(57)【要約】【課題】  ６０００系を基本組成とし、ＢＨ性、曲げ性および肌荒れ防止性を高めたアルミニウム合金板の製造方法を提供する。【解決手段】  必須元素として質量％でＭｇ：０．４０〜０．７０％、Ｓｉ：０．５０〜１．００％、Ｍｎ：０．０５〜０．３０％、Ｆｅ：０．１０〜０．５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％を含有し、さらに任意元素としてＺｒ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．０５％以下のうち１種又は２種を含有し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなる組成の合金溶湯を、双ベルト式鋳造機により厚み５〜１５mmの薄スラブに連続鋳造し、直接コイルに巻き取った後、第一冷間圧延、中間溶体化、第二冷間圧延、最終溶体化、および予備時効を順次行ない、その際に上記第二冷間圧延を最終冷延率１５〜３０％で行うことを特徴とする特徴とするＢＨ性、曲げ性及び肌荒れ性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。【選択図】      なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
必須元素として質量％でＭｇ：０．４０〜０．７０％、Ｓｉ：０．５０〜１．００％、Ｍｎ：０．０５〜０．３０％、Ｆｅ：０．１０〜０．５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％を含有し、さらに任意元素としてＺｒ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．０５％以下のうち１種又は２種を含有し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなる組成の合金溶湯を、双ベルト式鋳造機により厚み５〜１５mmの薄スラブに連続鋳造し、直接コイルに巻き取った後、第一冷間圧延、中間溶体化、第二冷間圧延、最終溶体化、および予備時効を順次行ない、その際に上記第二冷間圧延を最終冷延率１５〜３０％で行うことを特徴とするＢＨ性、曲げ性及び肌荒れ性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。
【請求項２】
請求項１において、中間溶体化を、連続焼鈍炉にて５４０〜５８０℃の温度域に３０秒以内保持することにより行なうことを特徴とする方法。
【請求項３】
請求項１または２において、予備時効を、下記（１）（２）：
（１）最終溶体化後の冷却過程の７０〜１１０℃の温度域から、冷却速度１０℃／ｈｒ以下で室温まで徐冷する処理、または
（２）最終溶体化後に一旦冷却した後、６０〜１１０℃に再加熱して３〜１２ｈｒ保持する処理
のいずれかにより行なうことを特徴とする方法。
【請求項４】
請求項１から３までのいずれか１項において、中間溶体化および最終溶体化の温度まで１０℃／秒以上の加熱速度で加熱することを特徴とする方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ＢＨ性、曲げ性及び肌荒れ性に優れたアルミニウム合金板の製造方法に関する。本発明による６０００系合金板は、その優れた特性を生かして、自動車等の車両用、家庭電化製品用等の外板材あるいは建築材料等として幅広く活用することができる。
【背景技術】
【０００２】
６０００系アルミニウム合金板の製造方法としては、半連続鋳造法等によって製造した鋳塊に面削処理や均質化熱処理を施した後、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍等を順次行なう方法が一般的である。
【０００３】
