(57)【要約】【課題】室温時効後のＢＨ性や成形性を阻害せずに、耐糸錆性を向上できる６０００系アルミニウム合金板を提供する。【解決手段】Ｓｎを含有する特定組成の６０００系アルミニウム合金板の組織として、円相当直径が０．３〜２０μｍの範囲の全晶出物のうち、Ｓｎを含む晶出物の平均数密度を特定の範囲および割合とし、糸錆のカソードとなるべき晶出物を無害化して、耐糸錆性を向上させ、自動車アウタパネルなどに６０００系アルミニウム合金板の適用を拡大する。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｍｇ：０．２０〜１．５０％、Ｓｉ：０．３０〜２．００％、Ｓｎ：０．００５〜０．５００％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を用いて測定した際の円相当直径が０．３〜２０μｍの範囲の全晶出物のうち、Ｘ線分光装置により識別されるＳｎを含む晶出物の平均数密度が１０個／ｍｍ２〜２０００個／ｍｍ２の範囲であるとともに、前記円相当直径が０．３〜２０μｍの範囲の全晶出物の平均数密度に対する前記Ｓｎを含む晶出物の平均数密度の割合が７０％以上であることを特徴とする耐糸錆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が、更に、Ｍｎ：１．０％以下（但し、０％を含まず）、Ｃｕ：１．０％以下（但し、０％を含まず）、Ｆｅ：１．０％以下（但し、０％を含まず）、Ｃｒ：０．３％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：０．０５％以下（但し、０％を含まず）、Ｚｎ：１．０％以下（但し、０％を含まず）、Ａｇ：０．２％以下（但し、０％を含まず）の１種または２種以上を含む請求項１に記載の耐糸錆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】
本発明は耐糸錆性に優れた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、自動車の大型ボディパネル構造体（アウタパネル、インナパネル）や補強材などの材料として、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、軽量なアルミニウム合金材の適用が増加しつつある。
【０００３】
これらのパネル構造体などの自動車部材には、薄肉化のために、高強度アルミニウム合金として、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系のＡＡ乃至ＪＩＳ ６０００系 (以下、単に６０００系とも言う) アルミニウム合金板が使用されている。
【０００４】
ただ、この６０００系アルミニウム合金板は、優れたＢＨ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、特に曲げ加工性（ヘム加工性）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生じる。
【０００５】
これに対する冶金的な対策の一つとして、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提案されている。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】
【０００６】
【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】
【０００７】
ただ、これら従来のＳｎを積極的に添加したＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板には、更に耐糸錆性を向上させる課題がある。
【０００８】
すなわち、前記自動車アウタパネルなどの所謂外使い用のパネルは、塗装されて使用される場合が多いが、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）にも曝される。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。
【０００９】
このため、Ｓｎを添加したＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を、前記自動車アウタパネルなどの所謂外使い用のパネルに使用する場合には、このような糸錆に対する耐食性として、耐糸錆性（耐糸さび性）を有する必要がある。
【００１０】
