(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｍｇ：０．３〜１．０％、Ｓｉ：０．５〜１．５％、Ｓｎ：０．００５〜０．２％、Ｆｅ：０．０２〜１．０％、Ｍｎ：０．０２〜０．６％を各々含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板であって、この板の組織として、５００倍のＳＥＭにより測定され、Ｘ線分光装置により識別される化合物のうち、ＭｎおよびＦｅを含有し、Ｓｎの含有量が１．０質量％以上で、かつ、円相当直径が０．３〜２０μｍの範囲である、Ｓｎ化合物の平均数密度が５００〜３０００個／ｍｍ２の範囲であるとともに、このＳｎ化合物とアルミニウムマトリックスとの界面の長さが、このＳｎ化合物の全周長を前記ＳＥＭの測定面積で除した値として、平均で３〜２０／ｍｍの範囲であることを特徴とする、成形性、ＢＨ性および耐食性に優れたアルミニウム合金板。
【請求項２】
質量％で、Ｃｒ：０．４％以下（但し０％を含まず）、Ｚｒ：０．３％以下（但し０％を含まず）、Ｖ：０．３％以下（但し０％を含まず）、Ｔｉ：０．１％以下（但し０％を含まず）、Ｃｕ：０．４％以下（但し０％を含まず）、Ａｇ：０．２％以下（但し０％を含まず）、Ｚｎ：１．０％以下（但し０％を含まず）のうちから一種または二種以上を含有する請求項１に記載のアルミニウム合金板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板に関するものである。本発明で言うアルミニウム合金板とは、熱間圧延板や冷間圧延板などの圧延板であって、溶体化処理および焼入れ処理などの調質が施された後であって、焼付け塗装硬化処理される前のアルミニウム合金板を言う。また、以下の記載ではアルミニウムをアルミやＡｌとも言う。
【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、成形性や焼付け塗装硬化性に優れた、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】
この自動車の大型ボディパネル構造体の内、フード、フェンダー、ドア、ルーフ、トランクリッドなどのアウタパネル(外板) にも、薄肉でかつ高強度アルミニウム合金板として、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系のＡＡ乃至ＪＩＳ ６０００系アルミニウム合金板の使用が検討されている。
【０００４】
前記自動車アウタパネルは、素材である６０００系アルミニウム合金板に対し、周知の通り、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大型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。
【０００５】
この６０００系アルミニウム合金板は、優れたＢＨ性（ベークハード性）を有するという利点がある反面で、室温時効性を有し、溶体化焼入れ処理後の室温保持で時効硬化して強度が増加することにより、パネルへの成形性が低下する課題があった。更に、このような室温時効が大きい場合には、ＢＨ性が低下して、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) 処理時の加熱によっては、パネルとしての必要な強度までに、耐力が向上しなくなるという問題もある。
【０００６】
これに対する冶金的な対策は、従来から多数提案されているが、その一つとして、６０００系アルミニウム合金板にＳｎを積極的に添加し、室温時効抑制とＢＨ性向上とを図る方法がある。例えば、特許文献１ではＳｎを適量添加し、溶体化処理後に予備時効を施すことで、室温時効抑制とＢＨ性とを兼備する方法が提案されている。また、特許文献２では、６０００系アルミニウム合金板にＳｎと成形性を向上させるＣｕを添加して、成形性、焼付け塗装性、耐食性を向上させる方法が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開平０９-２４９９５０号公報
【特許文献２】特開平１０-２２６８９４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
これら従来のＳｎを積極的に添加した６０００系アルミニウム合金板には、自動車のアウタパネル用の素材として、長時間の室温時効後の良好な成形性と高いＢＨ性、そして優れた耐糸錆性などの諸特性を複合して兼備するには、未だ改善の余地があった。
【０００９】
例えば、耐糸錆性の向上は自動車アウタパネル（外使い用のパネル）として必須である。自動車アウタパネルは、塗装されて使用されるものの、自動車の走行環境として、海水や塩水などの腐食環境（塗膜下腐食環境）に曝される。このため、塗膜下のアルミニウム合金板表面に糸錆（糸さび）と呼ばれる析出物や介在物を起点とする、糸状の錆が発生、成長し、部材の強度の低下や外観不良を起こすという問題がある。したがって、Ｓｎを添加したＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を、自動車アウタパネルに使用するためには、優れた耐糸錆性（耐糸さび性）を有する必要がある。
【００１０】
従来から、６０００系アルミニウム合金板においても、耐糸錆性を向上させる母材側の組成や組織などの改善技術は種々提案されている。しかし、Ｓｎを添加した場合の冶金的な挙動は、Ｓｎを添加していない場合に対して異なる点があり、前記した従来の母材側の改善技術が、Ｓｎを添加した場合にも、果たして有効であるか否かは定かではなかった。したがって、Ｓｎを積極的に添加した６０００系アルミニウム合金板の耐糸錆性を、成形性やＢＨ性などの前記他の特性とともに向上させるためには、Ｓｎ添加の６０００系アルミニウム合金板に独自の改善策の探求が必要となる。
【００１１】
また、前記成形性でも、自動車のアウタパネル用の素材６０００系アルミニウム合金板に要求される課題が、益々厳しくなる傾向にある。自動車のアウタパネルは、ひずみのない美しい曲面構成と、デザインされているキャラクターラインをそのまま実現させることが必要である。これは、アウタパネル独特のデザインからくる問題であり、アウタパネルには、把手座やランプ座、ライセンス (ナンバープレート) 座などの、器具や部材を装着したり、ホイールアーチを描くような、所定深さの凹部（張出部、エンボス部）が部分的に設けられる。