ところが近年、自動車の軽量化を増進するため更に高い強度を求める傾向があるばかりでなく、焼付塗装硬化性すなわちＢＨ性や、曲げ性においても一層の向上が望まれており、更には生産性向上によるコストダウンの要求も高まっている。
【０００４】
これらの要求に答えるため、例えば特許文献１には、Ｓｉ０．４〜２．５％、Ｍｇ０．１〜１．２％、且つＣｕ１．５％以下、Ｚｎ２．５％以下、Ｃｒ０．３％以下、Ｍｎ０．６％以下、Ｚｒ０．３％以下のうちから１種または２種以上を含有したアルミニウム合金溶湯を板厚３〜１５mmの板に連続鋳造し、その後、冷間圧延を施した後、溶体化処理・焼き入れすることによって、マトリックス中の金属間化合物の最大サイズが５μｍ以下であることを特徴とする成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法が提案されている。
【０００５】
さらに特許文献２には、成形性および焼付け硬化性に優れたアルミニウム合金板を得るため、例えば重量％で、Ｓｉ：０．２％以上、Ｍｇ：０．３％以上で、かつＳｉ＋０．７Ｍｇ：０．７〜１．５％の範囲内にあるＳｉおよびＭｇを含有し、さらに、Ｃｕ：０．０５〜１％、Ｚｒ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．０１〜０．１５％、Ｂｅ：０．００１〜０．２％、Ｔｉ：０．００１〜０．０３％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、のうち、１種または２種以上を含有し、残りがＡｌおよびＦｅを０．２％以下に規制した不可避不純物からなるＡｌ合金鋳塊を均質化処理し、この均質化処理したＡｌ合金鋳塊を熱間圧延して熱延板を製造し、得られた熱延板を冷間圧延して冷延板を製造し、この冷延板を最終溶体化処理するアルミニウム合金板の製造方法において、前記冷間圧延を少なくとも２回に分けて行い、前記少なくとも２回に分けて行う冷間圧延と冷間圧延の間に中間溶体化処理および中間時効処理を施すことを特徴とする成形性および焼き付け硬化性に優れたアルミニウム合金板の製造方法が提案されている。
【０００６】
同様に特許文献３には、プレス成形性および焼付け硬化性に優れたアルミニウム合金薄板を得るため、例えば、ＪＩＳで規定される６０００番系に属する組成のアルミニウム合金溶湯を連続鋳造して得られた鋳造板材を冷間圧延しまたはすることなく４５０超〜５７０℃に加熱し、この温度に３０分以下保持したのち冷却速度：５〜５００℃／secで冷却する条件の中間溶体化処理を施したのち、さらに冷間圧延して冷間圧延板を作製し、この冷間圧延板を加熱速度：５〜５００℃／secで５００〜５８０℃に加熱し、この温度に６０秒以下保持したのち５〜５００℃／secで冷却する条件の溶体化処理を施し、ついで、室温で１３５分〜６日間放置したのち、４〜５００℃／secで２２０〜３２０℃に加熱し、この温度に６０秒以下保持後放冷の条件の復元処理することを特徴とする成形加工用アルミニウム合金板の製造方法が提案されている。
【０００７】
しかし、特許文献２においては、冷延途中で中間溶体化処理を施す処理方法が開示されているが、結晶粒径を安定させるために最終冷延率が５０％以上必要であることが記載されている。更に、この場合の鋳造方法は通常のＤＣ鋳造である。
また、特許文献３においても、冷延途中で中間溶体化処理を施す処理方法が開示されているが、最終冷延率については特に限定はされておらず、実施例として、（３mm厚→１mm厚）６６．６％の記載しか見当たらない。更に、この場合の鋳造方法は双ロール鋳造である。
また、自動車ボディーシートに用いられる６０００系合金板においては、一層加工しやすくかつ高強度な特性が求められており、特に連続鋳造材において、ＢＨ性、曲げ性及び肌荒れ性を更に向上させる必要があった。
【特許文献１】特開昭６２−２０７８５１
【特許文献２】特開平０７−２８６２５１
