に３８０  〜４８０  ℃の比較的低温である。このため、均質化熱処理後に熱間粗圧延を開始するに際し、均質化熱処理と熱延開始温度とを略同じとすれば、均質化熱処理後の６０００系アルミニウム合金鋳塊の強制的な冷却は不要である。但し、工程上の理由などで、比較的高めとした上記均質化熱処理温度から、比較的低めとした上記熱延開始温度まで、放冷、空冷、急冷などの強制冷却されることを許容する。なお、均質化熱処理後のアルミニウム合金鋳塊を一旦室温まで冷却し、３８０  〜４８０  ℃の熱延開始温度まで再加熱して熱延を開始する必要は無い。
【００２２】
均質化熱処理後の熱間圧延は、大型化した鋳塊の大量生産型工程では、先ずリバース式などの粗圧延機によって、複数回のパスによって粗圧延される。そして、この熱間粗圧延に続く熱間仕上げ圧延では、タンデム式の仕上げ圧延機などによって、直列に配列される複数の圧延機を通過する間に、アルミニウム合金板は複数回のパス  （圧延）  を受けて仕上げ圧延される。
【００２３】
このような工程の場合、上記粗圧延の際に、プレス成形後のパネル構造体表面のリジングマークや肌荒れを抑制するために、前記した通り、常法とは異なり、熱間粗圧延の開始温度を３８０  〜４８０  ℃の比較的低い温度とする。
【００２４】
熱間粗圧延の開始温度をこのように比較的低い温度とすることで、熱間粗圧延の終了時の組織を均一な加工組織  （未再結晶組織）  とできる。このため、続く熱間仕上げ圧延の終了時においても、この均一な加工組織が保持される結果、冷間圧延後の溶体化処理において均一な再結晶組織が得られ、プレス成形時のリジングマークが防止乃至抑制される。これは、熱間粗圧延の無い  （熱間粗圧延と仕上げ圧延の分化が無い）  熱間圧延でも同様であり、本発明では、このような熱間粗圧延が無い熱延の場合にも、熱間粗圧延開始温度を熱間圧延開始温度として適用される。
【００２５】
熱間圧延の開始温度が４８０  ℃を越える比較的高い温度となった場合、従来の高温開始温度での熱延と大差なくなり、熱間圧延上がりで、再結晶組織、あるいは加工組織に再結晶組織が混在する不均一な加工組織となって、プレス成形時のリジングマークが防止乃至抑制できない。一方、熱間圧延の開始温度が３８０  ℃未満では、熱間圧延自体が困難となる。
【００２６】
なお、熱間粗圧延の際に、更に確実に、リジングマークを防止するためには、熱間粗圧延１  パス当たりの加工率を５０％  以下と比較的小さくすることが好ましい。熱間粗圧延１  パス当たりの加工率が５０％  を越えた場合、３００  〜４５０  ℃の比較的低い温度で、熱間粗圧延を開始しても、熱間粗圧延上がりで、再結晶組織、あるいは加工組織に再結晶組織が混在する不均一な加工組織となりやすい。
【００２７】
このように、熱間粗圧延の開始温度を上記比較的低い温度とするとともに、熱間粗圧延１  パス当たりの加工率を小さくすることで、熱間粗圧延の終了時の組織をより均一な加工組織  （未再結晶組織）  とできる。
【００２８】
この熱間仕上げ圧延においては圧延の終了温度を２００  〜３００  ℃とすることが好ましい。仕上げ圧延の終了温度が３００  ℃を越えた場合、熱間圧延終了時に再結晶化が進んだ組織となり、熱間圧延板を実質的に加工組織とすることができず、プレス成形後のリジングマークや肌荒れを抑制できない可能性がある。一方、仕上げ圧延の終了温度が２００  ℃未満では、熱間圧延自体が困難となる。なお、前記熱間粗圧延の際の１  パス当たりの加工率さえ規定すれば、仕上げ圧延の加工率によらず、熱間圧延板を実質的に加工組織とすることができる。
【００２９】
次に、このような熱間圧延後のアルミニウム合金板は冷間圧延され、所望の板厚のアウター用  （成形用）  薄板にされる。なお、本発明では、中間焼鈍は基本的には不要である。本発明では、このような中間焼鈍が無くても、リジングマークや成形性、あるいはベークハード性などを含めた、良好な特性が得られ、この点が大きな利点でもある。ただ、前記良好な特性を更に向上させるために、中間焼鈍しても良い。
