(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
ｍａｓｓ％で、Ｍｇ：０．２〜１．１％、Ｓｉ：０．６〜１．７％、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｂ：０．０５％以下を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、熱分析曲線がＭｇ−Ｓｉクラスター溶解に相当する吸熱ピークを有する成形性および耐食性に優れたアルミニウムの製造方法であって、前記成分組成からなるアルミニウム合金板を、冷間圧延後、４５０〜５８０℃の温度で溶体化処理を施した後に１０℃／ｓ以上の冷却速度で室温まで冷却し、室温で２日以上放置し、その後さらに５０〜１２０℃の温度で１〜５０時間の熱処理を行うことを特徴とする成形性および耐食性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。
【請求項２】
ｍａｓｓ％で、Ｍｎ：０．４％以下、Ｆｅ：０．３％以下、Ｚｎ：１．０％以下のうち一種以上を、さらに含有することを特徴とする請求項１に記載の成形性および耐食性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、成形性および耐食性に優れる、自動車ボディシ−ト等に好適なアルミニウム合金板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車の燃費向上を目的とした車体軽量化の要望が高まっており、軽量化手段の一つとして自動車ボディシ−ト等へのアルミニウム合金板の使用が行われている。自動車のボディシート用材料としては、プレス成形性に優れるだけではなく、塗装焼付後の強度や、耐食性等に優れることが要求される。
現在使用されている自動車ボディシ−ト用アルミニウム合金としては、非熱処理型のＡｌ−Ｍｇ系合金と、熱処理型のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系とが用いられている。
【０００３】
Ａｌ−Ｍｇ系合金は、Ｍｇ含有量の増加とともに延性が向上することから、成形性に優れたアルミニウム合金として、我が国では自動車ボデイパネルに多用されている。しかしながら、Ａｌ−Ｍｇ系合金では、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金より成形性は優れているものの、プレス成形の際にストレッチャー−ストレイン模様が現れて表面品位を損なう場合があることや、塗装焼付時に軟化してしまい、耐デント性に劣るという問題点がある。
【０００４】
一方、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金で本質的にストレッチャー−ストレイン模様はほとんど出現のしないことや、塗装焼付工程の熱処理を活用して降伏強度の上昇も図り得るという長所を有するが、Ａｌ−Ｍｇ系合金に比べて成形性に劣るという問題点があり、自動車ボディパネル用としては、その適用に限界があった。
このように自動車ボデイパネル用アルミニウム合金としては、プレス成形性に優れるとともに、プレス後の表面品位にも優れ、塗装焼付によって十分な強度がえられることが求められている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
このような要求特性に対して、例えば特開平１−２８７２４４号公報では、時効硬化性を有するＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を芯材として、良好な成形性を有し、かつストレッチャー−ストレイン模様も問題のない純Ａｌを皮材としたアルミニウム合金合わせ板が提案されており、プレス成形性と塗装焼付硬化性が両立されている。しかしながら、合わせ板では、製造コストが高くなるとともに、端面において異種金属接触腐食を起こす懸念がある。
