(57)【要約】【課題】    再現性良く、プレス成形時のリジングマークを防止でき、曲げ加工性やBH性にも優れたAl-Mg-Si系アルミニウム合金板を提供することを目的とする。【解決手段】    質量% で、Mg:0.2〜3.0%、Si:0.5〜2.5%、Mn:0.02 〜0.5%を含有するAl-Mg-Si系アルミニウム合金板において、0.2 μm 以上の粒径を有する化合物の平均粒径が3 μm 以下であり、かつ、0.2 μm 以上の粒径を有するMn化合物として存在するMnの元素量A が、前記アルミニウム合金板中のMn含有量B との比A(質量%)/B (質量%)で0.3 〜0.9 の範囲にあることとする。【選択図】      なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量% で、Mg:0.2〜3.0%、Si:0.5〜2.5%、Mn:0.02 〜0.5%を含有するAl-Mg-Si系アルミニウム合金板において、0.2 μm 以上の粒径を有する化合物の平均粒径が3 μm 以下であり、かつ、0.2 μm 以上の粒径を有するMn化合物として存在するMnの元素量A が、前記アルミニウム合金板中のMn含有量B との比A(質量%)/B (質量%)で0.3 〜0.9 の範囲にある、リジングマーク特性に優れたアルミニウム合金板。
【請求項２】
前記アルミニウム合金板において、更に、0.2 μm 以上の粒径を有するMg化合物として存在するMgの元素量C が、前記アルミニウム合金板中のMg含有量D との比C(質量%)/D (質量%)で0.03〜0.5 の範囲にある請求項１に記載のリジングマーク特性に優れた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、成形加工時のリジングマークを抑制でき、焼付け塗装硬化性などのBH性、曲げ性、などにも優れた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。
【背景技術】
【０００２】
従来から、自動車、船舶、航空機あるいは車両などの輸送機、機械、電気製品、建築、構造物、光学機器、器物の部材や部品用として、成形性や焼付硬化性に優れたAl合金板が使用されている。
【０００３】
特に、自動車などの輸送機の車体分野では、近年、排気ガス等による地球環境問題に対して、軽量化による燃費の向上が追求されている。このため、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】
この内、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、Al-Mg-Si系のAA乃至JIS 6000系 (以下、単に6000系と言う) のAl合金板の使用が検討されている。
【０００５】
6000系Al合金板は、基本的には、Si、Mgを必須として含み、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( 硬化) 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BH性 (ベークハード性、人工時効硬化能、塗装焼付硬化性) がある。
【０００６】
また、6000系Al合金板は、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合金板のスクラップを、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】
一方、前記自動車のアウタパネルなどは、周知の通り、Al合金板に対し、プレス成形や曲げ加工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、主に、厳しいプレス成形（張出加工、深絞り加工など) によって、アウタパネルとしての成形品形状となされる。次いで、このアウタパネル周縁部を折り曲げて (180 度折り返して) インナパネルの縁との接合を行うフラットヘムなどの厳しいヘム (ヘミングの別称) 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。
【０００８】
このため、これら自動車などのアウタパネル用途向けの6000系Al合金板には、プレス成形性とともに曲げ成形性 (曲げ加工性) が要求される。また、自動車アウタパネルなどでは、軽量化のために、より薄肉化される傾向にあり、6000系Al合金板には、薄肉化した上で、耐デント性に優れるような、高BH性 (高強度化) をも兼備することが求められる。
【０００９】
これに対し、6000系Al合金板のこれら諸要求特性の向上のために、従来より、成分や組織、あるいは製造方法を精緻にコントロールして、種々の方策が採られている。
【００１０】
ここで、本発明が対象とする6000系Al合金板では、前記プレス成形に伴って生じる特有の欠陥として、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。
【００１１】
このリジングマークは、前記プレス加工後または絞り成形加工後に、Al合金パネル表面に生じる、スジ状の組織むら、あるいは板の圧延方向に生じる長い筋状欠陥といった、表面の凹凸である。
【００１２】
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生成する。このため、Al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始めて目立ちやすくなるという問題もある。
【００１３】
このリジングマークの問題に対し、従来から、6000系Al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、粗大析出物の生成を防止し、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) 。