【００３０】
冷間圧延後のアルミニウム合金板は、調質処理として、溶体化および焼入れ処理される。溶体化および焼入れ処理は、後の塗装焼き付け硬化処理などの人工時効硬化処理によりＧＰゾーンなどの化合物相を十分粒内に析出させるために重要な工程である。この効果を出すための溶体化処理条件は、５００  〜５６０  ℃の温度範囲で行うのが好ましい。これによって、溶体化および焼入れ処理後のアルミニウム合金板の０．２％耐力を１４０ＭＰａを越える高強度にして、プレス成形やヘムなどの曲げ加工後の塗装工程などにおける前記低温短時間の人工時効硬化処理でも１７０ＭＰａを越えるような高強度のパネルとする。
【００３１】
溶体化処理後の焼入れの際には、冷却速度は５０℃／  分以上の急冷とすることが好ましい。冷却速度が５０℃／  分未満の遅い場合には、焼入れ後の強度が低くなり、時効硬化能が不足し、前記低温短時間の低温での人工時効処理により１７０ＭＰａ以上の高耐力を確保できない。
【００３２】
また、粒界上にＳｉ、ＭｇＳｉなどが析出しやすくなり、プレス成形やフラットヘム加工時の割れの起点となり易く、これら成形性が低下する。この冷却速度を確保するために、焼入れ処理は、ファンなどの空冷でもよいが冷却速度が遅くなる可能性が大きく、ミスト、スプレー、浸漬等の水冷手段から選択して行うことが好ましい。
【００３３】
本発明では、成形パネルの塗装焼き付け工程などの人工時効硬化処理での時効硬化性を高めるため、溶体化焼入れ処理後のクラスターの生成を抑制し、ＧＰゾーンの析出を促進するために、予備時効処理をしても良い。この予備時効処理は、５０〜１００  ℃、より好ましくは６０〜９０℃の温度範囲に、１  〜２４時間の必要時間保持することが好ましい。また、予備時効処理後の冷却速度は、１  ℃／ｈｒ  以下であることが好ましい。
【００３４】
この予備時効処理として、溶体化処理後の焼入れ終了温度を５０〜１００  ℃と高くした後に、直ちに再加熱乃至そのまま保持して行う。あるいは、溶体化処理後常温までの焼入れ処理の後に、直ちに５０〜１００  ℃に再加熱して行う。
【００３５】
また、連続溶体化焼入れ処理の場合には、前記予備時効の温度範囲で焼入れ処理を終了し、そのままの高温でコイルに巻き取るなどして行う。なお、コイルに巻き取る前に再加熱しても、巻き取り後に保温しても良い。また、常温までの焼入れ処理の後に、前記温度範囲に再加熱して高温で巻き取るなどしてもよい。
【００３６】
更に、室温時効抑制のために、前記予備時効処理後に、比較的低温での熱処理（人工時効処理）  を行い、ＧＰゾーンを更に生成させても良い。人工時効処理までの時間的な遅滞があった場合、予備時効処理後でも、時間の経過とともに室温時効  （自然時効）  が生じ、この室温時効が生じた後では、前記比較的低温での熱処理による効果が発揮しにくくなる。
【００３７】
この他、用途や必要特性に応じて、更に高温の時効処理や安定化処理を行い、より高強度化などを図ることなども勿論可能である。
【００３８】
次に、本発明アルミニウム合金板の化学成分組成の実施形態につき、以下に説明する。
本発明アルミニウム合金板の基本組成は、アウタパネルとしての要求諸特性を確保するために、Ｓｉ：０．４〜１．３％、Ｍｇ：０．２〜１．２％、Ｍｎ：０．０１  〜０．６５％  、Ｃｕ：０．００１〜１．０％を含み、かつＳｉ／Ｍｇ  が質量比で１  以上とした過剰Ｓｉ型の６０００系Ａｌ合金とする。そして、アウタパネルとしての要求諸特性をより確実に確保するためには、上記規定各成分以外の残部を、より厳密にＡｌおよび不可避的不純物とすることが好ましい。なお、本発明での化学成分組成の％  表示は、前記請求項の％  表示も含めて、全て質量％  の意味である。