従来から、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ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Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の冶金的な挙動は、Ｓｎを添加していないＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板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、果たして有効であるか否かは定かではなかった。また、Ｓｎを積極的に添加したＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ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課題は、明確には認識されていなかった。
【００１１】
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、前記自動車アウタパネルなどの外使い用パネルに適用するためには、その耐糸錆性を向上させることが課題となる。
【００１２】
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などの外使い用パネルとして、耐糸錆性を向上させたＳｎ添加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。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
この目的を達成するために、本発明の耐糸錆性に優れたアルミニウム合金板の要旨は、質量％で、Ｍｇ：０．２０〜１．５０％、Ｓｉ：０．３０〜２．００％、Ｓｎ：０．００５〜０．５００％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を用いて測定した際の円相当直径が０．３〜２０μｍの範囲の全晶出物のうち、Ｘ線分光装置により識別されるＳｎを含む晶出物の平均数密度が１０個／ｍｍ２〜２０００個／ｍｍ２の範囲であるとともに、前記円相当直径が０．３〜２０μｍの範囲の全晶出物の平均数密度に対する前記Ｓｎを含む晶出物の平均数密度の割合が７０％以上であることとする。
【発明の効果】
【００１４】
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が晶出物に入りこみ、晶出物がＳｎを含有する組成となることで、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。
【００１５】
ここで、晶出物とは、合金の鋳造凝固時に生じる、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。
【００１６】
これらの晶出物は、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、これら晶出物（カソードサイト）周りのアルミニウム母材は、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。
【００１７】
これに対して、前記晶出物がＳｎを含有する組成となることで、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。このような本発明における耐糸錆性向上の機構は、アルミニウム合金板の強度などの機械的特性を確保するために必要な晶出物の数を減らすことなく、耐糸錆性の向上が可能であるという、大きな特徴を有する。
【００１８】
このため、本発明によれば、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の強度などの機械的特性を低下させることなく、耐糸錆性を向上させることができ、前記した自動車用パネルなどへのＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の適用を可能あるいは促進することができる。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
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。
【００２０】
（化学成分組成)
先ず、本発明のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板はＳｎを含み、アウタパネルなどの自動車の外使いパネルとしての要求特性を満たせる組成であれば、ＪＩＳ乃至ＡＡの規格に沿った６０００系アルミニウム合金の組成範囲が適用できる。
ただ、自動車パネルの素材として、アルミニウム合金板は、この自動車パネルの要求特性を満たすことが必要となる。具体的には、溶体化および焼入れ処理などのＴ４調質後の特性として、自動車パネルへの成形時には、その０．２％耐力が１１０ＭＰａ以下と低くして成形性を確保でき、成形後の自動車パネルとしての焼付け塗装硬化後の０．２％耐力が２００ＭＰａ以上の高強度化するＢＨ性（ベークハード性）を有することが必要である。
