(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量% で、Si:0.4〜1.3%、Mg:0.2〜1.2%、Mn:0.01 〜0.65% 、Cu:0.001〜1.0%を含み、残部がAlおよび不可避的不純物である組成からなるAl-Mg-Si系アルミニウム合金板において、製造された板の室温時効後の特性として、板の圧延方向に対して平行方向の0.2%耐力が120 〜170MPaの範囲であり、かつ、板の圧延方向に対して45度方向の伸びδ1 が30% 以上であるとともに、このδ1 と板の圧延方向に対して平行方向の伸びδ2 との比δ1 / δ2 が1.2 以上であることを特徴とする曲げ加工性に優れたアルミニウム合金板。
【請求項２】
前記δ1 とδ2 および板の圧延方向に対して直角方向の伸びδ3 との平均値である (2 ×δ1 ＋δ2 ＋δ3 )/4 が25% 以上である請求項１に記載の曲げ加工性に優れたアルミニウム合金板。
【請求項３】
前記δ1 / δ2 が1.5 以上である請求項１または２に記載の曲げ加工性に優れたアルミニウム合金板。
【請求項４】
前記アルミニウム合金板が、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 以上であり、残部がAlおよび不可避的不純物である組成からなる請求項１乃至３のいずれか１項に記載の曲げ加工性に優れたアルミニウム合金板。
【請求項５】
前記Si含有量を0.6 〜1.0%とし、前記Mg含有量を0.2 〜0.8%とした請求項４に記載の曲げ加工性に優れたアルミニウム合金板。
【請求項６】
前記アルミニウム合金板の導電率が43〜47IACS% の範囲であるとともに、結晶粒径が50μm 以下である請求項１乃至５のいずれか１項に記載の曲げ加工性に優れたアルミニウム合金板。
【請求項７】
前記アルミニウム合金板が張出成形後にヘム加工される請求項１乃至６のいずれか１項に記載の曲げ加工性に優れたアルミニウム合金板。
【請求項８】
前記ヘム加工がフラットヘム加工である請求項７に記載の曲げ加工性に優れたアルミニウム合金板。
【請求項９】
前記アルミニウム合金板が自動車アウタパネル用である請求項１乃至８のいずれか１項に記載の曲げ加工性に優れたアルミニウム合金板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、板製造後に室温時効が進んだ場合でも、特にヘム加工などの曲げ加工性に優れ、プレス成形性や低温時効硬化能などの、パネル化に際して要求される他の諸特性にも優れた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）に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来から、自動車、船舶あるいは車両などの輸送機、家電製品、建築、構造物の部材や部品用として、成形加工性 (以下、単に成形性と言う) に優れたAl-Mg 系のAA乃至JIS 規格に規定された (規格を満足する)5000 系や、成形性や焼付硬化性に優れたAl-Mg-Si系のAA乃至JIS 6000系 (以下、単に5000系乃至6000系と言う) のAl合金材（圧延板材、押出形材、鍛造材などの各アルミニウム合金展伸材を総称する）が使用されている。
【０００３】
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合金材の適用が増加しつつある。
【０００４】
このAl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) やインナパネル( 内板) 等のパネルには、薄肉でかつ高強度Al合金板として、過剰Si型の6000系のAl合金板の使用が検討されている。
【０００５】
この過剰Si型の6000系Al合金は、基本的には、Si、Mgを必須として含み、かつSi/Mg が1 以上であるAl-Mg-Si系アルミニウム合金である。そして、この過剰Si型6000系Al合金は優れた時効硬化能を有しているため、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処理時の加熱により時効硬化して耐力が向上し、必要な強度を確保できる時効硬化能がある。
【０００６】
また、これら過剰Si型6000系Al合金材は、Mg量などの合金量が多い、他の5000系のAl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Al合金材のスクラップを、Al合金溶解材 (溶解原料) として再利用する際に、元の6000系Al合金鋳塊が得やすく、リサイクル性にも優れている。
【０００７】
しかし、これら過剰Si型6000系Al合金材は、その優れた時効硬化能ゆえに、Al合金材自体の製造後、前記各用途に使用されるまでの間に、室温 (常温) 時効が生じるという大きな問題がある。この室温時効の傾向は、本発明が対象とする過剰Si型6000系Al合金材で特に強い。
【０００８】
例えば、この室温時効によって、過剰Si型6000系Al合金材自体の製造後2 週間経過後でも、20% 程度以上耐力が上昇するとともに、逆に伸びが10% 程度以上低下するような現象も生じる。
【０００９】
そして、このような室温時効が生じた場合、製造直後には、過剰Si型6000系Al合金板が前記各用途の要求特性を満足したとしても、一定時間の経過後に、実際の用途に使用される際には、前記要求特性を満足できない問題を生じる。即ち、特にヘム加工性などの曲げ加工性を著しく低下させ、また、前記プレス成形性や前記比較的低温での時効硬化性などの他の諸特性も低下させ、パネルとしての必要な形状精度や強度が得られないこととなる。
【００１０】
過剰Si型を含む6000系Al合金材の、これら室温時効抑制と低温時効硬化能向上の課題に対しては、6000系Al合金板材を溶体化および焼入れ処理した後に、70〜150 ℃の低温で0.5 〜50時間程度保持する熱処理 (時効処理) を施して改善することが提案されている（特許文献１、２参照) 。