【００３９】
上記合金元素以外の、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｂ  、Ｆｅ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｖ  など、その他の合金元素は、基本的には不純物元素である。これら不純物元素の含有量が多くなると、本発明のような比較的低温の鋳塊均質化熱処理条件では、鋳塊が均質化されなくなるため、出来だけ少ない方が好ましい。しかし、一方、リサイクルや経済性の観点から、溶解材として、高純度Ａｌ地金だけではなく、６０００系合金やその他のＡｌ合金スクラップ材、低純度Ａｌ地金などを溶解原料として使用して、本発明Ａｌ合金組成を溶製する場合には、これら他の合金元素は必然的に含まれることとなる。したがって、本発明では、本発明効果やアウタパネルとしての特性を阻害しない範囲で、これら他の合金元素が含有されることを許容する。
【００４０】
各元素の好ましい含有範囲と意義、あるいは許容量について以下に説明する。
Ｓｉ：０．４〜１．３％。
Ｓｉは、固溶強化と、塗装焼き付け処理などの、前記低温短時間での人工時効処理時に、ＭｇとともにＧＰゾーンなどの化合物相を形成して、時効硬化能を発揮し、パネルとして１７０ＭＰａ以上の必要強度を得るための必須の元素である。したがって、本発明過剰Ｓｉ型６０００系アルミニウム合金板にあって、プレス成形性、ヘム加工性などの諸特性を兼備させるための最重要元素である。
【００４１】
また、低温短時間での人工時効処理時  （パネルへの成形後の塗装焼き付け処理、評価試験としては２％ストレッチ付与後１６０  ℃×２０分の低温時効処理）  時の耐力を１７０ＭＰａ以上という、優れた低温時効硬化能を発揮させるためにも、Ｓｉ／Ｍｇ  を質量比で１．０  以上とし、ＳｉをＭｇに対し過剰に含有させた過剰Ｓｉ型６０００系Ａｌ合金組成とすることが好ましい。
【００４２】
Ｓｉ量が０．４％未満では、前記時効硬化能、更には、各用途に要求される、プレス成形性、ヘム加工性などの諸特性を兼備することができない。一方、Ｓｉが１．３％を越えて含有されると、特にヘム加工性や曲げ加工性が著しく阻害される。更に、溶接性を著しく阻害する。また、本発明の比較的低温の鋳塊均質化熱処理条件では、鋳塊が均質化されない。したがって、Ｓｉは０．４  〜１．３％の範囲とするのが好ましい。なお、アウタパネルでは、ヘム加工性が特に重視されるため、プレス成形性などの他の特性を低下させずに、フラットヘム加工性をより向上させるために、Ｓｉ含有量を０．６  〜１．２％とすることが好ましい。
【００４３】
Ｍｇ：０．２〜１．２％。
Ｍｇは、固溶強化と、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ＧＰゾーンなどの化合物相を形成して、時効硬化能を発揮し、パネルとしての１７０ＭＰａ以上の必要強度を得るための必須の元素である。Ｍｇの０．２％未満の含有では、絶対量が不足するため、人工時効処理時に前記化合物相を形成できず、時効硬化能を発揮できない。このためパネルとして必要な前記必要強度が得られない。
【００４４】
一方、Ｍｇが１．２％を越えて含有されると、プレス成形性や曲げ加工性  （ヘム加工性）  等の成形性が著しく阻害される。また、本発明の比較的低温の鋳塊均質化熱処理条件では、鋳塊が均質化されない。したがって、Ｍｇの含有量は、０．２  〜１．２％の範囲で、かつＳｉ／Ｍｇ  が質量比で１．０  以上となるような量とする。また、フラットヘム加工性をより向上させるために、Ｓｉ含有量を前記０．６  〜１．０％の範囲とする場合には、これに対応して過剰Ｓｉ型６０００系Ａｌ合金組成とするために、Ｍｇ含有量も０．２  〜０．８％の範囲とすることが好ましい。
