(57)【要約】【課題】成形性を低下させずに、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および構造部材を提供する。【解決手段】特定の組成の６０００系アルミニウム合金板の、この板を素材とした構造部材における人工時効析出物の存在状態を予め示す指標として、この板の人工時効処理前のＤＳＣを、図１の通り、特定温度範囲内の発熱ピークを１つだけ存在させ、かつ、この１つだけの発熱ピークを一定の高さで、かつ特定の温度範囲内に存在させて、人工時効処理後の構造部材のＶＤＡ曲げ試験にて評価される自動車の衝突時における強度と圧壊特性のバランスを向上させる。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｍｇ：０．３〜１．５％、Ｓｉ：０．３〜１．５％を各々含有するとともに、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、この板の示差走査熱分析曲線において、２００〜３２０℃の温度範囲内に発熱ピークが１つだけ存在し、かつ、この１つだけの発熱ピークが２００〜２７０℃の温度範囲内に存在するとともに、発熱ピークの高さが１０μＷ／ｍｇ以上であることを特徴とする強度と圧壊特性のバランスに優れた構造部材用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、Ｃｕ：０．００２〜０．５％、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｚｒ：０．０４〜０．２０％、Ｃｒ：０．０４〜０．２０％、Ｓｃ：０．０２〜０．１％のうちの一種または二種以上を含有する請求項１に記載の強度と圧壊特性のバランスに優れた構造部材用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、更に、質量％で、Ａｇ：０．０１〜０．２％、Ｓｎ：０．００１〜０．１％のうちの一種または二種を含有する請求項１または２に記載の強度と圧壊特性のバランスに優れた構造部材用アルミニウム合金板。
【請求項４】
質量％で、Ｍｇ：０．３〜１．５％、Ｓｉ：０．３〜１．５％を各々含有するとともに、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を素材とした構造部材であって、この構造部材の示差走査熱分析曲線において、２００〜３２０℃の温度範囲内に発熱ピークが１つだけ存在し、かつ、この１つだけの発熱ピークが２００〜２７０℃の温度範囲内に存在するとともに、発熱ピークの高さが１０μＷ／ｍｇ以上であることを特徴とする強度と圧壊特性のバランスに優れたアルミニウム合金構造部材。
【請求項５】
前記アルミニウム合金板が、更に、質量％で、Ｃｕ：０．００２〜０．５％、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｚｒ：０．０４〜０．２０％、Ｃｒ：０．０４〜０．２０％、Ｓｃ：０．０２〜０．１％のうちの一種または二種以上を含有する請求項４に記載の強度と圧壊特性のバランスに優れたアルミニウム合金構造部材。
【請求項６】
前記アルミニウム合金板が、更に、質量％で、Ａｇ：０．０１〜０．２％、Ｓｎ：０．００１〜０．１％のうちの一種または二種を含有する請求項４または５に記載の強度と圧壊特性のバランスに優れたアルミニウム合金構造部材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、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であって、強度と圧壊特性のバランスに優れた高強度６０００系アルミニウム合金板および、この板を素材としたアルミニウム合金構造部材に関するものである。ここで、強度と圧壊特性のバランスとは、これら相反する特性について、高強度側で圧壊特性が低下したとしてもそのレベルが高く、低強度域から高強度域までの全般に亘って高い圧壊特性を示していることを意味する。
【背景技術】
【０００２】
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】
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、サイドメンバー等のメンバ、フレーム類や、ピラーなどの自動車構造部材にも、アルミニウム合金材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、前記自動車パネル材に比べて、素材板の更なる高強度化や、車体衝突時の衝撃吸収性や乗員の保護にもつながる、圧壊特性（耐圧壊性、衝撃吸収性）を新たな特性として付与することが必要である。
【０００４】
前記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、その高合金ゆえの作りにくさがあり、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】
ただ、前記補強材などには、従来から６０００系アルミニウム合金押出形材が提案され、実用化されているものの、アルミニウム合金圧延板は、自動車構造部材にはあまり提案例がない。例えば、アルミニウム合金圧延板の組織として、結晶粒のサイズやアスペクト比を制御し、人工時効熱処理（人工時効硬化処理）後の耐力を２３０ＭＰａ以上とした、圧壊特性を高めた６０００系アルミニウム合金板が、特許文献１などで提案されている程度である。
【０００８】
一方、本発明に関係する公知例として、前記自動車構造部材用でなく、自動車車体のうちの前記パネル材向けに、この板の示差走査熱分析曲線における特定の発熱ピークにより、組織を規定して、ＢＨ性やプレス成形性などを高めた６０００系アルミニウム合金板が多数提案されている（特許文献２〜５参照）。
【０００９】
例えば、特許文献２では、この板の示差走査熱分析曲線において、100 〜200 ℃の温度範囲における発熱ピーク高さW1が50μW以上であり、かつ、200 〜300 ℃の温度範囲における発熱ピーク高さW2と、前記発熱ピーク高さW1との比W2/W1 が20.0以下であることを規定している。
