(57)【要約】【課題】強度を低下させずに、自動車の衝突時における衝撃吸収性を向上させた、６０００系アルミニウム合金板を提供する。【解決手段】常法によって製造された、特定の組成の６０００系アルミニウム合金板の結晶粒界に必然的に析出するＳｎ系化合物の存在を規制することによって、粒界破壊を防止するとともに、Ｓｎを含めた元素の固溶量を確保するなどして、強度を低下させずに、図１のＶＤＡ曲げ試験にて評価される自動車の衝突時における衝撃吸収性を向上させる。【選択図】図１
2016160516.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｍｇ：０．２〜１．５％、Ｓｉ：０．４〜１．５％、Ｓｎ：０．００１〜０．１％を各々含有するとともに、Ｃｕ：０．０２〜０．５％、Ｚｒ：０．０２〜０．１５％、Ｍｎ：０．０３〜０．２％、Ｃｒ：０．０２〜０．１５％のうちの一種または二種以上を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金板であって、この板の結晶粒界に存在する、円相当径が０．２〜１０μｍの範囲のＳｎ系化合物の平均数密度が０．４個／μｍ３以下（０個／μｍ３を含む）であることを特徴とする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、質量％で、Ａｇ：０．０１〜０．２％を含む請求項１に記載のアルミニウム合金板。
【請求項３】
前記アルミニウム合金板が構造部材用であり、前記アルミニウム合金板を溶体化・焼き入れ処理および人工時効処理した後の特性として、２００ＭＰa以上の０．２％耐力を有するとともに、ＶＤＡ曲げ試験にて７５°以上の曲げ角度となる圧壊特性を有している請求項１または２のいずれか１項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、通常の圧延（常法）によって製造される６０００系アルミニウム合金板であって、衝撃吸収性に優れた高強度６０００系アルミニウム合金板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
構造材料として自動車を例にとると、近年、地球環境などへの配慮から、自動車車体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、自動車車体のうち、パネル（フード、ドア、ルーフなどのアウタパネル、インナパネル）や、バンパリーンフォース（バンパーＲ／Ｆ）やドアビームなどの補強材などの部分に、それまでの鋼板等の鉄鋼材料に代えて、アルミニウム合金材料を適用することが行われている。
【０００３】
ただ、自動車車体の更なる軽量化のためには、自動車部材のうちでも特に軽量化に寄与する、フレーム、ピラーなどの構造部材にも、アルミニウム合金材料の適用を拡大することが必要となる。ただ、これら自動車構造部材には、前記自動車パネルに比べて、素材板の更なる高強度化や、車体衝突時の衝撃吸収性＝耐圧壊性の特性付与などが新たに必要である。
【０００４】
前記バンパ補強材やドアビームなどの自動車構造部材のうちの、高強度な補強材としては、ＪＩＳ乃至ＡＡ７０００系アルミニウム合金を熱間押出加工して製造される押出形材が、素材として既に汎用されている。これに対して、フレーム、ピラーなどの大型の構造部材は、鋳塊を均熱処理後に熱間圧延する、あるいは更に冷間圧延するような、常法によって製造される圧延板を素材とすることが好ましい。ただ、前記した７０００系アルミニウム合金は、圧延板としては、その高合金ゆえのつくりにくさがあり、これまであまり実用化されていない。
【０００５】
このため、通常の圧延（常法）によって製造される圧延板用の合金としては、前記７０００系よりも低合金であるがゆえに作りやすい、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金である、ＪＩＳ乃至ＡＡ６０００系アルミニウム合金が注目される。
【０００６】
この６０００系アルミニウム合金板は、自動車の大型ボディパネル（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やインナパネル)としては既に用いられている。このため、これら自動車の大型ボディパネルに要求される、プレス成形性とＢＨ性（ベークハード性）との兼備や向上のために、従来から、成分組成や組織などの冶金的な改善策が、数多く提案されている。
【０００７】
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。
【０００８】
更に、特許文献３では、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の、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させるために、６０００系アルミニウム合金板に１７０℃で２０分の熱処理を施した後の、板の圧延方向に直角な断面中央部の組織を、透過型電子顕微鏡で測定した際の、結晶粒内の２．０〜２０ｎｍのサイズの析出物の平均数密度を５．０×１０２１個／μｍ３以上と多くすることが提案されている。
【０００９】
この析出物とは、前記規定した人工時効硬化処理時、あるいは実際の焼付け塗装硬化処理時に板（パネル）の結晶粒内に始めて生成する、ＭｇとＳｉを含む金属間化合物である。このため、パネルに成形する前や、前記焼付け塗装硬化処理や人工時効硬化処理前の、素材板の組織（前組織）では、例え高倍率のＴＥＭであっても観察できない。
【００１０】