【００１２】
このような凹部を、その凹部形状周囲の連続した曲面を含めてプレス成形する場合、鋼板よりも成形性が劣る６０００系アルミニウム合金板では、面歪み（面ひずみ）が発生しやすく、前記したひずみのない美しい曲面構成とキャラクターラインを実現させることが難しい。したがって、６０００系アルミニウム合金板では、自動車アウタパネルへの成形時に、この面歪みの発生を抑制することが必須となる。このような面歪みの問題は、前記した凹部（張出部）だけの問題ではなく、ドアアウタパネルのくら型部、フロントフェンダの縦壁部、リアフェンダのウインドコーナー部、トランクリッドやフードアウタのキャラクターラインの消滅部、リアフェンダピラーの付け根部など、面歪みを生じるような凹部 (張出部) を一部に有するような、自動車パネルに共通する課題である。
【００１３】
このような課題に対して、前記面歪みの発生を抑制するためには、プレス成形される際の（製造後に室温時効した）６０００系アルミニウム合金板の０．２％耐力を低くすることが望まれる。しかし、このようにプレス成形時の耐力を低下させると、焼付け塗装硬化処理（ベークハード）後の高耐力を得ることが、逆に難しくなる。
【００１４】
本発明は、このような課題を解決するためになされたものであって、自動車アウタパネルとしての前記した室温時効後の成形性やＢＨ性の要求をクリアするとともに、耐糸錆性も向上させた、Ｓｎを含有する６０００系アルミニウム合金板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
この目的を達成するために、本発明の成形性、ＢＨ性および耐食性に優れたアルミニウム合金板の要旨は、質量％で、Ｍｇ：０.３〜１.０％、Ｓｉ：０.５〜１.５％、Ｓｎ：０.００５〜０．２％、Ｆｅ:０.０２〜１.０％、Ｍｎ：０.０２〜０.６％を各々含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板であって、この板の組織として、５００倍のＳＥＭにより測定され、Ｘ線分光装置により識別される化合物のうち、ＭｎおよびＦｅを含有し、Ｓｎの含有量が１.０質量％以上で、かつ、円相当直径が０.３〜２０μｍの範囲である、Ｓｎ化合物の平均数密度が５００〜３０００個／ｍｍ２の範囲であるとともに、このＳｎ化合物とアルミニウムマトリックスとの界面の長さが、このＳｎ化合物の全周長を前記ＳＥＭの測定面積で除した値として、平均で３〜２０／ｍｍの範囲であることとする。
【発明の効果】
【００１６】
Ｓｎは、６０００系アルミニウム合金板の組織において、室温状態では原子空孔を捕獲（捕捉、トラップ）する作用がある。このＳｎの作用によって、室温でのＭｇやＳｉの拡散が抑制されて、室温時効（硬化）が抑制され、強度増加が抑制されて、板のパネルへの成形時に、ヘム加工性や絞り加工や張出加工などのプレス成形性が向上する効果がもたらされる。一方で、パネルの塗装焼き付け処理などの人工時効処理時には、Ｓｎは捕獲していた空孔を放出するため、逆にＭｇやＳｉの拡散を促進し、ＢＨ性を高くすることができるという効果も有する。
【００１７】
ただ、本発明者らの知見によれば、これらのＳｎの原子空孔の捕獲や放出効果は、Ｓｎがマトリックスに固溶していて初めて発揮される。しかしながら、Ｓｎのマトリックスへの固溶量はごく少なく（低く）、通常の板の製造方法では、Ｓｎの添加量を理論固溶量以下に抑えたとしても、その多くが固溶せずに、化合物として晶出あるいは析出してしまう。このように化合物として晶出あるいは析出したＳｎには、後述する耐糸錆性の向上効果はあるものの、原子空孔の捕獲や放出効果が無い。
【００１８】
このため、本発明では、板の製造方法も敢えて見直した上で、後述する通り、均熱処理などの製造条件を工夫し、特定の組成とサイズのＳｎ含有化合物の数密度を制御して、含有するＳｎの固溶と析出とのバランスを制御し、Ｓｎの固溶量も確保する。そして、固溶Ｓｎの原子空孔の捕獲や放出効果や、前記特定の組成とサイズのＳｎ化合物の存在による効果を発揮させて、時効を抑制し、成形性やＢＨ性の向上を図る。すなわち、製造された板の室温時効後の特性として、自動車アウタパネルへのプレス成形時（焼付け塗装前）の耐力を１１０ＭＰa以下、ヘム加工性が実施例で後述する基準で２.０以下、かつ、自動車アウタパネルとして１８５℃×２０分の焼付け塗装条件による人工時効硬化量（ＢＨ性）を１００ＭＰa以上とする。
【００１９】
その一方で、本発明は、耐糸錆性の向上のために、前記特定の組成とサイズのＳｎ化合物のアルミマトリックスとの界面が多く（長く）なるように析出あるいは晶出させる。これによって、Ｓｎを含有していない化合物とマトリックスの界面を少なく（短く）することができ、良好な耐糸錆性を、成形性、ＢＨ性とともに、兼備する６０００系アルミニウム合金板を提供できる。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
以下に、本発明の実施の形態につき、要件ごとに具体的に説明する。
【００２１】
(化学成分組成)
先ず、本発明のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系（以下、６０００系とも言う）アルミニウム合金板の化学成分組成について、以下に説明する。本発明が対象とする６０００系アルミニウム合金板は、自動車のアウタパネル用の板として、前記室温時効後の、優れた成形性やＢＨ性、耐糸錆性などの諸特性が要求される。
【００２２】
このような要求を満足するために必要な板の特性として、板製造後にＴ６などの調質した後に３０日間室温時効後の特性として、自動車アウタパネルへのプレス成形時（焼付け塗装前）の耐力を１１０ＭＰa以下、ヘム加工性が実施例で後述する基準で２.０以下、かつ、自動車アウタパネルとして１８５℃×２０分の焼付け塗装条件による人工時効硬化量（ＢＨ性）を１００ＭＰa以上とすることが好ましい。
【００２３】