【００１０】
また、特許文献３では、この板の示差走査熱分析曲線において、示差走査熱分析曲線において、２３０〜２７０℃の温度範囲における発熱ピーク高さをＡ、２８０〜３２０℃の温度範囲における発熱ピーク高さをＢ、３３０〜３７０℃の温度範囲における発熱ピーク高さをＣとした際に、前記発熱ピーク高さＢが２０μＷ／ｍｇ以上であるとともに、前記発熱ピーク高さＢに対する前記発熱ピーク高さＡ、Ｃの各比である、Ａ／Ｂを０．４５以下、Ｃ／Ｂを０．６以下と各々規定している。
【００１１】
また、特許文献４では、この板の示差走査熱分析曲線において、２３０〜３３０℃の温度範囲内に、発熱ピークが１つだけか、または、互いのピーク間の温度差が５０℃以下の発熱ピークが２つだけ存在し、前記１つだけの発熱ピークの高さか、または、前記２つだけの発熱ピークのうちのピーク高さが大きい方の発熱ピークの高さが２０〜５０μＷ／ｍｇの範囲であることを規定している。
【００１２】
また、特許文献５では、この板の示差走査熱分析曲線において、Ｍｇ−Ｓｉクラスタの溶解に相当する吸熱ピークとして、１５０〜２３０℃の温度範囲の吸熱ピークのピーク高さが８μＷ／ｍｇ以下（但し、０μＷ／ｍｇを含む）である一方で、Ｍｇ−Ｓｉクラスタの生成に相当する発熱ピークとして、２４０〜２５５℃の温度範囲の発熱ピークのピーク高さが２０μＷ／ｍｇ以上であることを規定している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１３】
【特許文献１】特開２００１−２９４９６５号公報
【特許文献２】特許第４１１７２４３号公報
【特許文献３】特開２０１３−１６７００４号公報
【特許文献４】特開２０１５−１９６８５２号公報
【特許文献５】特開２０１５−１９６８５３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
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、厳しい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＝耐圧壊特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。
【００１５】
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圧壊特性（耐圧壊性、衝撃吸収性）を満たすことが求められるようになっている。
【００１６】
このような厳しい安全基準に対して、前記示差走査熱分析曲線における特定の発熱ピークにより組織を規定してＢＨ性やプレス成形性などを高めた、従来の自動車パネル用の６０００系アルミニウム合金板では、より高強度化させた上での、車体衝突時の圧壊特性が不足している。
【００１７】
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、構造部材への成形性を低下させずに、自動車の衝突時における圧壊特性を満たす手段については、未だ有効な手段が不明で、なお解明の余地がある。
【００１８】
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、構造部材への成形性を低下させずに、自動車の衝突時における強度と圧壊特性のバランスを満たした６０００系アルミニウム合金板と、前記圧壊特性を満たすアルミニウム合金構造部材を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１９】
この目的を達成するために、本発明の強度と圧壊特性のバランスに優れた構造部材用アルミニウム合金板の要旨は、質量％で、Ｍｇ：０．３〜１．５％、Ｓｉ：０．３〜１．５％を各々含有するとともに、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、（この板を素材とした構造部材における人工時効析出物の存在状態を予め示す指標として）この板の（人工時効処理前の）示差走査熱分析曲線において、２００〜３２０℃の温度範囲内に発熱ピークが１つだけ存在し、かつ、この１つだけの発熱ピークが２００〜２７０℃の温度範囲内に存在するとともに、発熱ピークの高さが１０μＷ／ｍｇ以上であることとする。
【００２０】
また、前記目的を達成するための強度と圧壊特性のバランスに優れたアルミニウム合金構造部材の要旨は、質量％で、Ｍｇ：０．３〜１．５％、Ｓｉ：０．３〜１．５％を各々含有するとともに、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を素材とした構造部材であって、（この構造部材における人工時効析出物の存在状態を予め示す指標として）前記構造部材の（人工時効処理前の）示差走査熱分析曲線において、２００〜３２０℃の温度範囲内に発熱ピークが１つだけ存在し、かつ、この１つだけの発熱ピークが２００〜２７０℃の温度範囲内に存在するとともに、発熱ピークの高さが１０μＷ／ｍｇ以上であることとする。
【発明の効果】
【００２１】
構造部材の人工時効処理による、析出物の析出過程では、３種類の時効析出物として、β”相、β’相、β相が低温側から順番に形成される。
このうち、構造部材の強度と圧壊特性のバランス向上のためには、ＢＨ性に寄与するものと通常は着目される前記β”相（ベータダブルプライム）ではなく、このβ”相の高温側析出物であるβ’相（ベータプライム）が大きく寄与することを、本発明では知見した。本発明で言う、強度と圧壊特性のバランスとは、これら相反する特性について、後述する図３（表２の発明例）の通り、高強度の領域においても圧壊特性のレベルが高く、低高度から高強度の領域までの全般に亘って高い圧壊特性を示していることを意味する。
【００２２】
これに基づき、本発明では、構造部材の強度と圧壊特性のバランス向上のために、構造部材の人工時効処理後の組織を、前記β”相を抑制するとともに、前記β’相の存在量を増すような組織とするため、素材板の段階での組織を前記示差走査熱分析曲線、すなわちＤＳＣにて規定している。
