(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量% にて、Si:0.4〜1.3%、Mg:0.2〜1.2%、Mn:0.01 〜0.65% 、Cu:0.001〜1.0%を含み、残部がAlおよび不可避的不純物であるAl-Mg-Si系アルミニウム合金板を、圧下率を60% 以上で冷間圧延後、350 ℃以下の温度で焼鈍し、溶体化および焼き入れ処理を含む調質処理し、アルミニウム合金板表面における｛200 ｝面の積分強度の割合を50% 以上、｛200 ｝面と｛400 ｝面との合計積分強度の割合を60% 以上とし、かつ導電率を43〜47IACS%の範囲とするとともに、結晶粒径を50μm 以下とすることを特徴とする曲げ加工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、ヘム加工などの曲げ加工性に優れた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）の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来から、自動車、船舶あるいは車両などの輸送機、家電製品、建築、構造物の部材や部品用として、成形加工性 (以下、単に成形性と言う) に優れたAl-Mg 系のAA乃至JIS 規格に規定された (規格を満足する)5000 系や、成形性や焼付硬化性に優れたAl-Mg-Si系のAA乃至JIS 6000系 (以下、単に5000系乃至6000系と言う) のAl合金材（圧延板材、押出形材、鍛造材などの各アルミニウム合金展伸材を総称する）が使用されている。
【０００３】
近年、排気ガス等による地球環境問題に対して、自動車などの輸送機の車体の軽量化による燃費の向上が追求されている。このため、特に、自動車の車体に対し、従来から使用されている鋼材に代わって、より軽量なAl合金材の適用が増加しつつある。
【０００４】
このAl合金材の中でも、自動車のフード、フェンダー、ドア、ルーフ、トランクリッドなどのパネル構造体の、アウタパネル (外板) やインナパネル( 内板) 等のパネルには、薄肉でかつ高強度Al合金板として、過剰Si型の6000系のAl合金板の使用が検討されている。
【０００５】
この過剰Si型の6000系Al合金は、基本的には、Si、Mgを必須として含み、かつSi/Mg が質量比で1 以上であるAl-Mg-Si系アルミニウム合金である。そして、この過剰Si型6000系Al合金は優れた時効硬化能を有しているため、プレス成形や曲げ加工時には低耐力化により成形性を確保するとともに、成形後の焼付塗装処理などの人工時効処理時の加熱により時効硬化して耐力が向上し、必要な強度を確保できる利点がある。
【０００６】
また、これら過剰Si型6000系Al合金材は、Mg量などの合金量が多い、他の5000系のAl合金などに比して、合金元素量が比較的少ない。このため、これら6000系Al合金材のスクラップを、Al合金溶解材 (溶解原料) として再利用する際に、元の6000系Al合金鋳塊が得やすく、リサイクル性にも優れている。
【０００７】
一方、前記自動車などのアウタパネルでは、Al合金板を張出や絞りあるいはトリム等のプレス成形してアウタパネル化した後、アウタパネルの縁を折り曲げて (180 度折り返して) インナパネルの縁との接合を行う、ヘム( ヘミングの別称) 加工と呼ばれる厳しい曲げ加工が複合して施される。また、インナパネルでは深絞り等の厳しいプレス成形が複合して施される。
【０００８】
特に、アウタパネル用途としては、更に、高強度 (高時効硬化性) 、高耐食性、高溶接性などを兼備することも要求される。
【０００９】
前記アウタパネルのヘム加工は、アウタパネルの縁をポンチなどの工具により90°に近い角度まで折り曲げるダウンフランジ工程、アウタパネルの縁を更に約135 °まで内側に折り曲げるプリヘム工程を経て、フラットヘム工程やロープヘム工程により行われる。
【００１０】
このフラットヘム工程やロープヘム工程では、図1 に示すように、インナパネル2 端部をアウタパネル1 の折り曲げ部A 内に収容 (挿入) し、アウタパネル1 の縁1cを工具により更に180 °の角度まで内側に折り曲げてヘムを形成する。この内、フラットヘムでは、インナパネル2 の縁と、アウタパネル1 のフラットヘム部（180 度折り曲げ部)Aとが接触して、両者が端部同士において接合されるとともに密着され、フラットな曲げ部形状を有する。一方、前記ロープヘムは、折り曲げ部が円弧状に膨らんだロープ状の断面形状を有しており、前記フラットヘム形状に比して、外観性も良くない。また、アウタパネルとインナパネルとの接触面積が少なく接合性や密着性に欠ける等の問題もある。
【００１１】
このため、特に、外観や美観を重視する自動車部品などにおいては、ヘム加工の最終工程を、厳しい曲げ加工となる、フラットヘム工程により行うことが通常となっている。
【００１２】
ただ、フラットヘム形状の方が、前記フラットな曲げ部形状ゆえに、ロープヘム形状よりも一段と加工条件が厳しい。このため、Al合金板のフラットヘム加工においては、従来の鋼板に比して、形成されるフラットヘムの縁曲部 (ヘム部、折り曲げ部)Aには、図1 に程度順に例示すような、肌荒れX 、微小な割れY 、比較的大きな割れZ 等の不良が生じ易くなる。そして、このような不良が生じた場合、アウタパネルとしての適用ができなくなる。
【００１３】
このようなAl合金板のフラットヘム加工に対し、従来から、フラットヘム加工工程側や、Al合金板の素材側で、前記縁曲部A の不良発生を防止して、フラットヘム加工性を改善する技術も種々提案されている。
【００１４】