このような好ましい板特性を満足するための合金組成側からの条件として、アルミニウム合金板の合金組成は、６０００系の中でも、質量％で、Ｍｇ：０.３〜１.０％、Ｓｉ：０.５〜１.５％、Ｓｎ：０.００５〜０．２％、Ｆｅ:０.０２〜１.０％、Ｍｎ：０.０２〜０.６％を各々含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる特定の組成とする。なお、各元素の含有量の％表示は全て質量％の意味である。
【００２４】
ここで、前記合金組成の中でも、ＢＨ性がより優れた、ＳｉとＭｇとの質量比Ｓｉ/ Ｍｇが1 以上であるような、過剰Ｓｉ型の６０００系アルミニウム合金板とされるのが好ましい。
【００２５】
前記合金組成としての、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｆｅ、Ｍｎ以外のその他の元素は、不可避的不純物であり、ＡＡ乃至ＪＩＳ規格などに沿った各元素レベルの含有量 (許容量) とする。すなわち、資源リサイクルの観点から、本発明でも、合金の溶解原料として、高純度Ａｌ地金だけではなく、６０００系合金やその他のアルミニウム合金スクラップ材、低純度Ａｌ地金などを多量に使用した場合には、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｆｅ、Ｍｎ以外のその他の元素が必然的に実質量混入される。そして、これらの元素を敢えて低減する精錬自体がコストアップとなり、本発明目的や効果を阻害しない含有範囲で、ある程度の含有を許容することが必要となる。
【００２６】
具体的には、質量％で、Ｃｒ：０．４％以下（但し０％を含まず）、Ｚｒ：０．３％以下（但し０％を含まず）、Ｖ：０．３％以下（但し０％を含まず）、Ｔｉ：０．１％以下（但し０％を含まず）、Ｃｕ：０．４％以下（但し０％を含まず）、Ａｇ：０．２％以下（但し０％を含まず）、Ｚｎ：１．０％以下（但し０％を含まず）のうちから一種または二種以上を含有しても良い。
【００２７】
上記６０００系アルミニウム合金における、各元素の含有範囲と意義、あるいは許容量について以下に順に説明する。
【００２８】
Ｓｉ：０.５〜１.５％
Ｓｉは、主要元素として、固溶強化と、塗装焼き付け処理などの人工時効処理時に、強度向上に寄与するＭｇ−Ｓｉ系析出物を形成して、時効硬化能を発揮し、自動車のアウタパネルとして必要な強度（耐力）を得るための必須の元素である。また、パネルへの成形後の塗装焼き付け処理での優れた時効硬化能を発揮させるためには、Ｓｉ/ Ｍｇを質量比で１．０以上とし、一般に言われる過剰Ｓｉ型よりも更にＳｉをＭｇに対し過剰に含有させた６０００系アルミニウム合金組成とすることが好ましい。Ｓｉ含有量が少なすぎると、Ｍｇ−Ｓｉ系析出物の生成量が不足するため、ＢＨ性が著しく低下する。      
一方、Ｓｉ含有量が多すぎると、粗大な晶出物および析出物が結晶粒内および結晶粒界に形成されて、曲げ加工性および糸錆性が著しく低下する。したがって、Ｓｉは０．５〜１.５％の範囲とする。さらに好ましい下限値は０．６％であり、さらに好ましい上限値は１．４％である。
【００２９】
Ｍｇ：０.３〜１.０％
Ｍｇも、主要元素として、固溶強化と、塗装焼き付け処理などの人工時効処理時に、強度向上に寄与するＭｇ−Ｓｉ系析出物を形成して、時効硬化能を発揮し、パネルとしての必要耐力を得るための必須の元素である。Ｍｇ含有量が少なすぎると、Ｍｇ−Ｓｉ系析出物の生成量が不足するため、ＢＨ性が著しく低下する。このためパネルとして必要な耐力が得られない。一方、Ｍｇ含有量が多すぎると、粗大な晶出物および析出物が形成されて、曲げ加工性が著しく低下する。したがって、Ｍｇの含有量は０．３〜１.０％の範囲とする。さらに好ましい下限値は０．４％であり、さらに好ましい上限値は０.８％である。
【００３０】
Ｆｅ:０.０２〜１.０％
Ｆｅは、均熱処理時および熱間圧延時にＡｌや、他のＳｉ、Ｍｎ、Ｓｎなどと、本発明で規定する、Ｓｎを含有する特定のサイズの化合物を特定の数密度で生成させる必要元素である。その含有量が少なすぎると、Ｓｎを含有する前記特定の化合物の生成量が少なくなりすぎ、Ｓｎを含有する前記特定の化合物とマトリックスの界面が少なく（短く）なり、糸錆性を向上させる効果が小さくなる。一方で、Ｆｅ含有量が多くなりすぎると、結晶粒内および結晶粒界にＳｎを含有する前記特定の化合物の生成量が多くなりすぎ、ヘム加工性などの成形性および糸錆性を劣化させる。
【００３１】
Ｍｎ：０.０２〜０.６％
Ｍｎは、Ｆｅと同様に、均熱処理時および熱間圧延時にＡｌや、他のＳｉ、Ｆｅ、Ｓｎなどと、本発明で規定する、Ｓｎを含有する特定のサイズの化合物を特定の数密度で生成させる必要元素である。その含有量が少なすぎると、Ｓｎを含有する前記特定の化合物の生成量が少なくなりすぎ、Ｓｎを含有する前記特定の化合物とマトリックスの界面が少なく（短く）なり、糸錆性を向上させる効果が小さくなる。一方で、Ｍｎ含有量が多くなりすぎると、結晶粒内および結晶粒界にＳｎを含有する前記特定の化合物の生成量が多くなりすぎ、ヘム加工性などの成形性および糸錆性を劣化させる。
【００３２】
Ｓｎ：０．００５〜０.２％
Ｓｎは必須の元素であり、固溶した状態で、室温において原子空孔を捕獲することで、室温でのＭｇやＳｉの拡散を抑制し、室温における強度増加（室温時効）を長期に亘って抑制し、この室温時効後の板の、パネルへのプレス成形時に、プレス成形性や、特にヘム加工性を向上させる効果がある。そして、一方では、成形されたパネルの塗装焼き付け処理などの人工時効処理時に、捕獲していた空孔を放出するため、逆にＭｇやＳｉの拡散を促進し、ＢＨ性を高くすることができる。
【００３３】
これらのＳｎの効果は、Ｓｎが固溶して初めて発揮される。Ｓｎの含有量が少なすぎると、Ｓｎの固溶量が減って、十分に空孔をトラップしきれず、前記Ｓｎの室温時効抑制効果を発揮できない。この結果、室温における強度増加を抑制できず、耐力が高くなって、ヘム加工性が劣化するだけでなく、ＢＨ処理時のＭｇ−Ｓｉ系析出物の生成量も減少して、ＢＨ性が低くなりやすい。
【００３４】
本発明では、前記固溶させるＳｎの他に、一方では、一定量のＳｎを、Ｓｎを含有する化合物として析出あるいは晶出させて、耐糸錆性を向上させる。ただ、Ｓｎの含有量が少なすぎると、Ｓｎを含有する化合物も減ってしまう。
【００３５】
したがって、ＭｎおよびＦｅを含有する化合物のうち、Ｓｎの含有量が１.０質量％以上で、かつ、円相当直径が０.３〜２０μｍの範囲である化合物の平均数密度が不足する。この結果、これらの化合物とアルミニウムマトリックスとの界面の長さも不足して、耐糸錆性を向上させることができない。