【００１４】
また、6000系Al合金板の｛１１０｝面の結晶方位成分に着目し、集合組織制御などの点からリジングマークを改善する方法も種々提案されている。例えば、板表層部でのＣｕｂｅ方位の集積度を２〜５、板表面部の結晶粒径を４５μｍ以下に微細化することが提案されている (特許文献３参照) 。また、板における、Ｇｏｓｓ方位分布密度：３以下、ＰＰ方位分布密度：３以下、Ｂｒａｓｓ方位分布密度：３以下にすることが提案されている (特許文献４参照) 。更に、隣接する結晶方位差を15°以下である結晶粒界の占める割合を20% 以上とすることが提案されている (特許文献５参照) 。
【００１５】
そして、6000系Al合金板における耳率を４％以上、結晶粒径を４５μｍ以下とすることも提案されている (特許文献６参照) 。
【００１６】
【特許文献１】特許第2823797 号公報 (請求項、第1 〜5 頁)
【特許文献２】特開平8 ー232052号公報 (請求項、第1 〜5 頁)
【特許文献３】特開平11ー189836号公報 (請求項、第1 〜5 頁)
【特許文献４】特開平11ー236639号公報 (請求項、第1 〜5 頁)
【特許文献５】特開2003ー171726号公報 (請求項、第1 〜5 頁)
【特許文献６】特開2000ー96175 号公報 (請求項、第1 〜5 頁)
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１７】
しかし、前記特許文献１、２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 系化合物の凝集化が生じ、析出、粗大化する。このため、その後の工程において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、再現性にも問題がある。
【００１８】
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手段だけでは、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。
【００１９】
また、これらの問題は、文献３〜５でも同様であって、これら集合組織乃至特性を制御することは、リジングマーク抑制に一定の効果はある。しかし、集合組織の制御のためには、加工温度、加工率や終了温度などを含めた熱延条件や熱処理条件などの制御を、前記諸要求特性や板厚に応じて作り込む必要性があり、リジングマークを抑制した表面性状と前記諸要求特性とを兼備させることが非常に難しい。このため、板の生産性を著しく低下させ、特性の再現性にも問題がある。
【００２０】
更に、これら従来技術に共通する結晶粒の微細化も、リジングマーク抑制に一定の効果はある。しかし、前記した通り、結晶粒径を微細化しても、また、同じ平均結晶粒径であっても、リジングマークの発生度合いに差が生じることがあり、根本的な解決とならない。
【００２１】
しかも、これらの問題は、近年のプレス成形条件が厳しくなる傾向や、純度の高いAl地金に替わってMn、Feなどを含めた不純物元素の多いリターン材 (スクラップ材) が多く使用される傾向がより助長する。例えば、Al合金板の自動車パネルなどへの採用に伴い、形状がより複雑な、パネル形状の大型化や複雑化など、成形が難しいパネルへの適用も多くなり、プレス成形条件が厳しくなり、成形時の割れや肌荒れなどの成形不良がより生じ易くなっている。したがって、これらの傾向の中では、前記従来技術のリジングマーク抑制効果の限界も益々大きくなる。
【００２２】
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、再現性良くプレス成形時のリジングマークを防止でき、曲げ加工性やBH性にも優れたAl-Mg-Si系アルミニウム合金板を提供しようとするものである。
【課題を解決するための手段】
【００２３】
この目的を達成するために、本発明のリジングマーク特性に優れたアルミニウム合金板の要旨は、質量% で、Mg:0.2〜3.0%、Si:0.5〜2.5%、Mn:0.02 〜0.5%を含有するAl-Mg-Si系アルミニウム合金板において、0.2 μm 以上の粒径を有する化合物の平均粒径が3 μm 以下であり、かつ、0.2 μm 以上の粒径を有するMn化合物として存在するMnの元素量A が、前記アルミニウム合金板中のMn含有量B との比A(質量%)/B (質量%)で0.3 〜0.9 の範囲にあることとする。
【００２４】
なお、本発明で言うAl合金板とは、冷間圧延後に調質処理を施したAl合金板であって、プレス成形や曲げ加工に供される前のAl合金板を言う。また、本発明で言う化合物とは、後述するFE-SEMで観察されるAl合金板組織中に存在する金属間化合物乃至析出物である。更に、本発明で言うMn化合物とは、後述する抽出残査法により分離抽出されたAl-Mn 系金属間化合物乃至Al-Mn 系析出物である。
【発明の効果】
【００２５】
本発明者らは、Mnを実質量含む6000系Al合金板において、その成分組成や粗大化合物とともに、0.2 μm 以上の粒径を有するMn化合物の量が、リジングマーク特性に大きく影響することを知見した。
【００２６】
即ち、Mnを実質量含む6000系Al合金板の成分組成の規定や、粗大化合物の抑制を前提にして、Al合金板組織中に存在するMn系金属間化合物乃至Mn系析出物の内、0.2 μm 以上の粒径を有するMn化合物(Mn 系析出物) の量が多いと、調質処理後のAl合金板組織が、ランダムな方位を持つ再結晶方位を形成しやすくなり、リジングマークが抑制されると推考される。
【００２７】