したがって、特許文献３では、板の前組織ではなく、前記焼付け塗装硬化処理や人工時効硬化処理後の特定の組織で、板の状態でも、このようになる前組織となっているか否かを判別している。      
そして、このように、板の組織を、前記焼付け塗装硬化処理時に結晶粒内に生成する２．０〜２０ｎｍの微細なサイズの析出物が結晶粒内に一定の数密度以上に多く存在させるようにして、長期の室温時効した後でも、プレス成形時には低耐力でヘム加工性（成形性）を確保するとともに、前記焼付け塗装硬化処理時には高いＢＨ性によって高強度化できるようにしている。
この結果、板の製造後の室温経時１００日後の耐力を１００ＭＰa以下とし、焼付け塗装による硬化量（ＢＨ性）が９０ＭＰa以上とできるとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【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
【特許文献３】特開２０１４-１６２９６２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
ただ、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は、概ね自動車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させることを、共通の目的（課題）としている。
この点は、Ｓｎを添加していない６０００系アルミニウム合金板として、Mg-Si系の化合物（析出物）やクラスタなどの面積率や数密度などの組織制御している、多数の従来技術でも同様である。
【００１３】
これに対して、本発明が用途とする、前記したフレーム、ピラーなどの自動車構造部材では、前記した通り、自動車パネル用途とは違って、プレス成形性などは必要とせず、更に高強度化させることや、車体衝突時の衝撃吸収性＝耐圧壊性を新たに持たせるなどの、この用途特有の特性が要求される。
【００１４】
この一例として、近年の自動車の衝突安全基準のレベルアップ（厳格化）によって、ヨーロッパなどでは、前記フレーム、ピラーなどの自動車構造部材に、ドイツ自動車工業会（ＶＤＡ）で規格化されている「ＶＤＡ２３８−１００  Ｐｌａｔｅ  ｂｅｎｄｉｎｇ  ｔｅｓｔ  ｆｏｒ  ｍｅｔａｌｌｉｃ  ｍａｔｅｒｉａｌｓ（以後、ＶＤＡ曲げ試験と言う）」にて評価される、自動車の衝突時における衝撃吸収性（圧壊特性）を満たすことが求められるようになっている。
【００１５】
このような厳しい安全基準に対して、前記した従来の自動車パネル用の６０００系アルミニウム合金板では、例えＳｎを添加したにせよ、より高強度化させた上での、車体衝突時の衝撃吸収性＝耐圧壊性が不足している。
【００１６】
そして、通常の圧延によって製造される６０００系アルミニウム合金板に、その強度を低下させずに、自動車の衝突時における衝撃吸収性（圧壊特性）を満たす手段については、Ｓｎを添加した６０００系アルミニウム合金板に限らず、未だ有効な手段が不明で、なお解明の余地がある。
【００１７】
このような状況に鑑み、本発明の目的は、通常の圧延によって製造される、Ｓｎを添加した６０００系アルミニウム合金板の、強度を低下させずに、自動車の衝突時における衝撃吸収性（圧壊特性）を向上させることである。
【課題を解決するための手段】
【００１８】
この目的を達成するために、本発明のアルミニウム合金板の要旨は、質量％で、Ｍｇ：０．２〜１．５％、Ｓｉ：０．４〜１．５％、Ｓｎ：０．００１〜０．１％を各々含有するとともに、Ｃｕ：０．０２〜０．５％、Ｚｒ：０．０２〜０．１５％、Ｍｎ：０．０３〜０．２％、Ｃｒ：０．０２〜０．１５％のうちの一種または二種以上を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金板であって、この板の結晶粒界に存在する、円相当径が０．２〜１０μｍの範囲のＳｎ系化合物の平均数密度が０．４個／μｍ３以下（０個／μｍ３を含む）であることとする。
【発明の効果】
【００１９】
本発明は、６０００系アルミニウム合金板の結晶粒界の析出物に着目し、Ｓｎを添加した場合に、製造条件によっては、Ｓｎ系化合物（Ｓｎを含む析出物）が、板組織における結晶粒界に優先的に析出しやすいことを知見した。
【００２０】
そして、このＳｎ系化合物が板組織における結晶粒界に優先的に析出した場合、更に、Ｍｇ-Ｓｉ系の析出物も、このＳｎ系化合物を核として、その周囲に多く析出しやすくなることも知見した。
【００２１】
このように、Ｓｎ系化合物が結晶粒界に優先的に析出した場合、前記したＶＤＡ曲げ試験にて評価される、自動車衝突時における衝撃吸収性（圧壊特性）は低下し、固溶強化に寄与するＳｎの固溶量も減る。
また、Ｍｇ-Ｓｉ系の析出物が、Ｓｎ系化合物を核として、その周囲に析出すると、人工時効硬化処理時にＢＨ性に寄与するクラスタとなって生成すべき、固溶Ｍｇや固溶Ｓｉの量も減る。
この結果、強度を低下させずに、自動車の衝突時における衝撃吸収性を向上させることができなくなる。
【００２２】
これに対して、本発明は、Ｓｎ添加６０００系アルミニウム合金圧延板の、結晶粒界へのＳｎ系化合物の析出を抑制し、Ｍｇ-Ｓｉ系の析出物の、Ｓｎ系化合物を核とした析出も抑制する。これによって、固溶強化に寄与するＳｎの固溶量を確保し、ＢＨ性に寄与するクラスタとなって人工時効硬化処理時に生成すべき、固溶Ｍｇや固溶Ｓｉの量も確保する。この結果、強度を低下させずに、自動車の衝突時における衝撃吸収性（圧壊特性）を向上させることができる。
【００２３】