【００３６】
ただ、Ｓｎの含有量が多すぎても、Ｓｎの固溶量には限界があり、固溶量が増えるわけではない。また、Ｓｎの含有量が多すぎると、Ｓｎが粒界に偏析し、粒界割れの原因となって、板の製造工程における熱延時に割れが生じやすくなる。
【００３７】
したがって、Ｓｎの含有量は０．００５〜０.２％の範囲とする。さらに好ましい下限値は０．０１％であり、さらに好ましい上限値は０．１８％である。
【００３８】
（組織）
次に、本発明の６０００系アルミニウム合金板の組織について、以下に説明する。
【００３９】
Ｓｎ化合物： 
本発明では、製造後（調質後）の板の組織として、５００倍のＳＥＭにより測定され、Ｘ線分光装置により識別される、特定の組成とサイズのＳｎ化合物の、平均数密度とアルミニウムマトリックスとの界面の多さとを規定する。
この特定の組成とサイズのＳｎの化合物とは、ＭｎおよびＦｅを両方含有するか、またはＭｎかＦｅのいずれかを含有し、Ｓｎの含有量が１.０質量％以上で、かつ、円相当直径が０.３〜２０μｍの範囲である、Ｓｎ化合物（Ｓｎを含有する化合物）である。
【００４０】
このような規定を満足するＳｎ化合物の平均数密度を５００〜３０００個／ｍｍ２の範囲、好ましくは５００〜２０００個／ｍｍ２の範囲として、固溶Ｓｎの前記室温時効抑制効果を発揮させるために必要な、Ｓｎの固溶量を確保する。
また、このような規定を満足するＳｎ化合物とアルミニウムマトリックスとの界面の長さを、このＳｎ化合物の全周長を前記ＳＥＭの測定面積で除した値として、平均で３〜２０／ｍｍの範囲、好ましくは平均で３〜１０／ｍｍの範囲とする。このように、前記特定の組成とサイズのＳｎ化合物の、アルミマトリックスの界面が多くなるように析出あるいは晶出させることによって、耐糸錆性を低下させるＳｎを含有していない化合物とマトリックスの界面を少なくし、耐糸錆性を向上させる。
【００４１】
Ｓｎ化合物の平均数密度：
前記特定の組成とサイズのＳｎ化合物の平均数密度が３０００個／ｍｍ２を超えて多すぎた場合、Ｓｎの固溶量が減って、前記Ｓｎの室温時効抑制効果を発揮できない。この結果、室温における強度増加を抑制できず、耐力が高くなって、ヘム加工性が劣化するだけでなく、ＢＨ処理時のＭｇ−Ｓｉ系析出物の生成量も減少して、ＢＨ性が低くなりやすい。
【００４２】
その一方で、本発明は、耐糸錆性の向上のために、Ｓｎを特定の組成とサイズの化合物として、このＳｎ化合物とマトリックスの界面が多く（長く）なるように、ある程度析出あるいは晶出させる。
本発明者らはＳｎの添加と耐糸錆性との関係を研究した。この結果、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の組織においては、一定の製造条件のもとで、添加したＳｎが粗大化合物に入りこむことで、糸錆の起点となりにくくなる、という特異な現象が起こることを知見した。
ここで、粗大化合物とは、鋳造や均熱、熱延処理中に生じる、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系の金属間化合物であり、円相当直径がサブμｍ〜数中μｍの比較的大きな金属間化合物を指す。これら粗大化合物がアルミニウム合金中に存在すると、電位的に周囲のアルミニウムよりも貴となり、所謂カソードサイトとして働く。
したがって、これら粗大化合物とアルミニウム母材の界面では、大きな電位差が生じ、非常に腐食が進みやすい状態となる。このような腐食現象は、前記した自動車パネルのように、アルミニウム合金板（パネル）表面が樹脂皮膜で覆われた状態においては、糸錆（糸状に延伸する錆）として現れる。
これに対して、前記粗大化合物がＳｎを含有することで、周囲のアルミニウムとの電位差が小さくなり、カソードサイトとして働きにくくなり、糸錆の起点となりにくくなる。つまり、Ｓｎ化合物とアルミニウムマトリックスとの界面の長さを一定以上の範囲とし、耐糸錆性を低下させる、Ｓｎを含有していない化合物とマトリックスの界面を少なくすることで、糸錆性を向上できる。
これによって、成形性、ＢＨ性とともに、良好な耐糸錆性を兼備させる。
【００４３】
したがって、前記特定の組成とサイズのＳｎ化合物の平均数密度の規定は、Ｓｎを一定量（一定数密度と一定周長）だけ析出あるいは晶出させて、耐糸錆性を向上させる、Ｓｎの析出量あるいは晶出量の目安でもある。前記特定のＳｎ化合物の平均数密度が５００個／ｍｍ２未満と少なすぎた場合、ＭｎおよびＦｅを含有する前記特定のＳｎ化合物自体が得られず、耐糸錆性を向上できない。
【００４４】
ＭｎおよびＦｅを含有するＳｎ化合物：
Ｓｎは、前記した板の合金組成において、その含有するＭｎおよびＦｅと、前記特定の組成とサイズのＳｎ化合物を形成するので、板がこれらＭｎおよびＦｅを含有しなければ、前記特定の組成とサイズのＳｎ化合物自体が生じない。ただ、このＳｎ化合物におけるＭｎおよびＦｅは、後述するＥＤＸによって検出可能なレベル（範囲）で存在すればそれで良く、Ｓｎ化合物における含有量を各々定量的に規定する必要はない。
【００４５】
Ｓｎ化合物のＳｎ含有量とサイズ：
また、Ｓｎ化合物の中でも、Ｓｎ含有量が１.０質量％未満とＳｎが少なすぎる化合物、あるいは円相当直径が０.３μｍ未満の小さすぎる化合物が、幾ら、前記平均数密度、あるいは前記化合物の界面の多さを満たして存在していたとしても、Ｓｎの固溶量の保証にはならない。そして、前記した成形性や、ＢＨ性、耐糸錆性などを向上させる効果が小さい。したがって、これらの化合物は、前記特定の組成とサイズのＳｎ化合物からは除外する。
【００４６】
この特定のＳｎ化合物のＳｎ含有量の上限は特に規定しないが、上限値は製造限界からして１０質量％程度である。また、この特定のＳｎ化合物の円相当直径が２０μｍを超えるような、粗大な化合物となると、割れの原因となって、板の製造工程における熱延時などに割れが生じやすくなる。
【００４７】
Ｓｎ化合物の界面の長さ（多さ）：