前記した通り、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生成しやすい。これに対して、比較的大きなMn化合物の量が多いと、6000系Al合金板の調質処理における最終溶体化条件の昇温過程での再結晶過程において、これら0.2 μm 以上の粒径を有するMn化合物は、ランダムな方位して働く。この結果、Al合金板組織において、結晶学的方位の近い結晶粒が群れをなさなくなり、ランダムな方位を持つ再結晶方位となって、リジングマークが抑制されると推考される。
【００２８】
但し、このMn化合物の効果は、後述する通り、Mn化合物自体の大きさと、固溶Mn量との関係に大きく影響される。このため、本発明では、リジングマークに影響する比較的大きなMn化合物の粒径を規定するとともに、この比較的大きなMn化合物量を直接規定するのではなく、このMn化合物中のMn元素量をMn含有量との関係で規定する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２９】
以下に、本発明Al合金板の実施態様につき具体的に説明するが、先ず、本発明Al合金板の組織について説明する。
【００３０】
(Mn 化合物) 
Mnは、均質化熱処理時およびその後の熱間圧延時などに、Alや他のSi、Fe、Crなどと、その含有量に応じて選択的に結合し、6000系Al合金板の組織において、Al6Mn 、Al6[Fe,Mn]、Al12[Fe,Mn]Si などのAl-Mn 系化合物 (本発明で言うMn化合物: 以下、Al-Mn 系析出物、Al-Mn 系金属間化合物、Mn系析出物などとも言う) を生成する。
【００３１】
これらMn化合物の内、0.2 μm 以上の粒径を有する比較的大きなMn化合物は、前記した通り、最終溶体化条件において、リジングマークを抑制するための再結晶核として、ランダムな方位を持つ再結晶方位形成として働く。
【００３２】
但し、本発明では、この0.2 μm 以上の粒径を有するMn化合物の量を直接規定するのではなく、0.2 μm 以上の粒径を有するMn化合物として存在するMnの元素量を、Mn含有量(Al 合金板中のMn総含有量) との関係で規定する。この理由は、0.2 μm 以上の粒径を有するMn化合物のランダムな方位を持つ再結晶方位形成効果は、Al合金板組織に固溶するMnの量との関係で発揮されるからである。即ち、0.2 μm 以上の粒径を有するMn化合物が多くても、固溶するMnの量が不足した場合、0.2 μm 以上の粒径を有するMn化合物のランダムな方位を持つ再結晶方位形成効果も半減するからである。
【００３３】
このため、本発明Al合金板では、この0.2 μm 以上の粒径を有するMn化合物として存在するMnの元素量A を、前記Al合金板中に含まれるMnの含有量B との比A(質量%)/B (質量%)で0.3 〜0.9 の範囲にあることとする。なお、前記Al合金板のMn含有量B とは、本発明Al合金板の成分組成規定の中で、Mn:0.02 〜0.5%として規定したものであり、Al合金板中のMnの総量である。
【００３４】
このA(質量%)/B (質量%)が0.3 未満では、従来の6000系Al合金板と変わらなくなり、0.2 μm 以上の粒径を有するMn化合物が少なすぎ、Al合金板組織のランダムな方位を持つ再結晶方位形成促進効果が無くなり、リジングマークが抑制されない。
【００３５】
従来の6000系Al合金板は、後述する均熱条件などの製造方法の違いにより、0.2 μm 以上の粒径を有するMn化合物自体、あるいは、このMn化合物として存在するMnの元素量A が少なくなる。このため、例え、Al合金板の前記Mn含有量B を満足したとしても、必然的に、前記A(質量%)/B (質量%)が下限の0.3 を下回ることとなる。この結果、従来の6000系Al合金板は、ランダムな方位を持つ再結晶方位形成が不足し、リジングマークが抑制されなかったものである。
【００３６】
一方、上記A(質量%)/B (質量%)が0.9 を超えた場合、前記した0.02〜0.5%のMn含有量の範囲では、Al合金板の固溶Mn量が不足する。このため、0.2 μm 以上の粒径を有するMn化合物の存在量が十分だったとしても、却って、Al合金板組織のランダムな方位を持つ再結晶方位形成促進効果が無くなり、リジングマークが抑制されない。したがって、このA(質量%)/B (質量%)は0.3 〜0.9 、好ましくは0.4 〜0.85の範囲にあることとする。
【００３７】
これら0.2 μm 以上の粒径を有する比較的大きなMn化合物は、抽出残査法により分離抽出できる。即ち、溶媒として例えば熱フェノールを用いた抽出残査法により、孔径0.2 μm のフィルターを分別に用いることにより、フィルター上の残査として分離抽出される。この際、6000系Al合金板組織中に存在する、他の、0.2 μm 未満の比較的小さな粒径を有するMn化合物や、固溶しているMnは、孔径0.2 μm のフィルターを通過 (透過) してしまい、分離抽出されない。
【００３８】
そして、上記フィルター上の、0.2 μm 以上の粒径を有するMn化合物を含む残査を、ICP 発光分析によって分析し、0.2 μm 以上の粒径を有するMn化合物として存在するMnの元素量( 質量%)を測定することができる。
【００３９】
また、Mn化合物や固溶しているMnとしてAl合金板中に存在する、謂わば全Mn含有量B は、他の含有元素と同様に、通常のX 線分析やICP 発光分析によって分析できる。
【００４０】
(Mg化合物) 
Mg はSiとともに化合物相を形成する。このMg化合物の内、0.2 μm 以上の粒径を有する比較的大きなMg化合物は、上記Mn化合物と同様に、調質処理後のAl合金板組織をランダムな方位を持つ再結晶方位として、リジングマークを抑制する効果がある。更に、板の局所的な均一変形能をあげ、表面凹凸の発生を緩和する効果がある。また、強度確保面でも有効である。