この素材板の段階で前記ＤＳＣにて規定される組織は、この素材板から製造された６０００系アルミニウム合金構造部材の人工時効処理時（ＢＨ時）の析出相の発生挙動に非常に良く相関している。
【００２３】
この結果、構造部材をわざわざ製造せずとも、素材板の段階で、この素材板から製造された構造部材の人工時効処理時（ＢＨ時）の析出相が、構造部材の圧壊特性を向上させる、前記β”相を抑制するとともに前記β’相の存在量を増した組織となっているか否かの判別、乃至模擬することができる。言い換えると、この素材板の段階で前記ＤＳＣにて規定される組織は、この素材板を成形素材とした構造部材における人工時効析出物の存在状態や組織を予め示す指標となりうる。
【００２４】
したがって、予め素材板の段階で、前記ＤＳＣによって模擬される組織を、本発明で規定する範囲に制御することによって、人工時効硬化処理の条件の多少の変動によらず、構造部材の自動車の衝突時における強度と圧壊特性のバランスを満たすことができる。
また、構造部材として規格化されている６０００系アルミニウム合金圧延板の組成や製造方法を大きく変更することなく、また、アルミニウム合金圧延板の構造部材への成形性を低下させずに、この圧壊特性を満たすことができる。
このため、６０００系アルミニウム合金圧延板を、自動車の重要な保安部材である構造部材に適用することが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【００２５】
【図１】本発明アルミニウム合金板の示差走査熱分析曲線を示す説明図である。
【図２】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。
【図３】実施例における供試材の強度と圧壊特性のバランスを示す説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００２６】
本発明で言うアルミニウム合金板（成形素材板）とは、熱間圧延板や冷間圧延板などの圧延板で、この圧延板に溶体化処理および焼入れ処理などの調質（Ｔ４）が施された板であって、使用される自動車構造部材に成形される前で、塗装焼付硬化処理などの人工時効処理（人工時効硬化処理）される前の、素材アルミニウム合金板を言う。以下の記載ではアルミニウムをアルミやＡｌとも言う。
【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、６０００系乃至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圧壊特性の特性、そして好ましくは構造材への成形性とを兼備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：０．３〜１．５％、Ｓｉ：０．３〜１．５％を各々含有するとともに、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるものとする。
【００３０】
この組成に、更に、質量％で、Ｃｕ：０．００２〜０．５％、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｚｒ：０．０４〜０．２０％、Ｃｒ：０．０４〜０．２０％、Ｓｃ：０．０２〜０．１％のうちの一種または二種以上を含有しても良い。
また、これらの組成に、更に、質量％で、Ａｇ：０．０１〜０．２％、Ｓｎ：０．００１〜０．１％のうちの一種または二種を含んでも良い。
なお、各元素の含有量の％表示は全て質量％の意味である。
【００３１】
Ｓｉ：０．３〜１．５％
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系析出物などの時効析出物を形成して、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（人工時効熱処理前）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性が著しく低下し、強度が不足する。
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、延性が低下し、素材板圧延の際の割れの原因となる。したがって、Ｓｉの含有量は０．３〜１．５％の範囲、好ましくは、０.７〜１.５％の範囲とする。
【００３２】
Ｍｇ：０．３〜１．５％
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熱処理時に、強度向上に寄与するＭｇ−Ｓｉ系析出物などの時効析出物を形成して、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性が著しく低下し、強度が不足する。
一方、Ｍｇ含有量が多すぎると、冷間圧延時にせん断帯が形成されやすくなり、素材板圧延時の割れの原因となる。したがって、Ｍｇの含有量は０．３〜１．５％の範囲、好ましくは、０.７〜１.５％の範囲とする。
【００３３】
Ｃｕ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｓｃのうち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。
Ｍｎ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｓｃは、鋳塊及び最終板製品の結晶粒を微細化して強度向上に寄与する。また、これらの元素は分散粒子として存在して、結晶粒微細化に寄与して、成形性も向上させる。各々の含有量が少なすぎると、これらの結晶粒微細化による、強度や成形性の向上効果が不足する。一方、これらの元素が多すぎると、粗大な化合物を形成し、延性を劣化させる。