前記特定の組成とサイズのＳｎ化合物の板組織における存在状態として、これらＳｎ含有化合物とマトリックスの界面を長く（多く）すると、耐糸錆性が向上する。これらのＳｎ含有化合物とマトリックスの界面が少なすぎる場合、耐糸錆性を向上させる効果が少なくなる。すなわち、これらのＳｎ化合物とアルミニウムマトリックスとの界面の長さが、これらの化合物の全周長（前記特定の組成とサイズのＳｎ化合物全ての周長の合計）を前記ＳＥＭの測定面積で除した値として、３／ｍｍ未満の場合、Ｓｎ化合物とマトリックスの界面が短くなる。このため、耐糸錆性を低下させる、Ｓｎを含有していない化合物とマトリックスの界面が長くなり（多くなり）、耐糸錆性を向上させる効果が少なくなる。
【００４８】
一方、これらのＳｎ化合物とマトリックスの界面を２０／ｍｍを超えて、多くしすぎると、Ｓｎ含有化合物の数密度が多くなることとなり、固溶Ｓｎ量が低減し、低耐力と高いＢＨ性が得られなくなる。このためＳｎ含有化合物とマトリックスの界面は、これらの化合物の全周長を前記ＳＥＭの測定面積で除した値として、平均で３〜２０/ｍｍとする。より好ましくは、平均で３〜１０／ｍｍの範囲とする。
【００４９】
Ｓｎ化合物の測定： 
円相当直径が０．３〜２０μmの範囲で、１．０質量％以上のＳｎと、ＭｎおよびＦｅの両方を含有する化合物の数密度の測定は、５００倍のＳＥＭ（走査型電子顕微鏡、Scanning Electron Microscope）により行う。そして、これら特定の組成とサイズのＳｎ化合物は、ＳＥＭに付属するＸ線分光装置により識別され、Ｓｎの含有量が１．０質量％未満か、ＭｎあるいはＦｅを含有しない化合物と区別される。また、前記ＳＥＭによって、前記範囲のサイズを満たさない化合物とも区別される。
【００５０】
前記ＳＥＭによる測定は、供試板の表面から板厚方向１／４部の任意の点、１０箇所について行い（試料を１０個採取し）、これら各試料の、前記特定の組成とサイズのＳｎ化合物の数密度を平均化して平均数密度（個／ｍｍ２）とする。具体的には、調質処理直後の供試板の板厚方向の直角断面につき、表面から板厚方向１／４部の任意の点を通り、板表面に平行な面について、５００倍のＳＥＭを用いて測定する。試料は、上記部位から１０個サンプリングした板断面試料表面を機械研磨して、板表面から約０．２５ｍｍを機械研磨により削り落とし、更に、バフ研磨を行なって表面を調整した試料を用意する。次に、ＳＥＭの反射電子像を利用し、自動解析装置により、前記円相当直径範囲の化合物の個数を測定して、数密度を算出する。測定部位は試料研磨表面、１試料あたりの測定領域は２４０μｍ×１８０μｍとする。
【００５１】
Ｘ線分光装置は、エネルギー分散型Ｘ線分光法（Energy Dispersive X-ray Spectroscopy）による分析装置として周知であり、通常ＥＤＸと称され、前記ＳＥＭに付属して、前記円相当直径範囲の化合物の組成を定量分析する。そして、前記円相当直径範囲の化合物の個数の測定の際に、Ｓｎの含有量と、ＭｎとＦｅとを実質的に含有するか否かとから、他の化合物と区別される。前記特定の組成とサイズのＳｎ化合物のみを識別する。本発明では、Ｘ線分光装置によっても、化合物中にＭｎかＦｅかを検出できない場合は、Ｓｎの含有量が１．０質量％未満の場合と同様に、ＭｎかＦｅかを含有しない化合物として、前記特定の組成とサイズのＳｎ化合物とは異なる、他の化合物と見なす。
【００５２】
更に、前記ＳＥＭの反射電子像の解析から、前記特定の組成とサイズのＳｎ化合物の全周長（ｍｍ）を求め、これを前記ＳＥＭの測定面積（ＳＥＭの視野面積：２４０μm×１８０μmをｍｍ２換算）で除した値（ｍｍ／ｍｍ２）として、アルミニウムマトリックスとの界面の長さ（／ｍｍ）を、前記試料数による平均で求める。
【００５３】
従来技術との違い：
このように、本発明のＳｎを含有した６０００系アルミニウム合金板は、Ｓｎの固溶状態の点、および、この固溶状態を析出あるいは晶出させたＳｎ化合物とバランスさせている点で、組織的にも特性的にも、同じように（同じ量）Ｓｎを含有させた６０００系アルミニウム合金板とは異なる。すなわち、均熱処理などの製造条件が違えば、Ｓｎの固溶量や、Ｓｎの化合物の前記組成や数密度、そして前記マトリックスとの界面の多さ、などの存在形態も大きく異なる。
【００５４】
言い換えると、通常の板の製造条件（常法）では、Ｓｎが化合物として析出しやすく、固溶量が著しく低い（少ない）。また、Ｓｎの化合物の前記組成や数密度も異なり、そして前記マトリックスとの界面も少なくなる。このため、同じように（同じ量）Ｓｎを含有していても、本発明のような高いレベルで室温時効を抑制するとともに、ＢＨ性やヘム加工性を向上させる効果のある組織で、かつ優れた耐糸錆性が得られる組織になるとは限らない。
【００５５】
ちなみに、従来のＳｎ入り６０００系アルミニウム合金板では、このようなＳｎの効果を充分に発揮できてはいなかった。その理由は、従来は、主要元素であるＭｇやＳｉの固溶や析出には常に注目しながらも、選択的な添加元素の一つでしかなかった、Ｓｎの固溶や析出の存在形態には、あまり注目していなかったためであると推考される。また、常法により製造された板の、Ｓｎの主たる存在形態は、化合物としての晶出あるいは析出（以下、単に析出とも言う）である。これとは異なり、しかも、Ｓｎを固溶させること自体が難しく、Ｓｎの固溶状態がごく稀な存在形態であるため、Ｓｎの固溶により発揮される効果について、知見しにくかったためであると推考される。
【００５６】
（製造方法）
次ぎに、本発明アルミニウム合金板の製造方法について以下に説明する。本発明アルミニウム合金板は、製造工程自体は常法あるいは公知の方法であり、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。
【００５７】
但し、これらの製造工程中で、製造後（調質後）の板の組織として、前記特定のＳｎ含有組成とサイズのＳｎ化合物の平均数密度を規定範囲内として、Ｓｎを固溶させ、かつ、Ｓｎの固溶と析出とをバランスさせるためには、後述する通り、鋳造時の平均冷却速度制御に加えて、冷間圧延途中の中間焼鈍を規定する好ましい条件とする。このような中間焼鈍条件としなければ、Ｓｎを固溶させることが難しくなる。
【００５８】
更に、これに加えて、製造後（調質後）の板の組織として、前記特定のＳｎ含有組成とサイズのＳｎ化合物とアルミニウムマトリックスとの界面の多さを規定範囲内とするために、均熱処理を特定の条件での２段階の均熱処理を行う。
【００５９】