本発明は、単板でプレス成形性に優れるとともに、塗装焼付によって十分な強度が得られ、かつ耐食性にも優れる自動車用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したものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記の目的を達成するために、先ずアルミニウム合金板の成形性に及ぼす材料因子について種々検討した結果、溶質原子が溶体化後室温近傍の温度で形成されるＭｇ−Ｓｉクラスターとして存在すると、（ＴＳ−ＹＳ）値が高くなり、成形性に優れることを見出した。
しかし、このＭｇ−Ｓｉクラスターは、塗装焼付時のＧ．Ｐ．ゾーンの析出を阻害し、塗装焼付け処理時には大きな強度上昇は期待できないが、合金成分および製造方法を特定することによって、塗装焼付により軟化してしまうＡｌ−Ｍｇ系合金以上の十分な強度が得られることもわかった。
そしてこのＭｇ−Ｓｉクラスターは通常の熱分析法の一つである示差走査熱分析法によって、その形成の有無を知ることができることがわかった。
【０００７】
本発明は上記の知見に基づいて得られたもので、その要旨とするところは、
（１）ｍａｓｓ％で、Ｍｇ：０．２〜１．１％、Ｓｉ：０．６〜１．７％、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｂ：０．０５％以下を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、熱分析曲線がＭｇ−Ｓｉクラスター溶解に相当する吸熱ピークを有する成形性および耐食性に優れたアルミニウム合金板の製造方法であって、前記成分組成からなるアルミニウム合金板を、冷間圧延後、４５０〜５８０℃の温度で溶体化処理を施した後に１０℃／ｓ以上の冷却速度で室温まで冷却し、室温で２日以上放置し、その後さらに５０〜１２０℃の温度で１〜５０時間の熱処理を行うことを特徴とする成形性および耐食性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。
【０００８】
（２）ｍａｓｓ％で、Ｍｎ：０．４％以下、Ｆｅ：０．３％以下、Ｚｎ：１．０％以下のうち一種以上を、さらに含有することを特徴とする前記（１）に記載の成形性および耐食性に優れたアルミニウム合金板の製造方法である。
【０００９】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明者らは、上記の目的を達成するために、先ずアルミニウム合金板の成形性に及ぼす材料因子について種々検討した結果、合金板の（ＴＳ−ＹＳ）値（ＴＳ：引張強さ、ＹＳ：耐力）を高めると、プレス成形性が向上することを見出した。次に、ストレッチャー−ストレイン模様の発生もなく、また時効硬化性を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金において、プレス成形性に及ぼす溶質原子の存在状態、合金成分および製造条件の影響について鋭意検討した。
【００１０】
さらに本検討の際には、良好な耐食性を付与するために強度および成形性に有効とされるＣｕは添加しないことを前提としている。
種々検討の結果、溶質原子が溶体化後室温近傍の温度で形成されるＭｇ−Ｓｉクラスターとして存在すると、（ＴＳ−ＹＳ）値が高くなり、成形性に優れることを見出した。
また、一般的な塗装焼付け条件である１８０℃程度で３０分間足らずの熱処理では、このＭｇ−Ｓｉクラスターは安定に存在するために、溶質原子の過飽和固溶量を減少させ、Ｇ．Ｐ．ゾーンの析出を阻害してしまう。その結果、塗装焼付け処理時には大きな強度上昇は期待できないが、合金成分および製造方法を特定することによって、塗装焼付により軟化してしまうＡｌ−Ｍｇ系合金以上の十分な強度が得られることもわかった。
【００１１】
なお、このＭｇ−Ｓｉクラスターは通常の熱分析法のである示差熱分析法（ＤＴＡ）や示差走査熱分析法（ＤＳＣ）によって、その形成の有無を知ることができる。発明者らは理学電機株式会社製示差走査熱量計ＤＳＣ−８２３０Ｄを用いてＭｇ−Ｓｉクラスター形成を評価した。本機器を用いて、昇温速度２０℃／分で測定した場合の典型的な測定結果を図１に示す。Ｍｇ−Ｓｉクラスターが存在していれば、５〜３０℃／分の昇温速度で測定した際、図１のような示差走査熱分析曲線において１５０〜２５０℃の温度範囲にてＭｇ−Ｓｉクラスターの溶解に相当するピークＬが認められる。熱の出入りのない温度域を基準にベースラインをひき、Ｌのピーク面積（熱量に相当）が概ね０．３ｃａｌ／ｇ以上あればピークが存在するとした。