したがって、アルミニウム合金としても、これを組成の面から可能とすることが好ましい。また、自動車パネルとしては、優れた成形性やＢＨ性の他に、剛性、溶接性、耐食性などの諸特性も要求されるので、組成の面からもこれらの要求を満たすようにすることが好ましい。
【００２１】
自動車パネルとして要求される前記諸特性を満足する、６０００系アルミニウム合金板の組成としては、質量％で、Ｓｎ：０．００５〜０．５００％を必須に含有させた上で、主要元素である、Ｍｇ：０．２０〜１．５０％、Ｓｉ：０．３０〜２．００％を含有するようにする。なお、この組成の残部は、Ａｌおよび不可避的不純物とする。これらＭｇ、Ｓｉ、Ｓｎ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。なお、各元素の含有量の％表示は全て質量％の意味である。
【００２２】
上記６０００系アルミニウム合金組成における、各元素の含有範囲と意義、あるいは許容量についても以下に説明しておく。
【００２３】
Ｓｉ：０．３〜２．００％
Ｓｉは、ＳｉはＭｇとともに、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時効析出物を形成して、時効硬化能を発揮し、自動車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。Ｓｉ添加量が少なすぎると、人工時効後の析出量が少なくなりすぎ、焼付け塗装時の強度増加量が低くなりすぎてしまう。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形成されてしまい、糸錆発生起点となり、耐糸錆性が著しく低下する。また、曲げ加工性などの成形性を著しく低下させてしまう。更に、Ｓｉ含有量が多すぎると、板の製造直後の強度だけでなく、製造後の室温時効量も高くなり、成形前の強度が高くなりすぎて、自動車パネルの、特に面歪が問題となるような自動車パネルなどへの成形性が低下してしまう。したがって、Ｓｉの含有量は０．３〜２．００％の範囲とする。
【００２４】
パネルへの成形後の、より低温、短時間で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。
【００２５】
Ｍｇ：０．２０〜１．５０％
Ｍｇも、Ｓｉとともに、塗装焼き付け処理などの前記人工時効処理時に、Ｓｉとともに強度向上に寄与する時効析出物を形成して、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、人工時効後の析出量が少なくなりすぎ焼付け塗装後の強度が低くなりすぎてしまう。一方、Ｍｇ含有量が多くなりすぎると、Ｍｇの溶出反応が促進され耐糸錆性が著しく低下する。また、粗大な晶出物および析出物が形成されてしまい、糸錆発生起点となり、これも耐糸錆性が低下する原因となる。また、粗大な晶出物の形成は、曲げ加工性などの成形性を著しく低下させてしまい、更に、板の製造直後の強度だけでなく、製造後の室温時効量も高くなり、成形前の強度が高くなりすぎて、自動車のパネルの、特に面歪が問題となるような自動車パネルなどへの成形性が低下してしまう。したがって、Ｍｇの含有量は０．２０〜１．５０％の範囲とする。
【００２６】
Ｓｎ：０．００５〜０．５００％
Ｓｎは重要な必須元素であり、それまではカソードとなって糸錆発生起点となっていた種々の晶出物を、Ｓｎを含有する組成に変えて析出させ、これら晶出物の電位を母材に近づける。これによって、Ｓｎを含有する晶出物の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、耐糸錆性向上の機構を発現させる、重要元素である。但し、このようなＳｎの効果は、後述する通り、晶出物が特定の範囲のサイズとして析出することで初めて発揮される。このため、本発明では晶出物のサイズを特定の範囲に規定している。
【００２７】
Ｓｎの含有量が少なすぎると、晶出物中のＳｎ含有量や、晶出物の組成をＳｎを含有するものに変える量も不足して、多くの、あるいは大部分の晶出物の電位が母材よりも高いままとなって、従来の通り、耐糸錆性が低いままとなる。一方、Ｓｎ含有量が多すぎると、Ｓｎ自体の溶出反応が加速され、却って耐糸錆性が低下する。
【００２８】
また、Ｓｎには、製造後の板の室温時効を抑制して、自動車部材への成形時の０．２％耐力を１１０ＭＰａ以下に低くすることができ、特に面歪が問題となるような自動車パネルへの成形性を向上させる効果もある。そして、焼付け塗装硬化後の０．２％耐力を組成の面から高めることができる効果もある。Ｓｎは、室温においては原子空孔を捕獲（捕捉、トラップ）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）を抑制する。そして、成形後のパネルの塗装焼き付け処理などの人工時効処理時に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。この点で、Ｓｎ含有量が少なすぎると、十分に空孔をトラップしきれずにその効果を発揮できず、Ｓｎ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りやすい。以上の理由で、Ｓｎの含有量は０．００５〜０．５００％の範囲とする。