【００４５】
Ｃｕ：０．００１〜１．０％
Ｃｕは、本発明の比較的低温短時間の人工時効処理の条件で、Ａｌ合金材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。また、時効処理状態で固溶したＣｕは成形性を向上させる効果もある。Ｃｕ含有量が０．００１％未満ではこの効果がない。一方、１．０％を越えると、耐応力腐食割れ性や、塗装後の耐蝕性の内の耐糸さび性、また溶接性を著しく劣化させる。また、本発明の比較的低温の鋳塊均質化熱処理条件では、鋳塊が均質化されない。このため、Ｃｕ含有量は０．００１  〜１．０％の範囲とする。
【００４６】
Ｍｎ：０．０１  〜０．６５％
Ｍｎには、均質化熱処理時に分散粒子  （分散相）  を生成し、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るため、微細な結晶粒を得ることができる効果がある。前記した通り、本発明アルミニウム合金板のプレス成形性やヘム加工性はＡｌ合金組織の結晶粒が微細なほど向上する。この点、Ｍｎ含有量が０．０１％  未満ではこれらの効果が無い。
【００４７】
一方、Ｍｎ含有量が０．６５％  を越えて多くなった場合、溶解、鋳造時に粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ）  系の金属間化合物や晶析出物を生成しやすく、破壊の起点となり易いため、アルミニウム合金板の機械的性質を低下させる原因となる。特に前記複雑形状や薄肉化、あるいはインナパネル端部とアウタパネル縁曲部内面との間の隙間の存在などによって、加工条件が厳しくなったフラットヘム加工においては、Ｍｎ含有量が０．２５％  を越えた場合にヘム加工性が低下する。このため、Ｍｎは０．０１〜０．６５％  の範囲とし、前記加工条件が厳しくなったフラットヘム加工では０．０１〜０．２５％  の範囲とすることが好ましい。
【００４８】
Ｃｒ、Ｚｒの遷移元素は、Ｍｎと同様、均質化熱処理時に分散粒子  （分散相）  を生成し、微細な結晶粒を得ることができる効果がある。しかし、Ｃｒ、Ｚｒも、０．１５％  を越える含有では、前記加工条件が厳しくなったフラットヘム加工ではヘム加工性が低下する。したがって、Ｃｒ、Ｚｒの含有量も、０．２０％  以下に規制することが好ましい。
【００４９】
Ｔｉ、Ｂ  は、Ｔｉ：０．１％  、Ｂ：３００ｐｐｍを各々越えて含有すると、粗大な晶出物を形成し、成形性を低下させる。但し、Ｔｉ、Ｂ  には微量の含有で、鋳塊の結晶粒を微細化し、プレス成形性を向上させる効果もある。したがって、Ｔｉ：０．１％  以下、Ｂ：３００ｐｐｍ以下までの含有は許容する。
【００５０】
溶解原料から混入して、不純物として含まれるＦｅは晶出物を生成し、これらの晶出物は再結晶粒の核となり、Ｆｅが０．０８％  以上含まれた場合に、結晶粒の粗大化を阻止して、結晶粒を５０μｍ  以下の微細粒とする役割を果たす。しかし、一方でこれらの晶出物は、破壊靱性および疲労特性、更には、前記加工条件が厳しくなったフラットヘム加工性およびプレス成形性を著しく劣化させる。これらの劣化特性は、Ｆｅの含有量が０．５０％  を越えると顕著になる。このため、含有させる場合のＦｅの含有量は０．５０％  以下とすることが好ましい。
【００５１】
Ｚｎは０．５％を越えて含有されると、耐蝕性が顕著に低下する。したがって、Ｚｎの含有量は好ましくは０．５％以下とすることが好ましい。
【００５２】
【実施例】
次に、本発明の実施例を説明する。各組成を表１  に示す６００ｍｍ  厚の６０００系アルミニウム合金鋳塊をＤＣ鋳造法により溶製した。これらの鋳塊を昇温速度４０℃／ｈｒ  にて加熱して、表２  に各々示す各温度で４  時間の均質化熱処理した。その後、表２  に各々示す各開始温度で熱間粗圧延した。なお発明例７  のみは均質化熱処理後に空冷して熱間粗圧延温度まで冷却した。他の発明例や比較例は全て、均質化熱処理後直ちに熱間粗圧延しており、均質化熱処理と熱間粗圧延開始温度とは略同じである。