このように、本発明は、高強度で衝撃吸収性が高い特性が要求される、前記自動車や鉄道車両などの構造部材用に好適な６０００系アルミニウム合金板を、常法によって得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００２４】
【図１】衝撃吸収性を評価するＶＤＡ曲げ試験の態様を示す斜視図である。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
本発明で言うアルミニウム合金板とは、鋳塊を均熱処理後に熱間圧延され、更に冷間圧延された冷延板であって、更に溶体化処理などの調質が施される、通常の圧延法（常法）によって製造された６０００系アルミニウム合金板のことを言う。言い換えると、双ロール法などで薄板を鋳造して熱延や冷延を省略して製造される板や、鋳塊を鍛造した上で温間圧延を何回も繰り返すような特殊な製法により製造される板は、本発明の範囲に含まない。
【００２６】
常法によって製造された本発明の６０００系アルミニウム合金板は、伸びフランジ加工（バーリング加工、穴拡げ加工)などを含む成形や加工が施された上で、自動車、自転車、鉄道車両などの構造部材とされる。
【００２７】
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。
【００２８】
アルミニウム合金組成：
先ず、本発明アルミニウム合金板の化学成分組成について、各元素の限定理由を含めて、以下に説明する。なお、各元素の含有量の％表示は全て質量％の意味である。
【００２９】
本発明アルミニウム合金板の化学成分組成は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金として、自動車などの構造部材に要求される、強度と衝撃吸収性（圧壊特性）とを兼備する特性を保証するために決定される。この観点から、本発明アルミニウム合金板の化学成分組成は、質量％で、Ｍｇ：０．２〜１．５％、Ｓｉ：０．４〜１．５％、Ｓｎ：０．００１〜０．１％を各々含有するとともに、Ｃｕ：０．０２〜０．５％、Ｚｒ：０．０２〜０．１５％、Ｍｎ：０．０３〜０．２％、Ｃｒ：０．０２〜０．１５％のうちの一種または二種以上を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるものとする。この組成に、更に、質量％で、Ａｇ：０．０１〜０．２％を含んでも良い。
なお、各元素の含有量の％表示は全て質量％の意味である。
【００３０】
Ｓｉ：０．４〜１．５％
ＳｉはＭｇとともに、固溶強化と、焼付け塗装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、自動車構造部材として必要な強度（耐力）を得るための必須の元素である。Ｓｉ含有量が少なすぎると、焼付け塗装処理前（人工時効処理前）の固溶Ｓｉ量が減少し、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形成されて、熱間圧延中に大幅な板割れが生じる。したがって、Ｓｉの含有量は０．４〜１．５％の範囲、好ましくは、０.７〜１.５％の範囲とする。
【００３１】
Ｍｇ：０．２〜１．５％
ＭｇもＳｉとともに、固溶強化と、焼付け塗装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、自動車構造部材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、焼付け塗装処理前の固溶Ｍｇ量が減少し、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、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、熱間圧延中に大幅な板割れが生じる。したがって、Ｍｇの含有量は０．２〜１．５％の範囲、好ましくは、０.６５〜１.５％の範囲とする。
【００３２】
Ｓｎ：０．００１〜０．１％
Ｓｎは室温でのクラスタ形成を抑制して、溶体化・焼き入れ処理後の板の、優れた成形加工性を長時間保持する効果を有し、更にその後に焼付け塗装処理などの人工時効処理した場合の強度を向上させる。このため、自動車構造部材としての必要耐力や衝撃吸収性（圧壊特性）を得るための必須の元素である。Ｓｎの含有量が０．００１％未満ではその効果が小さく、また０．１％を超えても、その効果は飽和し、却って熱間脆性を生じて熱間加工性（熱延性）を著しく劣化させる。従って、Ｓｎ含有量は０．００１〜０．１％の範囲とする。
【００３３】
Ｃｕ、Ｚｒ、Ｍｎ、Ｃｒの一種または二種以上
これらの元素は、共通して板を高強度化させる効果があるので、同効元素と見なせるが、その具体的な機構には、共通する部分も、異なる部分も勿論ある。
Ｃｕは固溶強化により強度を向上させ、自動車構造部材としての必要耐力を得ることができる。Ｃｕの含有量が少なすぎると、その効果が小さく、多すぎても．その効果は飽和し、却って耐食性などを劣化させる。
また、Ｚｒ、Ｍｎ、Ｃｒは、鋳塊及び板の結晶粒を微細化して強度を向上させる。これらの含有量が各々下限値未満では、その効果が不足する。一方、これらの含有量がそれぞれの上限値を超えた場合には、粗大な化合物を形成して、衝撃吸収性（圧壊特性）を劣化させる。
従って、これらＣｕ、Ｚｒ、Ｍｎ、Ｃｒのいずれか一種または二種以上を含有させる場合は、Ｃｕ：０．０２〜０．５％、Ｚｒ：０．０２〜０．１５％、Ｍｎ：０．０３〜０．２％、Ｃｒ：０．０２〜０．１５％、の各範囲、好ましくはＣｕ：０．０２〜０．３％、Ｚｒ：０．０２〜０．１％、Ｍｎ：０．０３〜０．１５％、Ｃｒ：０．０２〜０．１％、の各範囲とする。
【００３４】