【００４１】
したがって、これらの効果を発揮させるために、0.2 μm 以上の粒径を有するMg化合物として存在するMgの元素量C が、前記Al合金板中に含まれるMg含有量D との比C(質量%)/D( 質量%)で、0.03〜0.5 の範囲、好ましくは0.04〜0.4 の範囲、より好ましくは0.05〜0.3 の範囲、更に好ましくは0.05〜0.2 の範囲、にあるようにする。なお、前記Al合金板のMg含有量D とは、前記Mn含有量B と同様に、本発明Al合金板の成分組成規定の中で、Mg:0.2〜3.0%として規定したものであり、Al合金板中のMgの総量である。
【００４２】
0.2 μm 以上の粒径を有するMg化合物の量を、直接規定せず、Mg含有量との関係で規定する理由は、前記した0.2 μm 以上の粒径を有するMn化合物の場合と同じである。即ち、Mg化合物のランダムな方位を持つ再結晶方位形成効果は、Al合金板組織に固溶するMgの量との関係で発揮され、0.2 μm 以上の粒径を有するMg化合物が多くても、固溶するMgの量が不足した場合、0.2 μm 以上の粒径を有するMg化合物のランダムな方位を持つ再結晶方位形成効果も半減するからである。
【００４３】
このC(質量%)/D (質量%)が0.03未満、あるいは更に好ましい0.04、0.05などの下限未満では、0.2 μm 以上の粒径を有するMg化合物が少なすぎ、これらの効果が発揮されない。一方、このC(質量%)/D (質量%)が0.5 の上限を超えた場合、あるいは更に好ましい0.4 、0.3 、0.2 などの上限を超えた場合、前記した0.2 〜3.0%のMg含有量の範囲では、却って、これらの効果が発揮されない。
【００４４】
但し、Mg化合物の上記リジングマーク抑制効果は、上記Mn化合物のリジングマーク抑制効果に比較すれば、かなり小さい。これは、板の最終溶体化処理などの昇温過程中に、そのMg化合物の大部分が再固溶するため、上記した溶体化処理の昇温過程での再結晶過程において働くMg化合物の絶対数が少なくなり、Mn化合物の効果に比較して、必然的に小さくなるからである。したがって、これらMg化合物のリジングマーク抑制効果を用いる場合は、あくまで、上記Mn化合物に対する補完として用いる。
【００４５】
なお、これら0.2 μm 以上の粒径を有する比較的大きなMg化合物は、上記した0.2 μm 以上の粒径を有するMn化合物と同様に、同じ抽出残査法により分離抽出できる。また、0.2 μm 以上の粒径を有するMg化合物として存在するMgの元素量( 質量%)も、上記した0.2 μm 以上の粒径を有するMn化合物として存在するMnの元素量と同様に、同じICP 発光分析による測定フィルター上の残査分析によって、測定することができる。
【００４６】
(化合物規定) 
ここで、上記Mn化合物やMg化合物を含めて、更には、これら以外の化合物を全て含めて、Al合金板組織中に存在する化合物 (金属間化合物乃至析出物) の内、粗大な化合物は、上記した0.2 μm 以上の粒径を有するMn化合物やMg化合物と同様に、ランダムな方位の核となって、ランダムな方位を持つ再結晶方位形成を促進し、リジングマーク抑制の効果がある。
【００４７】
ただ、重要なことに、一方では、これら粗大な化合物は、板の成形性自体を大きく阻害する危険性があり、上記したMn化合物やMg化合物のリジングマーク抑制効果自体を無意味にする可能性がある。
【００４８】
したがって、本発明では、Al合金板組織中に存在する全化合物を対象として、リジングマーク抑制と、その前提となる板の成形性の確保との観点から、これら粗大な化合物の平均粒径を、上記したMn化合物やMg化合物規定の前提条件として規定する。これら粗大な化合物の平均粒径 (サイズ) が3 μm を超えて大き過ぎると、プレス成形性や曲げ加工性などの板の成形性自体を大きく阻害する。このため、本発明では、0.2 μm 以上の粒径を有する化合物の平均粒径を3 μm 以下に規制する。
【００４９】
これら化合物の特定 (同定) は、1000倍のFE-SEM (電界放出型操作電子顕微鏡:Field Emission Scanning Electron Microscopy) による、約100 μm ×100 μm 程度の視野観察でできる。なお、この際に、反射電子による観察を行なうと、各化合物の観察がより明瞭に可能となり好ましい。
【００５０】
そして、これら化合物の平均粒径の測定は、上記方法で観察された画像を用いて、画像解析を行ってできる。即ち、画像解析のソフトウエアとして、MEDIA CYBERNETICS 社製、Image −Pro Plusを用い、前記視野内に観察できる0.2 μm 以上の粒径を有する各化合物の粒径を重心直径により測定して平均化し、更に、観察 (視野数) を供試材の200 箇所以上で行い、これらの平均値を0.2 μm 以上の粒径を有する化合物の平均粒径とする。
【００５１】
(Al合金板の成分組成) 
次に、本発明Al合金板の化学成分組成につき、以下に説明する。本発明Al合金板の基本組成は、前記のように規定した組織や、また、自動車のアウタパネルなどのパネル材として必要な、プレス成形性、曲げ性、BH性 (強度) 、あるいは更に、溶接性、耐食性などの諸特性を確保するために規定される。
【００５２】
このためには、本発明Al合金板の基本組成を、Mg:0.2〜3.0%、Si:0.5〜2.5%、Mn:0.02 〜0.5%を含有し、残部がAlおよび不純物からなるAl合金組成とする。なお、本発明での化学成分組成の% 表示は、請求項の% 表示も含めて、全て質量% の意味である。
【００５３】
