(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Al溶解材から不可避的に混入されるCuおよびFeを、Cu:0.10%以上、Fe:0.10%以上含み、熱間圧延後に連続熱処理炉にて400 〜520 ℃ (但し520 ℃を含まず) の焼鈍温度で焼鈍され、引き続く冷間圧延後に連続熱処理炉にて溶体化および焼入れ処理されて成形加工されるAl-Mg-Si系アルミニウム合金板であって、Si:0.8〜1.5% (質量% 、以下同じ) 、Mg:0.3〜0.8%を含み、Si/Mg を1.0 以上とするとともに、Cu:0.30%以下、Fe:0.5% 以下とし、残部Alおよび不可避的不純物からなり、かつ限界張出高さ(LDH0)が30以上であり、成形加工後の170 ℃×20分の人工時効処理後の耐力 (σ0.2)が200N/mm2以上であることを特徴とする耐食性に優れた輸送機用アルミニウム合金板。
【請求項２】
前記SiおよびMgの含有量を、Si:0.9〜1.1%、Mg:0.5〜0.7%とする請求項１に記載の耐食性に優れた輸送機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、Ti:0.001〜0.1%、B:1 〜300ppmの一種または二種を含む請求項１または２に記載の耐食性に優れた輸送機用アルミニウム合金板。
【請求項４】
前記Al溶解材がアルミニウム合金スクラップである請求項１乃至３のいずれか１項に記載の耐食性に優れた輸送機用アルミニウム合金板。
【請求項５】
前記Al溶解材がアルミニウム地金である請求項１乃至４のいずれか１項に記載の耐食性に優れた輸送機用アルミニウム合金板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、不可避的に混入するCuやFe等の不純物量が高くても、耐食性およびプレス成形性や曲げ加工性などの成形加工性に優れた輸送機用Al-Mg-Si系アルミニウム合金板（以下、アルミニウムを単にAlと言う）に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車、船舶あるいは車両などの輸送機の外板や構造材あるいは部品用、また家電製品の構造材あるいは部品用、更には屋根材などの建築、構造物の部材用として、成形加工性 (以下、単に成形性と言う) に優れたAA乃至JIS5000 系や成形性や焼付硬化性に優れたAA乃至JIS 6000系 (以下、単に5000系乃至6000系と言う) のAl合金が使用されている。この中でも、特に、自動車のドアやフェンダーあるいはボンネットなどのパネル材或いはホイール等の自動車材についても、前記材料特性やリサイクル性の点から、6000系のAl合金の使用が検討されている。
【０００３】
この6000系Al合金は、基本的にSi:0.2〜1.6% (質量% 、以下同じ) 、Mg:0.2〜1.6%を含有するAl-Mg-Si系アルミニウム合金である。そして、この6000系Al合金は、プレス成形や曲げ加工時には低耐力により成形性を確保するとともに、成形後の焼付塗装時の加熱を利用して時効硬化して耐力が向上し、必要な強度を確保できる。また、スクラップをAl合金溶解材 (溶解原料) として再利用する際に、比較的合金量が少なく、元の6000系Al合金鋳塊を得やすく、リサイクル性に優れている。したがって、従来から輸送機用として使用されてきたMg量などの合金量が多い5000系のAl合金に比して有利である。
【０００４】
一方、特に自動車などの輸送機用のAlパネル材の分野では、Al合金板を輸送機用の部材形状にするため、ドアなどの部材では、深絞りや張出し等のプレス成形後にヘム加工等の曲げ成形が行われる等、厳しい成形が複合して施されている。しかも、製品乃至部材形状の複雑化に伴い、深絞りや張出しの高さが大きくなる、或いはヘム加工の際の曲げ半径が小さくなる等、これらの成形条件は益々厳しいものとなっている。
【０００５】
したがって、前記輸送機用のパネル材等に6000系Al合金板が用いられるためには、この厳しい成形条件に応え、より高い成形性を有する必要がある。例えば、成形性の中でも、深絞りや張出の成形性の指標として、限界張出高さ(LDH) や限界絞り高さ(LDR) があり、近年、前記輸送機パネル材の深絞り成形において要求される前記限界張出高さは、LDH0で30以上の高成形性が要求されている。
【０００６】
また、自動車のアウターパネルなどでは、深絞りや張出などの成形後に、更に、前記ヘム加工、即ち、曲げ中心半径(R) と板厚(t) との比(R/t) が3.0 以下の、加工条件の厳しいロープヘム加工やフラットヘム加工と呼ばれる180 °曲げ加工が行われる。このため、このような部材用のAl合金板には、前記深絞りや張出の成形性に加えて、優れたヘム (曲げ) 加工性を有することが要求される。
【０００７】