【００５３】
この熱間粗圧延は、量産に用いるリバース式粗圧延機を用いて粗圧延した。この際、各例とも、熱間粗圧延１  パス当たりの加工率を５０％  以下とした。また、続く熱間仕上げ圧延では、量産に用いる４  段４  タンデム式の仕上げ圧延機列を用いて（４回のパスによって）  仕上げ圧延してコイル化した。
【００５４】
これら熱間粗圧延上がりの状態および熱間仕上げ圧延上がりの状態で、各々複数の試験片を採取し、ＳＴ方向断面のミクロ組織を１００００  倍のＳＥＭ  にて観察した。そして、加工組織  （未再結晶組織）  主体の組織か、再結晶粒組織主体の組織かを判別した。なお、表２  には、板厚とともに、均一な加工組織も、再結晶粒組織が混在するが加工組織主体の組織も、共に加工組織として記載する。同様に、均一な再結晶粒組織も、加工組織が混在するが再結晶粒組織主体の組織も、共に再結晶粒組織として記載する。
【００５５】
熱間圧延後のアルミニウム合金板を、中間焼鈍無しで、冷間圧延し、共通して厚さ１．０ｍｍ  のアルミニウム合金冷延板  （コイル）  を作成した。更に、この各冷延コイルから板を採取して、以下の同じ条件で調質処理した。先ず、上記冷延板を５７０  ℃に保持した空気炉に投入し、各試験片が５５０  ℃の溶体化処理温度に到達した時点で  （保持時間  ０秒）  、８０℃の温水に焼き入れする処理を行った。前記焼入れ処理の際の冷却速度は２００  ℃／  秒とし、焼入れ終了温度  （焼入れ温度）  は共通して８０℃とし、焼入れ後にこの温度で２  時間保持する予備時効処理  （保持後は冷却速度０．６  ℃／ｈｒ  で徐冷）  を行った。
【００５６】
これら調質処理後の各アルミニウム合金板から試験用の幅５００ｍｍ  ×長さ５００ｍｍ  の供試板  （ブランク）  を複数枚切り出し、調質処理後に十分室温時効したアルミニウム合金板がプレス成形およびヘム加工されることを想定して、前記調質処理後  ４カ月間  （１２０  日間）  の室温時効後の、各供試板の平均結晶粒径  （μｍ）、圧延方向に対し９０°の方向のＡＳ耐力  （σ０．２）および伸び（％）  測定した。これらの結果を表３  に示す。
【００５７】
なお、耐力、伸び測定のための引張試験はＪＩＳ  Ｚ  ２２０１にしたがって行うとともに、試験片形状はＪＩＳ  ５  号試験片で行った。また、クロスヘッド速度は５ｍｍ／分で、試験片が破断するまで一定の速度で行った。
【００５８】
また、平均結晶粒径は、板の圧延方向（Ｌ方向）  の結晶粒の平均粒径とした。測定方法は、アルミニウム合金板の圧延方向（Ｌ方向）  と板厚方向  （ＳＴ方向）  とを含む面を機械研磨した後に電解エッチングした面を、光学顕微鏡を用いて観察し、表面、板厚の１／８  の部分、板厚の２／８  の部分、板厚の３／８  の部分、板厚の４／８  の部分の各部で、前記Ｌ  方向に、ラインインターセプト法で測定した。１  測定ライン長さは０．９５ｍｍとし、１  視野当たり各５  本で合計５  視野を観察して、結晶粒径を測定して平均化し、平均結晶粒径とした。
【００５９】
また、前記室温時効した供試板を、自動車パネルとしてプレス成形やヘム加工されることを模擬して、成形試験した。より具体的には、張出成形試験、張出成形後のフラットヘム加工試験を行い、成形性を評価した。これらの結果を表３  に示す。
【００６０】
張出成形試験の条件は、前記供試板  （ブランク）  を、中央部に一辺が３００ｍｍ  で高さが３０ｍｍと高い角筒状の張出部と、この張出部の四周囲に平坦なフランジ部  （幅３０ｍｍ）  を有するハット型のパネルに、１０００トンの大型プレスにより金型を用いて張出成形した。この際、しわ押さえ力は４９ｋＮ、潤滑油は一般防錆油、成形速度は２０ｍｍ／  分とした。