ただ、本発明では、上記6000系Al合金の基本組成に対し、前記した用途に必要な諸特性を向上させるために、更に他の合金元素を含ませる、あるいはAA乃至JIS 規格などに沿った各不純物レベルの含有量含ませても良い。他の合金元素とは、具体的には、Cu:0.01 〜2.0%か、あるいは、Fe:1.5% 以下、Cr:0.5% 以下、Zr:0.5% 以下、V:0.5%以下、Ti:0.005〜0.20% 、B:0.0001〜0.05% の内の1 種または2 種以上を選択的に含んでも良い。また、これらに加えて、あるいは、これらの代わりに、更に、Ag:0.2% 以下、Zn:1.0% 以下、の内の1 種または2 種以上を選択的に含んでも良い。
【００５４】
上記合金元素以外のその他の合金元素やガス成分は不純物である。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、これら不純物元素が含有されることを許容する。
【００５５】
上記6000系Al合金における、各元素の含有範囲と意義、好ましい含有範囲あるいは許容量について以下に説明する。
(Si:0.5 〜2.5%) 
Siは、固溶強化と、溶体化処理後に適切な温度に維持すると、ＧＰゾーンと称されるMg-Si 原子の集合体や、この集合体がさらに発達した中間相を生成して人工時効硬化する。即ち、成形後の塗装焼き付け処理などの、比較的低温短時間での人工時効処理時に、Mgとともに化合物相 (β")を形成して時効硬化能を発揮し、板としての必要強度を得るための必須の元素である。したがって、プレス成形性など、パネルとしての必要諸特性を兼備させるための最重要元素である。
【００５６】
Si量が0.5%未満では、前記時効硬化能、更には、各用途に要求される、プレス成形性などの諸特性を兼備することができない。一方、Siが2.5%を越えて含有されると、プレス成形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0.5 〜2.5%の範囲とする。
【００５７】
なお、低温人工時効処理など、比較的低温でのBH性を高めるためには、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】
(Mg:0.2 〜3.0%) 
Mgは、前記した通り、0.2 μm 以上の粒径を有するMg化合物を形成し、調質処理後のAl合金板組織をランダムな方位を持つ再結晶方位として、リジングマークを抑制する。また、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とともに化合物相を形成して、時効硬化能を発揮し、前記パネルとしての必要強度を得るための必須の元素でもある。
【００５９】
Mgの0.2%未満の含有では、0.2 μm 以上の粒径を有するMg化合物の絶対量が不足する。また、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、板として必要な前記必要強度が得られない。一方、Mgが3.0%を越えて含有されると、プレス成形性や曲げ加工性等の成形性自体が著しく阻害される。したがって、Mgの含有量は、0.2 〜3.0%の範囲とする。
【００６０】
(Mn:0.02〜0.5%) 
Mnは、前記した通り、0.2 μm 以上の粒径を有するMn化合物を形成し、調質処理後のAl合金板組織をランダムな方位を持つ再結晶方位として、リジングマークを抑制する。また、固溶Mnは、均一変形能によって、表面凹凸の発生を緩和する効果がある。Mn含有量が0.02% 未満では、0.2 μm 以上の粒径を有するMn化合物が不足し、これらの効果は得られない。一方、Mn含有量が0.5%を越えると、晶出物が多くなり、ヘムなどの曲げ加工性を劣化させる。したがって、Mn含有量は0.02〜0.5%の範囲、好ましくは、0.03〜0.45% の範囲とする。
【００６１】
(Cu:0.01〜2.0%) 
Cuは、6000系Al合金において、時効硬化速度を向上させるのに有用である。即ち、塗装焼き付け工程などの人工時効 (硬化) 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、人工時効処理状態で固溶したCuなどは成形性を向上させる効果もある。Cuの含有量が0.01% 未満では、これらの効果が不足する。
【００６２】
但し、Cu含有量が2.0%を超えて大きすぎると、粗大な化合物を形成して成形性が劣化する可能性が高い。また、自動車アウタパネルとして必要な、耐糸錆性などの耐食性も劣化する可能性が高い。したがって、Cuを選択的に含有させる場合の含有量の上限は2.0%以下とすることが好ましい。
【００６３】
(Fe 、Cr、Zr、V 、Ti、B の内の1 種または2 種以上) 
これらの元素は、いずれも結晶粒の微細化に寄与する。また、機械的特性（強度、延性、靭性、硬化等）の向上にも寄与する。例えば、Cr、Zr、V などは、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。また、Fe、Tiなどは晶出物を生成して、再結晶粒の核となり、結晶粒の粗大化を阻止する役割を果たすため、微細な結晶粒を得ることができる。但し、各々含有量が大きすぎると、粗大な化合物を形成し、破壊の起点となり、成形性が却って劣化する。したがって、前記各元素を選択的に含有させる場合は、その含有量は、各々以下に記載の上限値以下、または含有範囲とする。Fe:1.5% 以下、Cr:0.5% 以下、Zr:0.5% 以下、V:0.5%以下、Ti:0.005〜0.20% 、B:0.0001〜0.05% 。
【００６４】
(Ag:0.2%以下、Zn:1.0% 以下の内の1 種または2 種) 
これらの元素は、時効硬化速度を向上させるのに有用である。即ち、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などは成形性を向上させる効果もある。但し、各々含有量が大きすぎると、粗大な化合物を形成して成形性が劣化する。したがって、前記各元素を選択的に含有させる場合は、その含有量は各々、Ag:0.2% 以下、Zn:1.0% 以下とする。