Ａｇ：０．０１〜０．２％
Ａｇは、構造材への成形加工後の人工時効処理によって強度向上に寄与する時効析出物を緊密微細に析出させ、高強度化を促進する効果があるので、必要に応じて選択的に含有させる。Ａｇの含有量が０．０１％未満では強度向上効果が小さい。一方、Ａｇ含有量が多すぎると、圧延性及び溶接性などの諸特性を却って低下させ、また、強度向上効果も飽和し、高価となるだけである。従って、含有させる場合のＡｇの含有量は０．０１〜０．２％の範囲とする。
【００３５】
その他の元素：
これら記載した以外の、Ｔｉ、Ｂ、Ｆｅ、Ｚｎ、Ｖなどのその他の元素は不可避的な不純物である。Ｔｉは、Ｂとともに、粗大な化合物を形成して機械的特性を劣化させる。ただ、微量の含有によって、アルミニウム合金鋳塊の結晶粒を微細化する効果もあるので、６０００系合金としてＪＩＳ規格などで規定する範囲での各々の含有を許容する。この許容量の例として、Ｔｉは０．１％以下、好ましくは０．０５％以下とする。また、Ｂは０.０３％以下とする。
【００３６】
また、Ｆｅ、Ｚｎ、Ｖなどのその他の元素も、鋳塊の溶解原料として、純アルミニウム地金以外に、アルミニウム合金スクラップの使用による、これら不純物元素の混入なども想定（許容）して、６０００系合金のＪＩＳ規格で規定する範囲での各々の含有を許容する。
【００３７】
板組織：
本発明の６０００系アルミニウム合金板は、前提として、その組成と多くの製造工程とが、従来の６０００系アルミニウム合金板や、その製造方法（通常の圧延法）と共通する。このため、板の組織として、微細なナノレベルのサイズの析出物が、結晶粒内に多数存在して、強度や耐食性などの基本特性を満たす土台となっている点は、従来とも共通している。これらの微細なナノレベルのサイズの析出物とは、結晶粒内に生成する、前記ＭｇとＺｎとの金属間化合物（組成はＭｇＺｎ２など）であり、これに前記組成に応じた元素が含まれる微細分散相である。
【００３８】
粒界組織：
以上の６０００系アルミニウム合金板の組成や、結晶粒内の組織を前提として、本発明では、新規に、板組織における結晶粒界の析出物を制御する。すなわち、ＶＤＡ曲げ試験にて評価される、自動車衝突時における衝撃吸収性（圧壊特性）と強度とを兼備するために、この６０００系アルミニウム合金板組織の結晶粒における粒界の化合物（析出物）を抑制する。
【００３９】
具体的には、前記組成や結晶粒内組織を有するアルミニウム合金板の、結晶粒界に存在する、円相当径が０．２〜１０μｍの範囲のＳｎ系化合物の平均数密度を０．４個／μｍ３以下のできるだけ少ない数に抑制（制御）する。ここで、この平均数密度は結晶粒界に前記大きさのＳｎ系化合物が検出されないか、あるいは存在しない場合として、０個／μｍ３となる場合を含むものである。より好ましくは０．２個／μｍ３以下の範囲とする。
【００４０】
この円相当径が０．２〜１０μｍの範囲のＳｎ系化合物の平均数密度が０．４個／μｍ３を超えた場合、強度も、自動車の衝突時における衝撃吸収性も共に低下してしまう。この結果、構造部材用としての一つの基準として、板を溶体化・焼き入れ処理および人工時効処理した際の、０．２％耐力を２００ＭＰa以上とするとともに、ＶＤＡ曲げ試験にて７５°以上の曲げ角度となる圧壊特性を有することができなくなる。
【００４１】
ここで、結晶粒界に存在するＳｎ化合物の円相当径を０．２〜１０μｍの範囲としたのは、前記円相当径が０．２μｍ未満の微細なＳｎ系化合物は、粒界破壊の一因とはなりにくく、後述するＴＥＭによる正確な測定も困難である。また、前記円相当径が１０μｍを超えるような粗大なＳｎ系化合物は、前記した常法の範囲では、ほとんど生じず、仮に生じた場合には、熱延割れや冷延割れなどによって、板自体を製造できないからである。
【００４２】
６０００系アルミニウム合金板の結晶粒界の化合物に着目すると、Ｓｎを添加した場合に、板の製造条件によっては、Ｓｎを含む化合物、すなわち化合物（析出物）中にＳｎが検出される化合物＝Ｓｎ系化合物（Ｓｎを含む析出物）が、板組織における結晶粒界に優先的に析出しやすい。
言い換えると、常法によって製造したＳｎ添加６０００系アルミニウム合金圧延板は、その結晶粒界にＳｎ系化合物が優先的に析出しやすい。
【００４３】
そして、このＳｎ系化合物が板組織における結晶粒界に優先的に析出した場合、更に、Ｍｇ-Ｓｉ系の析出物も、このＳｎ系化合物を核として、その周囲に多く析出しやすくなる。
このように、Ｓｎ系化合物が結晶粒界に優先的に析出した場合、粒界破壊が起こりやすくなり、前記したＶＤＡ曲げ試験にて評価される、自動車衝突時における衝撃吸収性（圧壊特性）は低下し、固溶強化に寄与するＳｎの固溶量も減る。
【００４４】
また、Ｍｇ-Ｓｉ系の析出物が、Ｓｎ系化合物を核として、その周囲に析出すると、粒界破壊がさらに起こりやすくなり、人工時効硬化処理時にＢＨ性に寄与するクラスタとなって生成すべき、固溶Ｍｇや固溶Ｓｉの量も減ることになる。
これらの結果、強度も低下し、自動車の衝突時における衝撃吸収性も向上させることができなくなる。
【００４５】
因みに、本発明では、結晶粒界に存在するＳｎ系化合物の平均数密度しか規定せず、結晶粒界に存在するＭｇ-Ｓｉ系の析出物の平均数密度などは測定しないし、規定もしない。この理由は、結晶粒界へのＭｇ-Ｓｉ系析出物の存在状態も、結晶粒界に存在するＳｎ系化合物の平均数密度によって代表できるからである。すなわち、結晶粒界に存在する、前記円相当径範囲のＳｎ系化合物の平均数密度が０．４個／μｍ３を超えた場合には、常法により製造した板には、必然的にＭｇ-Ｓｉ系の析出物が、粒界破壊に影響する量だけ、Ｓｎ系化合物の周囲に析出するからである。
【００４６】