フラットヘム加工工程側からは、例えば、186MPa程度の高強度なAl合金板のフラットヘム加工において、前記ダウンフランジ工程において、アウタパネルに形成されるフランジコーナー部の曲げ半径Rd (ダイスの肩半径) を0.8t〜1.8t (但しt はAl合金板の板厚) と大きくして、前記不良の発生を防止することが提案されている（特許文献１参照) 。また、フラットヘム加工をローラーヘムにより行うなどの加工方法自体の改良も提案されている。
【００１５】
【特許文献１】
特公昭63-2690 号公報
【００１６】
一方、素材側からはAl合金板の粒界析出物を規制したり、Al合金板の耐力自体を140MPa以下に下げて、フラットヘム加工性を改善することが種々提案乃至行われている。
【００１７】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、フラットヘム加工条件は、近年益々難しくなる傾向にある。その理由は、先ず、アウタパネルのフラットヘム加工される部分の形状 (デザイン) の複雑化である。フラットヘム加工されるアウタパネルの端部輪郭形状が、図2 に示すような、直線的な単純形状A ではなく、円弧形状B や、あるいは角部C を有するような、複雑形状となった場合、前記不良がより発生しやすくなる。
【００１８】
次に、前記アウタパネルとインナパネル用のAl合金板は、パネルの軽量化のために、1.0mm 以下の板厚に近年益々薄肉化されていることが理由に上げられる。例えば、アウタパネル用のAl合金板は1.0mm 以下の、0.8 〜0.9mm の板厚などが主流である。また、インナパネル用のAl合金板も1.0mm 以下の、0.5 〜0.8mm の板厚などが主流である。これら薄肉化されたAl合金板では、特にアウタパネルの縁曲部に挿入されるインナパネルの板厚が薄くなるほど、曲げ加工条件としては厳しくなり、フラットヘム加工が難しくなる傾向にある。そして、前記した薄肉化されたAl合金板では、この傾向が顕著となる。
【００１９】
また、フラットヘム加工においては、アウタパネル1 の縁曲部A に挿入されるインナパネル2 の端部2aと、縁曲部A の内面Aaとの間には、必然的に若干隙間x がある状態で加工される。この隙間x は、図1 に示すフランジ長さ (ヘム縁曲部A の周長) l との比(x/l) で言うと、加工条件によっても異なるが、概ね0.6 以下である。しかし、この隙間x がある乃至この隙間x が大きくなると、アウタパネル1 の縁曲部A(曲げ部) の厚みが薄くなり、曲げ条件としては厳しくなるため、割れZ 等の不良が生じ易くなる。
【００２０】
このようなAl合金板の厳しいフラットヘム加工に対し、前記した、フラットヘム加工工程側やAl合金板の素材側での従来の改善技術では、必ずしも対応しきれない場合が生じる。また、フラットヘム加工の改善が却ってAl合金板の前記他の特性を低下させることもある。例えば、前記Al合金板の耐力自体を下げてフラットヘム加工性を改善した場合、プレス成形性が低下したり、過剰Si型6000系Al合金板であっても、板成形後のパネル塗装焼付工程などを用いた低温短時間での人工時効硬化処理後の耐力が不足して、耐デント性が不足するなどの問題を生じる。
【００２１】
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、特にフラットヘムなどの曲げ加工性に優れ、他のパネル要求特性も兼備した、Al-Mg-Si系Al合金板の製造方法を提供しようとするものである。
【００２２】
【課題を解決するための手段】
この目的を達成するために、本発明アルミニウム合金板の製造方法の要旨は、質量% にて、Si:0.4〜1.3%、Mg:0.2〜1.2%、Mn:0.01 〜0.65% 、Cu:0.001〜1.0%を含み、残部がAlおよび不可避的不純物であるAl-Mg-Si系アルミニウム合金板を、圧下率を60% 以上で冷間圧延後、350 ℃以下の温度で焼鈍し、溶体化および焼き入れ処理を含む調質処理し、アルミニウム合金板表面における｛200 ｝面の積分強度の割合を50% 以上、｛200 ｝面と｛400 ｝面との合計積分強度の割合を60% 以上とし、かつ導電率を43〜47IACS%の範囲とするとともに、結晶粒径を50μm 以下とすることである。
【００２４】
なお、本発明で言うAl合金板とは、冷間圧延後、調質処理 (熱処理) を施した後に室温時効した板であって、プレス成形や曲げ加工される前の成形用素材板のことを言う。したがって、上記各要件も、調質処理後のAl合金板の状態であって、調質処理後から、プレス成形および/ またはフラットヘムなどの曲げ加工されるまでの任意の期間における、短期間乃至長期間を問わず、室温時効したAl合金板の状態をさして言う。また、ここで言う調質処理とは、溶体化および焼き入れ処理や、その後の後述する予備時効処理や、更に必要により施す時効処理などの種々の調質処理を示す。
【００２５】
本発明者らは、特にフラットヘム加工性とAl-Mg-Si系Al合金板の組織との関係について、改めて検討した。この結果、Al-Mg-Si系Al合金板の結晶粒のキューブ方位 (｛200 ｝面の積分強度の割合と、｛200 ｝面と｛400 ｝面との合計積分強度の割合) がフラットヘム加工性と密接に相関することを知見した。即ち、キューブ方位を有する結晶粒の割合が多いほど、フラットヘム加工性が改善される。一方、キューブ方位を有する結晶粒の割合が小さいほど、フラットヘム加工性が低下する。
【００２６】
なお、Al合金板分野において、キューブ方位を有する結晶粒の割合を制御すること自体は公知である。例えば、純Al系の電解コンデンサー電極用のAl合金箔において、エッチングピットを増して電極特性を向上させるために、｛200 ｝面( 立方体方位を持つ結晶粒) の積分強度の割合を制御する技術が、特公平1-33546 号や特開平6-287723号公報などに開示されている。また、Mg量が多い5000系Al合金板において、プレス成形の際の曲げ加工性を向上させるために、｛100 ｝面と｛110 ｝面との積分強度比を1 以上とする技術が、特開平10-8176 号公報などに開示されている。