【特許文献３】特開２００３−３２８０９５
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、６０００系を基本組成とし、ＢＨ性、曲げ性および肌荒れ防止性を高めた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。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
そこで、本発明者が鋭意研究した結果、前記冷延途中で中間溶体化処理を施す処理方法において、中間溶体化後に行なう冷間圧延における最終冷延率が３０％を超えると、その冷間圧延による歪蓄積量が大きくなり転位密度が高くなることにより、再結晶粒の粒径が２０μｍ未満となり、最終板（Ｔ４Ｐ処理材）における耐力が高くなり曲げ性を低下させることを新規に見出した。
【００１０】
本発明は上記新規な知見に基づいて完成したものであり、必須元素として質量％でＭｇ：０．４０〜０．７０％、Ｓｉ：０．５０〜１．００％、Ｍｎ：０．０５〜０．３０％、Ｆｅ：０．１０〜０．５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％を含有し、さらに任意元素としてＺｒ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．０５％以下のうち１種又は２種を含有し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなる組成の合金溶湯を、双ベルト式鋳造機により厚み５〜１５mmの薄スラブに連続鋳造し、直接コイルに巻き取った後、第一冷間圧延、中間溶体化、第二冷間圧延、最終溶体化、および予備時効を順次行ない、その際に上記第二冷間圧延を最終冷延率１５〜３０％で行うことを特徴とするＢＨ性、曲げ性及び肌荒れ性に優れたアルミニウム合金板の製造方法である。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によると、６０００系組成を基本とし適量のＭｎ等を含む所定組成のアルミニウム合金溶湯を、双ベルト式鋳造機により厚み５〜１５mmの薄スラブに連続鋳造することで、スラブ厚み１／４位置における凝固時の冷却速度を４０〜１５０℃／ｓに確保できる。これにより、マトリックス中のＭｇ、Ｓｉ固溶量を高く維持しつつ、微細な金属間化合物を晶析出させた薄スラブを鋳造することができる。更にこのスラブを冷間圧延する際に、冷間圧延途中で中間溶体化処理を施すことで、針状のβ−ＡｌＦｅＳｉ相から球状のα−Ａｌ（Ｆｅ・Ｍｎ）Ｓｉへの変態が起こると同時に、Ｍｇ2Ｓｉがマトリックスへ固溶拡散することによって、マトリックス中のＭｇ、Ｓｉ固溶量が増加する。更に、最終冷延率１５〜３０％で冷間圧延を行うことで、最終冷間圧延工程中の歪蓄積量を適切な範囲に規制して転位密度を制御することにより、再結晶粒径２０〜３０μｍを達成して、最終板（Ｔ４Ｐ処理材）におけるＢＨ性、曲げ性及び肌荒れ性を向上させることができる。最終溶体化処理後は針状のβ−ＡｌＦｅＳｉ相から球状のα−Ａｌ（Ｆｅ・Ｍｎ）Ｓｉ相への変態が進み、β−ＡｌＦｅＳｉ相からマトリックス中へＳｉが固溶拡散して、マトリックス中のＳｉ固溶量が増加する。この板に予備時効処理を施すことで、焼付け塗装時の時効析出の核となるクラスターをマトリックス中に均一微細に分散させ、ＢＨ性に優れた板となる。さらに、化合物の球状化および適切なサイズの結晶粒径を実現して、曲げ性を向上させる。これらによって、ＢＨ性、曲げ性及び肌荒れ性に優れた６０００系合金板を製造することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