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。ここで、本発明で規定するようにＳｎを固溶させるためには、鋳造時の平均冷却速度について、液相線温度から固相線温度までを３０℃／分以上と、できるだけ大きく（速く）することが好ましい。
【００６０】
このような、鋳造時の高温領域での温度（冷却速度）制御を行わない場合、この高温領域での冷却速度は必然的に遅くなる。このように高温領域での平均冷却速度が遅くなった場合、この高温領域での温度範囲で粗大に生成する晶出物の量が多くなって、鋳塊の板幅方向、厚さ方向での晶出物のサイズや量のばらつきも大きくなる。この結果、本発明の規定範囲に、Ｓｎを固溶させることができなくなる可能性が高くなる。
【００６１】
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とする。
【００６２】
但し、本発明では、前記調質処理後に室温時効した後の、製造後（調質後）の板の組織として、前記特定の組成とサイズのＳｎ化合物とアルミニウムマトリックスとの界面の多さを規定範囲内とするために、以下の特定の条件での均熱処理とする。
【００６３】
均熱処理の１段目は、４００〜５００℃の範囲で、１〜１０時間保持する。これによって、前記特定の組成とサイズのＳｎ化合物を微細分散させ、この化合物の数密度と、アルミニウムマトリックスとの界面の多さを、前記規定範囲内とする。この均熱温度が４００℃未満、あるいは保持時間が１時間未満では、前記特定のＳｎ含有組成とサイズのＳｎ化合物を微細分散させて、アルミニウムマトリックスとの界面の多さを、これらの化合物の全周長を前記ＳＥＭの測定面積で除した値として、平均で３／ｍｍ以上とすることが難しくなる。また、この１段目の保持時間が１０時間を超えると、前記特定の組成とサイズのＳｎ化合物の数密度が３０００個／ｍｍ２を超えて多くなりすぎて、室温時効抑制に必要なＳｎの固溶量が不足する。
【００６４】
次いで、更に加熱した２段目の均熱処理は５２０〜５６０℃の範囲で、３時間以上保持する。この２段目の均熱処理では鋳塊晶出物として存在するMg-Si-Sn系の化合物を固溶させ、固溶Ｓｎ量を増加させる。この２段目の均熱処理の温度が５２０℃未満か、保持時間が３時間未満では、鋳塊晶出物として存在するMg-Si-Sn系の化合物の固溶が不十分であり、室温時効抑制に必要なSnの固溶量が不足する。一方、この２段目の均熱温度が５６０℃を超えると鋳塊が溶損する。また、この２段目の保持時間は長くても良いが、生産効率や経済上、２０時間を超える必要はない。
【００６５】
４００℃〜５００℃の温度域での保持時間を１〜１０時間とすることができれば、後述の実施例に示すように、２段階の均熱処理として、一定の温度で保持してもよいし、昇温や徐冷などにより温度を順次変えた熱処理としても良い。要は、昇温や徐冷などで、連続的に温度が変化しても、４００〜５００の温度域に１時間以上、１０時間以下保持されていれば良い。
【００６６】
熱間圧延：
熱間圧延は、圧延する板厚に応じて、鋳塊 (スラブ) の粗圧延工程と、仕上げ圧延工程とから構成される。これら粗圧延工程や仕上げ圧延工程では、リバース式あるいはタンデム式などの圧延機が適宜用いられる。
【００６７】
この際、熱延（粗圧延）開始温度が固相線温度を超える条件では、バーニングが起こるため熱延自体が困難となる。また、熱延開始温度が３５０℃未満では熱延時の荷重が高くなりすぎ、熱延自体が困難となる。したがって、熱延開始温度は３５０℃〜固相線温度、更に好ましくは４００℃〜固相線温度の範囲とする。
【００６８】
熱延板の焼鈍：
この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、結晶粒の微細化や集合組織の適正化によって、成形性などの特性を更に向上させる為に実施しても良い。
【００６９】
冷間圧延：
冷間圧延では、上記熱延板を圧延して、所望の最終板厚の冷延板 (コイルも含む) に製作する。但し、結晶粒をより微細化させるためには、パス数に関わらず、合計の冷間圧延率は６０％以上であることが望ましい。
【００７０】
中間焼鈍：
この冷間圧延前（熱延後）か、冷間圧延の途中（パス間）で、板を４８０℃以上、融点以下の高温で０．１〜１０秒間保持し、次いで、３℃／秒以上の平均冷却速度で室温まで強制冷却（急冷）する中間焼鈍を行い、それまでの熱延工程などで化合物として生成したＳｎを固溶させることが好ましい。常法ではＳｎは析出しやすく、一旦析出したＳｎを再度固溶させることもなかなか難しく、本発明で規定するようにＳｎを固溶させるためには、後述する溶体化処理のみでは難しく、中間焼鈍にて高温の熱処理を行う必要がある。
【００７１】
この中間焼鈍条件につき、板の温度が４８０℃未満では、Ｓｎの固溶量が不足する。また、焼鈍後の冷却を、３℃／秒以上の平均冷却速度とする、空冷やミスト、水冷などによる、室温までの強制冷却（急冷）としないと、すなわち平均冷却速度が３℃／秒未満では、一旦固溶したＳｎが再析出して化合物化してしまう。
【００７２】
このような条件での焼鈍は、急冷も含めて、バッチ炉では無理で、板を巻き戻しながら炉に通板して巻き取る、連続的な熱処理炉が必要となる。
【００７３】
溶体化および焼入れ処理：
冷間圧延後、溶体化焼入れ処理を行う。溶体化処理焼入れ処理については、通常の連続熱処理ラインによる加熱，冷却でよく、特に限定はされない。ただ、各元素の十分な固溶量を得ること、および板組織の結晶粒はより微細であることが望ましいことから、５２０℃以上、溶融温度以下の溶体化処理温度に、加熱速度５℃／秒以上で加熱して、０〜１０秒保持する条件で行う。そして、溶体化温度から焼入れ停止温度までの平均冷却速度を３℃／秒以上とする。この冷却速度が小さいと、前記Ｓｎ化合物の数密度が多くなって、固溶Ｓｎが少なくなりすぎる。このため、成形時の０.２％耐力を１１０ＭＰa以下の低耐力とし、ヘム加工性が２．０以下で、かつ１８５℃×２０分でのＢＨ性１００ＭＰa以上を満たすことが困難となる。また、冷却中にＭｇ−Ｓｉ系化合物などが析出しやすくなり、プレス成形や曲げ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、ファンなどの強制空冷、ミスト、スプレー、浸漬等の水冷手段や条件を各々選択して用いる。
【００７４】