更に、輸送機の部材としては、耐デント性や剛性を確保する点から、前記成形性に加えて、高い強度も要求される。
【０００８】
また、前記アウターパネル等、輸送機のパネル材は外使いされることも多く、塗装後の耐食性として代表的な耐糸さび性に対する要求も厳しい。したがって、以上のことから明らかな通り、この種、輸送機用のAl合金板には、高成形性、高強度 (高時効硬化性) 、高耐食性を兼備することが要求される。
【０００９】
このため、輸送機用の6000系Al合金板を製造する際には、これらの要求諸特性を満足させるために、厳密な作り込みが行われている。例えば、Al合金の溶解材としても、前記成形性や時効硬化性や耐食性などの諸特性を阻害する不純物元素、特に、CuやFe等の不純物元素を低く抑制するために、通常は、Al地金の中でも、Cu:0.01%以下、Fe:0.05%以下であり、これら不純物元素の含有量が特に低い、Alの純度が99.7% 以上の高純度なAl新地金のみが使用されている。
【００１０】
したがって、現状では、これら輸送機用の6000系Al合金板では、前記した6000系Al合金板のリサイクル特性を活用できていない。この点、将来に渡り、輸送機などにAl合金の使用量が増した場合には、輸送機用の6000系Al合金板の溶解材にも、6000系Al合金などのスクラップ材を、前記Alの純度が99.7% 以上の高純度なAl新地金に代えて、あるいはこの高純度のAl地金とともに、使用する必要性が生じている。また、現在においても、Cu:0.01%以上、Fe:0.05%以上を含む安価なスクラップ材および／または低純度のAl地金を溶解材として使用することが可能となれば、前記高純度のAl地金が不足していても、これら入手しやすい或いは安価な溶解材を使用して輸送機用の6000系Al合金板を製造することが可能となるという利点も生じる。
【００１１】
しかし、Cu:0.01%以上、Fe:0.05%以上を含むスクラップ材および／またはAlの純度が低いAl地金 (以下、低純度Al地金と言う) を溶解材として使用して成形用の6000系Al合金板を製造する際には、前記した通り、成形性や時効硬化性や耐食性を阻害する、CuやFe等の不純物元素の混入が不可避となる。このため、これら不純物元素がある程度混入しても、輸送機用の6000系Al合金板の成形性や時効硬化性や耐食性を低下させない技術が、どうしても必要となる。
【００１２】
これら輸送機用乃至成形用の6000系Al合金板の、成形性や時効硬化性や耐食性などの諸特性を、成分組成、組織、製造方法などで、冶金的に向上させる技術は、従来から種々提案されている。この内、  代表的な技術は、6000系Al合金板の化学成分組成を制御することである。例えば、特開平1-111851号、特開昭64-65243号、特開平5-291834号、特開平7-228939号公報等に開示されている通り、6000系Al合金板の基本組成としてのSi (過剰Si量) やMg量、あるいはMg2Si 等の晶出物の量や形態を制御することが開示されている。また、Cuなどを添加して成形性を向上させることも、特開平6-2064号、特開平6-136478号、特開平8-109428号、特開平9-209068号、特開平9-202933号公報等で多数提案されている。
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】
しかして、安価なスクラップ材および／または低純度Al地金を使用して輸送機用の6000系Al合金板を製造する際に、不可避的に混入するCuやFe等の不純物元素がある程度まで含有されたとしても、前記成形性や時効硬化性や耐食性などの諸特性を低下させないようにするための有効な提案は、今までに無い。
【００１４】
勿論、これら不純物元素の影響を防止するためには、Al合金中のCuやFe等の不純物元素を低減すれば良い。これまでの、前記種々提案されている成形用の6000系Al合金板の、成形性や時効硬化性や耐食性などの特性を、成分組成、組織、製造方法などで、冶金的に向上させる技術も、基本的にはこの考え方に基づいている。
【００１５】
したがって、これら従来技術の中でも、Al合金成分組成として、CuやFe等の不純物元素を規制することをうたった従来技術では、6000系Al合金板を製造する際には、明記しておらずとも、Al合金の溶解材として、これら不純物元素の含有量が特に低く、Alの純度が99.7% 以上の高純度のAl地金( 以下、単に高純度のAl地金と言う) の使用や、スクラップ材を使用する場合でも、後述する通り、同時に多量の高純度のAl地金を使用して、これら不純物元素を希釈することを前提としている。
【００１６】