これらは、Ｓｎを添加した６０００系アルミニウム合金板に特有の現象、課題である。
Ｓｎを添加しない通常の６０００系アルミニウム合金板は、確立されてきた板の製造条件（常法）により製造しさえすれば、このようなＳｎなどの特定の化合物が結晶粒界に優先的に析出したり、Ｍｇ-Ｓｉ系の析出物が、このＳｎ系の化合物を核として、その周囲に析出するような現象は起こらない。
【００４７】
これらの事実は、後述する実施例によっても裏付けられるが、粗大な析出物（化合物）が結晶粒界に析出した場合に、衝撃吸収性が低下するのは、他のアルミニウム合金の板や押出材の公知例や、一般的な技術常識からも納得できる。但し、このような認識に至るためには、その前提として、常法によって製造したＳｎ添加６０００系アルミニウム合金圧延板では、結晶粒界にＳｎ系化合物が優先的に析出しやすく、更に、Ｍｇ-Ｓｉ系の析出物が、Ｓｎ系化合物を核としてその周囲に析出しやすくなるという認識が、不可欠となる。
しかも、Ｓｎを添加しない通常の６０００系アルミニウム合金板は、常法により製造しさえすれば、特定の化合物が結晶粒界に優先的に析出することは無いのが常識であって、この常識を覆すような試験結果（知見）が得られない限り、結晶粒界にＳｎ系化合物が優先析出するという前記認識には至れない。
【００４８】
このように、本発明は、Ｓｎ添加６０００系アルミニウム合金圧延板の、結晶粒界へのＳｎ系化合物の析出を抑制し、これによって、Ｍｇ-Ｓｉ系の析出物のＳｎ系化合物を核とした析出も抑制する。これによって、固溶強化に寄与するＳｎの固溶量を確保し、ＢＨ性に寄与するクラスタとなって人工時効硬化処理時に生成すべき、固溶Ｍｇや固溶Ｓｉの量も確保する。
この結果、強度を低下させずに、自動車の衝突時における衝撃吸収性（圧壊特性）を向上させることができる。
【００４９】
具体的には、溶体化・焼き入れ処理および人工時効処理した素材板として、あるいは、溶体化・焼き入れ処理した板を成形後に人工時効処理した構造部材として、２００ＭＰa以上の０．２％耐力を有するとともに、ＶＤＡ曲げ試験にて７５°以上の曲げ角度となる圧壊特性を有していることができる。このため、このような特性が要求される、前記自動車や鉄道車両などの構造部材用に好適な６０００系アルミニウム合金板を常法によって製造できる。
【００５０】
粒界組織の測定：
本発明で規定する結晶粒界に存在する、円相当径が０．２〜１０μｍの範囲のＳｎ系化合物の平均数密度（個／μｍ３）は、Ｓｎを含む化合物を同定するためのＥＤＸ（エネルギー分散型X線分光法）機能を持つ、５０００倍のＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）によって測定する。
結晶粒界に存在するＳｎ系化合物の平均数密度は、溶体化処理後（Ｔ４材）の板、あるいは人工時効処理後（Ｔ６材）の板あるいは構造部材では、殆ど変化せず、ほぼ同じである。したがって、測定の対象は、溶体化処理後（Ｔ４材）の板か、あるいは人工時効処理後（Ｔ６材）の板あるいは構造部材のいずれでも良い。
【００５１】
具体的な測定方法は、前記Ｔ４材か、あるいはＴ６材から、板厚中心部の試料を採取して、ＴＥＭ用の薄膜試料を作成した上で、５０００倍のＴＥＭにより撮影した、板厚中心部の組織写真を画像処理し、測定視野内の結晶粒界に見られる、Ｓｎ系化合物の円相当径を測定する。そして、この円相当径が０．２〜１０μｍの範囲のＳｎ系化合物の平均数密度（個／μｍ３）を測定する。
Ｓｎ系化合物の平均数密度の測定は、任意の板厚中心部から採取した１０個の試料につき行い、これらを平均化し、Ｓｎ系化合物の平均数密度（個／μｍ３）とする。
【００５２】
ここで、円相当径とは、前記ＤＥＤＸによりＳｎを含む化合物であると同定した（同定できた）Ｓｎ系化合物を画像処理して、ＴＥＭ視野内でのＳｎ系化合物の面積を算出し、その同一面積の円に換算した場合の直径（等価な円径）に換算したもの（円等価直径）である。したがって、本発明で言うＳｎを含む化合物とは、粒界において、前記ＤＥＤＸによりＳｎを含む化合物であると同定できた（あるいは同定できる）化合物であると言える。
【００５３】
（製造方法）
本発明の６０００系アルミニウム合金板は、鋳塊を均熱処理後に熱間圧延され、更に冷間圧延された冷延板であって、更に溶体化処理などの調質が施される、常法によって製造される。即ち、鋳造、均質化熱処理、熱間圧延の通常の各製造工程を経て製造され、板厚が２〜１０ｍｍ程度であるアルミニウム合金熱延板とされる。次いで、冷間圧延されて板厚が３ｍｍ以下の冷延板とされる。
【００５４】
したがって、本発明の６０００系アルミニウム合金板は、双ロール法などの薄板連続鋳造後に冷延して熱延を省略したり、温間圧延を行うような特殊な製造方法や圧延方法によっては製造しない。        
但し、本発明で規定する粒界組織とするための、加熱後の急冷条件として、特に、熱延の終了温度と、熱延後の急冷（冷却速度）とは、後述する通り、常法による工程とは条件が異なる。
【００５５】
(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。
【００５６】
(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。この均熱処理の条件は、冷却速度も含めて、本発明で規定する粒界組織には影響が無く、通常の１回だけの均熱でも良く、２回均熱あるいは２段均熱としても良い。１回の均熱では、熱延開始温度まで冷却するか、あるいは熱延開始温度か、その近傍で保持して、熱延を開始する。
【００５７】