【００６５】
(平均結晶粒径) 
なお、これら組織の規定に際して、Al合金板の平均結晶粒径を50μm 以下の微細化させることが好ましい。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、曲げ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、曲げ加工性や張出などのプレス成形性が著しく低下し、成形時の割れや肌荒れなどの不良が生じ易い。
【００６６】
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。この結晶粒径は、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とする。
【００６７】
(製造方法) 
本発明Al合金板の製造方法について、以下に説明する。
先ず、6000系Al合金板をリジングマーク特性に優れたものとするために、その組織を、上記特定化合物が存在し、かつ、特定Mn化合物が存在するものとする、好ましい製造条件を説明する。
【００６８】
このためには、先ず、本発明組成範囲の6000系Al合金鋳塊を均熱 (均質化熱処理) する際に、図1 にヒートパターンを示すように、昇温過程1a、1bの途中に2 で示す、４５０〜５００℃の温度範囲で、１ｈ以上１０ｈ以下保持することが好ましい。Mn化合物は、この温度範囲が最も析出しやすい温度域であり、この温度域での保持過程2 により、Mn化合物のサイズ分布と量とを本発明範囲内に制御できる。保持温度が４５０℃未満では、Mg2Si が析出しやすくなり、Mn化合物は析出しなくなる。このため、Mg2Si を固溶させ、Mn化合物を析出させるためには、保持温度を４５０℃以上とする。一方、保持温度が５００℃を超えても、Mn化合物の析出は少なくなる。
【００６９】
したがって、この温度範囲を外れた保持では、昇温過程で保持する意味自体が無くなり、図2 にヒートパターンを示す、昇温過程1 で保持しない、従来の均熱の昇温過程と同じとなり、Mn化合物のサイズ分布と量とを本発明範囲内に制御できない可能性が高い。従来の6000系Al合金板は、この昇温過程で保持が無いため、0.2 μm 以上の粒径を有するMn化合物として存在するMnの元素量A が少なくなる。このため、Al合金板の前記Mn含有量B を満足したとしても、必然的に、前記A(質量%)/B (質量%)が下限の0.3 を下回り、ランダムな方位を持つ再結晶方位形成が不足し、リジングマークが抑制されない。
【００７０】
この他の鋳塊の均熱条件としては、鋳塊晶出物として存在しているMg2Si の再固溶化のためには、図1 に3 で示す最高保持温度を５００℃〜５６０℃の範囲とすることが好ましい。また、均熱の昇温過程1a、1bにおける昇温速度は、Mn化合物の上記温度範囲での析出を保障するために、２０℃〜５０℃/hとすることが好ましい。
【００７１】
本発明Al合金板は、この鋳塊の均熱条件以外の製造条件は、基本的には、常法により製造でき、工程を大幅に変えずに製造できる点が、本発明の利点でもある。
【００７２】
先ず、Al合金の溶解、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。次いで、上記条件にて、このAl合金鋳塊に均質化熱処理を施す。その後、Al合金鋳塊は、常法により熱間圧延して、コイル状、板状などの製品熱延板とするか、更に、必要に応じて中間焼鈍を行なって冷間圧延を行い、コイル状、板状などの製品冷延板に加工する。
【００７３】
これら加工後の、熱延板あるいは冷延板などのAl合金板は、調質処理として、必須に下記溶体化および焼入れ処理で調質されて、コイル状、板状などの製品板とされる。なお、用途や必要特性に応じて、更に、時効処理や安定化処理、あるいは回復処理などの調質処理を付加して行うことも勿論可能である。
【００７４】
(溶体化および焼入れ処理) 
上記鋳塊の均熱によって本発明範囲内のサイズ分布と量とに制御したMn化合物を活用し、最終の溶体化および焼入れ処理において、リジングマークを抑制するための再結晶核として、ランダムな方位を持つ再結晶方位とするためには、最終の溶体化処理の昇温速度を50℃／分以上とすることが好ましい。最終の溶体化処理の５０℃／分以上の昇温過程で、上記Mn化合物は再結晶結晶方位の形成の核として働く。
【００７５】
なお、溶体化処理の条件は、板のプレス成形後の塗装焼き付け硬化処理などの人工時効処理によりMg/Si クラスターとβ" 相を十分粒内に析出させるために、好ましくは500 ℃以上、560 ℃までの温度範囲で行う。
【００７６】
次く溶体化処理温度からの焼入れ処理では、冷却速度が遅いと、粒界上にSi、MgSi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ことが好ましい。
【００７７】
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より高めるため、焼入れ処理後に、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。この予備時効処理として、上記焼入れ処理の冷却終了温度を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。
【００７８】
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。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、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。