ちなみに、この溶体化焼入れ処理や、前記熱延後の荒鈍条件も、温度などが前記中間焼鈍条件と近似するが、前記中間焼鈍が無いか、あるいは、行っていても前記５２０℃以上の温度などの諸条件を満たさなければ、この溶体化焼入れ処理や前記熱延後の荒鈍を行っただけでは、Ｓｎを前記必要量、あるいは前記規定量だけ、固溶させることができない。
【００７５】
予備時効処理（再加熱処理）：
このような溶体化処理後に焼入れ処理して室温まで冷却した後、１時間（６０分）以内のできるだけ短時間内に、板を予備時効処理（再加熱処理）する。
【００７６】
室温までの焼入れ処理終了後、予備時効処理開始（加熱開始）までの室温保持時間が１時間を超えて長すぎると、室温時効が進行して、ＢＨ性が低下する。したがって、この室温保持時間は短いほど良く、溶体化および焼入れ処理と再加熱処理とが、時間差が殆ど無いように連続していても良く、下限の時間は特に設定しない。
【００７７】
この予備時効処理の温度と保持時間は、８０〜１５０℃の温度範囲で、３時間以上、５０時間以下保持するものとする。この時、この８０〜１５０℃での温度保持を、この温度範囲で、一定の温度あるいは昇温、除冷により温度を順次変えた熱処理としても良い。要は、徐冷や昇温などで連続的に温度が変化しても、８０〜１５０℃の温度域に３時間以上、５０時間以下保持されていれば良い。再加熱処理後の室温までの冷却は、放冷でも、生産の効率化のために前記焼入れ時の冷却手段を用いて強制急冷しても良い。
【００７８】
予備時効処理を、これらの好ましい条件範囲内としないと、自動車パネル成形時の板の０．２％耐力を１１０ＭＰａ以下に低くするとともに、ＢＨ性を１００ＭＰａ以上にしにくくなる。
【００７９】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
【実施例】
【００８０】
本発明の実施例を説明する。前記組成とサイズのＳｎ化合物の平均数密度量や、このＳｎ化合物のアルミマトリックスとの界面の多さが異なる、６０００系アルミニウム合金板を、前記均熱処理条件や中間焼鈍条件によって作り分け、この板を製造後に室温に３０日間保持後の、強度、ＢＨ性（塗装焼付け硬化性）や、ヘム加工性、耐糸錆性を評価した。この結果を表２に示す。
【００８１】
これらアルミニウム合金板の具体的な製造条件は以下の通りとした。表１に示す各組成のアルミニウム合金鋳塊を、ＤＣ鋳造法により共通して溶製した。この際、各例とも共通して、鋳造時の平均冷却速度について、液相線温度から固相線温度までを５０℃／分とした。なお、各例の６０００系アルミニウム合金板の組成を示す、表１中の各元素の含有量の表示において、各元素における数値をブランクとしている表示は、その含有量が検出限界以下で、これらの元素を含まない０％であることを示す。
【００８２】
前記鋳塊を、表２に示す各条件で均熱処理した後、２段目の各例の温度で熱間粗圧延を開始した。そして、各例とも共通して、続く仕上げ圧延にて、厚さ２．５ｍｍまで熱延し、熱間圧延板とした。この熱間圧延板を、各例とも共通して、冷間圧延のパス途中（パス間）に、表２に示すように、連続焼鈍炉による中間焼鈍を種々の条件で行って、最終的に厚さ１．０ｍｍの冷延板（製品板）とした。
【００８３】
更に、これらの各冷延板を、各例とも共通して、５６０℃の硝石炉にて溶体化処理を行い、目標温度に到達後１０秒保持し、溶体化温度から焼入れ停止温度までの平均冷却速度を５０℃／秒とした水冷にて焼入れ処理した。この焼入れ後直ちに、１００℃で５時間保持する予備時効処理を行った（保持後は冷却速度０．６℃／時間で徐冷）。
【００８４】
これらの調質処理直後の各板から供試板 (ブランク) を切り出し、各供試板の組織として、前記組成とサイズのＳｎ化合物の平均数密度量や、このＳｎ化合物のアルミマトリックスとの界面の多さを測定した。また、前記調質処理後に３０日間室温で放置した後の各板から供試板 (ブランク) を切り出し、各供試板の強度（ＡＳ耐力：板製造後に３０日間室温時効した後の０.２％耐力）とＢＨ性とを調査した。これらの結果を表２に示す。
【００８５】
（供試板の組織）
調質処理直後の各供試板の、ＭｎおよびＦｅを含有する化合物のうち、Ｓｎの含有量が１.０質量％以上で、かつ、円相当直径が０.３〜２０μｍの範囲である化合物の平均数密度（個／ｍｍ２）を、前記した５００倍のＳＥＭとＸ線分光装置を用いた測定方法により求めた。また、前記組成とサイズのＳｎ化合物とアルミニウムマトリックスとの界面の長さを、前記組成とサイズのＳｎ化合物の全周長（前記組成とサイズのＳｎ化合物全ての周長の合計）を前記ＳＥＭの測定面積で除した値（／ｍｍ）として、前記した５００倍のＳＥＭとＸ線分光装置を用いた測定方法により求めた。
【００８６】
（引張試験）
前記引張試験は、前記調質処理後に３０日間室温で放置した後の各供試板から、各々ＪＩＳＺ２２０１の５号試験片（２５ｍｍ×５０mmＧＬ×板厚）を採取し、室温にて引張り試験を行った。このときの試験片の引張り方向を圧延方向の直角方向とした。引張り速度は、０．２％耐力までは５ｍｍ／分、耐力以降は２０ｍｍ／分とした。機械的特性測定のＮ数は５とし、各々平均値で算出した。なお、前記ＢＨ後の耐力測定用の試験片には、この試験片に、板のプレス成形を模擬した２％の予歪をこの引張試験機により与えた後に、前記ＢＨ処理を行った。
【００８７】
前記３０日間室温時効後に成形する際の板の特性として、表２に示すＡｓ０.２％耐力（成形時の０.２％耐力）が１１０ＭＰa以下、ヘム加工性が実施例で後述する基準で２以下のものを、自動車アウタパネル用の素材板の成形性として合格とした。
【００８８】
（ＢＨ性）
各供試板を各々共通して、前記３０日間の室温時効させた後に、１８５℃×２０分の人工時効硬化処理した後の供試板の０.２％耐力（ＢＨ後の０.２％耐力）を前記引張試験により求めた。そして、表２に示す耐力の増加量（前記ＢＨ後の０.２％耐力と前記Ａｓ０.２％耐力との差）から、各供試板のＢＨ性を評価し、０.２％耐力の増加量が１００ＭＰａ以上ある場合を、ＢＨ性が合格とした。
【００８９】
（ヘム加工性）
ヘム加工性は、前記３０日間室温放置後の各供試板について行った。試験は、３０ｍｍ幅の短冊状試験片を用い、ダウンフランジによる内曲げＲ１．０ｍｍの９０°曲げ加工後、１．０ｍｍ厚のインナを挟み、折り曲げ部を更に内側に、順に約１３０度に折り曲げるプリヘム加工、１８０度折り曲げて端部をインナに密着させるフラットヘム加工を行った。