２回均熱とは、１回目の均熱後に、一旦室温を含む２００℃以下の温度まで冷却し、更に、再加熱し、その温度で一定時間維持した後に、熱延を開始する。これに対して、２段均熱とは、１回目の均熱後に冷却はするものの、２００℃以下までは冷却せず、より高温で冷却を停止した上で、その温度で維持した後に、そのままの温度か、より高温に再加熱した上で熱延を開始する。
【００５８】
１回のみの均熱、あるいは２回均熱における１回目、あるいは２段均熱における１段目の均熱条件は、５００℃以上、融点未満の温度範囲で、２時間以上の保持時間の範囲から適宜選択される。
【００５９】
２回均熱では、この１回目の均熱処理後に、２回均熱のために、一旦、室温を含む２００℃以下まで冷却する。また、２段均熱では、この１段目の均熱処理後に、一旦、２００℃よりも高温の温度まで冷却する。２回目あるいは２段目の均熱条件は、熱延開始温度以上、５００℃以下の温度範囲で２時間以上の保持時間の範囲から選択し、１回目の均熱、冷却後の鋳塊を再加熱し、熱延開始温度まで冷却するか、あるいは熱延開始温度まで再加熱してその近傍で保持すれば良い。また、１段目の均熱後の鋳塊を、熱延開始温度まで冷却して、その近傍で保持しても良い。これら、２回目あるいは２段目の均熱温度は、１回目あるいは１段目の均熱温度よりも低温とする方が好ましい。
【００６０】
(熱間圧延)
熱間圧延は、熱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℃〜固相線温度の範囲から選択して熱間圧延し、２〜１０ｍｍ程度の板厚の熱延板とする。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実施しても良い。
【００６１】
この熱延において、本発明で規定する粒界組織とするためには、熱延の終了温度と、熱延後の冷却速度とを、常法とは異なる条件で制御する必要がある。
【００６２】
熱延時の終了温度：
熱延時の終了温度は２５０℃以下のできるだけ低温とする。熱延時の終了温度が２５０℃を超えた場合、熱延の終了温度からの室温までの冷却速度が例え速くても、Ｓｎ化合物が粒界に特に析出しやい２００℃〜固相線温度の温度範囲に滞在することになるため、冷却中にＳｎ化合物が粒界に析出しやすくなり、更に、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物も、Ｓｎ系化合物を起点として、粒界析出する。
したがって、この熱延終了温度が２５０℃以下であれば、Ｓｎ化合物が粒界に析出しやい２００℃〜固相線温度の温度範囲の滞在時間が短く、熱延中のＳｎ系化合物の形成、粗大化を抑制し、その後の溶体化処理時の未固溶Ｓｎ系化合物の存在を減少させ、ＳｎによるＢＨ性向上効果を向上させる。さらに、粒界等に存在するＳｎ系化合物の数密度を減少させることができる。但し、熱延時の終了温度は、熱延できるかどうかの制約から、低くすることには限界があり、熱延時の終了温度の下限は好ましくは２００℃とする。
【００６３】
熱延終了時の平均冷却速度：
前記熱延の終了温度（２５０℃以下）からの室温までの平均冷却速度は１００℃/ｈｒ以上とする。このため、熱延終了直後から熱延コイルへ巻き取るまでに、あるいは巻き取ってからも、ファンあるいはミストなどで急冷することが好ましい。この平均冷却速度は、Ｓｎの含有量などの合金組成に応じて、速いほど好ましく、より好ましくは２００℃/ｈｒ以上である。さらに好ましくは３００℃/ｈｒ以上である。
前記冷却速度以上であれば、熱延後の冷却中のＳｎ系化合物の形成、粗大化を抑制し、板の結晶粒界に存在する、前記大きさのＳｎ系化合物の数密度を減少させることができる。これによって、その後の冷延板の溶体化処理時の未固溶Ｓｎ系化合物の存在を減少させ、板の結晶粒界に存在する、円相当径が０．２〜１０μｍの範囲のＳｎ系化合物の平均数密度を０．４個／μｍ３以下とできる。
【００６４】
この冷却速度が遅くなると、熱延の終了温度が２５０℃以下であったとしても、Ｓｎ化合物が粒界に特に析出しやい２００〜固相線温度の温度範囲に滞在することになるため、この温度域でＳｎ化合物が粒界に析出しやすくなる。このため、更に、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物も、Ｓｎ系化合物を起点として、粒界析出する。
この結果、後述する溶体化・焼き入れ処理（特に急冷）が好ましい範囲内で行われたとしても、溶体化処理時の未固溶Ｓｎ系化合物を減少できず、板の結晶粒界に存在する前記大きさ範囲のＳｎ系化合物の平均数密度を０．４個／μｍ３以下とできなくなる。
【００６５】
(冷間圧延)
冷間圧延では、上記熱延板を圧延して、自動車構造部材用としては１〜５ｍｍ程度の所望の最終板厚の冷延板 (コイルも含む) に製作する。この冷延工程の回数は、熱延板の板厚と冷延板の最終板厚との関係で自由に選択され、この１回当たりの冷延工程における冷間圧延機への板（コイル）のパス回数も自由に選択される。
【００６６】
前記荒鈍や冷間圧延途中での中間焼鈍は、焼鈍後の冷却中にＳｎ系化合物の形成、粗大化を生じる可能性があり、板の結晶粒界に存在するＳｎ系化合物の数密度を減少させることができなくなる恐れがあり、不要である。どうしても行う場合には、温度は３８０〜５００℃の範囲で、用いる連続炉やバッチ炉での通板条件に応じた適当な所要時間が選択されるが、焼鈍後の冷却は、前記熱延後の急冷と同じく、ファンやミストによる強制冷却が必須となる。
【００６７】
(溶体化処理)
冷間圧延後は調質として溶体化処理を行う。この溶体化処理については、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や結晶粒の微細化のためには、５００℃以上、固相線温度以下の温度で、保持時間は１秒〜３０分の範囲で溶体化処理することが望ましい。