【００１１】
【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
【００１２】
これらの特許文献１、２では、過剰Si型を含む6000系Al合金材の低温時効硬化能を阻害している要因は、溶体化および焼入れ処理後の室温放置中に形成されるMg-Si クラスターであるとしている。即ち、この形成されたMg-Si クラスターが、塗装焼き付け時に再固溶するために熱エネルギーが消費され、強度上昇に寄与するGPゾーンの側の析出を阻害することであるとしている。
そして、特許文献１では、低温時効硬化能を阻害するMg-Si クラスターの生成量を規制するために、また、特許文献２では、成形性向上には寄与するMg-Si クラスターを低温時効硬化能を阻害しない範囲で一定量の存在 (活用) させるために、溶体化および室温まで焼入れ処理した後に、前記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。この結果、室温時効抑制効果として、製造後100 日放置した後のAl合金パネル材の伸びが30% 以上、エリクセン値が10mm以上をもって、成形性が良く、室温時効が抑制されているとしている。
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、これら特許文献１、２などの実際の低温時効硬化能は、170 ℃×30分の塗装焼き付け条件でも、最大でも168MPa程度である。したがって、これら特許文献では170 ℃×30分の人工時効処理条件でも、170Pa 以下の過剰Si型6000系Al合金板しか得られていない。
【００１４】
これに対し、近年では、前記成形後の自動車パネルの塗装焼付処理は、170 ℃×20分や160 ℃×20分などのより低温短時間となっているのが趨勢である。そして、これら低温短時間の塗装焼付条件 (人工時効処理条件) であっても、パネルとして、170MPa以上の高強度であることが求められている。
【００１５】
また、プレス成形性やフラットヘム加工条件も、近年益々難しくなる傾向にあり、従来の成形加工側からの改善や素材板側からの改善では、対応できない場合が生じる。先ず、張出成形されるアウタパネル形状は、張出高さや張出面積などが大型化し、しかも形状が、伸びフランジ変形を伴うような湾曲部位を有するなど複雑化する傾向にある。このため、前記従来の成形加工側や素材板側からの改善でも、割れ、肌荒れなどの成形不良が生じ易い。
【００１６】
次に、フラットヘム加工条件も、加工アウタパネルの端部形状も、直線的な単純形状ではなく、円弧形状やあるいは角部を有するような複雑形状化する傾向にある。また、アウタパネルのフラットヘム部 (縁曲部) に挿入されるインナパネルも、軽量化のために、1.0mm 以下の、例えば0.5mm 程度の板厚に益々薄肉化され傾向にある。これらの条件は全て、フラットヘム加工条件を厳しくしている。
【００１７】
このように、過剰Si型6000系Al合金板において、Al合金板の室温時効抑制と、プレス成形性およびヘム加工性、更に低温時効硬化能などの向上は、相矛盾する技術課題であって、両立させることは中々難しい。例えば、Al合金板の耐力を下げてフラットヘム加工性を改善した場合、プレス成形性が低下したり、低温での人工時効硬化処理後の耐力が不足するなどの問題を生じる。
【００１８】
このため、従来から種々提案されている晶出物や析出物の制御技術や、Cuなどを多量に添加する技術をもってしても、これらの特性を同時に達成することはかなり難しい技術課題となる。
【００１９】
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、室温時効したとしても、ヘム加工などの曲げ加工性に特に優れ、プレス成形性や低温時効硬化能などの、パネル化に際して要求される他の諸特性にも優れた6000系Al合金板を提供しようとするものである。
【００２０】
【課題を解決するための手段】
この目的を達成するために、本発明アルミニウム合金板の要旨は、質量% で、Si:0.4〜1.3%、Mg:0.2〜1.2%、Mn:0.01 〜0.65% 、Cu:0.001〜1.0%を含み、残部がAlおよび不可避的不純物である組成からなるAl-Mg-Si系アルミニウム合金板において、製造された板の室温時効後の特性として、板の圧延方向に対して平行方向の0.2%耐力が120 〜170MPaの範囲であり、かつ、板の圧延方向に対して45度方向の伸びδ1 が30% 以上であるとともに、このδ1 と板の圧延方向に対して平行方向の伸びδ2 との比δ1 / δ2 が1.2 以上であることとする。
【００２１】
なお、本発明で言うAl合金板とは、冷間圧延後、調質処理を施した後に室温時効した板 (圧延板) を言う。したがって、上記各要件も、調質処理直後 (板製造直後) ではなく、調質処理後 (板製造後) からプレス成形乃至曲げ加工されるまでの任意の期間 (例えば板製造後から 1カ月以上経過後) における、充分室温時効したAl合金板の状態をさして言う。また、ここで言う調質処理とは、主として溶体化および焼き入れ処理を言うが、その後の任意の熱処理、例えば、後述する予備時効処理や、更に必要により施す時効処理などの種々の調質処理を含めたものを示す。
【００２２】
なお、以下の説明は、特に過剰Si型6000系Al合金板を中心に行う。本発明は過剰Si型以外のAl-Mg-Si系乃至6000系のAl合金板にも、課題としては過剰Si型ほど厳しくないものの、効果はあるため、本発明範囲に含みうる。また、同じく、以下の曲げ加工性の説明は、特にフラットヘムなどのヘム加工を中心に行うが、ヘム加工性が良好であれば、加工 (変形) の機構が共通する、他のハット型曲げ加工や90度曲げ加工などの曲げ加工性も良好となる。したがって、本発明は、ヘム加工以外の曲げ加工にも適用でき、本発明範囲に含みうる。
【００２３】