【００２７】
ただ、前記Al合金箔の場合には、上記した電極特性向上目的であり、本発明とは目的が全く異なる。また、前記5000系Al合金板の場合は、本発明とは目的が近似するものの、極限変形能を高めるために、｛100 ｝面と｛110 ｝面との積分強度比を1 以上としている。しかし、本発明が対象とする6000系Al合金板においては、特開平10-8176 号公報などの通りに、｛100 ｝面と｛110 ｝面との積分強度比を1 以上としてもフラットヘム加工性は改善できない。この理由は、6000系Al合金板の方が5000系Al合金板よりもフラットヘム加工性やプレス成形性が劣り、しかも本発明で意図するフラットヘム加工条件は、上記公報で意図するプレス成形の際の曲げ加工などよりも、より厳しい加工条件であるためである。
【００２８】
なお、後述するごとく、常法で得られる通常のAl-Mg-Si系Al合金板は、キューブ方位を有する結晶粒の割合が小さい。言い換えると、本発明のような、キューブ方位を有する結晶粒が特定量存在するAl合金板組織を得るためには、後述する製造方法のように、特別な工程の付加乃至工程条件が必要である。
【００２９】
ただ、本発明では、上記特別な製造工程によっても、Al合金板の製造が煩雑になったり、製造コストが著しく高くなることはない。したがって、この点が本発明の利点でもある。
【００３０】
本発明では、従来のように、Al合金板の0.2%耐力を140MPa以下の低強度とせずとも、特にフラットヘムなどのヘム加工性やプレス成形性が優れる。この結果、Al合金板の0.2%耐力を140MPa以上の高強度にすることができ、成形後の塗装焼き付け工程などを用いた170 ℃×20分の低温人工時効硬化処理でも、180MPaを越えるような高強度のパネルを得ることができる。
【００３１】
また、本発明Al合金板は、以上のような効果を有するため、曲げ加工のうちでも特に厳しい、板厚が0.5mm 以上のアウタパネルであって、板厚が1.3mm 以下乃至1.0mm 以下の薄いインナパネルに対しヘム加工される場合に適用されて好ましい。同様に、本発明Al合金板は、曲げ加工の中でも、厳しい曲げ条件であるフラットヘム加工に適用されて好ましい。また、本発明Al合金板はフラットヘム加工が汎用されるとともに、フラットヘム加工性の要求が厳しい、特に自動車アウタパネルに適用されて好適である。
【００３２】
【発明の実施の形態】
先ず、本発明Al合金板（本発明製造方法によるAl合金板、以下同じ意味）の組織の要件につき、以下に説明する。なお、以下の説明では、曲げ加工の中でも厳しい曲げ条件であるフラットヘム加工を中心に行なうが、フラットヘム加工が向上すれば、他のヘム加工性や、他の曲げ加工性も向上する。
【００３３】
本発明では、フラットヘムなどの曲げ加工性の向上のために、Al合金板結晶粒のキューブ方位につき、Al合金板表面の｛200 ｝面のX 線回折による積分強度の割合を50% 以上とするとともに｛200 ｝面と｛400 ｝面とのX 線回折による合計積分強度の割合を60% 以上と特定する。
【００３４】
｛200 ｝面のX 線回折による積分強度の割合が50% 未満、あるいは｛200 ｝面と｛400 ｝面とのX 線回折による合計積分強度の割合を60% 未満では、従来のAl合金板結晶粒組織と大差がなくなり、特にフラットヘムなどの曲げ加工性の向上効果がない。このため、特に前記した厳しい条件でのフラットヘム加工ではAl合金板の加工性が著しく低下する。
【００３５】
一方、｛200 ｝面の積分強度の割合が80% を越えた場合、また、｛200 ｝面と｛400 ｝面との合計積分強度の割合が90% を越えた場合、Al合金板の張出成形や絞り成形などのプレス成形性が低下する可能性がある。この結果、プレス成形における、特にアウタパネルなどとして重要な、形状精度乃至形状凍結性などが著しく低下する可能性がある。このため、ヘム加工性以外のプレス成形性などの他の特性を低下させないためには、キューブ方位を有する結晶粒の割合を、Al合金板表面における｛200 ｝面の積分強度の割合が50〜80% の範囲であるとともに、｛200 ｝面と｛400 ｝面との合計積分強度の割合が60% 〜90% の範囲にすることが好ましい。
【００３６】
なお、フラットヘムなどでの板の曲げ方向と板のキューブ方位 (配行方向) との関係について、板のキューブ方位が板の曲げ方向と平行になるように (板の曲げ加工方向を板の圧延方向と平行にして) 曲げ加工しても、板のキューブ方位の方向が板の曲げ方向と直角になるように (板の曲げ方向を板の圧延方向と直角にして) 曲げ加工した場合にも、同様に、良好なフラットヘム加工性は得られる。パネルのキューブ方位は90度回転しても同一の構造であるため、0 度、90度の区別が無い。このため、板の曲げ加工方向を素材板の圧延方向と平行あるいは直角としても、キューブ方位は同じ構造となり、良好なフラットヘム加工性が得られる。ただ、板のキューブ方位が板の曲げ方向と45度の方向になるなど、上記二つの方向以外の板の曲げ方向と板のキューブ方位 (配行方向) との関係では、フラットヘムなどの曲げ加工性が劣る可能性があり、曲げ加工における板の曲げ方向は、上記二つの方向とすることが好ましい。
【００３７】
本発明において、Al合金板の結晶粒のキューブ方位発達の程度の測定は、X 線回折装置 (例えば、リガクRAD-RCなど) を用い、Al合金板の表面を前処理無しでそのまま計測する。標準サンプルとしては無配向性のAl試料を用い、この標準サンプルに対する、｛111 ｝面、｛200 ｝面、｛220 ｝面、｛311 ｝面、｛222 ｝面、｛400 ｝面、｛331 ｝面、｛420 ｝面、｛422 ｝面、の各面の積分強度の総和A を求める。そして、このA に対する前記｛200 ｝面の積分強度I1の比率(%) 、｛200 ｝面と｛400 ｝面との合計の積分強度I2の比率(%) 、を各々の積分強度の割合(%) とする。