双ベルト鋳造法とは、上下に対峙し水冷されている回転ベルト間に溶湯を注湯し、ベルト面からの冷却で溶湯を凝固させて薄スラブを鋳造する方法である。本発明では双ベルト鋳造法で厚み５〜１５mmのスラブを鋳造する。スラブ厚み１５mmを超える場合には、薄スラブをコイルに巻き取ることが困難となり、スラブ厚みが５mm未満の場合には、生産性の低下を招くとともに薄スラブの鋳造が困難となるからである。
【００１３】
双ベルト鋳造法により厚み５〜１５mmのスラブを鋳造することで、スラブ厚み１／４における凝固時の冷却速度を４０〜１５０℃／ｓとすることが可能になる。冷却速度が４０℃／ｓ未満の場合、スラブ中心部において凝固時に生じた鋳造組織が粗くなり曲げ性の低下を招き、凝固時の冷却速度が１５０℃／ｓを超える場合、β−ＡｌＦｅＳｉ相、α−Ａｌ（Ｆｅ・Ｍｎ）Ｓｉ相が微細になって再結晶の核が減少し、再結晶粒のサイズが３０μｍ以上と粗くなり、曲げ性及び肌荒れ性が低下する。
【００１４】
薄スラブを巻き取った後に、冷間圧延（第一冷間圧延）を行い、この冷間圧延途中で連続焼鈍炉により中間溶体化処理することにより、再結晶を起こして蓄積された歪を除去して軟化させ、その後の最終冷延率１５〜３０％の冷間圧延工程（第二冷間圧延）による歪蓄積量の制御を可能にして、再結晶粒の粒径を２０〜３０μｍとすることができる。また、中間溶体化処理によって、β−ＡｌＦｅＳｉ相の球状化、β−ＡｌＦｅＳｉ相からα−Ａｌ（Ｆｅ・Ｍｎ）Ｓｉ相への変態を促進し、鋳造組織に残存する比較的微細なＭｇ2ＳｉのＭｇ、Ｓｉをマトリックス中に固溶させた状態のコイルを得ることができ、最終冷延後における最終溶体化処理の効果を向上させ、ＢＨ性及び曲げ性を向上させることができる。
【００１５】
溶体化処理としては、連続焼鈍炉により１０℃／ｓ以上の昇温速度で５４０〜５８０℃まで加熱し、３０秒以内保持するのが好ましい。
【００１６】
溶体化処理において、溶体化処理温度までの昇温速度を１０℃／ｓ以上に限定した理由は、１０℃／ｓ未満の昇温速度の場合、コイルの送り速度が極端に遅くなりすぎて、結果的に処理時間が長くなり、コスト高となるためである。また、特に最終溶体化処理においては、１０℃／ｓ未満の昇温速度の場合、結晶粒径のサイズが３０μｍを超えてしまい、成形時の肌荒れ性が低下するためである。
【００１７】
溶体化処理温度を５４０〜５８０℃の範囲とした理由は、５４０℃未満の温度の場合、β−ＡｌＦｅＳｉ相の球状化が不十分で、鋳造時に晶析出したＭｇ2Ｓｉをマトリックス中に固溶させるのに十分ではなく、５８０℃を超える温度の場合、粒界に存在する金属間化合物が融解してバーニングを起こしてしまうためである。
【００１８】
溶体化処理時間を３０秒以内と限定した理由は、３０秒以内の溶体化を行なえば鋳造時或いは薄スラブ冷却時に晶析出したＭｇ2Ｓｉがマトリックス中に十分に固溶され、溶体化を３０秒以上行なってもマトリックス中のＭｇ、Ｓｉが飽和してしまう上、コイルの送り速度が遅くなりすぎて、結果的に処理時間が長くなり、コスト高となるためである。
【００１９】
この溶体化処理は、通常は連続焼鈍炉（ＣＡＬ）で実施するのが好ましい。連続焼鈍炉（ＣＡＬ）とは、コイルを連続的に溶体化処理等するための設備であり、熱処理を施すための誘導加熱装置や水冷するための水槽および空冷するためのエアノズル等を備えたことを特徴としている。
【００２０】
溶体化処理後は急冷する。この急冷とは、冷却中にＭｇ２Ｓｉ等の時効硬化用の析出物を析出させない冷却速度で冷却することであり、特に溶体化温度からの降温曲線がＴＴＴ図の析出ノーズより短時間側を通過するように冷却する。６０００系組成の場合、析出ノーズの先端は３５０℃近傍にある。したがって、溶体化温度からの急冷は３５０℃近傍の析出ノーズ先端を回避する速度（例えば５０℃／ｓ）で２５０℃近傍まで行なえば一般に十分である。
溶体化処理後の急冷の具体的な方法は、エアノズルを用いた空冷であってもよいし、水ミストスプレーによる冷却であってもよいし、水槽を通す水焼入れ又は温水焼入れであってもよい。また、これら冷却方法の組み合わせであっても良い。