したがって、これらＣｕ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｓｃは、Ｃｕ：０．００２〜０．５％、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｚｒ：０．０４〜０．２０％、Ｃｒ：０．０４〜０．２０％、Ｓｃ：０．０２〜０．１％の含有量範囲で、一種または二種以上を含有させる。
【００３４】
Ａｇ：０．０１〜０．２％、Ｓｎ：０．００１〜０．１％のうちの一種または二種
これらの元素も、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。
Ａｇは、構造材への成形加工後の人工時効熱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、選択的に含有させる場合のＡｇの含有量は０．０１〜０．２％の範囲とする。
【００３５】
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熱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、選択的に含有させる場合のＳｎの含有量は０．００１〜０．１％の範囲とする。
【００３６】
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。
【００３７】
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。
【００３８】
(素材板と構造部材との人工時効処理前の組織)
以上の合金組成を前提に、本発明では、自動車などの輸送機の構造部材用の素材板の組織を、示差走査熱分析で得られた、ＤＳＣ（示差走査熱分析曲線：ＤＳＣプロファイル）により規定する。
すなわち、この板を素材とする構造部材における、人工時効処理された後の人工時効析出物の存在状態を予め示す指標として、前記ＤＳＣにより規定する。
また、この板を素材として成形された（人工時効処理前の）前記構造部材における組織として、人工時効処理された後の人工時効析出物の存在状態を予め示す指標としても、規定する。
【００３９】
前記した通り、構造部材の人工時効処理による、析出物の析出過程では、周知の通り、３種類の時効析出物（β”相、β’相、β相）が、低温側から高温側になるにつれて順番に形成される。
これらの時効析出物のうち、通常、ＢＨ性向上に寄与するものと着目されるのはβ”相（ベータダブルプライム）である。
しかし、本発明の知見によれば、人工時効処理後の構造部材の強度と圧壊特性のバランスには、前記β”相ではなく、このβ”相の高温側析出物である、β’相（ベータプライム）が大きく寄与する。
そして、ＢＨ性向上に寄与する前記β”相は、圧壊特性には寄与しないどころか、このβ”相が実質的に析出することで、構造部材の圧壊特性に寄与するβ’相の存在量が少なくなるような、圧壊特性を阻害する作用も有する。
【００４０】
このため、本発明では、構造部材の人工時効処理後の組織を、前記したように、β”相が抑制されるとともに、β’相の存在量が増した、強度と圧壊特性のバランスを向上させた組織とするために、素材板や構造部材の、人工時効処理前の段階での組織を規定している。
【００４１】
すなわち、図１の実線で示すＤＳＣの通り、２００〜３２０℃の温度範囲内に発熱ピークが１つだけ存在し、かつ、この１つだけの発熱ピークが２００〜２７０℃の温度範囲内に存在するとともに、発熱ピークの高さが１０μＷ／ｍｇ以上であることとする。
この図１の実線で示すＤＳＣは、後述する実施例表１の発明例１であり、点線で示すＤＳＣは、後述する実施例表１の比較例１１である。
【００４２】
(人工時効処理前後の組織との相関)
素材板や構造部材の、前記ＤＳＣにて規定した、人工時効処理前の組織は、この素材板から製造された６０００系アルミニウム合金構造部材の人工時効処理時（ＢＨ時）の析出相の発生挙動に非常に良く相関している。すなわち、前記ＤＳＣにおける、特定の温度範囲での発熱ピーク発生位置と、その発熱ピーク高さとが、構造部材の人工時効処理後の組織として、前記β”相の抑制と、前記β’相の存在量とに非常に良く相関している。
【００４３】
この結果、構造部材をわざわざ製造せずとも、この素材板の段階で、この素材板から製造された構造部材の人工時効処理時（ＢＨ時）の析出相が、構造部材の圧壊特性を向上させる、前記β”相を抑制するとともに前記β’相の存在量を増した組織となるか否かを判別、乃至模擬することができる。言い換えると、この素材板の段階で前記ＤＳＣにて規定される組織は、この素材板を成形素材とした構造部材における人工時効析出物の存在状態や組織を予め示す指標となりうる。
また、この板を素材とした構造部材でも、これを人工時効処理せずとも、人工時効析出物の存在状態や組織を予め示す指標となりうる。
【００４４】
（本発明のＤＳＣの意義）
本発明では、素材板のＭｇ、Ｓｉの組成や製造方法を複合的に工夫することで、人工時効処理された構造部材の組織として、前記β”相を抑制するとともに、前記β’相を優先的に生成させて、このβ’相の存在量を増し、強度と圧壊特性のバランスを向上させることができる。
従来の、あるいは通常の溶体化処理された素材板や、人工時効処理前の構造部材では、ＤＳＣ測定で得られる発熱ピークは、２００〜４００℃の間に３つ認められ、これらの発熱ピークは、低温側から、前記人工時効処理時に生成するβ”相、β’相、β相に各々対応している。
【００４５】
一方、本発明のように、曲げ性＝圧壊特性が向上した、素材板や人工時効処理前の構造部材では、図１の実線で示すＤＳＣの通り、２００〜３２０℃の範囲の温度域での発熱ピークは、図１の実線で示すＤＳＣ（表１の発明例１）の通り、１つ（１種類）しかない。
このような変化は、前記人工時効処理時に生成する低温側のβ”相が形成されず、β’相が最初に形成されることに対応しており、２００〜２７０℃の温度範囲内に存在する前記１つだけの発熱ピークがβ’相に対応していると考えられる。
すなわち、図１の実線で示すＤＳＣのように、２００〜３２０℃の温度範囲内に発熱ピークが１つだけ存在する場合には、人工時効処理後の構造部材において、圧壊特性に寄与しない前記β”相が抑制されていることを示す。
【００４６】