【００３８】
また、本発明では、Al合金板表面の導電率を43〜47IACS% の範囲とすることが好ましい。この導電率範囲とすることによって、パネル塗装焼き付け工程などの人工時効処理時に形成されるGPゾーンなどの化合物相の量を確保し、プレス成形と塗装焼き付け工程の対応する、例えば、2%ストレッチ後の170 ℃×20分での低温人工時効処理時に、170MPa以上の必要強度を得ることを保証する。なお、導電率測定対象Al合金板は0.05〜0.1mm 機械研磨した後電解エッチングし、その表面の導電率を測定する。
【００３９】
導電率が前記47IACS% を越えた場合には、フラットヘム加工性が低下する可能性がある。また、プレス成形性も低下する可能性がある。したがって、導電率の上限は47 IACS%と規定することが好ましい。
【００４０】
一方、導電率が43 IACS%未満の場合には、前記人工時効処理時に形成されるGPゾーンなどの化合物相の量が少なくなる可能性がある。このため、人工時効硬化能が低下し、特に、前記低温短時間の人工時効処理によっては、170MPa以上の耐力 (σ0.2)が得られなくなる可能性がある。したがって、板厚が1.0mm 以下の薄板であっても、自動車用などのパネル外板としての耐デント性などの剛性や強度を保証するために、導電率の下限を43 IACS%と規定することが好ましい。
【００４１】
本発明では、また、Al合金板の結晶粒径を50μm 以下と規定することが好ましい。結晶粒径をこの範囲に細かく乃至小さくすることによって、フラットヘム加工性やプレス成形性が確保乃至向上される。結晶粒径が50μm を越えて粗大化した場合、フラットヘム加工性やプレス成形性が著しく低下し、フラットヘム部での割れなどの不良や、プレス成形によってパネル化される際のオレンジピール不良などの肌荒れ不良が生じ易い。
【００４２】
なお、ここで言う結晶粒径とは板の圧延(L) 方向の結晶粒の平均径である。この結晶粒径を、Al合金板を0.05〜0.1mm 機械研磨した後電解エッチングした表面を、光学顕微鏡を用いて観察し、前記L 方向に、ラインインターセプト法で測定する。1 測定ライン長さは0.95mmとし、1 視野当たり各3 本で合計5 視野を観察することにより、全測定ライン長さを0.95×15mmとした。
【００４３】
次に、本発明Al合金板の化学成分組成の実施形態につき、以下に説明する。
本発明Al合金板の基本組成は、上記組織の規定や諸特性を確保するために、Si:0.4〜1.3%、Mg:0.2〜1.2%、Mn:0.01 〜0.65% 、Cu:0.001〜1.0%を含み、残部を、Alおよび不可避的不純物としたAl-Mg-Si系(6000 系)Al 合金とする。なお、本発明での化学成分組成の% 表示は、前記請求項の% 表示も含めて、全て質量% の意味である。
【００４４】
なお、上記合金元素以外の、Cr、Zr、Ti、B 、Fe、Zn、Ni、V など、その他の合金元素は、基本的には不純物元素である。しかし、リサイクルの観点から、溶解材として、高純度Al地金だけではなく、6000系合金やその他のAl合金スクラップ材、低純度Al地金などを溶解原料として使用して、本発明Al合金組成を溶製する場合には、これら他の合金元素は必然的に含まれることとなる。したがって、本発明では、目的とする本発明効果を阻害しない範囲で、これら他の合金元素が含有されることを許容する。
【００４５】
各元素の含有範囲と意義、あるいは許容量について以下に説明する。
Si:0.4〜1.3%。
SiはMgとともに、固溶強化と、塗装焼き付け処理などの前記低温での人工時効処理時に、GPゾーンなどの化合物相を形成して、時効硬化能を発揮し、自動車のアウタパネルとして必要な、例えば170MPa以上の必要強度を得るための必須の元素である。したがって、本発明過剰Si型6000系Al合金板にあって、プレス成形性、ヘム加工性などの諸特性を兼備させるための最重要元素である。
【００４６】
また、パネルへの成形後の低温塗装焼き付け処理後(2% ストレッチ付与後170 ℃×20分の低温時効処理時) の耐力を170MPa以上という、優れた低温時効硬化能を発揮させるためにも、Si/Mg を質量比で1.0 以上とし、SiをMgに対し過剰に含有させた過剰Si型6000系Al合金組成とすることが好ましい。
【００４７】
Si量が0.4%未満では、前記時効硬化能、更には、各用途に要求される、プレス成形性、ヘム加工性などの諸特性を兼備することができない。一方、Siが1.3%を越えて含有されると、特にヘム加工性やプレス成形性が著しく阻害される。更に、溶接性を著しく阻害する。したがって、Siは0.4 〜1.3%の範囲とする。なお、アウタパネルでは、ヘム加工性が特に重視されるため、プレス成形性とともにフラットヘム加工性をより向上させるために、Si含有量を0.6 〜1.2%と、より低めの範囲とすることが好ましい。
【００４８】
Mg:0.2〜1.2%。
Mgは、固溶強化と、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GPゾーンなどの化合物相を形成して、時効硬化能を発揮し、パネルとして、例えば170MPa以上の必要強度を得るための必須の元素である。
【００４９】
Mgの0.2%未満の含有では、絶対量が不足するため、人工時効処理時に前記化合物相を形成できず、時効硬化能を発揮できない。このためパネルとして必要な170MPa以上の必要強度が得られない。
【００５０】
一方、Mgが1.2%を越えて含有されると、却って、プレス成形性や曲げ加工性等の成形性が著しく阻害される。したがって、Mgの含有量は、0.2 〜1.2%の範囲で、かつSi/Mg が質量比で1.0 以上となるような量とする。また、フラットヘム加工性をより向上させるために、Si含有量を前記0.6 〜1.2%のより低めの範囲とする場合には、これに対応して過剰Si型6000系Al合金組成とするために、Mg含有量も0.2 〜0.7%と低めの範囲とすることが好ましい。