【００１２】
このように、示差走査熱分析法による測定結果において、Ｍｇ−Ｓｉクラスター溶解に相当する吸熱ピークの認められるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は、成形性に優れ、さらに合金成分等を特定することで塗装焼付によりＡｌ−Ｍｇ系合金以上の強度を得ることが可能であることがわかった。
また、示差走査熱分析法による測定結果においてＭｇ−Ｓｉクラスター溶解に相当する吸熱ピークの認められるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の好適な成分系は以下の通りである。  主要な合金成分としてはＭｇとＳｉの成分関係をバランス組成よりもＳｉ過剰とし、時効性に優れた成分系とする方が、溶体化処理後に成形性向上に有効なＭｇ−Ｓｉクラスターを形成させる点で好ましい。
【００１３】
本発明における好適な成分組成範囲の限定理由について説明する。
ＭｇとＳｉ：ＭｇとＳｉは本発明の必須の基本成分であり、微細なＭｇ−Ｓｉクラスターを形成して、高い成形性ならびに十分な塗装焼付硬化性を得るために含有させる。また成分範囲としては、バランス組成に対してＳｉ過剰側である、Ｍｇ：０．２〜１．１ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．６〜１．７ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。Ｓｉが０．６ｍａｓｓ％未満でもまた成形性および塗装焼付硬化性が得られなくなってしまう。一方、Ｍｇが過剰になり１．０ｍａｓｓ％を越えて含有されるとバランス組成に近づき、成形性および塗装焼付け効果性が低下する。またＭｇが０．２ｍａｓｓ％未満では、上記の特性が得にくくなる。
【００１４】
本発明においては、さらに必要に応じて、Ｔｉ、Ｂ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｚｎのうち１種類以上を含有させてもよい。
ＴｉとＢ：ＴｉとＢは微量添加により鋳塊の結晶粒を微細化してプレス成形性等を改善する効果を有するので、Ｔｉの含有量は０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｂの含有量は０．０５ｍａｓｓ％以下の範囲に規定するのが好ましい。それぞれの含有量がＴｉ  ０．１５ｍａｓｓ％、Ｂ  ０．０５ｍａｓｓ％を超えると粗大な晶出物を形成し、成形性が劣化するので、それぞれ０．１５ｍａｓｓ％、０．０５ｍａｓｓ％を上限とするのが好ましい。
【００１５】
Ｍｎ：Ｍｎは強度を向上させるために、０．４ｍａｓｓ％以下で含有させるとよい。その含有量が０．４ｍａｓｓ％を超えると粗大晶出物が生成し、成形性を低下させるので０．４ｍａｓｓ％を上限とするのが良い。
Ｆｅ：Ｆｅは強度向上効果は小さく、その含有量が０．３ｍａｓｓ％を超えると粗大晶出物が生成し、成形性を低下させるので０．３ｍａｓｓ％を上限とするのが好ましい。
【００１６】
Ｚｎ：Ｚｎは強度を向上させるため、１．０ｍａｓｓ％以下で含有させるとよい。その含有量が１．０ｍａｓｓ％を超えると成形性を低下させるので１．０ｍａｓｓ％を上限とするのが好ましい。
上記元素の他、通常のアルミニウム合金と同様、不可避的不純物が含有されるが、その量は本発明の効果を損なわない範囲であれば許容される。
【００１７】
また、製造方法としては、溶体化処理後室温まで急冷してＭｇおよびＳｉ溶質を過飽和に固溶させ、室温時効によりＭｇ−Ｓｉクラスターを形成させる方法を基本とする。そして室温時効だけではＭｇおよびＳｉ溶質の拡散が遅く短時間では十分な強度特性が得られない場合には、室温時効後に５０〜１２０℃の温度範囲で引き続き熱処理を行うことが有効である。
【００１８】