【００６８】
溶体化処理後の平均冷却（降温）速度は、前記した熱延終了温度や冷却速度と同じ意味にて、２００℃〜固相線温度の範囲を４０〜２００℃／ｓとする。すなわち、冷却中のＳｎ化合物の粒界析出を抑制するために、前記温度範囲の平均冷却速度を４０℃／ｓ以上とすることが好ましい。このため、溶体化処理後の冷却は、ファンなどの空冷、ミスト、スプレー、浸漬等の水冷手段など、強制的な冷却手段を各々選択して用いるか、室温〜１００℃の水や湯に直接焼き入れることが好ましい。
【００６９】
この平均冷却速度が遅すぎる場合、Ｓｎ化合物が粒界に析出しやすい前記２００℃〜固相線温度の温度範囲に板が長時間滞在することになるため、この温度域でＳｎ化合物が粒界に析出しやすくなり、更に、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物も、Ｓｎ系化合物を起点として、粒界析出する。溶体化処理後の平均冷却（降温）速度の上限は、設備的な制約から２００℃／ｓとする。
ちなみに、溶体化処理は基本的に１回のみであるが、室温時効硬化が進みすぎた場合などには、自動車部材などへの成形性の確保のため、溶体化処理を前記好ましい条件にて再度施して、この進みすぎた室温時効硬化を一旦キャンセルしても良い。
【００７０】
以上の工程によって、構造部材用としての一つの基準として、板を人工時効処理した際の、０．２％耐力を２００ＭＰa以上とするとともに、ＶＤＡ曲げ試験にて７５°以上の曲げ角度となる圧壊特性を有することができる。
【００７１】
そして、本発明のアルミニウム合金板は、素材として、バーリング加工、穴拡げ加工などを含む、プレス成形や加工が施された上で、自動車、自転車、鉄道車両などの構造部材とされる。また、成形性の確保の点で、これら構造部材に成形や加工された後で、別途、必要に応じて、人工時効硬化処理されて高強度化される。
【００７２】
（人工時効硬化処理）
この人工時効硬化処理は、素材である板の段階で行っても良く、素材板を構造部材に成形した後で行っても良い。処理条件は一般的な人工時効条件（Ｔ６、Ｔ７）で良く、温度や時間の条件は、所望の強度や素材の６０００系アルミニウム合金板の強度、あるいは室温時効の進行程度などから自由に決定される。例示すると、１段の時効処理であれば、１００〜１５０℃での時効処理を１２〜３６時間（過時効領域を含む）行う。また、２段の工程においては、１段目の熱処理温度が７０〜１００℃の範囲で２時間以上、２段目の熱処理温度が１００〜１７０℃の範囲で５時間以上の範囲（過時効領域を含む）から選択する。
【実施例】
【００７３】
下記表１に示す各成分組成の６０００系アルミニウム合金の冷延板の粒界組織を、表２のように製造条件を変えて種々変えたものについて、強度などの機械的な特性とＶＤＡ曲げ試験にて評価される衝撃吸収性（圧壊特性）を評価した。これらの結果も表２に示す。
【００７４】
冷延板の粒界組織は、主として、表２に示すように、均熱条件と溶体化処理条件とを変えて制御した。具体的には、各例とも共通して、下記表１に示す各成分組成の６０００系アルミニウム合金溶湯をＤＣ鋳造し、得られた鋳塊を、表２に示す均熱条件と熱延条件にて熱間圧延を行い、５ｍｍの板厚の熱延板を製造した。前記熱延条件は、特に、熱延終了温度と、熱延終了後の冷却速度とを制御し、急冷の際には、各例とも共通して、その冷却速度で室温まで急冷した。
【００７５】
これらの熱延板を、各例とも共通して、荒鈍（焼鈍）および中間焼鈍無しで、冷間圧延し、共通して２ｍｍの板厚の冷延板を得た。そして、これらの冷延板を、表２に示す、溶体化処理温度（到達温度：℃）、保持時間（ｓ）、平均冷却速度（２００℃〜固相線温度の範囲：℃／ｓ）の各条件にて溶体化処理を行い、Ｔ４材を得た。
【００７６】
これらのＴ４材を室温で１週間時効させた後に、供試材を採取して、集合組織、微細析出物（参考）を調査し、また、後述する引張試験により、機械的な特性を調査した。これらの結果を各々表２に示す。
【００７７】
（粒界組織）
前記Ｔ４材の粒界組織として、円相当径が０．２〜１０μｍの範囲のＳｎ系化合物の平均数密度（個／μｍ３）を、前記した方法にて測定した。
【００７８】
（結晶粒内の微細析出物）
この際、各例とも、参考として、前記Ｔ４材の粒界組織を５０００倍の透過型電子顕微鏡により測定した時に、同じ試料の結晶粒内の、２．０〜２０ｎｍの円相当径の範囲の析出物の、試料１０個における平均数密度（個／μｍ３）を測定した。この結果、各発明例、比較例ともに、２．０〜２０ｎｍのサイズの析出物の平均数密度は平均で２〜９×１０４個／μｍ３の範囲であった。ここで、析出物のサイズは面積が等価な円の直径に換算して測定した。
【００７９】
また、前記Ｔ４材を室温で１週間時効させた後に、構造部材への成形加工後の人工時効硬化処理を模擬したＴ６処理（ＢＨ処理）として、前記Ｔ４材を、２％ストレッチ後に１８５℃×２０分の人工時効処理を行った。
【００８０】
(機械的特性)
各例とも、前記Ｔ６材あるいは前記Ｔ４材の板状試験片をＪＩＳ５号試験片に加工し、圧延方向に対して、引張方向が平行となるように室温引張試験を行い、引張強度（ＭＰａ）、０．２％耐力（ＭＰａ）を測定した。室温引張り試験はＪＩＳ２２４１（１９８０）に基づき、室温２０℃で試験を行い、評点間距離５０ｍｍで引張速度５ｍｍ／分、試験片が破断するまで一定の速度で行った。
【００８１】
(衝撃吸収性)
衝撃吸収性を評価する曲げ試験は、ＶＤＡ曲げ試験として、ドイツ自動車工業会（ＶＤＡ）の規格の中の「ＶＤＡ２３８−１００  Ｐｌａｔｅ  ｂｅｎｄｉｎｇ  ｔｅｓｔ  ｆｏｒ  ｍｅｔａｌｌｉｃ  ｍａｔｅｒｉａｌｓ」に従って実施した。この試験方法を、図１に斜視図で示す。