【００５１】
Cu:0.001〜1.0%
Cuは、本発明の比較的低温短時間の人工時効処理の条件で、Al合金材組織の結晶粒内へのGPIIやβ" 相析出を促進させる効果がある。また、時効処理状態で固溶したCuは成形性を向上させる効果もある。Cu含有量が0.001%未満ではこの効果がない。一方、1.0%を越えると、耐応力腐食割れ性や、塗装後の耐蝕性の内の耐糸さび性、また溶接性を著しく劣化させる。このため、耐食性が重視される構造材用途などの場合には0.8%以下、自動車外板用などのパネル用途などの場合には、耐糸さび性の発現が顕著となる0.1%以下の量とすることが好ましい。
【００５２】
Mn:0.01 〜0.65%
Mnには、均質化熱処理時に分散粒子 (分散相) を生成し、これらの分散粒子には再結晶後の粒界移動を妨げる効果があるため、微細な結晶粒を得ることができる効果がある。前記した通り、本発明Al合金板のプレス成形性やヘム加工性はAl合金組織の結晶粒が微細なほど向上する。この点、Mn含有量が0.01% 未満ではこれらの効果が無い。
【００５３】
一方、Mn含有量が多くなった場合、溶解、鋳造時に粗大なAl-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr) 系の金属間化合物や晶析出物を生成しやすく、Al合金板の機械的性質を低下させる原因となる。また、特に、前記複雑形状や薄肉化、あるいはインナパネル端部とアウタパネル縁曲部内面との間の隙間の存在などによって、加工条件が厳しくなったフラットヘム加工では、Mn含有量が0.15% を越えた場合、ヘム加工性が低下する。このため、Mnは0.01〜0.65% の範囲とし、特に前記加工条件が厳しくなったフラットヘム加工では、より好ましくは0.01〜0.15% の範囲とする。
【００５４】
Cr 、Zr。
これらCr、Zrの遷移元素には、Mnと同様、均質化熱処理時に分散粒子 (分散相) を生成し、微細な結晶粒を得ることができる効果がある。しかし、Cr、Zrも、各々0.15% を越える含有では、特に前記加工条件が厳しくなったフラットヘム加工ではヘム加工性が低下する。したがって、Cr、Zrの含有量も各々0.15% 以下に規制することが好ましい。
【００５５】
Ti 、B 。
Ti、B は、Ti:0.1% 、B:300ppmを各々越えて含有すると、粗大な晶出物を形成し、成形性を低下させる。但し、Ti、B には微量の含有で、鋳塊の結晶粒を微細化し、プレス成形性を向上させる効果もある。したがって、Ti:0.1% 以下、B:300ppm以下までの含有は許容する。
【００５６】
Fe。
溶解原料から混入して、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、Feが0.10% 以上含まれた場合に、再結晶粒の核となり、結晶粒の粗大化を阻止して、結晶粒を50μm 以下の微細粒とする役割を果たす。しかし、一方で、これらの晶出物は、破壊靱性および疲労特性、更には、特に前記加工条件が厳しくなったフラットヘム加工性およびプレス成形性を著しく劣化させる。これらの劣化特性は、Feの含有量が0.50% を越えると顕著になるため、Feの含有量 (許容量) は、0.10〜0.50% とすることが好ましい。
【００５７】
Zn。
Znは0.5%を越えて含有されると、耐蝕性が顕著に低下する。したがって、Znの含有量は好ましくは0.5%以下のできるだけ少ない量とすることが好ましい。
【００５８】
本発明Al合金板が対象とする曲げ加工は、特にフラットヘム加工を意図している。しかし、本発明Al合金板は厳しい条件であるフラットヘム加工性に優れるので、それよりも一段緩い条件である前記ロープヘムなどの加工性や他の曲げ加工性にも当然優れる。このため、フラットヘムだけでなく、他のロープヘムなどのヘム加工も対象とする。また、他の曲げ加工は、V 曲げ、U 曲げ、90度曲げなどの通常汎用される板の曲げ加工を対象とする。
【００５９】
ヘム加工は、前記した、ダウンフランジ工程、プリヘム工程、フラットヘム乃至ロープヘム工程により行われる通常のヘム加工だけでなく、最終的にヘムが形成されるものであれば、ローラーヘムなど、工程や工程条件が異なるものもヘム加工として対象とするし、適用可能である。
【００６０】
本発明が対象とするヘム加工は、前記した通り、アウタパネルとして板厚が0.5mm 以上のもので、板厚が1.5mm 以下、特に1.0mm 以下の薄いインナパネルAl合金板に対して加工されるような厳しい、特にフラットヘムなどのヘム加工に適用されて好ましい。Al合金板のアウタパネルとしての板厚がこれより薄く、Al合金インナパネルの板厚がこれより厚いものでは、ヘム加工することは比較的容易となる。
【００６１】
なお、フラットヘムなどのヘム加工が、本発明Al合金板の4 周囲に対して全て行われるか、選択される辺 (側縁部) のみに対して行われか、また、ヘム加工されるアウタパネルの端部形状が直線形状か、円弧形状やあるいは角部を有するような複雑形状かは、アウタパネルなどの部材設計に応じて、適宜選択される。
【００６２】
本発明では、前記した通り、従来のように、Al合金板の0.2%耐力を140MPa以下の低強度とせずとも、特にフラットヘムなどのヘム加工性やプレス成形性が優れる。この結果、Al合金板の0.2%耐力を140MPaを越える高強度にすることができ、成形後の塗装工程などにおける170 ℃×20分の低温人工時効硬化処理でも、180MPaを越えるような高強度のパネルを得ることができる。ただ、このような高強度が必要ない場合には、ヘム加工されるAl合金板の耐力を110 〜140MPaの範囲としても良い。
【００６３】
(製造方法)