【００２１】
第二冷間圧延（最終冷間圧延）における最終冷延率は、１５〜３０％に限定する。最終冷延率が１５％未満の場合、第二冷間圧延中の歪蓄積量が小さくなるため、転位密度が低く再結晶粒の核が少なくなり、再結晶粒の粒径が３０μｍを超え、肌荒れ性が低下する。最終冷延率が３０％を超える場合、第二冷間圧延工程中の歪蓄積量が大きくなり転位密度が高くなることから、再結晶粒の粒径が２０μｍ未満となり、最終板（Ｔ４Ｐ処理材）における耐力が高くなり曲げ性を低下させる。より好ましい最終冷延率は、１５〜２５％である。更に好ましい最終冷延率は、１７〜２３％である。
【００２２】
最終溶体化処理後にコイルを冷却して、高温巻き上げを行う場合には、コイルアップ温度を７０〜１１０℃とする。コイルアップ温度が７０℃未満の場合は、予備時効の効果を得るのに十分ではなく、コイルアップ温度が１１０℃を超えると、本来焼付塗装時に析出すべきβ”と称されるＭｇ2Ｓｉの中間相またはそれに準ずる強化相が析出してしまうため、耐力が高くなり曲げ性が劣るからである。
【００２３】
具体的には、連続焼鈍炉により最終溶体化処理を施して１０℃／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に水冷し、その後エアで１〜２０℃／ｓの冷却速度で７０〜１１０℃まで冷却し、コイルアップし、室温まで冷却することもできる。
【００２４】
高温巻き上げ後のコイルは、保温箱若しくは焼鈍炉などに挿入して、冷却速度１０℃／hr以下で室温まで徐冷する。冷却速度１０℃／hrを超えると、予備時効の効果を得るのに十分ではないからである。
【００２５】
最終溶体化処理後に室温まで冷却した後、予備時効処理を施す場合には、予備時効温度を６０〜１１０℃とする。保持温度６０℃未満の場合は、その効果を得るのに長時間を要するためであり、保持温度１１０℃を超えると、本来焼付塗装時に析出すべきβ”と称されるＭｇ2Ｓｉの中間相またはそれに準ずる強化相が析出してしまうため、耐力が高くなり曲げ性が劣るからである。
【００２６】
最終溶体化処理後の予備時効処理における保持時間は、３〜１２時間とする。保持時間３時間未満の場合は、その効果を得ることができず、保持時間１２時間を超えると、本来焼付塗装時に析出すべきβ”と称されるＭｇ2Ｓｉの中間相またはそれに準ずる強化相が析出してしまうため、耐力が高くなり曲げ性を損なうことになるためである。
【００２７】
次に本発明の合金成分の意義および限定理由について説明する。必須元素であるＭｇは、最終溶体化処理後にはマトリックス中に固溶しており、塗装焼付け加熱時にＳｉと共に強化相として析出し強度を向上させる。その添加量をＭｇ０．４〜０．７％と限定したのは、０．４％未満ではその効果が小さく、０．７％を越えると溶体化処理後の曲げ性が低下するためである。Ｍｇ含有量のさらに好ましい範囲は、０．４〜０．６％である。
【００２８】
必須元素であるＳｉは、塗装焼付け加熱時にＭｇと共にβ”と称されるＭｇ2Ｓｉの中間相またはそれに準ずる強化相として析出し強度を向上させる。その含有量をＳｉ０．５〜１．０％と限定したのは、０．５％未満ではその効果が小さく、１．０％を越えると最終溶体化処理後の曲げ性が低下するためである。Ｓｉ含有量のさらに好ましい範囲は、０．５〜０．９％である。
【００２９】
必須元素であるＦｅは、Ｓｉ、Ｍｎと共存させることにより、鋳造時において５μｍ以下のサイズの針状β−ＡｌＦｅＳｉ相、α−Ａｌ（Ｆｅ・Ｍｎ）Ｓｉ相を数多く生成させ、再結晶の核が増えることによって、再結晶粒の微細化が図られ、成形性の優れた板となる。Ｆｅ含有量が０．１％未満の場合は、その効果が顕著でない。０．５％を超えると鋳造時に粗大な針状β−ＡｌＦｅＳｉ相、塊状α−Ａｌ（Ｆｅ・Ｍｎ）Ｓｉ相が生成して、最終板における曲げ性が低下させるばかりでなく、薄スラブにおけるマトリックス中のＳｉに固溶量を減少させるため、最終板におけるＢＨ性が低下する。したがって、Ｆｅ含有量の好ましい範囲は０．１〜０．５％とする。Ｆｅ含有量の更に好ましい範囲は、０．１〜０．３％である。