【実施例１】
【００７９】
次に、本発明の実施例を説明する。表1 に示すA 〜H の化学成分組成の各Al合金板について、表2 に示すように均熱処理の内の昇温途中の保持条件を種々変えて製造して、表3 に示すようにMn化合物とMg化合物とのサイズと量とを変化させ、表4 に示すようにBH性、曲げ加工性、リジングマーク性などを評価した。
【００８０】
Al合金板の製造は、調質処理条件以外は共通して、表1 に示す各組成の500mm 厚みの大型鋳塊をDC鋳造法により溶製後、表2 に示す500 〜550 ℃で均質化熱処理を施し、その後終了温度300 ℃で熱間圧延した。この熱間圧延板を、中間焼鈍を施こさずに、60% の冷延率で冷間圧延し、厚さ1.0mm の板を得た。
【００８１】
これら冷延板を連続式の熱処理設備で、550 ℃×5 秒の溶体化処理後、その温度から連続して、100 ℃／秒以上の冷却速度で、焼入れ処理を行った。なお、焼入れ終了温度 (焼入れ温度) は室温とし、この焼入れ後5 分以内に70℃、2 時間の再加熱処理 (温度保持後は冷却速度0.6 ℃/hr で徐冷) を行いT4材を得た。
【００８２】
これら調質処理後のAl合金板を上記調質処理から15日室温放置後の板について、所定の大きさの試験片を各々複数枚切り出し、以下に記載する種々の測定および評価を行なった。
【００８３】
(化合物の分散状態) 
試料調整は、上記により得られたAl合金板をエメリー紙で約０．０５〜０．１ｍｍまで研磨した後、３μｍおよび１μｍ粗さのバフ研磨を行う。ここでバフの研磨液にはＯＰＵを用いた。このように調整した板試料を用いて、下記化合物の分散状態の観察および評価を行った。
【００８４】
(金属間化合物の分散度) 
日立製作所社製Ｓ４５００型ＦＥ−ＳＥＭを用いて、×１０００倍の観察で約１００μｍ×１００μｍ程度の視野で反射電子による観察を行い、観察された像を用いて、前記した方法で画像解析を行ない、0.2 μm 以上の粒径の金属間化合物の平均粒径を測定した。
【００８５】
(Mn 化合物、Mg化合物) 
0.2 μm 以上の粒径を有するMn化合物とMg化合物とは、前記した抽出残査法により分離抽出し、前記したICP 発光分析による測定フィルター上の残査分析によって、Mn化合物、Mg化合物として存在するMnとMgの元素量 (質量%)を測定し、各々MnとMgの含有量との比を計算した。
【００８６】
なお、発明例と比較例ともに、前記室温時効後のAl合金板の前記測定方法による結晶粒径は全て50μm 以下であった。
【００８７】
(リジングマーク) 
リジングマークは、引張試験による表面凸凹発生状況、絞り成形後の成形品表面の肌荒れを観察して、これらより評価した。
【００８８】
具体的には、上記により得られたAl合金板からＪＩＳ  Ｚ  ２２０１の５号試験片（２５ｍｍ×５０mmＧＬ×板厚）を採取し、室温引張り試験を行った。室温引張り試験は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１（１９８０）（金属材料引張り試験方法）に基づき、室温２０℃で試験を行った。このときの試験片の採取方向は、圧延方向を「直角方向」にし、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／min とした。
【００８９】
この引張り試験により、板に１５％、および、２０％の引張り変形を与え、板表面の凸凹を粗さ計で測定し、図3 に示すように、長さ約２０ｍｍ範囲の板表面凸凹のプロファイルを測定し、最大高さの山部a と最大深さの谷部b との差h を測定し、Al合金板の測定３箇所の平均値を求めた。なお、実際の測定値は、図4 に示すような細かい変動のプロフェイルであるため、図3 に示すように、各表面位置で平均値化した板表面凸凹のプロファイルとし、このプロファイルで得られた前記凸凹の高さh で評価した。
【００９０】
絞り成形後の表面性状（肌あれ）は、絞り成形品表面を目視確認して評価した。即ち、◎：肌あれ発生なし、○：肌あれ軽度に発生、△：肌あれ発生、×：肌あれ強く発生、の4 段階で評価した。その際の、絞り成形条件を以下に示す。なお、ブランク削りでブランクを作製して試験片を採取した。潤滑油 :Castrol  No.700 を５０％に希釈したもの。成形試験機: エリクセン試験機によってカップ形状に成形。ブランク直径: １００ｍｍ。ポンチの直径: φ５０ｍｍ。ポンチの肩部のＲ: ４．５  ｍｍ。ダイスの直径: φ６５．１ｍｍ。ダイス側肩部のＲ: １４ｍｍ。しわ押さえ圧: ５００ｋｇｆ。絞り比: ２（絞り率＝５０％）。
【００９１】
(As耐力) 
上記調質処理直後の供試板の元のＡｌ合金板から、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１の５号試験片（２５ｍｍ×５０mmＧＬ×板厚）を採取し、室温引張り試験を行った。室温引張り試験は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１（１９８０）（金属材料引張り試験方法）に基づき、室温２０℃で試験を行った。このときの試験片の採取方向は、圧延方向に平行な方向とした。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。この方法によって、０．２％耐力を評価し、ＡＳ耐力とした（Ｎ数＝５の平均値）。
【００９２】
(BH後耐力) 
人工時効処理能を調査するため、これらＡｌ合金板がパネルとしてプレス成形されることを模擬して、前記、ＪＩＳ5 号試験片に、２％の歪みを予め与えた後、170 ℃、20分の人工時効硬化処理を施し、処理後の各供試板の（元板の圧延方向に平行な耐力を上記引っ張り試験条件にて、ＢＨ後耐力（MPa ）として測定した。