以上の本発明Al合金板の製造方法について説明する。前記した通り、キューブ方位を有する結晶粒が特定量存在する本発明Al合金板組織を得るためには、上記成分組成などの他に下記の冷間圧延条件と、冷間圧延後の焼鈍付加など、特別な工程の付加や工程条件の付加が必要である。この点、常法で得られる通常のAl合金板は、キューブ方位を有する結晶粒の割合が小さく、本発明のようなキューブ方位を有する結晶粒が特定量存在するAl合金板組織は得られない。
【００６４】
キューブ方位を有する結晶粒が特定量存在する本発明Al合金板組織を得るためには、先ず、熱延板や連続鋳造圧延などで得られた板を、圧下率60% 以上のより高い圧下率で冷間圧延する。冷間圧延での圧下率を60% 以上のより高い圧下率とすることで、冷間圧延板に十分な歪みエネルギーを蓄積できる。この結果、後述する焼鈍でキューブ方位を有する結晶粒を特定量成長させることができる。冷間圧延での圧下率が低いと、常法材と変わりなくなり、後述する焼鈍や溶体化処理で、キューブ方位を有する結晶粒が特定量成長するに十分な歪みエネルギーが蓄積できなくなる可能性が高い。一方、冷間圧延での圧下率が高くなるほど、耳割れが生じるなど加工自体が困難となるので、圧下率の上限は95% 程度とするのが好ましい。
【００６５】
次いで、冷間圧延板は、キューブ方位を有する結晶粒を特定量成長させるために、350 ℃以下、好ましくは200 〜300 ℃の温度で、例えば1 〜50時間焼鈍されることが好ましい。この焼鈍によって、キューブ方位を有する微細な再結晶粒もしくは亜結晶粒が特定量成長し、最終の溶体化処理で、立方体方位が発達し易くなり、プレス成形性とともに曲げ加工性が著しく向上する。前記焼鈍温度が200 ℃未満では、この効果がなく、Al合金パネル表面のキューブ方位を有する結晶粒の割合を、Al合金板表面における｛200 ｝面の積分強度の割合を50% 以上とするとともに、｛200 ｝面と｛400 ｝面との合計積分強度の割合を60% 以上とすることができない。この結果、従来のAl合金板結晶粒組織と大差がなくなり、前記厳しい条件での、特にフラットヘムなどのヘム加工性の向上効果がない。
【００６６】
一方、焼鈍温度が350 ℃を越えた場合、結晶粒が粗大化しやすく、プレス成形やヘム加工時に肌荒れが生じ易くなり、Al合金板の張出成形や絞り成形などのプレス成形性が著しく低下する。この焼鈍はバッチ炉、連続焼鈍炉を用いて行うことができる。
【００６７】
その他の工程条件は常法で可であるが、アウタパネルなどとしての、特にフラットヘムなどのヘム加工性や他の特性を向上させるための好ましい条件もあり、以下に説明する。
【００６８】
先ず、溶解、鋳造工程では、本発明成分規格範囲内に溶解調整された、過剰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。
【００６９】
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、前記高い圧下率での冷間圧延を行い、コイル状、板状などの板形状に加工する。その際、前記焼鈍なども施す。
【００７０】
加工後のAl合金板は、調質処理として、先ず、必須に溶体化および焼入れ処理される。溶体化および焼入れ処理は、後の塗装焼き付け硬化処理などの人工時効硬化処理によりGPゾーンやβ" 相などの化合物相を十分粒内に析出させるために重要な工程である。この効果を出すための溶体化処理条件は、500 〜540 ℃の温度範囲で行うのが好ましい。
【００７１】
従来、フラットヘム加工性が特に重視されるパネル用の場合には、あるいは前記厳しいフラットヘム加工条件用の場合には、前記溶体化処理温度を500 〜530 ℃のより低温側としていた。しかし、本発明では、前記した通り、従来のように、Al合金板の0.2%耐力を140MPa以下の低強度とせずとも、特にフラットヘムなどのヘム加工性やプレス成形性が優れる。
【００７２】
このため、溶体化処理温度を530 〜540 ℃の範囲の高温側で行い、Al合金板の0.2%耐力を140MPaを越える高強度にして、後の板成形後のパネルの人工時効硬化処理によりGPゾーンやβ" 相などの化合物相を十分粒内に析出させるようにし、成形後の塗装工程などにおける170 ℃×20分の低温人工時効硬化処理でも、180MPaを越えるような高強度のパネルとすることが好ましい。
【００７３】
溶体化処理後の焼入れの際、冷却速度は50℃/ 分以上の急冷とすることが好ましい。冷却速度が50℃/ 分未満の遅い場合には、焼入れ後の強度が低くなり、時効硬化能が不足し、後の塗装焼き付け硬化処理などの、特に170 ℃×20分の低温での人工時効処理により、170MPa以上の高耐力を確保できない。
【００７４】
また、粒界上にSi、MgSiなどが析出しやすくなり、プレス成形やフラットヘム加工時の割れの起点となり易く、これら成形性が低下する。この冷却速度を確保するために、焼入れ処理は、ファンなどの空冷でもよいが冷却速度が遅くなる可能性が大きく、ミスト、スプレー、浸漬等の水冷手段から選択して行うことが好ましい。
【００７５】
溶体化焼入れ処理後、室温時効の原因となるクラスターの生成を抑制するために、予備時効処理をすることが好ましい。即ち、50〜100 ℃、好ましくは60〜90℃の温度範囲に、1 〜24時間の必要時間保持することが好ましい。また、予備時効処理後の冷却速度は、1 ℃/hr 以下であることが好ましい。
【００７６】
この予備時効処理として、溶体化処理後の焼入れ終了温度を50〜100 ℃と高くした後に、直ちに再加熱乃至そのまま保持して行う。あるいは、溶体化処理後常温までの焼入れ処理の後に、直ちに50〜100 ℃に再加熱して行う。
【００７７】
また、連続溶体化焼入れ処理の場合には、前記予備時効の温度範囲で焼入れ処理を終了し、そのままの高温でコイルに巻き取るなどして行う。なお、コイルに巻き取る前に再加熱しても、巻き取り後に保温しても良い。また、常温までの焼入れ処理の後に、前記温度範囲に再加熱して高温で巻き取るなどしてもよい。