本発明者らは、過剰Si型6000系Al合金板の室温時効自体は抑制されることが好ましいが、例え、Al合金板の製造後に室温時効したとしても、プレス成形性およびフラットヘムなどの曲げ加工、更に低温時効硬化能に優れた過剰Si型6000系Al合金板を得ることを課題とした。このために、本発明者らは、プレス成形性およびヘム加工性と過剰Si型6000系Al合金板の組織との関係について、改めて検討した。この結果、過剰Si型6000系Al合金板の圧延方向に対して45度方向の伸びδ1 の異方性が、特に張出成形性とフラットヘム加工性との両方に密接に相関することを知見した。
【００２４】
即ち、前記δ1 を一定レベル以上高くするとともに、このδ1 をAl合金板の他の方向の伸び (板の圧延方向に対して平行方向の伸びδ2)に対して高くするような異方性を持たせることによって、過剰Si型6000系Al合金板が製造後に室温時効したとしても、相矛盾する特性である、張出成形性とフラットヘム加工性の両者とも改善されることを知見した。なお、この張出成形性とフラットヘム加工の改善によって、更に、絞りなどの他のプレス成形性やロープドヘムなどの他のヘム加工をも改善しうる。
【００２５】
また、過剰Si型6000系Al合金板が製造後に室温時効したとしても、170 ℃×20分や160 ℃×20分などの、より低温短時間の塗装焼付条件 (人工時効処理条件) であっても、パネルとして170MPa以上の高強度を得ることができる。
【００２６】
なお、過剰Si型6000系Al合金板の分野において、Al合金板自体の伸び、r 値、n 値などを向上させることで、プレス成形性やフラットヘムなどのヘム加工性を改善することは従来からも公知である。
【００２７】
しかし、過剰Si型6000系Al合金板に、圧延方向に対して特に45度方向の伸びの異方性を持たせることによって、Al合金板製造後に室温時効したとしても、相矛盾する特性であるプレス成形性とヘム加工性の両者とも向上させることは公知ではない。また、同じく、低温短時間の人工時効処理条件で、170MPa以上の高強度を得ることができることも公知ではない。
【００２８】
何故なら、これまでは、張出成形なども含めたプレス成形向上のために、通常の過剰Si型6000系Al合金板の伸びや耐力などの機械的性質は、本発明のような異方性を有する組織を持たさずに、板の圧延方向に対して平行方向、45度方向、90度方向の各々の各機械的性質はできるだけ等方性なり均一性を持たせる、という方が常識的であった。そして、機械的性質に異方性を持たせることは、むしろ、プレス成形性などにとって有害であるというのも、常識的であった。
【００２９】
したがって、これまで常法で得られる通常の過剰Si型6000系Al合金板の機械的性質は、製造上のバラつきを除き、顕著な異方性を持たず、等方性なり均一性を有していた。このため、Al合金板の伸びや耐力などの機械的性質を言う場合、Al合金板の圧延方向に対して、平行方向または直角方向のいずれかの機械的性質で代表するのが常であった。
【００３０】
また、本発明のような伸びの異方性を有するAl合金板組織を得るためには、後に詳述する製造方法のように、特別な工程条件の付加が必要である。ただ、本発明では、上記特別な工程条件の付加によっても、Al合金板の製造自体が煩雑になったり、製造コストが著しく高くなることはない。したがって、この点が本発明Al合金板の利点でもある。
【００３１】
本発明では、室温時効したとしても、ヘム加工性、プレス成形性および低温時効硬化能などの板の諸特性を最低限保証するために、伸びの規定の観点から、前記δ1 とδ2 および板の圧延方向に対して直角方向の伸びδ3 との平均値である (2 ×δ1 ＋δ2 ＋δ3 )/4 が25% 以上であることが好ましい。
【００３２】
また、板の前記諸特性をより優れたものとするために、過剰Si型6000系Al合金板の前記δ1 / δ2 を1.5 以上とすることが好ましい。
【００３３】
本発明では上記特性を発揮するために、Al合金板の成分組成の観点から、Al合金板が、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 以上であり、残部がAlおよび不可避的不純物である組成からなることが好ましい。
【００３４】
また、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、Al合金板の前記Si含有量を0.6 〜1.0%とし、前記Mg含有量を0.2 〜0.8%とすることが好ましい。
【００３５】
本発明では、低温短時間での人工時効硬化能をより保証する目的から、Al合金板組織中の析出物量を適量確保するために、更に、Al合金板の導電率を43〜47IACS% の範囲とすることが好ましい。また、Al合金板がプレス成形によってパネル化される際のオレンジピール不良などの肌荒れを防止するためには、Al合金板の結晶粒径を50μm 以下とすることが好ましい。
【００３６】
本発明では、従来のように、Al合金板の圧延方向に対して平行方向の0.2%耐力を140MPa以下の低強度とせずとも、特にフラットヘムなどのヘム加工性や張出成形性が優れる。この結果、室温時効後のAl合金板の0.2%耐力を前記140MPaを越える高強度にすることができ、成形後のパネル塗装工程などにおける、160 ℃×20分の低温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を得ることができる。
【００３７】
また、本発明Al合金板は、ヘム加工などの曲げ加工性に特に優れ、プレス成形性や低温時効硬化能などの、パネル化に際して要求される他の諸特性にも優れるので、Al合金板が張出成形後にヘム加工される場合に適用されて好ましい。
【００３８】
同様に、本発明Al合金板は、ヘム加工がフラットヘム加工である厳しい条件の場合に適用されて好ましい。
【００３９】
本発明は以上のような効果を有するため、張出成形後にヘム加工され、張出成形性とともに、フラットヘム加工の要求が厳しい、特に自動車アウタパネルに適用されて好適である。
【００４０】
【発明の実施の形態】
先ず、本発明Al合金板の組織の要件につき、以下に説明する。