さらに、Ｍｇ−Ｓｉクラスター形成温度域が約７０℃以下であることから、溶体化後に室温以上７０℃以下のＭｇ−Ｓｉクラスター温度範囲に急冷し、その温度範囲にて時効する方法も有効である。まず、本発明はＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板において、優れたプレス成形性を有するために、示差走査熱分析曲線にＭｇ−Ｓｉクラスターの溶解に相当するピークが認められるものとする。このピークの存在が、Ｍｇ−Ｓｉクラスターの存在を立証し、優れたプレス成形性が確保されるものである。
【００１９】
次に本発明のアルミニウム合金板の好適な製造方法について詳しく説明する。
本発明のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金は、常法に従って鋳造、熱間および冷間圧延を施すが、Ｍｇ−Ｓｉクラスターを形成させて優れた成形性を得るためには、冷間圧延後、４５０〜５８０℃の範囲内の温度で溶体化処理を施して１０℃／ｓ以上の冷却速度で室温まで冷却することが有効である。上記工程の溶体化処理条件としては、４５０℃以下の温度では成形性向上ならびに塗装焼付硬化性確保（時効硬化）に寄与するＭｇ、Ｓｉ原子がＡｌ母相中に十分に固溶せずに、第２相として析出してしまうために、成形性向上ならびに塗装焼付硬化性の確保が得られず、またヘム曲げ性を低下させてしまう。
【００２０】
一方、溶体化温度が５８０℃を越えると、部分溶解が生じてしまう。そのために溶体化処理温度は４５０〜５８０℃の範囲内とした。また、上記の溶体化温度での保持については、溶質原子の固溶が十分に行われるのならば、保持なし（溶体化処理温度到達後、すぐに冷却）でも、ある程度の保持時間をとっともよい。  溶体化処理後の冷却速度を１０℃／ｓ未満にすると、冷却中に第２相が析出し、ヘム曲げ性が低下するとともに、Ｍｇ、Ｓｉ過飽和固溶量が減少してしまい、成形性向上に有効なＭｇ−Ｓｉクラスター形成量が少なくなるとともに、塗装焼付硬化能も低下してしまう。そのため、溶体化処理温度から室温までの冷却速度は１０℃／ｓ以上とした。
【００２１】
第二に、冷間圧延後、４５０〜５８０℃の範囲内の温度で溶体化処理を施して１０℃／ｓ以上の冷却速度で室温まで冷却した後、室温で１日以上放置し、その後５０〜１２０℃の温度範囲で１〜５０時間の熱処理を施すことが、優れた成形性を得るために有効である。上記工程の溶体化処理温度および冷却速度条件の設定理由は前述した理由と同じである。溶体化後室温での放置時間が１日未満であると、成形性向上に寄与するＭｇ−Ｓｉクラスターの形成量が少なくなってしまう。なお、溶体化後室温での放置時間の下限は、本発明の実施例の表３のＮｏ．（４）、（６）及び（７）の２日に基づいて２日以上とした。
【００２２】
また、１日以上の室温時効だけではＭｇおよびＳｉ溶質の拡散が遅く、短期間では十分な強度特性が得られず、工業的な生産性の観点で問題が生じる場合がる。その場合には、室温時効後に５０〜１２０℃の温度範囲で引き続き熱処理を行うことが有効である。本熱処理の範囲の規定理由としては、５０℃未満、１時間未満の処理では、十分な強度上昇が得られず、１２０℃超、５０時間超では逆に強度上昇が大きくなりすぎてしまうためである。
【００２３】
第三に、冷間圧延後、４５０〜５８０℃の範囲内の温度で溶体化処理を施して１０℃／ｓ以上の冷却速度で室温以上７０℃以下の温度まで冷却し、室温以上７０℃以下の温度で１〜１００時間の熱処理を行うことが、優れた成形性を得るために有効でる。
溶体化処理後に冷却する温度範囲の規定理由としては、７０℃を越えるとＭｇ−ＳｉクラスターではなくＧＰゾーンが形成されてしまい、室温以下ではＭｇ−Ｓｉクラスターは形成されるものの、ＭｇおよびＳｉの拡散が遅くＭｇ−Ｓｉクラスターの形成に長時間を要してしまうためである。ここでの室温とは、概ね２５℃である。
【００２４】
さらに、熱処理時間の規定理由としては、１時間未満ではＭｇ−Ｓｉクラスター形成量が不十分であり、１００時間以上では強度上昇が大きくなりすぎてしまうためである。
このようにして得られたアルミニウム合金板は、成形加工性に優れ、かつ塗装焼付後にも５０００系合金と同等以上の十分な強度が得られる。したがってこのようなアルミニウム合金板は自動車のボディシ−ト用として好適である。