一方、図１の点線で示すＤＳＣ（表１の比較例１１）の通り、前記２００〜３２０℃の温度範囲内に発熱ピークが２個以上存在する場合には、人工時効処理後の構造部材において、前記β”相が抑制されておらず、実質的に析出していることを意味しており、人工時効処理後の構造部材において、強度と圧壊特性のバランスに寄与するβ’相の存在量が少なくなることを意味している。
したがって、この場合には、後述する従来技術と大差なくなり、構造部材の圧壊特性が低くなる。
このために、本発明では、２００〜３２０℃の温度範囲内に発熱ピークが１つだけ存在するものとして、圧壊特性に寄与しない前記β”相を抑制する。
【００４７】
と同時に、図１の実線で示すＤＳＣにおける、２００〜２７０℃の温度範囲内に存在する１つだけの発熱ピークは、人工時効処理後の構造部材における、強度と圧壊特性のバランスに寄与する前記β’相の存在と、その存在量とを示している。
前記β’相の存在を示す、１つだけの発熱ピークは、２２０〜２６０℃の、より狭い温度範囲内に存在することが好ましい。
この１つだけ存在する発熱ピークの存在範囲が前記温度範囲から上下側に外れるか、あるいは、この１つだけ存在する発熱ピークの高さが１０μＷ／ｍｇ未満となった場合には、例え前記β’相が存在していたとしても、その量が不足して、圧壊特性が低くなることを意味している。
したがって、この場合も、後述する従来技術と大差なくなり、構造部材の圧壊特性が低くなる。
【００４８】
このために、本発明では、この１つだけの発熱ピークが２００〜２７０℃の温度範囲内に存在するとともに、発熱ピークの高さが１０μＷ／ｍｇ以上であることとして、強度と圧壊特性のバランスに寄与する前記β’相を優先的に生成させて、その存在量を増す。
時効析出が更に進行して形成されるβ’相は、転位との相互作用が強くなり、容易に切断されず、またオロワン機構に変化すると推定され、強加工時にひずみ集中が発生しにくくなるため、曲げ性＝圧壊特性が向上すると推測される。したがって、ＤＳＣ測定で得られたプロファイルを上記範囲に制御することで、狙いのβ’相の析出を促進し、強度と曲げのバランスが向上することとなる。
【００４９】
（従来のＤＳＣとの違い）
従来のＤＳＣとの違いを以下に改めて説明する。従来の自動車パネル用の６０００系アルミニウム合金板では、前記した通り、前記人工時効処理の際の、前記β”相（ベータダブルプライム）の析出を促進しようとしている。
このため、従来は、このβ”相に対応した、前記示差走査熱分析曲線における特定の発熱ピークを生成させるとともに、その高さも高くして、ＢＨ性やプレス成形性などを高めようとしている。
しかし、β”相は、転位との相互作用が弱く、容易に切断されてしまい、曲げ成形のような強加工時にひずみ集中の原因となり、曲げ性が劣化する。
【００５０】
この６０００系アルミニウム合金板の人工時効処理時（ＢＨ時）の析出相の発生挙動を、ＤＳＣによって模擬すると、β”相やβ’相の析出に相当する発熱ピークは、２００〜３２０℃の範囲で、互いにより広く離れて各々（両方）存在する。このため、前記図１の点線で示すＤＳＣ（表１の比較例１１）の通り、発熱ピークとしては、通常は、２００〜３２０℃の温度範囲内に、必然的に、発熱ピークが２つ以上存在することとなる。
前記した通り、人工時効硬化処理後のβ”相とβ’相の存在量は、互いに相反する関係にあり、両立はできず、β”相の存在量が増すほど、β’相の存在量が減る。これが、前記ＤＳＣにおける特定の発熱ピークにより組織を規定して、ＢＨ性やプレス成形性などを高めた、従来の自動車パネル用の６０００系アルミニウム合金板の、車体衝突時の圧壊特性が不足している理由である。
【００５１】
例えば、前記特許文献２では、その図１の通り、２００〜３２０℃の温度範囲内に、発熱ピークが１つだけではなく、２つ以上存在している。
また、前記特許文献３でも、その図１の通り、２００〜３２０℃の温度範囲内に、発熱ピークが１つだけではなく、前記Ａ、Ｂの２つ以上存在している。
また、前記特許文献４でも、図１の通り、２００〜３２０℃の温度範囲内に、発熱ピークが１つだけではなく、２つ以上存在するか、例え、１つだけの発熱ピークであっても、そのピークは２９０℃に存在しており、２００〜２７０℃の温度範囲内には存在していない。
また、前記特許文献５でも、その図１の通り、２００〜３２０℃の温度範囲内に、発熱ピークが１つだけではなく、２つ以上存在するか、１つだけの発熱ピークであっても、そのピークは約３００℃に存在しており、２００〜２７０℃の温度範囲内には存在していない。
ちなみに、本発明では、この特許文献５で存在するような、１５０〜２３０℃の温度範囲の高さが１μＷ／ｍｇ以上であるような吸熱ピークは、前記β’相が優先的に生成することを阻害するので、図１の実線で示すＤＳＣのように、存在させないことが好ましい。
【００５２】
（ＤＳＣで規定する組織の制御方法）：
前記ＤＳＣの発熱ピークにより特定された組織の制御は、後述する通り、調質（Ｔ４）後の冷延板に、後述する、引張、冷間圧延、レベラー、ストレッチなどの手段により、ひずみ（以下、予ひずみとも言う）を、常法よりも大きく付加するだけで可能である。
このため、圧延板の、前記構造部材として既に規格化されている６０００系アルミニウム合金組成を大きく変更することなく、また、常法による圧延工程を大きく変更することなく、制御できる利点がある。
【００５３】
（素材板の組織にて構造部材の圧壊特性を保証する意味）
本発明が対象とする、サイドメンバー等のメンバ、フレーム類や、ピラーなどの自動車構造部材は、素材であるアルミニウム合金板（圧延板）を成形して製造され、自動車車体に組み立てられた後で、あるいは取り付けられた後で、塗装焼き付け処理などの人工時効処理が施される。
自動車構造部材としての優れた圧壊特性を有するためには、この人工時効処理が欠かせない。ただ、この人工時効処理の温度、時間の条件は、周知の通り、工場や工程の違い、自動車あるいは構造部材の種類、そして塗装や塗料の違いによって、大きな幅があり、後述する好ましい一段の時効処理条件としても、加熱温度２００〜２７０℃×保持時間５〜３０分の幅がある。