【００２９】
その他の元素について、資源リサイクルの観点から、合金の溶解原料として、高純度Ａｌ地金だけではなく、Ｍｇ、Ｓｉ以外のその他の元素を添加元素（合金元素）として多く含む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、下記のような元素が必然的に実質量混入される。これらの元素を敢えて積極的に低減すると、精錬自体がコストアップとなるので、ある程度の含有を許容することが必要となる。したがって、本発明では、このような下記元素を各々以下に規定するAA乃至JIS 規格などに沿った上限量以下の範囲での含有を許容する。
【００３０】
具体的には、前記アルミニウム合金板が、更に、Ｆｅ：１．０％以下（但し、０％を含まず）、Ｍｎ：１．０％以下（但し、０％を含まず）、Ｃｒ：０．３％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：０．０５％以下（但し、０％を含まず）、Ｃｕ：１．０％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１種または２種以上を、この範囲で、上記した基本組成に加えて、更に含んでも良い。
【００３１】
（晶出物）
本発明の６０００系アルミニウム合金板の組織として、規定する晶出物について、以下に説明する。
【００３２】
本発明で言う晶出物とは、周知の通り、アルミニウム合金の鋳造凝固時に生じる金属間化合物であり、通常（従来）は、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系などの組成からなる金属間化合物である。これらの晶出物は、これも周知の通り、円相当直径がサブμｍ〜数中μｍの、比較的大きなものを言う。これらの晶出物は、その大きさのレベルで、析出物とは識別、判別ができる。
【００３３】
ここで、一般的に、析出物は、周知の通り、均質化処理、熱間圧延、焼鈍などの熱処理工程中や、室温時効中あるいは人工時効中に、個相中から生成する微細な金属間化合物である。そして、これも周知の通り、析出物の通常の大きさは、前記晶出物よりも著しく小さいサブμｍオーダーであるため、前記晶出物とは、そのサイズ、すなわち測定する顕微鏡の倍率の選択によって、容易に区別（判別）が可能である。しかも、これら析出物は、その小ささゆえに、糸錆などの起点とはならず、耐食性には大きな影響を与えない（影響はごく小さい）。
【００３４】
これに対して、前記晶出物は、通常のＳｎを含有しない６０００系アルミニウム合金板中に存在すると、電位的周囲のアルミニウムよりも貴となり、その大きさゆえにカソードサイトとして働く。したがって、これら晶出物周りのアルミニウム母材は、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。
【００３５】
本発明では、前記晶出物の組成をＳｎを含有する組成に変えて、周囲のアルミニウムとの電位差を小さくして、カソードサイトとして働きにくくさせ、糸錆の起点となりにくくさせる。そして、この耐糸錆性向上機構や効果を保証する目安として、Ｓｎを含有する晶出物の存在個数や存在形態を制御する。
【００３６】
６０００系アルミニウム合金板の組織において、晶出物とは、合金の鋳造凝固時に生じる、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。
【００３７】
これらの晶出物は、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、これら晶出物（カソードサイト）周りのアルミニウム母材は、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。
【００３８】
本発明では、先ず、前記カソードサイトとして働き、板の耐糸錆性に影響する晶出物を、すなわち、耐糸錆性向上のためにＳｎを含有する組成とすべき晶出物を、そのサイズで規定して、５００倍のＳＥＭを用いて測定した際の円相当直径が０．３〜２０μｍの範囲の全晶出物と規定する。
【００３９】
円相当直径が規定する上限値である２０μｍを超えるような粗大な晶出物は、板の基本的な機械的特性や品質を、著しく阻害するのみならず、耐糸錆性も大幅に悪化させる。ただ、通常の（従来の）板の製法や品質管理でも、極力、このように粗大な化合物を存在させないように製造しており、本発明でも、このような製法を踏襲しており、前記粗大な晶出物は殆ど存在しない。