これは、Al合金の鋳造工程において、一旦溶解材からAl合金溶湯中に混入したCuやFe等の不純物元素を低減するようなAl合金溶湯の精錬方法は、現在のところ無いことに基づく。因みに、現在のAl合金溶湯の精錬技術で除去可能なものは、Al合金溶湯中のガス成分や非金属介在物のみである。このため、現状で、Al合金溶湯中に混入したCuやFe等の不純物元素を低減したい場合、Al合金溶湯に、CuやFe等の不純物元素含有量が低い前記高純度のAl地金を添加して、Al合金溶湯中のCuやFe等の不純物元素を希釈するしかない。そして、この希釈法では、前記高純度のAl地金を主たる溶解材として、多量に使用する必要があり、安価なスクラップ材および／または低純度Al地金を主たる溶解材として使用して、成形用の6000系Al合金板を製造する主旨には反してしまう。
【００１７】
なお、スクラップを溶解材とし、必然的に混入する不純物元素の晶出物を、Na、Sr、Sb、Ca、Te、Ba、Li、K 、Bi、P 、As、Se等の一種以上を0.005 〜0.3%添加することによって、微細かつ球状化して無害化し、成形性や耐食性を改善するする技術が特開平11-71623号公報に開示されている。これは、新たな合金元素の添加によって、晶出物等の形態や大きさを制御して、無害化する方法の一種である。しかし、前記新たな合金元素の添加は、熱間圧延時の脆性割れ等、材料の脆化を促進し、また耐食性なども低下するため、輸送機用材料としての信頼性に欠ける問題があり、製造自体も困難となる、コストが高くなる等のあらたな問題を生じてしまう。
【００１８】
更に、成形用の6000系Al合金板の場合、成形時の低耐力と時効硬化時の高耐力化のために、特にSi量を高くした場合に、粒界へのSi析出などによる成形性の低下を防止することが重要となる。このためには、圧延後の最終の溶体化処理および焼入れ処理に際し、短時間で板を加熱および急速に冷却することが必要となる。このため、生産効率の点からも、溶体化処理および焼入れ処理を、バッチ式ではなく、圧延コイルから板を巻き戻し、連続的に通板して熱処理することのできる連続熱処理炉にて行うことが必要となる。
【００１９】
このような連続熱処理炉において、短時間に板を加熱および急速に冷却する場合、前記CuやFe等の不純物元素の影響の程度は、長時間板を加熱するバッチ式の溶体化処理および焼入れ処理による場合よりも大きく、且つ敏感となる。したがって、このような連続熱処理炉にて溶体化処理および焼入れ処理を行う際に、CuやFe等の不純物元素を含有する場合、これら不純物元素の影響を無くして、成形用Al-Mg-Si系Al合金板の諸特性の低下を防ぐのはかなり難しくなる。そして、今までのところ、この技術的課題に対しての提案も、前記不純物元素を低減する技術以外に、今までのところ無い。
【００２０】
本発明はこの様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、Al合金スクラップおよび／または低純度Al地金を主たる溶解例として用い、CuやFe等の不純物元素をある程度含んでいても、成形性や時効硬化性や耐食性などの諸特性が低下しないようにした輸送機用Al-Mg-Si系Al合金板を提供しようとするものである。
【００２１】
【課題を解決するための手段】
この目的を達成するために、本発明輸送機用Al合金板の要旨は、Al溶解材から不可避的に混入されるCuおよびFeを、Cu:0.10%以上、Fe:0.10%以上含み、熱間圧延後に連続熱処理炉にて400 〜520 ℃ (但し520 ℃を含まず) の焼鈍温度で焼鈍され、引き続く冷間圧延後に連続熱処理炉にて溶体化および焼入れ処理されて成形加工されるAl-Mg-Si系アルミニウム合金板であって、Si:0.8〜1.5% (質量% 、以下同じ) 、Mg:0.3〜0.8%を含み、Si/Mg を1.0 以上とするとともに、Cu:0.30%以下、Fe:0.5% 以下とし、残部Alおよび不可避的不純物からなり、かつ限界張出高さ(LDH0)が30以上であり、成形加工後の170 ℃×20分の人工時効処理後の耐力 (σ0.2)が200N/mm2以上であることとする。
【００２２】
本発明者らは、Al合金スクラップおよび／または低純度Al地金を溶解材として用い、連続熱処理炉にて溶体化および焼入れ処理された後に成形加工されるAl-Mg-Si系Al合金板について、特にSi/Mg を1.0 以上としたSi/Mg 比が高いAl-Mg-Si系Al合金板では、Si量とMg量とを特定の含有量範囲とすることによって、例えCuとFeとをある程度含有していても、これら不純物元素の諸特性に対する悪影響を低減できることを知見した。
【００２３】
即ち、Al-Mg-Si系Al合金板の組成を、Si量0.8 〜1.5%、好ましくは0.9 〜1.1%、Mg量0.3 〜0.8%、好ましくは0.5 〜0.7%と、いずれも、通常のAl-Mg-Si系Al合金板の範囲であるSi:0.2〜1.6%、Mg:0.2〜1.6%よりも、かなり狭い範囲内とすることによって、これらの組成範囲では、CuとFeとを含有していても、不純物元素の影響を低減できることを知見した。