【００７８】
更に、室温時効抑制のために、GPIを規制するだけではなく、GPIIを積極的に生成させるために、前記予備時効処理後に、時間的な遅滞無く、比較的低温での亜時効処理を行い、より安定なGPIIとβ" 相 (主としてGPII) を生成させることが好ましい。前記時間的な遅滞があった場合、予備時効処理後でも、時間の経過とともに室温時効 (自然時効) が生じ、この室温時効が生じた後では、亜時効処理による効果が発揮しにくくなる。
【００７９】
これらの効果を得るためには、Al合金材の前記組成範囲において、時効処理温度を80〜120 ℃の亜時効処理範囲とし、時効処理時間は必要時間、好ましくは1 〜24時間の範囲とし、この範囲の中から、前記組成に応じて、時効処理効果が得られる温度と時間を選択することが好ましい。また、この亜時効処理後の冷却速度は、1 ℃/hr 以下であることが好ましい。時効処理温度が80℃未満では、また、保持時間が短過ぎると、より安定なGPIIとβ" 相を生成させることができない。このため、室温時効抑制効果や低温時効硬化能が得られない。一方、120 ℃を越える温度では通常の時効処理と大差なくなり、GPIIが析出して時効が進み過ぎ、強度が高くなりすぎる。この点は、時効処理の保持時間が長過ぎても同じである。なお、前記予備時効処理温度を、後述する時効処理並に高めとし、時効処理と合わせた乃至連続した熱処理としても良い。
【００８０】
溶体化および焼入れ処理後に、前記予備時効処理と亜時効処理などを併用することで、Al合金材の組織を、GPIIが無い乃至少ない、主として、安定なGPII、β" 相と過飽和固溶体からなるミクロ組織とすることが出来る。このミクロ組織は、前記した通り、室温での時効硬化が起きにくいという優れた特性を有する。その一方で、このミクロ組織は、170 ℃×20分の低温時効硬化処理条件など、その後の焼き付け塗装などの加熱 (時効処理) 温度が低くても、β" 相の核生成サイトとなり、低温時効処理能が高いという優れた特性も有する。
【００８１】
この他、用途や必要特性に応じて、更に高温の時効処理や安定化処理を行い、より高強度化などを図ることなども勿論可能である。
【００８２】
【実施例】
次に、本発明の実施例を説明する。表1 に示す、本発明組成範囲の発明例1 〜5 および本発明組成範囲から外れた各成分組成の比較例6 、7 の、各6000系Al合金板について、結晶方位を制御するため、表2 に示すように冷間圧延の圧下率と冷間圧延後の焼鈍条件や温度を変えて、Al合金板表面における｛200 ｝面の積分強度の割合と、｛200 ｝面と｛400 ｝面との合計積分強度の割合を種々変えた、厚さ1.0mm のAl合金板を作成した。更には、調質条件なども変えて、導電率と結晶粒径も種々変えた。
【００８３】
冷間圧延条件と冷間圧延後の焼鈍条件、更には溶体化処理温度以外のAl合金板の作製は、下記冷間圧延の圧下率を変化させるための熱間圧延板の板厚を除き、ほぼ同じ条件で行った。即ち、表1 に示す各組成範囲の400mm 厚の鋳塊を、DC鋳造法により溶製後、540 ℃×4 時間の均質化熱処理を施し、終了温度300 ℃で厚さ2.3 〜8mmtまで熱間圧延した。この熱間圧延板を、更に、厚さ1.0mm まで、圧下率を55〜80% まで変えて冷間圧延した。
【００８４】
これら冷延板を以下の同一条件で調質処理した。先ず、各試験片サイズに切断後、570 ℃に保持した空気炉に投入し、各試験片が550 ℃の溶体化処理温度に到達した時点で (保持時間 0秒) 、70℃の温水に焼き入れする処理を行った。前記焼入れ処理の際の冷却速度は200 ℃/ 秒とし、焼入れ終了温度 (焼入れ温度) は共通して70℃とし、焼入れ後にこの温度で2 時間保持する予備時効処理 (保持後は冷却速度0.6 ℃/hr で徐冷) を行った。これらの条件を表2 に示す。また、表2 の比較例17のみは空気炉の保持温度を570 ℃にして565 ℃で溶体化処理した。但し、その他の条件は上記と同じ条件とした。
【００８５】
これらのAl合金板から試験用の幅50mm×長さ50mmの供試板 (ブランク) を複数枚切り出し、Al合金板表面における｛200 ｝面の積分強度の割合と、｛200 ｝面と｛400 ｝面との合計積分強度の割合を前記したX 線回折測定方法により測定した。また、調質処理後の引張強さ (σB ) 、耐力 (σ0.2)、伸び（%)を測定した。これらの結果を表2 に示す。更に、Al合金板の室温時効を考慮して、前記調質処理後 4カ月間 (120 日間) の室温時効後の、各供試板の導電率(IACS%) 、結晶粒径、更に、後述する測定条件で、圧延方向に平行な、引張強さ (σB ) 、耐力 (σ0.2)、伸び、を測定した。これらの結果を表3 に示す。
【００８６】
更に、低温時効処理能を調査するため、前記調質処理後 4カ月間室温時効後の供試板を、2%の歪みを予め与えて170 ℃×20分の低温人工時効硬化処理し、各供試板の引張強さ (σB ) 、耐力 (σ0.2)、伸びを測定した。これらの結果も表3 に示す。
【００８７】
なお、引張試験はJIS Z 2201にしたがって行うとともに、試験片形状はJIS 5 号試験片で行い、試験片長手方向が圧延方向と一致するように作製した。したがって、各供試板の引張強さ (σB ) 、耐力 (σ0.2)、伸びは圧延方向に平行なL 方向の測定とした。また、クロスヘッド速度は5mm/分で、試験片が破断するまで一定の速度で行った。
【００８８】
また、室温時効したAl合金板を自動車パネルとしてプレス成形やヘム加工されることを模擬して、前記室温時効後の供試板を成形試験した。より具体的には、フラットヘム加工試験、平面ひずみ張出高さ(LDH0)試験を行い、成形性を評価した。これらの結果を表3 に示す。