【００４０】
一方、円相当直径が規定する下限値である０．３μｍ未満の微小な晶出物は、前記した微細な析出物と同様に、その小ささゆえに、糸錆などの起点とはならず、耐糸錆性には大きな影響を与えない（影響はごく小さい）。また、数密度の測定やＳｎを含有するか否かの測定も困難となる。
【００４１】
したがって、これら上限値である２０μｍを超えるような粗大な晶出物や、下限値である０．３μｍ未満の微小な晶出物の測定は意味がなく、本発明では、晶出物の円相当直径を０．３〜２０μｍの範囲と規定している。
【００４２】
ここで、本発明で規定する化合物の円相当径とは、不定形である化合物と同じ面積を有する円の直径であり、晶出物の大きさを正確に、かつ再現性良く測定あるいは規定する方法として、従来から汎用されている。
【００４３】
（Ｓｎを含む晶出物）
６０００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が晶出物に入りこみ、晶出物がＳｎを含有する組成となることで、糸錆の起点となりにくくなる。このため、本発明では、一定の大きさの晶出物のうち、Ｓｎを含有する組成に変化させた晶出物の個数（平均数密度）と、この個数の前記一定の大きさの全晶出物の平均個数（平均数密度）に対する割合を規定する。
【００４４】
すなわち、前記円相当直径が０．３〜２０μｍの範囲の全晶出物のうち、Ｘ線分光装置により識別されるＳｎを含む晶出物の平均数密度を１０個／ｍｍ２〜２０００個／ｍｍ２の範囲とするとともに、前記円相当直径が０．３〜２０μｍの範囲の全晶出物の平均数密度に対する前記Ｓｎを含む晶出物の平均数密度の割合を７０％以上とする。
【００４５】
本発明で言うＳｎを含有する晶出物とは、Ｘ線分光装置での検出限界以上のＳｎを含むと識別された晶出物である。前記カソードサイトとして働き、板の耐糸錆性向上のためにＳｎを含有する組成とすべき前記円相当直径が０．３〜２０μｍの範囲の晶出物が、Ｓｎを含有する組成となることで、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。
【００４６】
このような本発明における耐糸錆性向上の機構は、アルミニウム合金板の強度などの機械的特性を確保するために必要な晶出物の数を減らすことなく、耐糸錆性の向上が可能であるという、大きな特徴を有する。このため、本発明によれば、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の強度などの機械的特性を低下させることなく、耐糸錆性を向上させることができ、前記した自動車用パネルなどへのＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の適用を可能あるいは促進することができる。
【００４７】
耐糸錆性向上のためには、６０００系アルミニウム合金板中に存在する、前記円相当直径が０．３〜２０μｍの範囲のできるだけ多くの個数あるいは割合の晶出物が、Ｓｎを含有する組成とすることが好ましい。Ｓｎを含有しない組成の晶出物の個数や割合が多くなると、耐糸錆性向上の機構や効果を保証できなくなる。
【００４８】
したがって、本発明では、耐糸錆性向上を保証するために、Ｓｎを含む晶出物の平均数密度を１０個／ｍｍ２以上とし、同時に、このＳｎを含む晶出物の平均数密度の前記円相当直径が０．３〜２０μｍの範囲の全晶出物の平均数密度に対する割合を７０％以上とする。ここで、前記円相当直径が０．３〜２０μｍの範囲の全晶出物の平均数密度とは、Ｓｎを含まない晶出物の平均数密度と、Ｓｎを含む晶出物の平均数密度との合計である。
【００４９】
ただ、Ｓｎを含有する組成の晶出物があまり多くなりすぎると、幾ら周囲のアルミニウムとの電位差が小さくなっても、カソードサイトとなって糸錆の起点となりうる晶出物の絶対数が増すために、かえって耐糸錆性を低下させることにもなる。また、製造上の限界から、全ての晶出物にＳｎを含有させることは困難であり、Ｓｎを含有しない組成の晶出物も通常は存在し、また、耐糸錆性の向上を阻害しないだけの、Ｓｎを含有しない組成の晶出物の許容量（個数）も存在する。
【００５０】
したがって、本発明では、前記Ｓｎを含む晶出物の平均数密度の上限を２０００個／ｍｍ２と規定している。
【００５１】
なお、このＳｎを含む晶出物の平均数密度の、前記円相当直径が０．３〜２０μｍの範囲の全晶出物の平均数密度に対する割合の上限は特に規定しないが、前記した製造限界からすると、９５％程度である。
【００５２】
ここで、本発明のようにＳｎを含有せずとも、円相当直径が０．３μｍ以上の晶出物自体の数（平均数密度）を低減させれば、材料の耐食性は大幅に改善される。しかしながら晶出物の数の低下は材料の強度の低下を招く。したがって、従来技術では、強度を低下させない一定の個数以上は、晶出物を存在させる必要があり、耐糸錆性をそれ以上は改善できない、という大きな限界を有していた。