【００２４】
【発明の実施の形態】
(Al溶解材)
前記した通り、本発明では、6000系Al合金板のリサイクル性を活用するために、あるいは安価なAl溶解材を使用して輸送機用の6000系Al合金板を製造可能とするために、Al溶解材として、溶解材合計のCu量およびFe量が、Cu:0.10%以上、Fe:0.10%以上であるAl合金スクラップおよび／または低純度Al地金等を用いる。
【００２５】
溶解材合計のCu量およびFe量が、Cu:0.10%以下およびFe:0.10%以下となるようなAl溶解材としては、前記Alの純度が99.7% 以上の高純度のAl地金しかなく、このような高純度のAl地金を主たる溶解材として用いた場合には、本発明自体の意義がなくなる。したがって、本発明におけるAl溶解材としては、溶解材合計のCu量およびFe量が、Cu:0.10%以上、Fe:0.10%以上であるAl合金スクラップおよび／または低純度Al地金等を、少なくともAl溶解材の50wt% 以上使用して、主たる溶解材とすることを主旨とする。
【００２６】
なお、本発明で溶解材として使用するAl合金スクラップは、本発明と同種の6000系合金スクラップ (輸送機廃材や他の用途の、例えばサッシュ等の建材等の廃材) や、6000系合金よりもSiやMg、Mnなどの合金元素量の少ない純Al系の合金スクラップが主として使用可能である。
【００２７】
但し、6000系合金よりもSiやMgなどの主要な合金元素量が多い、或いは本発明で不純物として規制すべきCuやFe、或いはZn、Mn等の合金元素量が多い2000系、3000系、5000系、7000系等のAl合金スクラップでも、主たる溶解材として使用することは難しい。ただ、前記6000系や純Al系Al合金スクラップや低純度Al地金との組み合わせで、本発明Al合金組成における、Cu:0.30%以下、Fe:0.50%以下或いはその他不純物元素を許容量以下とする範囲で、溶解材として使用することができる。また、本発明で言うAl合金スクラップとは、前記Al合金製品の廃材の他、Al合金板の製造 (圧延) 工場などで生じる、所謂回転屑なども含まれる。
【００２８】
次に、本発明Al合金における、化学成分組成について説明する。本発明のAl合金は、自動車、船舶などの輸送機の部材あるいは部品用としての諸特性を満足する必要がある。この内、特に自動車のパネル材としては、基本的に、成形性として限界絞り高さ(LDH0)が30以上であり、かつヘム加工( 曲げ加工) された際に割れが生じないことが必要である。また、成形加工後の塗装焼付け硬化処理において、170 ℃×20分の、比較的低温かつ短時間の人工時効処理によっても、耐力 (σ0.2)が200N/mm2以上の時効硬化性 (高強度) を有していることが必要である。更に、塗装後の耐糸さび性等の耐食性に優れていることが必要である。
【００２９】
以下、このための成分組成、即ち、各元素の含有量についての好ましい範囲と臨界的意義について説明する。
【００３０】
Mg:0.3〜0.8%、好ましくは0.5 〜0.7%。
Mgは、それ自体の固溶強化とSiと共同して強度を付与するために必須の元素である。Siとは、人工時効時 (塗装焼付け処理など) により、Siとともに化合物相 (時効析出物、β, - Mg2 Siなど) を形成して、使用時の高強度 (耐力) 乃至焼き付け硬化性を付与する。Mgの0.3%未満、より厳しくは0.5%未満の含有では、成形加工後の塗装焼付け硬化処理において、170 ℃×20分の、比較的低温かつ短時間の人工時効処理によっても、耐力 (σ0.2)が200N/mm2以上の時効硬化性 (高強度) を確保できない。また、引っ張り強さが低下して、成形時に割れを生じる可能性がある。
【００３１】
一方、0.8%を越えて、より厳しくは0.7%を越えて含有されると、含有されるCuとFeとによって、通常では(Cu とFe量が低い場合) 、Mg量が約1.6%を越える範囲で低下する、プレス成形性や曲げ加工性( ヘム加工性) 等の成形性が、著しく阻害される。これは、Al合金スクラップおよび／または低純度Al地金を溶解材として用い、連続熱処理炉にて溶体化および焼入れ処理された後に成形加工されるAl-Mg-Si系Al合金板について、特にSi/Mg を1.0 以上としたSi/Mg 比が高いAl-Mg-Si系Al合金板において、含有されるCuとFeとが、通常のCuとFe量が低い場合よりも、Mgの作用に影響を与えるからである。したがって、Mgの含有量は0.3 〜0.8%、好ましくは0.5 〜0.7%の範囲とする。
【００３２】
Si量0.8 〜1.5%、好ましくは0.9 〜1.1%。