本発明では、過剰Si型6000系Al合金板の圧延方向に対して45度方向の伸びδ1 が30% 以上であるとともに、板の圧延方向に対して平行方向の伸びδ2 との比δ1 / δ2 が1.2 以上、より好ましくは、1.5 以上とする。このような伸びの異方性を持たせることによって、過剰Si型6000系Al合金板が、製造後に室温時効したとしても、プレス成形性とヘム加工性の両者とも向上させることができる。
【００４１】
板の圧延方向に対して45度方向の伸びδ1 が30% 未満では、製造後に室温時効した際の、特にフラットヘムなどのヘム加工性と張出などのプレス成形性の向上効果がない。
【００４２】
かつ、より重要なことには、板の圧延方向に対して平行方向の伸びδ2 との比δ1 / δ2 が1.5 未満では、板の圧延方向に対して平行方向、45度方向、90度方向の各々の各機械的性質をできるだけ均一とした、従来乃至通常のAl合金板の等方性組織と大差がなくなり、製造後に室温時効した際の、特にフラットヘムなどのヘム加工性と張出などのプレス成形性の向上効果がない。また、製造後に室温時効した際の、低温短時間の人工時効処理条件での高強度化が図れない。
【００４３】
なお、前記δ1 とδ1 / δ2 は高い乃至大きいほど良く、ヘム加工性と張出成形性の向上効果からの上限はない。ただ、6000系Al合金板の化学成分組成と製造工程の冶金的な制約によって、前記δ1 とδ1 / δ2 とも、高くなし得る数値には自ずと限界がある。
【００４４】
また、室温時効したとしても、ヘム加工性、プレス成形性および低温時効硬化能などの板の諸特性を最低限保証するために、前記δ1 とδ2 および板の圧延方向に対して直角方向の伸びδ3 との平均値である (2 ×δ1 ＋δ2 ＋δ3 )/4 が25% 以上であることが好ましい。この平均値が25% 未満では、δ2 かδ3 の伸びの値が極端に低い場合を意味し、前記伸びの異方性を持たせたとしても、板の圧延方向に対し、種々の方向から加工されうるヘム加工やプレス成形に対して、各々良好な加工性を発揮出来なくなる可能性が生じる。
【００４５】
また、本発明では、Al合金板表面の導電率を43〜47IACS% の範囲とすることが好ましい。この導電率範囲とすることによって、人工時効処理時に形成される結晶粒内のGPゾーンなどの化合物相の量を確保し、前記低温短時間での人工時効処理時に170MPa以上の必要強度を得ることを保証する。なお、導電率測定対象Al合金板は0.05〜0.1mm 機械研磨した後電解エッチングし、その表面の導電率を測定する。
【００４６】
導電率が43 IACS%未満の場合には、フラットヘム加工性が低下する可能性がある。また、張出などのプレス成形性も低下する可能性がある。したがって、導電率の下限は43 IACS%と規定することが好ましい。
【００４７】
一方、導電率が前記47IACS% を越えた場合には、前記人工時効処理時に形成される結晶粒内のGPゾーンなどの化合物相の量が少なくなる可能性がある。このため、人工時効硬化能が低下し、特に、成形加工後のパネルの前記低温短時間の人工時効処理によって、170MPa以上の耐力が得られなくなる可能性がある。したがって、板厚が1.0mm 以下の薄板であっても、自動車用などのパネル外板としての耐デント性などの剛性や強度を保証するために、導電率の上限を47 IACS%と規定することが好ましい。
【００４８】
本発明では、また、Al合金板の結晶粒径を50μm 以下と規定することが好ましい。結晶粒径をこの範囲に細かく乃至小さくすることによって、フラットヘム加工性やプレス成形性が確保乃至向上される。結晶粒径が50μm を越えて粗大化した場合、フラットヘム加工性や張出などのプレス成形性が著しく低下し、ヘム部での割れなどの不良や、プレス成形時の肌荒れなどの不良が生じ易い。
【００４９】
なお、ここで言う結晶粒径とは板の長手(L) 方向の結晶粒の最大径である。この結晶粒径を、Al合金板を0.05〜0.1mm 機械研磨した後電解エッチングした表面を、光学顕微鏡を用いて観察し、前記L 方向に、ラインインターセプト法で測定する。1 測定ライン長さは0.95mmとし、1 視野当たり各3 本で合計5 視野を観察することにより、全測定ライン長さを0.95×15mmとした。
【００５０】
本発明Al合金板では、製造後に室温時効した際の、板の圧延方向に対して平行方向の0.2%耐力を120 〜170MPaの範囲とする。従来、フラットヘム加工性が特に重視されるパネル用の場合には、あるいは前記厳しいフラットヘム加工条件用の場合には、溶体化処理温度をより低温側とし、前記0.2%耐力をできるだけ低耐力とするなどしていた。
【００５１】
しかし、本発明では、前記低耐力とせずとも、製造後に室温時効した際の、特にフラットヘムなどのヘム加工性や張出などのプレス成形性が優れる。このため、本発明では、室温時効後の板の圧延方向に対して平行方向の0.2%耐力を120MPa以上に高めることができる。
【００５２】
ただ、室温時効後の前記0.2%耐力が170MPaを越えた場合、本発明Al合金板であっても強度が高過ぎ、やはり、特にフラットヘムなどのヘム加工性が低下する。一方、前記0.2%耐力が120MPa未満では、アウタパネルのデント特性などに必要な前記低温短時間での人工時効処理時で、170MPa以上の必要強度を得ることが難しくなる。
【００５３】
次に、本発明Al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Al合金板の基本組成は、上記伸びや組織などの規定、また諸特性を確保するために、Al-Mg-Si系(6000 系)Al 合金とする。Al-Mg-Si系(6000 系)Al 合金の範囲でなければ、本発明で規定する上記伸びや組織などにならず、また、諸特性が発揮されない。
【００５４】
また、上記伸びや組織などの規定および板としての必要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Al-Mg-Si系Al合金とすることが好ましい。そして、上記組織の規定や諸特性を確保するために、より厳密には、前記規定各成分以外の残部を、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、前記請求項の記載% 表示も含めて、全て質量% の意味である。