【００５３】
これに対して、本発明のように、晶出物にＳｎを含有させ、晶出物の組成を変えることで耐糸錆性を改善できれば、晶出物の個数自体は減らさずに、強度と耐糸錆性との相矛盾する効果を両立させることができる。すなわち、本発明の耐糸錆性向上の機構は、板の強度などの機械的特性を確保するために必要な晶出物の数を減らすことなく、耐糸錆性の向上が可能である特徴を有する。この結果、本発明によれば、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の強度などの機械的特性を低下させることなく、耐糸錆性を向上させることができ、前記した自動車用パネルなどへのＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の適用を可能あるいは促進することができる。
【００５４】
（晶出物の測定）
円相当直径が０．３〜２０μｍの範囲の全晶出物の数密度の５００倍の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）、これら各試料の各数密度を平均化して平均数密度（個／ｍｍ２）とする。
後述するＳｎを含む化合物の個数割合の測定も、このＳＥＭに測定に伴って行い、同様に、各試料の個数割合を平均化した平均の個数割合（％）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（Scanning Electron Microscope）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、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。
【００５５】
また、Ｓｎを含む晶出物の個数割合の測定に用いる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と称される。
このＸ線分光装置は、本発明で用いるＳＥＭに通常付属し、電子線照射により発生する特性Ｘ線を検出し、エネルギーで分光することで元素分析や組成分析を行う手法で、観察される晶出物の組成などの定量分析に汎用される。
このＸ線分光装置によって、前記ＳＥＭにより測定された円相当直径が０．３〜２０μｍの範囲の全晶出物のうち（全個数のうち）、このＸ線分光装置での検出限界以上のＳｎを含むと識別された晶出物の個数を測定し、前記１０個の試料測定結果につき平均化して、平均数密度を算出する。
更に、前記円相当直径が０．３〜２０μｍの範囲の全晶出物の平均数密度（Ｓｎを含まない晶出物の平均数密度と、Ｓｎを含む晶出物の平均数密度との合計）に対する前記Ｓｎを含む晶出物の平均数密度の割合（％）も算出する。
【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】
溶解、鋳造冷却速度：
先ず、溶解、鋳造工程では、通常は、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、上下が開放した水冷式鋳型を用いるＤＣ鋳造（半連続鋳造法）により、溶湯を連続した水冷によって凝固させ、鋳塊（スラブ）を製造する。
【００５８】
ここで、本発明で規定する、円相当直径が０．３〜２０μｍの範囲の全晶出物のうち、Ｓｎを含む晶出物の平均数密度を１０個／ｍｍ２〜２０００個／ｍｍ２の範囲とするためには、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４０℃／分以上、固相線温度から４００℃までを４０℃／分以上とできるだけ大きく（速く）することが好ましい。
【００５９】
なお、この冷却速度は、前記ＤＣ鋳造により鋳塊（スラブ）を鋳造する場合には、当然ながら鋳塊の大きさや厚さにも影響を受けるので、汎用される通常の鋳塊の鋳造速度の範囲として適用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制御、すなわち冷却速度の制御を行わない場合、この高温領域での鋳塊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鋳塊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る。このため、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を含む晶出物の平均数密度を、制御できない可能性が高くなる。
【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。この目的を達成する条件であれば、特に限定されるものではなく、通常の1回または1 段の処理でも良い。均質化熱処理温度は、５００℃以上で融点未満、均質化時間は４時間以上の範囲から適宜選択される。この後、直ちに熱間圧延を開始又は、適当な温度まで冷却保持した後に熱間圧延を開始しても良い。