したがって、人工時効処理の違いによって、圧壊特性を保証するための、構造部材としての（構造材となった後での）人工時効析出物の存在状態や傾向を、特定あるいは規定することは難しい。
【００５４】
これに対して、本発明のように、人工時効処理前の、素材である板や構造部材の前記ＤＳＣであれば、施される種々の人工時効処理条件に応じた、その発熱ピークの位置や高さによって、構造部材の実際の人工時効析出物の存在状態を予め予測することができ、人工時効処理した際の強度と圧壊特性のバランスが優れるかどうかを見極めることができる。
言い換えると、前記素材板における乃至人工時効処理前の構造部材の前記ＤＳＣが、前記好ましい一段の時効処理条件の範囲で、あるいは時効処理条件が多少異なっていたとしても、人工時効処理後の構造部材の強度と圧壊特性のバランスを保証することができる。  また、逆に、人工時効処理後の構造部材の強度と圧壊特性のバランスを保証する、最適の人工時効処理条件を提案、あるいは最適の人工時効処理条件に改善することもできる。
【００５５】
また、構造部材として規格化されている６０００系アルミニウム合金圧延板の組成や製造方法、あるいは構造部材の製造方法を、それほど大きく変更することなく、また、この素材板の構造部材への成形性を低下させずに、この圧壊特性を満たすことができる。このため、６０００系アルミニウム合金圧延板を、自動車の重要な保安部材である構造部材として実用化させることが可能となる。
【００５６】
（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。
【００５７】
ここで、本発明で規定する組織とするためには、調質処理（Ｔ４）後の圧延板の前記組織を制御するための、冷間圧延、レベラー、ストレッチなどの手段によるひずみを常法よりも大きく付加する工程が必要となる。
このため、圧延板の、前記構造部材として既に規格化されている６０００系アルミニウム合金組成を大きく変更することなく、また、常法による圧延工程を大きく変更することなく、板を製造できる利点がある。
【００５８】
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。
【００５９】
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。
【００６０】
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。
【００６１】
熱間圧延
均質化熱処理を行った鋳塊を熱間圧延して、２〜１０ｍｍ程度の板厚の熱延板とする。
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。
【００６２】
熱延開始温度としての熱間粗圧延の開始温度は、1回均熱工程では３５０℃以上、固相線温度以下、２回均熱工程では３５０℃以上、４００℃以下とすることが好ましい。熱間粗圧延の開始温度が３５０℃未満では、いずれの均熱工程材でも熱延が困難となり、逆に４００℃を超えた場合、２回均熱工程材では遷移元素系分散粒子が粗大に析出して、板の特性を低下させる可能性がある。
【００６３】
このような熱間粗圧延後に、好ましくは、終了温度を２５０〜３５０℃の範囲とした熱間仕上圧延を行う。この熱間仕上圧延の終了温度が２５０℃未満と低すぎる場合には、圧延荷重が高くなって生産性が低下する。一方、加工組織を多く残さず再結晶組織とするために、熱間仕上圧延の終了温度を高くした場合、この温度が３５０℃を超えると、遷移元素系分散粒子が粗大に析出する可能性が高くなる。
この熱延板の冷間圧延前の焼鈍 (荒鈍) は必要ではないが、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、冷間圧延率は３０％以上であることが望ましく、また前記荒鈍と同様の目的で、冷間圧延パス間で中間焼鈍を行っても良い。
【００６５】
溶体化および焼入れ処理
冷間圧延後、溶体化処理と、これに続く、室温までの焼入れ処理を行う。この溶体化焼入れ処理については、通常の連続熱処理ラインを用いてよい。ただ、Ｍｇ、Ｓｉなどの各元素の十分な固溶量を得るためには、５５０℃以上、溶融温度以下の温度で溶体化処理した後、室温までの平均冷却速度を２０℃／秒以上とすることが好ましい。５５０℃より低い温度では、溶体化処理前に生成していたＭｇ−Ｓｉ系などの化合物の再固溶が不十分になって、固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量が低下する。
【００６６】
また、平均冷却速度が２０℃／秒未満の場合、冷却中に主にＭｇ−Ｓｉ系の析出物が生成して固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量が低下し、やはりＳｉやＭｇの固溶量が確保できない可能性が高くなる。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。
【００６７】
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時間以内に冷延板を予備時効処理（再加熱処理）することが好ましい。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長すぎると、室温時効により、ＳｉリッチのＭｇ−Ｓｉクラスタが生成してしまい、ＭｇとＳｉのバランスが良いＭｇ−Ｓｉクラスタを増加させことができにくくなる。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。
【００６８】
この予備時効処理は、６０〜１２０℃での保持時間を５時間以上、４０時間以下保持することが好ましい。これによって、ＭｇとＳｉのバランスが良いＭｇ−Ｓｉクラスタが形成される。
【００６９】
予備時効温度が６０℃未満か、または保持時間が１０時間未満であると、この予備時効処理をしない場合と同様となって、ＳｉリッチのＭｇ−Ｓｉクラスタを抑制し、前記ＭｇとＳｉのバランスが良いＭｇ−Ｓｉクラスタを増加させにくくなり、焼付塗装後の耐力が低くなりやすい。