SiもMgとともに、人工時効処理により、時効析出物 (β, - Mg2 Siなど) を形成して、成形加工後の塗装焼付け硬化処理において、170 ℃×20分の、比較的低温かつ短時間の人工時効処理によっても、耐力 (σ0.2)が200N/mm2以上の時効硬化性 (高強度) を確保付与するために必須の元素である。また、特にSi/Mg を1.0 以上とし、SiをMgに対し過剰に添加した場合には、β, - Mg2 Siとして造られずに、残ったSiが存在し、前記プレス成形性やヘム加工性を向上させる。また、この残SiがT4状態で固溶していると、固溶耐強化によって強度は上昇する。Si量が0.8%未満、より厳密には0.9 % 未満、およびSi/Mg が1.0 未満の含有では、これらの効果が期待できない。
【００３３】
一方、Siが1.5%を越えて、より望ましくは1.1 % を越えて含有されると、前記Mgと同様に、含有されるCuとFeとによって、通常では、Siの含有量が1.6%を越える範囲で低下する成形性がSi含有量が比較的少なくても低下する。したがって、Siの含有量は0.8 〜1.5%、好ましくは0.9 〜1.1%の範囲とする。
【００３４】
Ti:0.0001 〜0.1%。
Tiは鋳塊の結晶粒を微細化し、プレス成形性を向上させるために添加する元素である。しかし、Tiの0.001%未満の含有では、この効果が得られず、一方、Tiを0.1%を越えて含有すると、粗大な晶出物を形成し、成形性を低下させる。したがって、選択的に含有させる際のTiの含有量は0.0001〜0.1%の範囲とすることが好ましい。
【００３５】
B:1 〜300ppm。
B はTiと同様、鋳塊の結晶粒を微細化し、プレス成形性を向上させるために添加する元素である。しかし、B の1ppm未満の含有では、この効果が得られず、一方、300ppmを越えて含有されると、やはり粗大な晶出物を形成し、成形性を低下させる。したがって、選択的に含有させる際のB の含有量は1 〜300ppmの範囲とすることが好ましい。
【００３６】
Cu:0.1〜0.3%。
溶解材から混入して、不純物として含まれるCuは、通常では、塗装焼き付け加熱時にMg、Alと化合物相を形成して析出し、焼き付け硬化性を付与するとともに、T4などの溶体化および焼入れ処理等の調質時の固溶状態において、成形性を向上させる。しかし、特に、本発明の高Si6000系Al合金板の場合、前記した連続熱処理炉において、容体化処理時に短時間で板を加熱および急速に冷却する場合、Cuの含有量が0.3%を越えると、却って塗装後の耐蝕性の内、特に耐糸さび性を劣化させる。また、人工時効処理時 (塗装焼き付け加熱時) に生じるθ, -CuAl2析出物は、室温で成長するため、成形されるまでの経時変化により、強度が上昇し、伸びと成形性を低下させる。したがって、本発明では、溶解材からCuが必然的に含有されるとしても、そのCuの含有量 (許容量) を0.3%以下の範囲とする。一方、溶解材として、Alスクラップ材や低純度Al地金を主たる溶解材として使用した場合、Cuが0.1%以上、必然的に含有される。したがって、Cuの含有量は0.1 〜0.3%とする。
【００３７】
Fe:0.10 〜0.50% 。
溶解材から混入して、不純物として含まれるFeは、Al7Cu2Fe、Al12(Fe,Mn)3Cu2 、(Fe,Mn)Al6などの晶出物を生成する。これらの晶出物は、破壊靱性および疲労特性更には成形性を著しく劣化させる。特に、Feの含有量が0.50% を越えると顕著にこれらの特性が劣化するため、本発明では、溶解材からFeが必然的に含有されるとしても、そのFeの含有量 (許容量) を0.50% 以下とする。一方、溶解材として、Alスクラップ材や低純度Al地金を主たる溶解材として使用した場合、Feが0.10% 以上、必然的に含有される。したがって、Feの含有量は0.10〜0.50% とする。
【００３８】
この他、Mn、Cr、Zn、Ni、V 、Zrなどの他の合金元素は、本発明Al合金板においては、一つの特性を向上しえたとしても、他の特性を劣化させることにつながる。この結果、Al合金板の前記諸特性の兼備を阻害することに繋がるので、不純物元素として、極力低く抑制することが望ましい。しかし、本発明では、溶解材として、Alスクラップ材や低純度Al地金を溶解材として使用するため、これら元素が必然的に含有される場合がある。したがって、これら元素が含まれる場合には、AA乃至JIS の規格程度含むことを許容する。
【００３９】
本発明におけるAl合金板自体は、溶解、鋳造、均質化熱処理、熱間圧延、中間焼鈍、冷間圧延、調質処理等の常法により製造が可能である。
【００４０】
(溶解、鋳造工程)
溶解、鋳造工程では、Cu:0.01%以上、Fe:0.05%以上を含むAl合金スクラップおよび／または低純度Al地金を溶解材の50wt% 以上用いて、本発明成分規格範囲内に溶解調整されたAl合金溶湯を、連続鋳造圧延法、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。なお、本発明では、溶解材の50wt% 未満の範囲で、CuおよびFeの含有量の調整のために、Cu:0.01%未満、Fe:0.05%未満の高純度のAl地金を用いることは、勿論許容する。