【００６２】
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。
【００６３】
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、耐食性などの特性を更に向上させる為に実施しても良い。
【００６４】
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。
【００６５】
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。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てよい。
【００６６】
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】
【００６７】
次に本発明の実施例を説明する。晶出物の存在状態が異なる６０００系アルミニウム合金板を作り分けて、機械的性質や耐糸錆性を調査および評価した。
【００６８】
（板の製造条件）
具体的には、表１に示す各組成の６０００系アルミニウム合金鋳塊をＤＣ鋳造法により溶製し、表２に示す通り、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と、固相線温度から４００℃までとを種々変えて冷却し、晶出物の組成や存在状態を制御した。なお、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。
【００６９】
各例とも共通して、これらの鋳塊を５４０℃×６時間の均熱処理をした後、その温度で熱間粗圧延を開始した。そして、続く仕上げ圧延にて厚さ２．５ｍｍまで熱延して熱間圧延板とした。この熱間圧延板を５００℃×１分の荒焼鈍を施した後、冷延パス途中の中間焼鈍無しで、加工率６０％の冷間圧延を行い、厚さ１．０ｍｍの冷延板とした。
【００７０】
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、水冷にて焼入れ処理した。この焼入れ処理後（製造直後）の板から供試板 (ブランク) を切り出し、各供試板の焼入れ処理（板製造）直後の組織（全晶出物の平均数密度や、Ｓｎを含む晶出物の平均数密度）を測定した。
【００７１】
測定は、前記した測定方法により行った。すなわち、５００倍のＳＥＭにて、円相当直径が０．３〜２０μｍの範囲の全晶出物の平均数密度（個／ｍｍ２）を測定した。また、これらの晶出物のうち、Ｘ線分光装置により識別されるＳｎを含む晶出物の平均数密度（個／ｍｍ２）を測定した。そして、前記円相当直径が０．３〜２０μｍの範囲の全晶出物の平均数密度に対する前記Ｓｎを含む晶出物の平均数密度の割合（％）も測定した。
【００７２】
表２に、円相当直径が０．３〜２０μｍの範囲の全晶出物のうち、Ｓｎを含まない晶出物と、Ｓｎを含む晶出物の平均数密度（個／ｍｍ２）を各々示す。また、前記円相当直径が０．３〜２０μｍの範囲の全晶出物の平均数密度に対する前記Ｓｎを含む晶出物の平均数密度の割合（％）も示す。なお、表２において、前記円相当直径の範囲の全晶出物の平均数密度とは、Ｓｎを含まない晶出物の平均数密度と、Ｓｎを含む晶出物との平均数密度とを合計したものである。
【００７３】
また、このように製造された板が、自動車のアウタパネルに成形されるまでに室温時効することを考慮して、製造後（焼入れ処理後）３０日間室温放置（室温時効）した後の各供試板から、長さ１００ｍｍ×幅２５ｍｍの試験片を採取した。そして、この室温時効した各試験片の機械的特性として、０．２％耐力（Ａｓ耐力）を引張試験により求めた。また、これらの各供試板を各々共通して、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（ＢＨ後）の、供試板の０．２％耐力（ＢＨ後耐力）を引張試験により求めた。そして、これら０．２％耐力同士の差（耐力の増加量）から各供試板（試験片）のＢＨ性を評価した。
【００７４】
（引張特性）
前記引張試験は、前記室温時効した各供試板から、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。
【００７５】
（ヘム加工性）
また、ヘム加工性についても評価し、前記室温時効した各供試板について、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。
【００７６】
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た。以下の基準で、０〜２までが合格ライン、３以下が不合格である。