【００５５】
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。しかし、リサイクルの観点から、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、目的とする本発明効果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。
【００５６】
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Al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。
【００５７】
また、前記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。
【００５８】
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。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 〜1.0%と、より低めの範囲とすることが好ましい。
【００５９】
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。
【００６０】
Mgの0.2%未満 (質量% 、以下同じ) 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。
【００６１】
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。したがって、Mgの含有量は、0.2 〜1.2%の範囲で、かつSi/Mg が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%のより低め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%と低めの範囲とすることが好ましい。
【００６２】
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。このため、耐食性が重視される構造材用途などの場合には0.8%以下、自動車外板用などのパネル用途などの場合には、耐糸さび性の発現が顕著となる0.1%以下の量とすることが好ましい。
【００６３】
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Al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。
【００６４】
一方、Mn含有量が多くなった場合、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、Al合金板の機械的性質を低下させる原因となる。また、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では、Mn含有量が0.25% を越えた場合、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、加工条件が厳しくなったフラットヘム加工では、より好ましくは0.01〜0.25% の範囲とする。
【００６５】
Cr 、Zr。
これらCr、Zrの遷移元素には、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0.15% 以下に規制することが好ましい。
【００６６】
Ti 、B 。
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。
【００６７】
Fe。
溶解原料から混入して、不純物として含まれるFeは、Al7Cu2Fe、Al12(Fe,Mn)3Cu2 、(Fe,Mn)Al6などの晶出物を生成する。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、0.08〜0.50% とすることが好ましい。
【００６８】
Zn。
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。
【００６９】
(成形加工)
本発明Al合金板が対象とするヘム加工は、特にフラットヘム加工を意図している。即ち、アウタパネルの縁をポンチなどの工具により90°に近い角度まで折り曲げるダウンフランジ工程、アウタパネルの縁を更に約135 °まで内側に折り曲げるプリヘム工程を経て、インナパネル端部をアウタパネルの折り曲げ部内に収容 (挿入) し、アウタパネルの縁を工具により更に180 °の角度まで内側に折り曲げてフラットヘムが形成される。このフラットヘムでは、インナパネルと、アウタパネルの180 °折り曲げ部とが接合、密着され、フラットな曲げ部形状を有する。
【００７０】
しかし、本発明Al合金板は厳しい条件であるフラットヘム加工性に優れるので、それよりも一段緩い条件である、前記折り曲げ部が円弧状に膨らんだロープ状の断面形状を有しいるロープヘムなどの加工性にも当然優れる。また、加工 (変形) の機構が共通する、前記他のハット型曲げ加工や90度曲げ加工などの曲げ加工性や、あるいは、一般的にV 曲げ、U 曲げ、端曲げ、波曲げ、引張曲げなどと称される曲げ加工性にも優れる。したがって、本発明は、他のロープヘムなどのヘム加工も対象とし、ヘム加工以外の曲げ加工も対象とする。
【００７１】
また、ヘム加工は、前記した、ダウンフランジ工程、プリヘム工程、フラットヘム乃至ロープヘム工程により行われる通常のヘム加工だけでなく、最終的にヘムが形成されるものであれば、ローラーヘムなど、工程や工程条件が異なるものもヘム加工として対象とするし、適用可能である。
【００７２】