【００３０】
必須元素であるＭｎは、針状β−ＡｌＦｅＳｉ相から球状α−Ａｌ（Ｆｅ・Ｍｎ）Ｓｉ相への変態を促進させ、再結晶粒を微細化させる元素として添加される。本発明においては、２回の溶体化処理によって針状β−ＡｌＦｅＳｉ相から球状α−Ａｌ（Ｆｅ・Ｍｎ）Ｓｉ相への変態が進み、β−ＡｌＦｅＳｉ相からマトリックス中へＳｉが固溶拡散して、マトリックス中のＳｉ固溶量が増加することで、ＢＨ性の優れた板を得ることが出来る。
Ｍｎ含有量が０．０５％未満ではその効果が十分でなく、再結晶粒の粒径が３０μｍを超えてしまい、肌荒れ性が低下する。０．３０％を超えると再結晶粒の粒径が２０μｍ未満と細かくなり、最終板（Ｔ４Ｐ処理材）における耐力が高くなるため、曲げ性が低下するばかりでなく、鋳造時におけるＡｌ（Ｆｅ・Ｍｎ）Ｓｉ相の晶出量が高くなり、マトリックス中のＳｉの固溶量が減少するため、最終板におけるＢＨ性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量の好ましい範囲は０．０５〜０．３０％とする。Ｍｎ含有量の更に好ましい範囲は、０．０５〜０．２０％である。
【００３１】
必須元素であるＴｉは０．１０％以下ならば含有しても本発明の効果を阻害することはなく、薄スラブの結晶粒微細化剤として作用し、スラブ割れ等の鋳造欠陥を確実に防止することができる。Ｔｉ含有量が０．００５％未満では、その効果が十分でなく、Ｔｉ含有量が０．１０％を超える場合には、鋳造時にＴｉＡｌ3等の粗大な金属間化合物が生成するため、曲げ性が著しく低下する。したがって、Ｔｉ含有量の好ましい範囲は０．００５〜０．１０％とする。Ｔｉ含有量の更に好ましい範囲は、０．００５〜０．０５％である。
【００３２】
必須元素であるＢは、鋳塊の結晶粒微細化剤としてのロッドハードナー（例えば、Ａｌ−５％Ｔｉ−１％Ｂ）を添加することで、必然的に混入する。Ｂは、溶湯中で必須元素であるＴｉと混在することで、鋳塊の結晶粒微細化効果が飛躍的に向上する。Ｂ含有量が０．０００５％未満の場合には、結晶粒微細化効果が十分でなく、スラブ割れ等の鋳造欠陥を確実に防止することが困難である。Ｂ含有量が０．０１％を超える場合には、鋳塊の結晶粒微細化効果が飽和するだけではなく、最終板（Ｔ４Ｐ処理材）において、余剰のＴｉＢ2の凝集体が介在物として作用する場合があり、成形時に板表面キズを発生させるなど成形性を低下させる。
【００３３】
任意元素であるＣｒは、再結晶粒を微細化させる元素として添加される。このため、０．０５％を超えると再結晶粒の粒径が２０μｍ未満と細かくなり、最終板における耐力が高くなるため、結果的にＢＨ性の低下を招くばかりでなく、鋳造時におけるＡｌ（Ｆｅ・Ｃｒ）Ｓｉ相の晶出量が高くなり、Ｓｉの固溶量が減少するため、最終板におけるＢＨ性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量の好ましい範囲は０．０５％以下とする。Ｃｒ含有量の更に好ましい範囲は、０．０３％以下である。
【００３４】
任意元素であるＺｒは、再結晶粒を微細化させる元素として添加される。Ｚｒ含有量が０．０５％を超えるとスラブ鋳造時に粗大なＡｌ3Ｚｒ相が生成して曲げ性が低下する。したがって、Ｚｒ含有量の好ましい範囲は０．０５％以下とする。Ｚｒ含有量の更に好ましい範囲は、０．０３％以下である。
【００３５】
以上説明したように、本発明により、最終溶体化処理後のＴ４Ｐ処理材において、ＢＨ性、曲げ性及び肌荒れ性に優れた自動車ボディーシート用６０００系合金板を低コストで製造することが可能となった。中間溶体化処理が必要となるものの、その前段階までの面削、熱間圧延等の工程が大幅に簡略化されるため、トータルの製造コストは大幅に低減される。