一方、予備時効条件が１２０℃を超える、または、４０時間を超えては、析出核の生成量が多すぎてしまい、焼付け塗装前の曲げ加工時の強度が高くなりすぎ、曲げ加工性が劣化しやすい。
【００７０】
予ひずみ付加
これらの調質処理（Ｔ４）後の圧延板の組織を、前記ＤＳＣで規定される組織とするために、前記溶体化および焼入れ処理後、あるいは予備時効後などの調質後、最低でも６時間以上経ってから、５〜２０％程度のひずみを予め加える。
前記経過時間が６時間未満であれば、経過時間が短すぎて、前記ＤＳＣで規定される組織が得られず、構造部材の人工時効処理後（塗装焼付処理後）の耐圧壊特性が十分に向上しない可能性がある。
ひずみの加え方は任意でよく、引張、冷間圧延、レベラー、ストレッチなどの手段による、ひずみを常法よりも大きく、人工時効処理前に予め付加（付与）する。
なお、ひずみ付加を、前記調質処理（Ｔ４）後の素材板を、サイドメンバー等のメンバ、フレーム類や、ピラーなどの、自動車などの前記構造部材へと、プレス成形する際に、合わせて行っても良い。
【００７１】
但し、前記ＤＳＣで規定される組織とするためには、ひずみを最低でも５％以上で、２０％以下付加する。ひずみ量が５％未満では、従来のプレス成形や曲げ加工の際に付与されるひずみ量と大差なくなり、前記ＤＳＣで規定される組織とできない可能性が高い。
一方、ひずみ量が大きいほど、前記ＤＳＣで規定される組織とできるが、ひずみ量が２０％を超えると、加工硬化が大きくなり、伸びが著しく低下して、成形性が劣るようになる。
【００７２】
以上の工程によって、素材板あるいはこの素材板を成形した構造部材を人工時効処理した際の、０．２％耐力を１８０ＭＰa以上とするとともに、後述する図３の通り、高強度の領域においても圧壊特性のレベルを高く維持でき、低高度から高強度の領域までの全般に亘って、強度と圧壊特性のバランスを向上させることができる。
【００７３】
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、人工時効熱処理されて高強度化される。
【００７４】
人工時効熱処理
この人工時効熱処理（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、通常のように、素材板を構造部材に成形した後で、塗装後の焼き付硬化処理などを兼ねて行っても良い。
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段の人工時効熱処理であれば、好ましくは、加熱温度２００〜２７０℃×保持時間５〜３０分の範囲での時効処理を行う。
加熱温度が低すぎる、保持時間が短すぎると、時効硬化が不足し、本発明で規定する組織とならない可能性がある。また加熱温度が高すぎたり、保持時間が長すぎたりしても、過時効となり、本発明で規定する組織とならない可能性がある。
また、前記好ましい範囲内の人工時効処理条件であれば、この好ましい範囲で時効処理条件が異なっていたとしても、素材板の組織における前記ＤＳＣの規定が、構造部材の人工時効析出物の存在状態を予め示し、圧壊特性を保証する指標となりうる。
【実施例】
【００７５】
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、ＤＳＣで規定される組織を、表２のように、付加したひずみ量を種々変えて制御したものについて、強度とＶＤＡ曲げ試験にて評価される圧壊特性とを測定評価した。これらの結果を表２に示す。
【００７６】
各例とも、ひずみの付加以外は、アルミニウム合金板の具体的な製造条件を以下の通り共通させた。すなわち、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。続いて、鋳塊を、各例とも、昇温速度１５０℃/ｈｒ、均熱温度５５０℃×３時間保持にて均熱処理をした。
その後、各例とも、熱間粗圧延を５００〜５２０℃で開始し、終了温度を２５０〜２９０℃の範囲とした熱間仕上圧延を行い、共通して厚さ４．０ｍｍの熱延板とした。この熱延板を、各例とも共通して、熱延後の荒焼鈍や、冷延パス途中の中間焼鈍無しで、加工率５０％の冷間圧延を行い、厚さ２．０ｍｍの冷延板とした。
【００７７】
更に、この各冷延板を、各例とも共通した条件にて、熱処理設備で調質処理（Ｔ４）した。具体的には、溶体化処理を５５０℃×３０分保持で行い、この際、前記溶体化処理温度までの平均加熱速度を１０℃／秒とし、溶体化処理後は平均冷却速度を１００℃／秒とした水冷を行うことで室温まで冷却した。また、この冷却直後に、直ちに予備時効処理を１００℃で８時間保持する条件で行い、予備時効処理後は徐冷（放冷）しＴ４材を得た。
【００７８】
これらＴ４材を、更にＪＩＳ５号引張試験片に加工し、後述する引張試験で表２に示す条件でひずみを付与した。そして、付与しなかったＪＩＳ５号引張試験片と合わせて、表２に示す種々の条件で人工時効処理を行いＴ６材の試験片とした。
このひずみ付与は、前記Ｔ４材（素材板）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、表２に示す各ひずみ量（％）を付与した。
【００７９】
（ＤＳＣ）
前記ひずみを付与したＴ４材（人工時効処理前の）試験片や、あるいは付与しなかったＴ４材試験片から、任意の長手方向位置１０箇所から、板厚中心部を含む試料を採取して、これら試料の前記ＤＳＣ（示差走査熱分析曲線）を測定した。これらの結果を表２に示す。
【００８０】
ここで、前記試験片の１０箇所の各ＤＳＣにおいて、いずれも、２００〜３２０℃の温度範囲内に発熱ピークが１つだけ存在し、かつ、この１つだけの発熱ピークが２００〜２７０℃の温度範囲内に存在し、かつ、この１つだけの発熱ピークの高さが、いずれも１０μＷ／ｍｇ以上であり、１０箇所全てが、前記全てのＤＳＣ条件を満たすものを、発明範囲内とした。
一方、前記試験片の１０箇所の各ＤＳＣにおいて、他の条件を満足しても、１箇所でも、２００〜３２０℃の温度範囲内に発熱ピークが２つ以上存在するものは発明範囲外とした。