なお、フラットヘムなどのヘム加工が、本発明Al合金板の4 周囲に対して全て行われるか、選択される辺 (側縁部) のみに対して行われか、また、ヘム加工されるアウタパネルの端部形状が直線形状か、円弧形状やあるいは角部を有するような複雑形状かは、アウタパネルなどの部材設計に応じて、適宜選択される。
【００７３】
本発明Al合金板は、また、ヘム加工性と同時に、上記張出などのプレス成形を対象とする。そして、プレス成形の中でも、特に、アウタパネルなどにおける、前記した形状が大型化、複雑化した際の張出成形を対象とする。ただ、これらの張出成形性に優れることは、加工条件が比較的緩やかな、他の絞りなどの成形性に優れることを意味する。したがって、本発明Al合金板は、特に張出成形、また張出成形で代表できる他のプレス成形をも対象とする。
【００７４】
(製造方法)
以上の本発明Al合金板の製造方法について説明する。
前記した通り、過剰Si型6000系Al合金板の圧延方向に対して45度方向の伸びδ1 が30% 以上であるとともに、板の圧延方向に対して平行方向の伸びδ2 との比δ1 / δ2 が1.2 以上、より好ましくは、1.5 以上とするような伸びの異方性を持つ組織を得るためには、上記成分組成などの他に下記の冷間圧延条件と、冷間圧延後の焼鈍付加など、特別な工程の付加や工程条件の付加が必要である。この点、常法で得られる通常のAl合金板は、前記した通り、基本的に本発明のような伸びの異方性はないし、伸びの異方性は得られない。
【００７５】
前記伸びの異方性を有する組織を得るためには、先ず、圧下率を70% 以上のできるだけ高い圧下率で冷間圧延する。冷間圧延での圧下率をこのように高くすることで、冷間圧延板に十分な歪みエネルギーを蓄積できる。この結果、後述する焼鈍や溶体化を含む調質処理で、前記伸びの異方性を有する組織を得ることができる。冷間圧延での圧下率が低いと、常法材と変わりなくなり、後述する調質処理で、前記伸びの異方性を有する組織が蓄積できない。一方、冷間圧延での圧下率が高くなるほど、耳割れが生じるなど加工自体が困難となるので、圧下率の上限は95% 程度とするのが好ましい。
【００７６】
次いで、冷間圧延板は、前記伸びの異方性を有する組織を得るために、300 ℃以下、好ましくは150 〜250 ℃の温度で、例えば1 〜50時間焼鈍されることが好ましい。この焼鈍によって、最終の溶体化処理で、前記伸びの異方性を有する組織が発達し易くなり、プレス成形性とともにヘム加工性が著しく向上する。前記焼鈍温度が150 ℃未満では、この効果がなく、前記伸びの異方性を有する組織とすることができない。この結果、従来のAl合金板結晶粒組織と大差がなくなり、プレス成形性とともにフラットヘムなどのヘム加工性の向上効果がない。
【００７７】
一方、焼鈍温度が300 ℃ (より厳しくは250 ℃) を越えた場合、結晶粒が粗大化しやすく、プレス成形やヘム加工時に肌荒れが生じ易くなり、Al合金板の張出成形や絞り成形などのプレス成形性が著しく低下する。この焼鈍はバッチ炉、連続焼鈍炉を用いて行うことができる。
【００７８】
その他の工程条件は常法で可であるが、アウタパネルなどとしての、フラットヘム加工性や他の特性を向上させるための好ましい条件もあり、以下に説明する。
【００７９】
先ず、溶解、鋳造工程では、本発明成分規格範囲内に溶解調整された、過剰Al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。
【００８０】
次いで、このAl合金鋳塊に均質化熱処理を施した後、熱間圧延、前記高い圧下率での冷間圧延を行い、コイル状、板状などの板形状に加工する。その際、前記した条件の焼鈍なども施す。
【００８１】
加工後のAl合金板は、調質処理として、先ず、必須に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。
【００８２】
従来、フラットヘム加工性が特に重視されるパネル用の場合には、あるいは前記厳しいフラットヘム加工条件用の場合には、前記溶体化処理温度を500 〜530 ℃のより低温側としていた。しかし、本発明では、前記した通り、従来のように、Al合金板の0.2%耐力を140MPa以下の低強度とせずとも、特にフラットヘムなどのヘム加工性やプレス成形性が優れる。
【００８３】
このため、溶体化処理温度を530 〜560 ℃の範囲の高温側で行い、Al合金板の0.2%耐力を140MPaを越える高強度にして、後の板成形後のパネル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ようにし、成形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ことが好ましい。
【００８４】
溶体化処理後の焼入れの際、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。
【００８５】
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。
【００８６】
本発明では、前記した通り、室温時効自体は許容するものの、室温時効を抑制しても良い。即ち、溶体化焼入れ処理後、室温時効の原因となる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 ℃、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。
【００８７】
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。
【００８８】
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。
【００８９】
更に、室温時効抑制のために、前記予備時効処理後に、時間的な遅滞無く、比較的低温での亜時効処理を行い、GPゾーンを生成させても良い。前記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、亜時効処理による効果が発揮しにくくなる。
【００９０】