【００６１】
張出成形試験は、同じ条件で５  回行い、５  回とも成形ハット型パネルの張出部角部などに割れがなく正常に成形できた例を〇、５  回のうち少なくとも１  回以上割れが生じたが他は成形できたものを△、５  回とも成形ハット型パネルに割れが生じて成形できなかったものを×として評価した。
【００６２】
成形品のリジングマークなどの表面性状の評価は、上記張出成形試験の成形品を洗浄後、同一条件でリン酸亜鉛処理、塗装および焼き付け処理を行った後の成形品表面の外観を目視観察にてリジングマークの発生状況を評価した。前記５  回（５個）  の成形品表面  （成形時割れたものを含む）  に、５  個とも全てリジングマークが生じていないものを〇、１  個以上軽度のリジングマークが生じているものを△、１  個以上顕著なリジングマークが生じているものを×と評価した。
【００６３】
この際のリン酸亜鉛処理は、リン酸チタンのコロイド分散液による処理を行い、次いでフッ素を５０ｐｐｍ  の低濃度含むリン酸亜鉛浴に浸漬してリン酸亜鉛皮膜を成形材表面に形成した。その後の塗装処理は、カチオン電着塗装を行った後に、１７０  ℃×２０分の焼き付けを行う条件とした。
【００６４】
次に、フラットヘム加工試験は以下の通りとした。前記張出成形試験の成形品パネルを、アウターパネルとしてヘム加工されることを模擬して、パネルの前記平坦なフランジ部を以下の条件でフラットヘム加工した。まず、任意のフランジ部をフラットヘム加工代  （ヘム加工後のパネルの内側に折り曲げられた端部から折り曲げ部の端部までの距離）  を８ｍｍ  として、ダウンフランジ工程を模擬し、フランジ部をＡｌ合金パネルの一辺の縁を９０度の角度となるまで折り曲げた。この際にフランジ部の９０°曲げ半径は０．８ｔとした。次に、プリヘム工程模擬して、フランジ部の上記折り曲げ部の縁を更に１３５  °の角度まで内側に折り曲げた。その後更に、フラットヘム加工条件を模擬して、厚さ０．８ｍｍ  のインナパネルをフランジ部の上記折り曲げ部内に挿入し、折り曲げ部を内側に１８０  度折り曲げ、インナパネル面に密着させる曲げ加工を行った。
【００６５】
そして、このフラットヘムの縁曲部の、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た。評価は、１；肌荒れや微小な割れも無く良好、２；肌荒れが発生しているものの、微小なものを含めた割れはない、３；微小な割れが発生、４；大きな割れが発生、５；大きな割れが複数乃至多数発生、の５  段階の評価（５段階の各中間の評価を含む）  をした。この評価として、ヘム加工性が良好  （使用可）  と判断されるのは１  〜２  段階までで、３  段階以上はヘム加工性が劣る  （使用不可）  と判断される。
【００６６】
更に、人工時効処理能を調査するため、前記プレス成形品から供試板を採取して、１７０  ℃×２０分の低温短時間の人工時効硬化処理し、処理後の各供試板の  （元のアルミニウム合金板の）  前記平均の耐力  （ＡＢσ０．２）を測定した。これらの結果を表３  に示す。
【００６７】
表２  、３  から明らかな通り、熱間粗圧延の開始温度を３８０  〜４８０  ℃の低い温度とした発明例１  〜６  は、熱間粗圧延上がりと熱間仕上げ圧延上がりにおいて、いずれも加工組織となっており、均質化熱処理温度が３８０  〜４８０  ℃と比較的低いにもかかわらず、前記  ４カ月間  （１２０  日間）  の室温時効後でも、張出成形の後にリジングマークが生じておらず、成形品の表面性状が著しく優れている。
【００６８】
また、張出成形性自体やフラットヘム加工性にも優れている。更に、ＡＢ耐力が１８０ＭＰａ以上と高く、低温短時間の人工時効硬化性にも優れている。