このフラットヘムの曲げ部（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、以下の基準にて目視評価し、基準０〜２までを合格とした。
０；割れ、肌荒れ無し、１；軽度の肌荒れ、２；深い肌荒れ、３；微小表面割れ、４；線状に連続した表面割れ、５；破断
【００９０】
（耐糸錆性）
前記室温時効させた各供試板の耐糸錆性を評価した。評価のための試験方法は、前記３０日間の室温時効した各供試板から８０×１５０ｍｍの板を切り出し、炭酸ソーダ系脱脂浴に４０℃×２分間浸漬（スターラーによる攪拌あり）して、供試材表面を脱脂処理した。次に、室温の亜鉛系表面調整浴に１分間浸漬（スターラーによる攪拌あり）した後、３５℃リン酸亜鉛浴に２分間浸漬してリン酸亜鉛処理を施し、さらに通常の自動車用部材の塗装工程に従って電着塗装（厚さ２０μｍ）を行い、１８５℃で２０分の焼き付け処理を行った。その後、塗膜に長さ５０ｍｍのクロスカット疵入れ、塩水噴霧２４時間→湿潤（湿度８５％、４０℃）１２０時間→自然乾燥（室温）２４時間のサイクルを８サイクル行い、クロスカット部の片側の錆の幅を、糸錆の長さとして測定した。
【００９１】
耐糸錆性の評価は、前記クロスカット部の片側の錆の最大の幅で評価し、最大の幅が１ｍｍ未満のものを◎、１ｍｍ以上２ｍｍ未満のものを○、２ｍｍ以上、３ｍｍ未満のものを△、３ｍｍ以上の長さのものを×と評価して、◎および○のものを耐糸錆性に優れた材料（合格）と判断した。
【００９２】
表２の番号１〜３、９、１２、１４〜２１に示す各発明例は、本発明成分組成範囲内（表１の合金番号１〜１１）で、かつ、均熱処理や中間焼鈍を含めて前記した好ましい条件範囲内で製造している。このため、これら各発明例は、表２に示す通り、本発明で規定する、前記組成とサイズのＳｎ化合物の平均数密度や、このＳｎ化合物のアルミマトリックスとの界面の多さを満足しており、Ｓｎの固溶と析出とのバランスがとれている。
【００９３】
この結果、前記各発明例は、表２に示す通り、前記調質処理後３０日の室温時効後であっても、自動車アウタパネルへのプレス成形時（焼付け塗装前）のＡｓ０.２％耐力を１１０ＭＰa以下、ヘム加工性の評価が０〜２と優れ、かつ自動車アウタパネルとして１８５℃×２０分の焼付け塗装条件による人工時効硬化量（ＢＨ性）を１００ＭＰa以上とすることができる。また、耐糸錆性にも優れている。
【００９４】
一方、表２から分る通り、本発明成分組成範囲内の表１の合金番号１、２、３あるいは１８、１９を用いているものの、均熱処理条件や中間焼鈍条件が好ましい範囲を外れている比較例４〜８、１０、１１、１３、２８、２９は、表２に示す通り、本発明で規定する、前記組成とサイズのＳｎ化合物の平均数密度や、このＳｎ化合物のアルミマトリックスとの界面の多さのいずれかが規定から外れ、Ｓｎの固溶と析出とのバランスがとれていない。
【００９５】
この結果、前記各比較例は、表２に示す通り、前記調質処理後３０日の室温時効後の、自動車アウタパネルへのプレス成形時の、耐力が１１０ＭＰaを超えて高すぎるか、ＢＨ性が１００ＭＰa未満と低すぎるか、耐糸錆性が劣っている。
【００９６】
比較例４、６、１３は、1段目の均熱処理の保持時間が短すぎるか、または1段目の均熱処理が実施されていない。このため、前記組成とサイズのＳｎ化合物の平均数密度が少なすぎ、Ｓｎ化合物とマトリックスの界面が３/ｍｍ未満となり、糸錆性が劣る。
比較例５、７、１０は、1段目の均熱処理の保持時間が長すぎるか、または２段目の均熱処理温度が低く過ぎる。このためＳｎ化合物が多くなりすぎ、固溶Ｓｎを十分に確保できないため、ＡＳ耐力が高く、耐力増加量も低い。また、比較例７は中間焼鈍も施しておらず、比較例１０は中間焼鈍後の冷却速度も低く過ぎる。
比較例８、１１は、中間焼鈍温度が低く過ぎる。このためＳｎ化合物が多くなりすぎ、固溶Ｓｎを十分に確保できないため、ＡＳ耐力が高すぎ、耐力増加量も低い。
比較例２８、２９は、本発明成分組成範囲内の表１の合金番号１８、１９を用いているが、中間焼鈍温度を施していないか、中間焼鈍後の冷却速度が低く過ぎる。このためＳｎ化合物が多くなりすぎ、固溶Ｓｎを十分に確保できないため、ＡＳ耐力が高すぎ、耐力増加量も低い。
【００９７】
また、表２の比較例２２〜２７、３０〜３２は、前記好ましい条件範囲で製造しているものの、表１の合金番号１２〜１７、２０〜２２を用いており、必須元素のＭｇ、Ｓｉ、Ｓｎのいずれかの含有量が各々本発明範囲を外れている。このため、これら比較例２２〜２７、３０〜３２は、表２に示す通り、前記調質処理後３０日の室温時効後のプレス成形時における耐力が１１０ＭＰaを超えて高すぎるか、ＢＨ性が１００ＭＰa未満と低すぎるか、耐糸錆性が劣っている。
【００９８】
比較例２２は、表1の合金１２であり、Ｓｉが少なすぎる。
比較例２３は、表1の合金１３であり、Ｓｉが多すぎる。
比較例２４は、表1の合金１４であり、Ｓｎが少なすぎる
比較例２５は、表１の合金１５であり、Ｓｎ含有量が多すぎる。このため、熱延時に割れが発生して熱延板自体が製造できなかった。
比較例２６は、表1の合金１６であり、Ｆｅが多すぎる。
比較例２７は、表1の合金１７であり、Ｍｎが多すぎる。
比較例３０は、表1の合金２０であり、Ｆｅ、Ｍｎが少なすぎる。
比較例３１は、表1の合金２１であり、Ｍｇが少なすぎる。
比較例３２は、表1の合金２２であり、Ｍｇが多すぎる。
【００９９】
以上の実施例の結果から、Ｓｎを含む６０００系アルミニウム合金板の室温時効後の強度や、成形性、特にヘム加工性、ＢＨ性、耐糸錆性を兼備することに対して、本発明で規定する組成やＳｎの固溶と析出とをバランスさせること、あるいは好ましい製造条件の、臨界的な意義乃至効果が裏付けられる。
【０１００】
【表１】
0006315582.tif 000002
【０１０１】
【表２】
0006315582.tif 000003
【産業上の利用可能性】
【０１０２】
本発明によれば、自動車アウタパネルとしての室温時効後の成形性やＢＨ性の要求をクリアするとともに、耐糸錆性も向上させた、Ｓｎを含有する６０００系アルミニウム合金板を提供できる。この結果、特に、自動車アウタパネルに６０００系アルミニウム合金板の適用を拡大できる。