【００４１】
(圧延)
次いで、このAl合金鋳塊に均質化熱処理を施した後、熱間圧延、および必要により中間焼鈍して、冷間圧延により、コイル状、板状などの所望Al合金板の形状と板厚に塑性加工される。
【００４２】
(焼鈍)
この際、熱間圧延後に組織制御のための焼鈍を行う。この焼鈍を行うことによって、合金中に析出物を微細で、かつ均一に分散させ、再結晶を抑制することによって、引き続く冷間圧延および溶体化処理後の結晶粒組織を微細化することが可能となる。そして、この結晶粒組織を微細化により、前記各成形性を向上させることが可能となる。この効果を得るためには、焼鈍を連続熱処理炉により行い、Al合金板の加熱速度および冷却速度を、いずれも300 ℃/ 分以上とすることが好ましい。加熱速度および冷却速度がいずれか或いはいずれも300 ℃/ 分未満の場合には、焼鈍時に時効析出物であるMg2Si が粗大に析出する。そして、この析出物は、冷延後にT4処理しても溶けることがないため、前記170 ℃×20分の低温短時間の塗装焼き付けでの時効硬化性(BH 性、ベークハード性) が低下し、必要強度を確保できなくなる。
【００４３】
また、この焼鈍温度 (加熱温度) は、400 ℃未満では前記結晶粒組織の微細化効果がなく、成形性が向上しない。一方、520 ℃を越えると、溶体化処理温度に近くなり、固溶体強化が生じて強度が上昇するため、その後の冷延で耳割れ等を起こす原因となる。したがって、焼鈍温度は400 〜520 ℃ (但し520 ℃を含まず) の温度とする。
【００４４】
(溶体化処理)
本発明では、前記した通り、6000系Al合金板の成形性をより向上させるとともに、成形後の焼付塗装時の時効硬化能をより向上させるために、Si量を高めている。この結果、前記溶体化および焼入れ処理の際、粒界へのSi析出による成形性の低下の問題が大きくなる。このため、これを防止するためには、圧延板を短時間で加熱および急速に冷却することが必要で、この点、特に最終的な溶体化処理および焼入れ処理をバッチ式ではなく、コイルから板を連続的に通板して熱処理することのできる連続熱処理炉にて行う。
【００４５】
また、溶体化処理後5 分以上経過して焼入れを行うと、前記170 ℃×20分の低温短時間の塗装焼き付けでの時効硬化性が不足し、耐力 (σ0.2)が200N/mm2以上の高強度を確保できない。したがって、この点からも前記連続熱処理炉によって、溶体化処理および焼入れ処理を連続的に行うことが好ましい。
【００４６】
溶体化処理条件としては、前記連続熱処理炉において、520 〜550 ℃の範囲で、T4処理 (溶体化処理後焼入れ) を行う。なお、溶体化処理後の焼入れの際、冷却速度は300 ℃/ 分以上とする。冷却速度が300 ℃/ 分未満では、焼入れ後の強度が低くなり、かつ、前記170 ℃×20分の低温短時間の塗装焼き付けでの時効硬化性が不足し、耐力 (σ0.2)が200N/mm2以上の高強度を確保できない。この、冷却速度を確保するために、焼入れ処理は、空冷よりも、ミスト、スプレー、浸漬等の水冷により行うことが好ましい。
【００４７】
また、この溶体化処理後の焼入れの際、常温まで焼入れるよりも、更に焼付き硬化性を高めるため、焼入れ終了温度を高温として、そのまま保持する焼入れ処理を行うことが好ましい。より具体的には、特開平2 -205660 号や特開昭62-177143 号公報に記載のように、焼入れ終了温度 (焼入れ温度) を50〜120 ℃とし、この焼入れ後にその温度で保持する乃至この温度に保持する熱処理等を行い、所望の機械的性質とする。
【００４８】
焼入れ終了温度を高温として、そのまま保持する焼入れ処理を行う場合、焼入れ終了温度が50℃未満では、前記170 ℃×20分の低温短時間の塗装焼き付けでの時効硬化性が不足し、耐力 (σ0.2)が200N/mm2以上の高強度を確保できない。また、焼入れ終了温度が120 ℃を越えると、Mg2Si が析出し、T4での強度が高くなりすぎるため、成形性が著しく低下するとともに、前記170 ℃×20分の低温短時間の塗装焼き付けでの時効硬化性がなくなる。したがって、焼入れ終了温度は50〜120 ℃の範囲が好ましい。
【００４９】
更に、焼入れ終了後の保持温度が50℃未満では、短時間保持の場合、前記170 ℃×20分の低温短時間の塗装焼き付けでの時効硬化性が不足し、耐力 (σ0.2)が200N/mm2以上の高強度を確保できない。また、焼入れ終了後の保持温度が120 ℃を越えると、0.5 時間未満の短時間保持でも、平衡相Mg2Si が析出し、T4での強度が高くなりすぎるため、成形性が著しく低下するとともに、前記170 ℃×20分の低温短時間の塗装焼き付けでの時効硬化性がなくなる。したがって、焼入れ終了後の保持温度は50〜120 ℃の範囲、保持時間は0.5 〜48時間の範囲が好ましい。