これらの効果を得るためには、Al合金材の前記組成範囲において、時効処理温度を80〜120 ℃の亜時効処理範囲とし、時効処理時間は必要時間、好ましくは1 〜24時間の範囲とし、この範囲の中から、前記組成に応じて、時効処理効果が得られる温度と時間を選択することが好ましい。また、この亜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。時効処理温度が80℃未満では、また、保持時間が短過ぎると、GPゾーンを生成させることができない。このため、室温時効抑制効果や低温時効硬化能が得られない。一方、120 ℃を越える温度では通常の時効処理と大差なくなり、β" 相も析出して時効が進み過ぎ、強度が高くなりすぎる。この点は、時効処理の保持時間が長過ぎても同じである。なお、前記予備時効処理温度を、後述する時効処理並に高めとし、時効処理と合わせた乃至連続した熱処理としても良い。
【００９１】
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。
【００９２】
【実施例】
次に、本発明の実施例を説明する。表1 に示す、各6000系組成範囲のAl合金板について、Al合金板の圧延方向に対して45度方向の伸びδ1 が30% 以上であるとともに、板の圧延方向に対して平行方向の伸びδ2 との比δ1 / δ2 が1.2 以上とするような伸びの異方性を持つ組織を得るために、表2 に示すように冷間圧延の圧下率と冷間圧延後の焼鈍温度を変えて、厚さ1.0mm のAl合金板を作成した。更には、溶体化処理温度を変えて、導電率と結晶粒径も種々変えた。
【００９３】
冷間圧延圧下率と冷間圧延後の焼鈍条件、更には溶体化処理温度以外のAl合金板の作製は、下記冷間圧延の圧下率を変化させるための熱間圧延板の板厚を除き、ほぼ同じ条件で行った。即ち、表1 に示す各組成範囲の400mm 厚の鋳塊を、DC鋳造法により溶製後、540 ℃×4 時間の均質化熱処理を施し、終了温度300 ℃で厚さ2.3 〜8mmtまで板厚を種々変えて熱間圧延した。この熱間圧延板を、更に、厚さ1.0mm まで、各圧下率を変えて冷間圧延した。
【００９４】
これら冷延板を以下の条件で調質処理した。先ず、各試験片サイズに切断後、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) 、70℃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70℃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。各例の冷間圧延圧下率と冷間圧延後の焼鈍条件、溶体化処理温度を表2 に示す。
【００９５】
これらのAl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、調質処理直後のAl合金板の元のAl合金板の圧延方向に平行な(L方向の) 引張強さ (σB ) 、耐力 (σ0.2)を測定した。また、伸び（%)は、Al合金板の圧延方向に対して45度方向の伸びδ1 、板の圧延方向に対して平行方向の伸びδ2 、板の圧延方向に対して直角方向の伸びδ3 とを各々測定した。そして、45度方向の伸びの異方性を見るため、δ1 / δ2 を求めた。更に、δ1 とδ2 およびδ3 との平均値であるδ= (2×δ1 ＋δ2 ＋δ3 )/4 を求めた。これらの結果を表3 に示す。
【００９６】
そして、調質処理後に十分室温時効したAl合金板がプレス成形およびヘム加工されることを想定および考慮して、前記調質処理後 4カ月間 (120 日間) の室温時効後の、各供試板の導電率(IACS%) 、結晶粒径、更に、圧延方向に平行な引張強さ (σB ) および耐力 (σ0.2)と、Al合金板の伸びとして、δ1 、δ2 、δ3 とを各々測定した。そして、δ1 / δ2 と、δ1 、δ2 、δ3 の平均値であるδ= (2×δ1 ＋δ2 ＋δ3 )/4 を求めた。これらの結果を表4 に示す。
【００９７】
なお、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。
【００９８】
また、室温時効したAl合金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、前記室温時効後の供試板を成形試験した。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4 に示す。
【００９９】
先ず、張出成形試験の条件は、前記室温時効後のAl合金板から一辺が500mm の正方形の供試板 (ブランク) を複数枚切り出し、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、メカプレスにより、ビード付き金型を用いて張出成形した。
【０１００】
張出成形試験は、しわ押さえ力は49kN、潤滑油は一般防錆油、成形速度は20mm/ 分の同じ条件で3 回行い、3 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、3 回とも全て割れが生じて成形できなかったものを×として評価した。
【０１０１】
成形時の外観評価は成形ハット型パネル表面のオレンジピールの発生状況により行い、前記3 回の成形ハット型パネル表面を観察し、3 回とも全て肌荒れが生じていないものを〇、1 回でも肌荒れが生じているものを×と評価した。
【０１０２】
次に、フラットヘム加工試験は以下の通りとした。前記プレス成形されたAl合金パネルを、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の内、圧延方向と平行なフランジ部の端部全面 (幅130mm)を以下の条件でフラットヘム加工した。
【０１０３】
まず、Al合金パネルの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12mmとして、ダウンフランジ工程を模擬し、Al合金パネルの縁を90度の角度となるまで折り曲げた。この際、Al合金パネルの90°曲げ半径は0.8 とした。次に、プリヘム工程模擬して、Al合金パネルの縁を更に135 °の角度まで内側に折り曲げた。