また、前記試験片の１０箇所の各ＤＳＣにおいて、いずれも、２００〜３２０℃の温度範囲内に発熱ピークが１つだけ存在するが、１箇所でも、１つだけの発熱ピークが２００〜２７０℃の温度範囲から外れるものも発明範囲外とした。
更に、他の条件を満足しても、この１つだけの発熱ピーク高さが、１箇所でも１０μＷ／ｍｇ未満であるものも発明範囲外とした。
【００８１】
これらの前記測定箇所におけるＤＳＣの示差熱分析においては、試験装置：セイコ−インスツルメンツ製ＤＳＣ２２０Ｇ、標準物質：アルミ、試料容器：アルミ、昇温条件：１５℃／ｍｉｎ、雰囲気：アルゴン（５０ｍｌ／ｍｉｎ）、試料重量：２４．５〜２６．５ｍｇの同一条件で各々行った。そして、得られた示差熱分析のプロファイル（μＷ）を試料重量で割って規格化した（μＷ／ｍｇ）後に、前記示差熱分析プロファイルでの０〜１００℃の区間において、示差熱分析のプロファイルが水平になる領域を０の基準レベルとした。そして、この基準レベルから、発熱ピークであることを判断し、発熱ピーク高さを測定した。
【００８２】
(引張試験)
室温引張り試験は、前記Ｔ４材（素材板）の前記ＪＩＳ５号試験片を前記人工時効熱処理した前記Ｔ６材（構造部材を模擬）のＪＩＳ５号試験片を、ひずみの付与無しで引張り試験し、０．２％耐力（ＭＰａ）を各々測定した。
試験方法は、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。このときの試験片の引張方向は圧延方向と直角の方向とした。
そして、構造部材用として、０．２％耐力が１８０ＭＰa以上を合格とした。
曲げ試験用サンプルは、前記Ｔ４材（素材板）から圧延直角方向に長さ２００ｍｍ、幅１００ｍｍの短冊を切り出し、長手方向に所定の予ひずみを加えた。その後、その短冊の中心部から長さ６０ｍｍ、幅６０ｍｍの正方形状の試験片を切り出し、所定の人工時効処理を施してＴ６材とし、曲げ試験に供した。
【００８３】
(衝撃吸収性)
圧壊特性としての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２に斜視図で示す。
先ず、前記Ｔ６材の試験片を、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２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、互いに平行になるように、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、曲げ変形した試験片中央部を前記狭いロールギャップ内に押し込む。
【００８４】
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。
【００８５】
このＶＤＡ曲げ試験の試験条件として、図２に記載した記号を用いて示すと、前記試験片は幅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２に示すように、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ＶＤＡ曲げ試験は、各例とも試験片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。これらの結果を表２に示す。
【００８６】
表２から明らかなように、表１の本発明組成範囲内の合金番号を用いた、各発明例は、前記した好ましい予ひずみ付与や人工時効処理が施されている。このため、各発明例は、人工時効処理前の組織が本発明のＤＳＣの規定を満足している。
この結果、各発明例は、人工時効処理後の特性として、０．２％耐力が１８０ＭＰa以上で、構造部材として必要な強度を有しており、強度と圧壊特性のバランスにも優れている。
【００８７】
図３に、この表２の発明例と比較例の強度（０.２％耐力）と圧壊特性（ＶＤＡ曲げ角度）との値を、横軸に強度、縦軸に圧壊特性をとって、再整理して示す。
この図３の通り、菱形印のプロットにて示す発明例も、高強度になるほど圧壊特性は低下している。しかし、高強度の領域においても圧壊特性のレベルを高く維持できており、低高度から高強度の領域までの全般に亘って、四角印のプロットの比較例よりも高い圧壊特性を示し、強度と圧壊特性のバランスに優れていることが分かる。
【００８８】
これに対して、各比較例は、合金組成が本発明範囲から外れるか、合金組成は本発明範囲内であるものの、前記した予ひずみ付与条件が好ましい範囲から外れる。
比較例１１、１８は予ひずみを付与していない。
比較例１２、１４、１６は調質後予ひずみ加えるまでの経過時間が６時間よりも短すぎる。
比較例１３、１５、１７は付与した予ひずみ量が５％未満で、小さすぎる。
比較例１９は、表１の合金番号１１を用いており、Ｍｇ量が少なすぎる。
比較例２０は、表１の合金番号１２を用いており、Ｓｉ量が少なすぎる。
このため、これら各比較例は、人工時効処理前の組織が本発明のＤＳＣの規定を満足していない。
この結果、各比較例は、前記図３の通り、低強度側は勿論、高強度の領域でも、発明例よりも圧壊特性が低く、低高度から高強度の領域までの全般に亘る強度と圧壊特性のバランスが劣っている。
【００８９】
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圧壊特性、高強度を兼備するための、本発明の各要件の臨界的な意義が裏付けられる。
【００９０】
【表１】
2017179469.tif 000003
【００９１】
【表２】
2017179469.tif 000004
【産業上の利用可能性】
【００９２】
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、構造部材への成形性を低下させずに、自動車の衝突時における強度と圧壊特性のバランスを向上させた、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】
2017179469.tif 000005
【図２】
2017179469.tif 000006
【図３】
2017179469.tif 000007