先ず、前記Ｔ６材の板状試験片を、ロールギャップを設けて、互いに平行に配置した２個のロール上に、図１に点線で示すように、水平で左右均等の長さに載置する。
具体的には、前記Ｔ６材の板状試験片を、その圧延方向と、上方に垂直に立てて配置した板状の押し曲げ治具の延在方向とが、互いに直角になるように、ロールギャップ中央にその中央部が位置するよう、２個のロール上に、水平で左右均等の長さに載置する。
そして、上方から前記押し曲げ治具を板状試験片の中央部に押し当てて荷重を負荷し、この板状試験片を前記狭いロールギャップに向けて押し曲げ（突き曲げ）て、曲げ変形した板状試験片中央部を前記狭いロールギャップ内に押し込む。
【００８２】
この際に、上方からの押し曲げ治具からの荷重Ｆが最大となる時の板状試験片の中央部の曲げ外側の角度を曲げ角度（°）として測定して、その曲げ角度の大きさで衝撃吸収性を評価する。この曲げ角度が大きいほど、板状試験片は、途中で圧壊せずに、曲げ変形が持続しており、衝撃吸収性（圧壊特性）が高い。
【００８３】
このＶＤＡ曲げ試験の試験条件として、図１に記載した記号を用いて示すと、板状試験片は幅ｂ：６０ｍｍ×長さｌ：６０ｍｍの正方形形状とし、２個のロール直径Ｄは各々３０ｍｍ、ロールギャップＬは板状試験片板厚の２．０倍の４ｍｍとした。ｓは荷重Ｆが最大となる時の板状試験片中央部のロールギャップ内への押し込み深さである。
また、板状の押し曲げ治具は、図１に示すように、板状試験片の中央部に押し当たる、下端側の辺が、その先端（下端）の半径が０．２ｍｍφとなるように尖ったテーパ状とされている。
上記曲げ試験は、各例とも板状試験片３枚ずつ（３回）行い、曲げ角度（°）はこれらの平均値を採用した。
【００８４】
表１、２から明らかなように、各発明例は、本発明アルミニウム合金組成範囲内であり、前記した好ましい熱延条件と溶体化処理条件の範囲内で製造されている。この結果、この板の結晶粒界に存在する、円相当径が０．２〜１０μｍの範囲のＳｎ系化合物の平均数密度が０．４個／μｍ３以下である。
【００８５】
この結果、ＶＤＡ曲げ試験にて評価される衝撃吸収性（圧壊特性）に優れている。また、Ｔ６材の０．２％耐力も２２０ＭＰａ以上、高いものでは２４０ＭＰａ以上の高強度である。
【００８６】
これに対して、各比較例は、合金組成が、表１の通り、本発明範囲から外れるか、合金組成は表１の通り本発明範囲内であるものの、前記した好ましい熱延条件の範囲からはずれて、各々製造されている。この結果、所望の粒界組織を得られないか、得られていたとしても、強度やＶＤＡ曲げ試験にて評価される衝撃吸収性（圧壊特性）が劣っている。
【００８７】
比較例９〜１６は、表１の発明例と同じ合金例１、２を用いている。しかし、これらの比較例は、表２に示す通り、熱延終了温度が高すぎる（比較例９、１０、１３、１４）、熱延後の平均冷却速度が遅い（比較例９、１１、１３、１５）、溶体化処理後の平均冷却速度が遅い（比較例１２、１６）など、製造条件が好ましい条件を外れている。
ちなみに、比較例９、１３は、Ｓｎを含んだ板の、熱延終了温度が高く、熱延後の平均冷却速度が遅い、常法による製造のモデルである。
このため、これら比較例は、板の結晶粒界に存在する、円相当径が０．２〜１０μｍの範囲のＳｎ系化合物の平均数密度が０．４個／μｍ３を超えており、発明例よりも、強度も低く、衝撃吸収性（圧壊特性）も劣っている。
【００８８】
比較例１７〜２２は、比較例１７、１９を除き、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９〜１４を用いている。これらの合金は、Ｓｎが少ない（合金番号９、１０）、Ｓｎが多すぎる（合金番号１１）、Ｍｇが少ない（合金番号１２）、Ｓｉが少ない（合金番号１３）、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｃを含んでいない（合金番号１４）など、各々本発明の組成範囲を外れている。
【００８９】
このうち、比較例１７は、Ｓｎを含まず、熱延終了温度が高く、熱延後の平均冷却速度が遅い、常法による６０００系の板の製造のモデルである。このため、比較例１７は、Ｓｎ含有量が低すぎる比較例１８と同様に、当然ながら、板の結晶粒界に存在するＳｎ系化合物（平均数密度）が無いか少ない。したがって、これら比較例１７、１８は、衝撃吸収性（圧壊特性）が同程度の発明例１、５などと比較すれば分る通り、強度が低く、強度と衝撃吸収性を兼備できていない。
比較例１９はＳｎの含有量が多すぎ、熱延割れを生じていたが製造できなかった。
比較例２０〜２２は、各々必要な元素量が少なすぎて（合金番号１２、１３、１４）、発明例に比して、衝撃吸収性（圧壊特性）の割に、著しく強度が低い。
【００９０】
以上の結果から、本発明アルミニウム合金板がＶＤＡ曲げ試験にて評価される衝撃吸収性（圧壊特性）、高強度とを兼備するための、本発明の各要件の臨界的な意義が裏付けられる。
【００９１】
【表１】
2016160516.tif 000003
【００９２】
【表２】
2016160516.tif 000004
【産業上の利用可能性】
【００９３】
以上説明したように、本発明は、常法の圧延によって製造され、強度を低下させずに、自動車の衝突時における衝撃吸収性（圧壊特性）を向上させた、６０００系アルミニウム合金板を提供できる。したがって、本発明は軽量化に寄与する、自動車、自転車、鉄道車両などの構造部材に好適である。
【図１】
2016160516.tif 000005