【０１０４】
その後、厳しいフラットヘム加工条件を模擬して、敢えてインナパネルを前記Al合金パネルの折り曲げ部に挿入せずに、折り曲げ部を内側に180 度折り曲げ、パネル面に密着させるフラットヘム加工を行った。なお、フラットヘム加工方向は、元のAl合金板の圧延方向と一致するようにした。
【０１０５】
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。
【０１０６】
更に、低温時効処理能を調査するため、前記プレス成形されたAl合金パネルから供試板を採取して、160 ℃×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Al合金板の) 圧延方向に平行な(L方向の) 引張強さ (ABσB ) と、耐力 (ABσ0.2)、を測定した。これらの結果を表5 に示す。
【０１０７】
本発明6000系Al合金組成範囲内であって、かつSi/Mg が質量比で1 以上の過剰Si型6000系Al合金1 〜3(表1)を用いた発明例1 〜7 は、表3 、4 に示す通り、Al合金板が45°方向の伸びについて所定の異方性を有し、伸びの平均値(2×δ1 ＋δ2 ＋δ3 )/4 も25% 以上である。この結果、表3 、4 との比較において、前記 4カ月間 (120 日間) の室温時効後で、調質直後に比して耐力が高くなり、成形性や時効硬化性に不利となった条件でも、表5 から明らかな通り、フラットヘム加工性、張出成形性、時効硬化性に優れている。
【０１０８】
しかも、前記フラットヘム加工性の試験条件と評価は、自動車アウタパネルなどの実際の厳しい加工条件でのフラットヘム加工性の評価につながるものである。したがって、発明例1 〜9 は、実際のフラットヘムなどのヘム加工でも、十分加工できることを示している。
【０１０９】
また、前記張出成形の試験条件と評価は、自動車アウタパネルなどの実際の厳しい加工条件での張出成形の評価につながるものである。したがって、発明例1 〜11は、実際の張出成形や絞り成形などのプレス成形で、張出高さや張出面積などが大型化しても、張出成形性が優れ、十分加工できることを示している。
【０１１０】
更に、発明例1 〜7 は、160 ℃×20分の低温短時間の人工時効硬化処理であっても、AB耐力が170MPa以上ある。これは、自動車車体製造工程などで現在主流の170 ℃×20分の塗装焼き付け工程では、200MPa以上のAB耐力が得られることを意味する。
【０１１１】
なお、これら発明例の中でも、冷間圧延後の焼鈍温度が高めである発明例6 は、結晶粒径が比較的大きく、前記厳しい条件での張出成形が可能であるものの、表5 に示す通り、他の発明例に肌荒れが生じていないのに対し、若干の肌荒れ( オレンジピール) が生じていた。
【０１１２】
一方、発明例10、12は、表3 、4 に示す通り、上記発明例1 〜7 と同様に、Al合金板が45°方向の伸びについて所定の異方性を有し、伸びの平均値(2×δ1 ＋δ2 ＋δ3 )/4 も25% 以上である。したがって発明例10、12は上記発明例1 〜7 と同様に、フラットヘム加工性、張出成形性に優れている。
【０１１３】
ただ、発明例10、12は、本発明6000系Al合金組成範囲内であっても、Si含有量とMg含有量とがバランスしているAl合金4 、Si含有量が0.4%未満と比較的少ないAl合金6 ( いずれも表1)を、各々用いている。
【０１１４】
このため、発明例10、12は、表3 、4 との比較において、上記発明例1 〜7 に比して、前記 4カ月間の室温時効後での耐力の経時増加は比較的少ない。ただ、室温時効によって耐力が高くなって時効硬化性に不利となった条件では、表5 から明らかな通り、上記発明例1 〜7 に比して、低温短時間の人工時効硬化処理後のAB耐力が170MPa未満と低い。特に、Si含有量が0.4%未満と少ない発明例12は、AB耐力が160MPaレベルとなっている。したがって、低温短時間の人工時効硬化処理後のAB耐力を170MPa以上とするためには、Si/Mg が質量比で1 以上の過剰Si型6000系Al合金とし、かつ、Si含有量は0.4%以上、またMg含有量は0.2%以上とすることが好ましい。
【０１１５】
これら発明例に対し、冷間圧延率が低すぎる比較例14、15、16、17は、各々発明例と対応する同じ合金組成であるにも関わらず、表4 において、4 カ月間の室温時効後で、δ1 およびδ1 / δ2 が本発明範囲よりも低めに外れた結果となっている。このため比較例14、15、16、17は、表5 から明らかな通り、特にフラットヘム加工性が、発明例に比して著しく低い。なお、比較例の内、特に、常法により製造された板と言える比較例14、15はδ1 / δ2 が1.0 であり、伸びの異方性が殆ど無い。
【０１１６】
そして、興味あることに、これら比較例のδ2 やδ3 の値は、前記発明例のδ2 やδ3 よりもむしろ高いにもかかわらず、比較例のフラットヘム加工性は、前記発明例に比して著しく低い。したがって、これらの結果から、本発明における伸びの異方性の規定 (δ1 およびδ1 / δ2)の臨界的な意義と、この伸びの異方性の規定を満たす組織を作るための、冷間圧延率などの製造条件の意義が分かる。
【０１１７】
【表１】
0004694770.tif 000002
【０１１８】
【表２】
0004694770.tif 000003
【０１１９】
【表３】
0004694770.tif 000004
【０１２０】
【表４】
0004694770.tif 000005
【０１２１】
【表５】
0004694770.tif 000006
【０１２２】
【発明の効果】
本発明によれば、厳しい条件でのフラットヘム加工などの曲げ加工性に特に優れ、プレス成形性や低温時効硬化能などの、パネル化に際して要求される他の諸特性にも優れたAl-Mg-Si系Al合金板を提供することができる。したがって、Al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。