【００２５】
【実施例】
以下、本発明を実施例で説明する。
（参考例１）
表１に示すような成分組成を有する合金を、通常の方法で溶解・鋳造、圧延して板厚１ｍｍの板にした。そして上記圧延板に対して５５０℃で１０秒保持の溶体化処理を施した後室温まで２０℃／ｓの平均冷却速度で空冷して、アルミニウム合金板を製造した。製造後、１０日間室温に放置した後に、理学電機（株）製示差走査熱量計ＤＳＣ−８２３０Ｄを用いてＭｇ−Ｓｉクラスター溶解ピークの有無を調べるとともに、引張特性、成形性（深絞り試験、球頭張出試験）を調査した。さらに塗装焼付硬化性を評価するために、プレスにより受ける加工に相当する２％の予ひずみを与えた後に塗装焼付処理に相当する１７０℃で２０分の熱処理を行い、耐力を調査した。それらの調査結果を表２に示す。
【００２６】
【表１】
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【００２７】
【表２】
0004237326.tif 000003
【００２８】
本発明は良好な成形性と、５０００系合金と同等以上のほぼ十分な塗装焼付硬化性を有するアルミニウム合金板の提供を目的としていることから、合金板の成形性能として、限界絞り比：２．００以上、エリクセン値：１０．２以上、塗装焼付硬化性としては塗装焼付け後の耐力：１４０ＭＰａ以上を目標とした。
【００２９】
（実施例）
表１の発明合金５の１ｍｍ厚の圧延板に対して、５５０℃で１０秒保持の溶体化処理を施した後に冷却速度を制御して室温まで空冷した。空冷後、室温放置の後に、引き続き熱処理を行った。溶体化後の平均冷却速度、空冷から熱処理までの放置時間、室温放置後の熱処理条件を表３に示す。
このようにして製造したアルミニウム合金板に対して、参考例１で行ったものと同様な調査を実施した。その調査結果を表４に示す。製造条件（１）は冷却速度が小さすぎて十分な過飽和固溶体が得られなかったため、製造条件（３）は溶体化後の室温での放置が不十分であったのに、Ｍｇ−Ｓｉクラスターの形成が認められず、良好な成形性が得られなかったものである。また製造条件（５）は熱処理が不十分であったために初期強度が低く、塗装焼付後の耐力が不足してしまい、製造条件（８）は熱処理による強度上昇が大きすぎて、成形性が劣化してしまった。このように、本発明内の製造条件で処理を行ったものは上述の比較例の製造条件に対して、成形性に優れるとともに、十分な塗装焼付硬化量も備わっていることがわかる。
【００３０】
【表３】
0004237326.tif 000004
【００３１】
【表４】
0004237326.tif 000005
【００３２】
（参考例２）
表１の発明合金５の１ｍｍ厚の圧延板に対して、５５０℃で１０秒保持の溶体化処理を施した後に２０℃／ｓの平均冷却速度である温度まで空冷した。空冷後、引き続き熱処理を行った。溶体化後の空冷温度および引き続き行う熱処理の条件を表５に示す。このようにして製造したアルミニウム合金板に対して、参考例１で行ったものと同様な調査を実施した。その調査結果を表６に示す。
【００３３】
【表５】
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【００３４】
【表６】
0004237326.tif 000007
【００３５】
【発明の効果】
本発明によれば、成形性に優れるとともに、十分な塗装焼付硬化性を有しており、成形性および焼付後の耐デント性が必要とされる自動車ボディ用などに好適なアルミニウム合金板が提供できるので、自動車重量の軽量化に大いに寄与できる。したがって、本発明の産業上の価値は極めて高いといえる。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の示差走査熱分析曲線の一例を示した図である。
【符号の説明】
Ｋ  クラスターの析出に相当するピーク
Ｌ  クラスターの溶解に相当するピーク
Ｐ  ＧＰゾーンの析出に相当するピーク
Ｔ  ＧＰゾーンの溶解に相当するピーク
Ｑ  中間相の析出に相当するピーク
【図１】
0004237326.tif 000008