【００５０】
【実施例】
次に、本発明の実施例を説明する。Cu:0.35%、Fe:0.30%を含む6000系Al合金スクラップ材と、Cu:0.35 〜0.45% 、Fe:0.25%を含む低純度Al地金を、溶解材とし、溶解材合計のCu量およびFe量がCu:0.10%以上、Fe:0.10%以上となるよう各々配合して用い、表1 に示す各成分組成のAl合金板を作成した。なお、この際、Cu量とFe量との調整用 (低減用) に、Cu:0.01%以下、Fe:0.05%以下である、高純度のAl地金を、他の溶解材に対する高純度のAl地金の割合が、最高でも20wt% を越えないようにして用いた。勿論、他の溶解材に対する高純度のAl地金の使用割合は、Cu量およびFe量が高いAl合金板ほど少なくなっている。そして、比較のために、高純度のAl地金のみを溶解材としてAl合金板も作成した (表1 の No.10、表2 の No.K)  。
【００５１】
(Al合金板の作成)
Al合金板の作成は、50mm鋳塊を、DC鋳造法により溶製後、550 ℃×4 時間の均質化熱処理を施し、480 ℃以下の温度で厚さ5mm まで熱間圧延した。この熱間圧延板を室温まで放置した後、昇温速度40℃/hr で500 ℃×30秒の条件で、連続熱処理炉において焼鈍処理を行い、その後、厚さ1.0mm まで冷間圧延した。この冷延板を、更に連続熱処理炉において、550 ℃で数秒保持する溶体化処理を行った後、直ちに水冷による焼入れを行ってAl板を作成した。焼入れの際の冷却速度は600 ℃/ 分とし、焼入れ終了温度 (焼入れ温度) は80℃とし、焼入れ後にこの温度で 1時間保持した。
【００５２】
なお、連続熱処理炉による溶体化処理との比較のために、バッチ式の熱処理炉において、550 ℃で10時間保持する溶体化処理を行い、2 時間経過後に水冷による焼入れを行ってAl板を作成した (表2 のNo.J) 。
【００５３】
そして、各Al合金板を、自動車のアウターパネルとしてプレス成形およびヘム加工されることを模擬して、製造後、5 日間放置して室温時効させたものを試験材として準備した。
【００５４】
(成形性試験)
各試験材の耐力 (σ0.2)をJIS Z 2241法にて引張試験を行って測定し、塗装焼付硬化前のAl板の特性とした (なお、引張方向はLT= 圧延方向に対し90°方向) 。また、プレス成形を想定した2%ストレッチを付与した後に、塗装焼き付け処理を想定して170 ℃×20分の人工時効処理を施した際の耐力 (σ0.2)をBH後の耐力として測定した。これらの結果を表2 に示す。
【００５５】
更に、各試験材を、前記プレス成形およびヘム加工を想定して、球頭張出試験を行って成形限界高さ(LDH0)を求め、また、曲げ試験を行い、曲げ部表面の割れの状況を評価した。これらの結果を表2 に示す。
【００５６】
なお、球頭張出試験の条件は、肩R5.0mmで直径50.0mmφのパンチおよび肩R5.0mmで内径52.8mmφ (外径220mm φ) のダイスを用い、ダイス- シワ押さえ間の隙間をブランク材と同じ厚みのシムにより一定に保った条件で行った。
【００５７】
また、曲げ試験は、前記プレス成形後、曲げ半径(R) と板厚(t) との比(R/t) が3.0 以下の厳しい曲げ加工 (フラットヘム加工) されることを模擬し、5%のストレッチを行った後、曲げ試験を行った。曲げ試験条件は、JIS Z 2204に規定される3 号試験片を用い、JIS Z 2248に規定されるＶブロック法による曲げ試験片を、更にJIS Z 2248に規定される押曲げ法により曲げ試験するものとした。
【００５８】
そして、試験後の試験片の曲げ部表面の割れの状況を5 倍の倍率のルーペで目視観察した。この結果、曲げ部表面に凹部状の割れも肌あれも発生しなかったものを○とし、曲げ部表面に凹部が発生しており、この凹部の最底部に新生面が観察されたものを割れが発生したとして×とした。また、曲げ部表面に凹部が発生しているものの、凹部の最底部に新生面が観察されないものは肌あれが発生したとして△と評価した。本発明で規定する前記曲げ試験方法は実際のヘム加工結果と良く対応するとともに、JIS Z 2248に規定された他の曲げ試験に比しても、厳しい試験法である。
【００５９】
(塗装後耐食性試験)
更に、前記玉頭張出成形したAl合金板成形材を、塗装後耐蝕性試験片として採取し、表面の潤滑剤のみを洗浄し、同一条件でリン酸亜鉛処理、カチオン電着塗装処理、塗装処理を行った。リン酸亜鉛処理は、リン酸チタンのコロイド分散液による処理を行い、次いでフッ素を50ppm の低濃度含むリン酸亜鉛浴に浸漬してリン酸亜鉛皮膜を成形材表面に形成した。塗装処理は、カチオン電着塗装を行った後に、同一条件で2 コート2 ベーク塗装として、30μm 厚さの塗装皮膜を設けて、170 ℃×20観察を行い分の焼き付けを行い、更に上塗り塗装として、30μm 厚さのポリエステルメラミン系塗装皮膜を設けて、170 ℃×20分の焼き付けを行った。