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
【００７７】
（供試板の耐食試験）
更に、前記室温時効した各供試板の耐糸錆性を評価した。評価は、前記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幅を測定（耐糸錆試験）した。
【００７８】
耐糸錆性の評価は、最大糸錆長さで評価し、最大糸錆長さが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。
【００７９】
（試験結果）
各発明例は、表１の通り、規定した範囲内のＳｎを含有する合金組成を有し、かつ表２の通り、前記した好ましい鋳造時の冷却速度範囲内で製造されており、そのＳｎを含む晶出物の平均数密度や、この平均数密度の、前記円相当直径が０．３〜２０μｍの範囲の全晶出物の平均数密度に対する割合が、本発明で規定する範囲内に制御されている。したがって、耐糸錆性に優れている。
【００８０】
また、各発明例は、耐糸錆性の向上効果を、成形性や機械的な性質を低下させること無しに達成している。すなわち、各発明例は、前記調質処理後の室温時効後であって、かつＢＨ性に優れている。また、前記調質処理後の室温時効後であっても、Ａｓ耐力が比較的低いために自動車パネルなどへのプレス成形性に優れ、ヘム加工性にも優れている。したがって、自動車のアウタパネルとしての要求特性を満足（兼備）している。
【００８１】
これに対して、各比較例は、表１の通り、合金組成が規定した範囲から外れるか、合金組成が規定した範囲内であっても、表２の通り、前記した好ましい鋳造時の冷却速度範囲から外れた条件で製造されており、そのＳｎを含む晶出物の平均数密度が、本発明で規定する範囲から外れている。したがって、耐糸錆性が発明例に比して格段に劣っているか、成形性や機械的な性質が、自動車のアウタパネルとしての要求特性を満足せず、自動車のアウタパネルとして使用できない。
【００８２】
比較例１９〜２４は、表１の本発明組成範囲内の合金番号１、２を用いているが、鋳塊鋳造時の冷却速度が、液相線温度から固相線温度までの範囲か、固相線温度から４００℃までの範囲が遅すぎる。このため、そのＳｎを含む晶出物の平均数密度や、全晶出物の平均数密度に対する割合が、少な過ぎるか、逆に多すぎ、特に耐糸錆性が発明例に比して格段に劣っている。
【００８３】
比較例２５、２６は、Ｍｇ、Ｓｉの含有量が低すぎ（表１の合金番号１９、２０）、製法、晶出物の数密度とも規定を満足し、糸錆性も良い結果となっているが、Ａｓ、ＢＨ後を含めて強度が低すぎる。
【００８４】
比較例２７〜２９は、表１の合金番号２１〜２３の通り、Ｍｇ、Ｓｉの含有量、Ｓｎの含有量が多すぎる。このため、鋳塊鋳造時の冷却速度を含めて好ましい条件範囲内で製造されているにも関わらず、却って、Ｓｎを含む晶出物の平均数密度の全晶出物の平均数密度に対する割合が少なくなり、特に耐糸錆性が発明例に比して格段に劣っている。
【００８５】
比較例３０は、表１の合金番号２４の通り、Ｓｎを含有していない。このため、当然ながらＳｎを含有する晶出物が無いが、Ｓｎを含有する場合に好適な鋳塊鋳造時の速い冷却速度では、Ｓｎを含有しない、カソードとなる晶出物も少なくなる。この結果、比較例３０は耐糸錆性が優れるようになっているが、強度が低すぎ、成形性も劣るため、自動車のアウタパネルとしての要求特性を満足せず、自動車のアウタパネルとして使用できない。
【００８６】
比較例３１は、表１の合金番号２５の通り、Ｓｎ含有量が少な過ぎる。このため、鋳塊鋳造時の冷却速度を含めて好ましい条件範囲内で製造されているにも関わらず、Ｓｎを含有しないカソードとなる晶出物に対して、Ｓｎを含む晶出物がほとんど無く、特に耐糸錆性が発明例に比して格段に劣っている。
【００８７】
比較例３２は、表１の合金番号２４の通りＳｎを含有していない。そして、Ｓｎを含有する場合に好適な鋳塊鋳造時の速い冷却速度ではなく、従来通りの、比較的遅い冷却速度となっている。このため、Ｓｎを含有しないカソードとなる晶出物が多くなり、耐糸錆性が格段に劣る。したがって、自動車のアウタパネルとして使用できない。
【００８８】
以上の実施例の結果から、本発明で規定するＳｎを含む晶出物の規定の、耐糸錆性の向上効果を成形性や機械的な性質を低下させること無しに達成できる、作用効果の意義が裏付けられる。
【００８９】
【表１】
2016047947.tif 000002
【００９０】
【表２】
2016047947.tif 000003
【産業上の利用可能性】
【００９１】
本発明によれば、室温時効後のＢＨ性や成形性を阻害せずに、耐糸錆性を向上できる６０００系アルミニウム合金板を提供できる。この結果、自動車のパネル、特に、美しい曲面構成やキャラクターラインなどの意匠性が問題となるアウタパネルなど、外使い用のパネルに、６０００系アルミニウム合金板の適用を拡大できる。