【００９３】
(ヘム曲げ加工性) 
前記のアルミニウム合金板から長さ１８０ｍｍ×幅３０ｍｍの曲げ加工試験片を採取し、フラットヘミング加工性を評価した。前記フラットヘミング加工では、１０％の歪みを予め加えた後、角度１８０°の曲げ（内側曲げ半径Ｒ＝約０．２５ｍｍ）を行った。フラットヘミング加工性は、曲げの縁曲部の割れ発生程度を目視で確認し、下記基準に基づいて評価した。なお０〜２段階が合格であり、３〜５段階は不合格である。
０：肌荒れ、及び微小な割れがない
１：肌荒れが僅かに発生している
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：大きな割れが複数或いは多数発生
【００９４】
表1 、2 に示す通り、発明例1 〜12は、本発明Al合金組成範囲内であって、前記した好ましい範囲の均熱および溶体化処理条件内で製造されている。この結果、表3 から明らかな通り、本発明Al合金板は、0.2 μm 以上の粒径を有する化合物の平均粒径が3 μm 以下であり、0.2 μm 以上の粒径を有するMn化合物として存在するMnの元素量A が、Mn含有量B との比A(質量%)/B (質量%)で0.3 〜0.9 の範囲にある。また、更に、0.2 μm 以上の粒径を有するMg化合物として存在するMgの元素量C が、前記Mg含有量D との比C(質量%)/D (質量%)で0.03〜0.5 の範囲にある。
【００９５】
この結果、表4 から明らかな通り、本発明Al合金板は、１５％および２０％の引張り変形を与えた際の表面の凸凹が、比較例に比して小さく、また、絞り成形後の表面性状（肌あれ）にも優れている。これらの結果は、実際の厳しいプレス成形を受けても、リジングマーク性やプレス成形性に優れていることを意味している。
【００９６】
また、本発明Al合金板は、As耐力が115 〜130MPa程度の低耐力であって、プレス成形などの成形性を確保した上で、BH後耐力が190 〜230MPa程度の高耐力であり、BH後耐力とAs耐力との差も大きく、焼付け塗装硬化特性 (BH性) にも優れている。そして、成形性の評価としても、フラットヘム加工性評価も、低いものでも2 、高いものは1 のレベルであり、曲げ加工性にも優れている。したがって、本発明Al合金板は、再現性良くリジングマーク性を保障でき、また、プレス成形性、曲げ加工性、BH性も兼備していることが分かる。
【００９７】
なお、発明例8 、9 と発明例4 〜7 との比較において、発明例8 、9 は、0.2 μm 以上の粒径を有する化合物の平均粒径が比較的小さいか、前記A(質量%)/B (質量%)やあるいは前記C(質量%)/D (質量%)が上下限値に近くない。したがって、発明例8 、9 は、発明例4 〜7 に比して、リジングマーク性により優れている。これらの結果から本発明の化合物分散特定の条件の臨界的な意義が裏付けられる。
【００９８】
一方、比較例10は、本発明組成範囲内のA のAl合金を用いているものの、Al合金鋳塊を均熱する際の昇温過程において、４５０〜５００℃の温度範囲で、１ｈ以上１０ｈ以下保持していない。これは、Mn含有量が上限を超えて高過ぎる本発明組成範囲外のH のAl合金を用いた比較例11も同様である。したがって、表3 から明らかな通り、比較例10、11は、0.2 μm 以上の粒径を有するMn化合物として存在するMnの元素量A が不足し、A(質量%)/B (質量%)が下限を下回っているか、0.2 μm 以上の粒径を有する化合物の平均粒径が上限の3 μm を超えている。
【００９９】
この結果、表4 から明らかな通り、比較例10、11は、１５％および２０％の引張り変形を与えた際の表面の凸凹、あるいは、絞り成形後の表面性状（肌あれ）が、上記発明例に比較して、著しく劣っている。即ち、比較例10、11は実際の厳しいプレス成形を受けても、リジングマーク性やプレス成形性に劣っていることを意味している。
【０１００】
因みに、0.2 μm 以上の粒径を有するMn化合物として存在するMnの元素量A が不足し、A(質量%)/B (質量%)が下限を下回っている比較例10は、従来の6000系Al合金板に相当するとも言え、比較例11に比して、また、発明例と同じく、BH性、曲げ加工性には優れている。しかし、唯一リジングマーク性を兼備できていないことが裏付けられる。
【０１０１】
【表１】
2005240113.tif 000002
【０１０２】
【表２】
2005240113.tif 000003
【０１０３】
【表３】
2005240113.tif 000004
【０１０４】
【表４】
2005240113.tif 000005
【産業上の利用可能性】
【０１０５】
本発明によれば、再現性良くプレス成形時のリジングマークを防止でき、曲げ加工性やBH性にも優れたAl-Mg-Si系アルミニウム合金板を提供できる。この結果、自動車、船舶、航空機あるいは車両などの輸送機、機械、電気製品、建築、構造物、光学機器、器物の部材や部品用として、また、特に、自動車などの輸送機の車体パネルに、Al合金板の適用を拡大できる。
【図面の簡単な説明】
【０１０６】
【図１】本発明Al合金板の均熱の昇温過程を示す説明図である。
【図２】従来のAl合金板の均熱の昇温過程を示す説明図である。
【図３】Al合金板の表面粗さの測定プロファイルを示す説明図である。
【図４】Al合金板の表面粗さの測定プロファイルを示す説明図である。
【符号の説明】
【０１０７】
1a 、1b: 昇温過程、2:保持過程、3:最高均熱温度、
【図１】
2005240113.tif 000006
【図２】
2005240113.tif 000007
【図３】
2005240113.tif 000008
【図４】
2005240113.tif 000009