【００６０】
そして、これら塗装試験片に、全て同じ条件で、耐糸さび評価試験を行った。これらの評価結果も表2 に示す。耐糸さび評価試験は、塗装試験片の表面に一片が7cm のクロスカットを施した後、35℃の3%HCl 水溶液に2 分間浸漬した後、次いで40℃、85%RH の恒温恒湿の雰囲気に1500時間放置し、その後発生した糸さびの最大長さL(クロスカットより垂直方向の距離) を測定した。
【００６１】
(結果)
表1 、2 から明らかな通り、発明例No.1〜9  (表2 のNo.A〜I)は、Al合金スクラップ材や低純度Al地金を使用し、不純物としてFeおよびCuを含んでいるにも拘らず、球頭張出における成形限界高さ(LDH0)が30mm以上であり、また170 ℃×20分の低温短時間の塗装焼き付けでの時効硬化でも、耐力 (σ0.2)が200N/mm2以上の高強度 (時効硬化性) を有していることが分かる。なお、表2 のAl合金のNo. は表1 のAl合金のNo. に対応している。
【００６２】
また、リン酸亜鉛などの化成処理および塗装後の耐食試験における、糸さび長さも2.0mm 以下と短く、耐糸さび性も顕著に優れている。そして、この結果は塗装されたAl合金材が耐食性および外観性に優れていることを示している。
【００６３】
そして、これらの結果は、比較のために、高純度のAl地金のみを溶解材としてAl合金板も作成した表1 の No.10、表2 の No.K と照らし合わせても、特性が同じような (遜色のない) レベルであることを示している。したがって、本発明のAl合金板は優れた強度、成形性、耐食性なども含め、特に自動車などの輸送機用のパネル材として好適に用いることができることが分かる。
【００６４】
更に、発明例の中でも、Si、Mgが、発明範囲ではあるが、好ましい範囲よりも外れる発明例では、好ましい範囲の発明例よりも比較的特性が低い。即ち、表1 のNo.2 (Si量が少、表2 のNo.B) では、170 ℃×20分の人工時効処理による耐力 (σ0.2)が200N/mm2以上ではあるものの、好ましい範囲の発明例よりも時効硬化性が低い。No.3 (Si量が大、表2 のNo.C) では、成形限界高さ(LDH0)が30mm以上ではあるが、ヘム加工性も含めて、好ましい範囲の発明例よりも低い。No.4 (Mg量が少、表2 のNo.D) では、170 ℃×20分の人工時効処理による耐力 (σ0.2)が200N/mm2以上ではあるものの、好ましい範囲の発明例よりも時効硬化性が低い。No.5 (Mg量が大、表2 のNo.E) では、成形限界高さ(LDH0)が30mm以上ではあるが、ヘム加工性も含めて、好ましい範囲の発明例よりも低い。したがって、本発明のSiおよびMg含有量範囲の厳密な管理の必要性が分かる。
【００６５】
これに対し、本発明範囲から、Si量過大で外れる表1 のNo.11(表2 のNo.L) 、Si量過少で外れる表1 のNo.12(表2 のNo.M) 、Mg量過大で外れる表1 のNo.13(表2 のNo.N) 、Mg量過少で外れる表1 のNo.14(表2 のNo.O) 、Cu量過大で外れる表1 のNo.15(表2 のNo.P) 、Fe量過大で外れる表1 のNo.16(表2 のNo.Q) の各比較例は、発明例に比して、輸送機用Al合金板として兼備すべき特性である、▲１▼球頭張出における成形限界高さ(LDH0)が30mm以上、▲２▼ヘム加工の際に割れを生じない、▲３▼170 ℃×20分の低温短時間の塗装焼き付けでの時効硬化でも、耐力 (σ0.2)が200N/mm2以上、▲４▼塗装後の耐食試験における糸さび長さが2.0mm 以下、のいずれかの特性が劣っており、諸特性を兼備できていない。したがって、これら比較例では、表1 の No.10、表2 の No.K を除き、輸送機用Al合金板としては、使用できないことになる。
【００６６】
以上の結果から、不可避的に混入するCuやFe等の不純物量が高く、圧延後に連続熱処理炉にて溶体化および焼入れ処理されて成形加工されるAl-Mg-Si系Al合金板における、本発明における成分組成の規定の臨界的意義が裏付けられる。
【００６７】
【表１】
0004386393.tif 000002
【００６８】
【表２】
0004386393.tif 000003
【発明の効果】
本発明によれば、輸送機の軽量化のために、Al合金スクラップおよび／または低純度Al地金を主たる溶解材として用い、CuやFe等の不純物元素をある程度含んでいても、成形性や時効硬化性や耐食性などの諸特性が低下しないようにした輸送機用Al-Mg-Si系Al合金板を提供することができる。したがって、Al合金板の自動車、車両、船舶などの輸送機用への用途の拡大を図ることができる点で、多大な工業的な価値を有するものである。