【実施例】
【００３６】
表１に示す組成の合成溶湯を溶製して、脱ガス後、炉内で鎮静後、双ベルト鋳造機により厚さ７mmの薄スラブを鋳造した。この薄スラブを表２に「中間溶体化前の板厚」として示した各板厚まで冷間圧延した後、所定の寸法の板に切り出した。ただし表２に記載したとおり、試料Ｃについては中間溶体化は行なわない。
【００３７】
【表１】
2007031819.tif 000002
【００３８】
試料Ａ、Ｂ、Ｄ、Ｅ、Ｆについては、５６０℃×１５ｓソルトバス中で保持した（中間溶体化処理）後、速やかに水焼入れを施した後、最終板厚の１mmまで冷間圧延した。試料Ｇについては、アニーラー中で３５０℃×１hr保持後、速やかに水焼入れを施した後、最終板厚１mmまで冷間圧延した。
【００３９】
これら冷延板（試料Ａ〜Ｇ）を５６０℃×１５ｓソルトバス中で保持した（最終溶体化処理）後、速やかに８５℃温水焼入れを施し、そのままアニーラー中で８５℃×８hrの熱処理（予備時効処理）を施し、その後室温まで放冷し引き続き室温にて１週間放置した。この材料を焼付塗装前の最終板（Ｔ４Ｐ処理材）とした。更に、このＴ４Ｐ処理材に、塗装焼付時の熱履歴を模してアニーラー中で１８０℃×３０min時効処理を施した。この材料をＴ６Ｐ処理材とした。
【００４０】
室温引張試験については、Ｔ４Ｐ処理材及びＴ６Ｐ処理材の両方について行った。結果を表２に示す。Ｔ４Ｐ処理材とＴ６Ｐ処理材の０．２％耐力の差をＢＨ性として評価した。この値が１００MPa以上であれば、ＢＨ性が優れているものと評価される。また、Ｔ４Ｐ材の曲げ性、結晶粒径、肌荒れ性の評価結果も表２に示す。
【００４１】
【表２】
2007031819.tif 000003
【００４２】
曲げ性評価については、Ｔ４Ｐ処理材に５％の予歪を与えた後、ｒ／ｔ＝０．５（曲げ半径ｒ、板厚ｔ）で１８０°曲げを行い、目視観察によって曲げ部表面の割れの程度を評価した。評価点数は１、１．５、２、２．５、３、４、５の７水準とし、点数が２．５以下であれば曲げ性が優れているものと評価される。
【００４３】
結晶粒径は圧延平行方向断面の厚み１／４箇所においてクロスカット法で測定した。
【００４４】
肌荒れ性については、Ｔ４Ｐ処理材の引張試験後の試験片破断部近傍表面の目視観察によって、○（良）、△（やや良）、×（不良）の三段階評価を行った。
【００４５】
実施例（本発明品）である試料Ａ、試料Ｂについては、冷間圧延途中で中間溶体化処理を施しており、最終冷延率がそれぞれ２３％、１７％であるため、ＢＨ性、曲げ性共に優れており、結晶粒径が２０〜３０μｍで肌荒れ性にも優れている。
【００４６】
これに対し、比較例である試料Ｄ、試料Ｅについては、冷間圧延途中で中間溶体化処理を施してはいるが、最終冷延率が５０％、３３％であるため、曲げ性に劣る。比較例であるＦ試料については、最終冷延率が９％であるため、結晶粒が粗大化してしまい、肌荒れ性に劣る。比較例である試料Ｃについては、中間溶体化処理を施していないため、ＢＨ性、曲げ性共に劣る。比較例である試料Ｇについては、中間溶体化処理に替えて中間焼鈍処理を行ったため、曲げ性に優れているが、ＢＨ性、肌荒れ性に劣っている。
【産業上の利用可能性】
【００４７】
本発明によれば、６０００系を基本組成とし、ＢＨ性、曲げ性および肌荒れ防止性を高めたアルミニウム合金板の製造方法が提供される。
【手続補正書】
【提出日】平成18年11月17日(2006.11.17)
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４１
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００４１】
【表２】
2007031819.tif 000004