【００６９】
これらの評価は、実際の自動車アウタパネルなどの成形性や人工時効硬化性の評価につながるものである。したがって、発明例１  〜６  は、自動車アウタパネルとしての使用に耐えることを示している。
【００７０】
但し、発明例の中でも、Ｓｉ含有量が（Ｓｉ／Ｍｇの質量比も）  比較的低い合金３  を用いた発明例３  は、ＡＢ耐力が他の発明例に比して低い。
【００７１】
また、均質化熱処理温度が３８０  ℃と比較的低い発明例４  は、合金の成分組成が同じで、均質化熱処理温度が比較的高い他の発明例１  、２  に比して、プレス成形性やヘム加工性が劣る。これは、発明例４  の均質化熱処理における、鋳塊偏析の除去や合金組織の均質化が、発明例１  、２  に比して、不十分となったためと考えられる。
【００７２】
これに対し、比較例７  は、均質化熱処理温度と熱間粗圧延の開始温度などを発明例１  、２  と同じ条件としているものの、Ｓｉ含有量が低過ぎる合金４  を用いており、成形後の表面性状は良好であるものの、ＡＢ耐力が発明例１  、２  に比して著しく低い。
【００７３】
また、Ｓｉ含有量やＭｇ含有量が高過ぎる合金５  、６  を用いた比較例８  、９  は、均質化熱処理温度と熱間粗圧延の開始温度などを発明例１  、２  と同じ条件としているものの、発明例１  、２  に比して、成形後の表面性状とともに、プレス成形性やヘム加工性が著しく劣る。これは、Ｓｉ含有量やＭｇ含有量が高過ぎるために、発明例４  の均質化熱処理における、鋳塊偏析の除去や合金組織の均質化が、発明例１  、２  に比して、著しく不十分となったためと考えられる。
【００７４】
また、均質化熱処理温度が３７０  ℃と低く過ぎる比較例１０は、合金の成分組成が同じで、均質化熱処理温度が比較的高い他の発明例１  、２  に比して、成形後の表面性状とともに、プレス成形性やヘム加工性が劣る。これは、発明例４  の均質化熱処理における、鋳塊偏析の除去や合金組織の均質化が、発明例１  、２  に比して、不十分となったためと考えられる。
【００７５】
均質化熱処理温度と熱間粗圧延の開始温度が５００  ℃と高い、従来の通常の板材相当の比較例１１は、熱間粗圧延上がりと熱間仕上げ圧延上がりにおいて、いずれも再結晶組織となっており、プレス成形性や低温短時間の人工時効硬化性には優れているものの、ヘム加工性や成形後の表面性状が発明例１  、２  に比して著しく劣る。
【００７６】
更に、均質化熱処理温度を５００  ℃以上と高くし、これを冷却速度２０℃／ｈｒ  にて冷却して、４２０  、４５０  ℃の低温熱間粗圧延開始温度とした、比較例１２、１３は、リジングマークは発生していないものの、低温短時間でのベークハード性が発明例１  、２  に比して著しく劣る。
【００７７】
したがって、これらの結果から、本発明製造方法における、成分組成範囲と均質化熱処理温度と熱間粗圧延の開始温度との、特に成形後の表面性状や、パネルとしての他の必要特性に対する臨界的な意義が分かる。
【００７８】
【表１】
2004238657.tif 000002
【００７９】
【表２】
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【００８０】
【表３】
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【００８１】
【発明の効果】
本発明によれば、量産的な熱延ラインによって、６０００系アルミニウム合金板を製造する場合にでも、プレス成形時のリジングマークを防止し、プレス成形性や曲げ加工性、あるいは人工時効硬化性にも優れた６０００系アルミニウム合金板の製造方法を提供することができる。したがって、６０００系アルミニウム合金板のパネル用途への拡大を図ることができる点で、多大な工業的な価値を有するものである。