【００８９】
フラットヘム加工試験は以下の通りとした。前記ブランク (前記室温時効後の供試板) に対し、まず、自動車のアウタパネルの成形加工を模擬して、15% の歪みを予め与えた。そして、ブランクのフラットヘム加工代 (ヘム加工後のアウタパネルブランクの、内側に折り曲げられた端部から折り曲げ部の端部までの距離) を12mmとして、一方の長手方向端部の幅方向全面をダウンフランジ工程によって、90度の角度となるまで折り曲げた。この際、ダイスの肩半径Rdは0.8t(tは板厚) とした。次に、プリヘム工程によって、ブランクの縁を更に135 °の角度まで内側に折り曲げた。
【００９０】
その後、フラットヘム加工条件を模擬して、板厚1mm のインナパネル用Al合金板を前記ブランク (アウタパネル) の折り曲げ部に挿入し、前記ブランク折り曲げ部を内側に180 度折り曲げるフラットヘム加工を行った。なお、これらのフラットヘム加工において、ブランクは、そのキューブ方位がフラットヘムの曲げ方向と平行になるように、その長手方向が板の圧延方向と一致するようにした。
【００９１】
そして、このフラットヘムの縁曲部の、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た。評価は、1;肌荒れや微小な割れも無く良好、2;肌荒れが発生しているものの、微小なものを含めた割れはない、3;微小な割れが発生、4;大きな割れが発生、5;大きな割れが複数乃至多数発生、の5 段階の評価をした。この評価として、ヘム加工性が良好 (使用可) と判断されるのは1 〜2 段階までで、3 段階以上はヘム加工性が劣る (使用不可) と判断される。
【００９２】
また、平面ひずみ張出高さ(LDH0)試験の条件は、幅100mm ×長さ180mm の前記室温時効後の供試板試験片を用い、試験片長手方向が圧延方向と直角方向に一致するように作製した。そして、パンチ (玉頭、100mm φ) とダイス (ビード付き) を用い、しわ押さえ力200kN 、潤滑油R-303 、成形速度20mm/ 分、の条件で3 回行い、最も低い張出高さをLDH0値とした。このLDH0値が30mm以上のものを〇、25mm以上30mm未満のものを△、25mm未満のものを×として評価した。
【００９３】
オレンジピールの評価は、前記限界絞り比試験後の成形材表面を観察し、肌荒れが生じていないものを〇、生じているものを×と評価した。
【００９４】
また、前記室温時効後の供試板から塗装後耐蝕性試験片を採取し、洗浄後、同一条件でリン酸亜鉛処理、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、現状汎用されている条件である170 ℃×20分の焼き付けを行う塗装を施した。
【００９５】
そして、これら塗装試験片の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、前記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1.7%塩酸水溶液に2 分間浸漬した後、次いで40℃、85%R.H. 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、mm) を測定した。そして、この糸さびの最大長さが2.0mm 以下のものを〇、2.0 〜4.0mm のものを△、4.0mm を越えるものを×として評価した。これらの結果を表4 に示す。
【００９６】
表1 〜4 から明らかな通り、本発明合金組成範囲内であって、かつAl合金板表面における｛200 ｝面の積分強度の割合が50〜80% の範囲であるとともに、｛200 ｝面と｛400 ｝面との合計積分強度の割合が60% 〜90% の範囲にある発明例1 〜12は、フラットヘム加工性に優れている。この実施例の結果は、アウタパネルのヘム加工部位形状の複雑化やインナーパネルの薄板化など、前記した厳しい条件でのフラットヘム加工でも、十分加工できることを示している。
【００９７】
なお、本実施例において、ブランクは、そのキューブ方位がフラットヘムの曲げ方向と平行になるように (その長手方向を板の圧延方向と平行にして) 曲げ加工したが、発明例1 〜12を、そのキューブ方位がフラットヘムの曲げ方向と直角になるように (その長手方向が板の圧延方向と直角になるように) 曲げ加工した場合にも、同様に、良好なフラットヘム加工性が得られた。
【００９８】
一方、本発明合金組成範囲内であっても、表3 に示す、前記｛200 ｝面の積分強度の割合および/ または｛200 ｝面と｛400 ｝面との合計積分強度の割合が、本発明範囲から外れる比較例16、17は、表4 に示す通り、前記厳しい条件でのフラットヘム加工性が、発明例に比して著しく低い。
【００９９】
また、発明例の中でも、表3 に示す、前記｛200 ｝面の積分強度の割合および/ または｛200 ｝面と｛400 ｝面との合計積分強度の割合が比較的低い発明例6 、9 のフラットヘム加工性は、表4 に示す通り、積分強度の割合が比較的高い発明例1 、2 などに比して比較的低い。したがって、以上の結果から、本発明の｛200 ｝面の積分強度の割合および/ または｛200 ｝面と｛400 ｝面との合計積分強度の割合の臨界的な意義が裏付けられる。
【０１００】
更に、前記｛200 ｝面の積分強度の割合および/ または｛200 ｝面と｛400 ｝面との合計積分強度の割合が比較的低い発明例6 、9 は、表2 のように、冷間圧延の圧下率が比較的低い。また、これら積分強度の割合が低めに外れる比較例16も、表2 のように、冷間圧延の圧下率が低めに外れる。したがって、以上の結果から、本発明の｛200 ｝面の積分強度の割合および/ または｛200 ｝面と｛400 ｝面との合計積分強度の割合を得るための、冷間圧延の圧下率条件の臨界的な意義が裏付けられる。言い換えると、本発明のような、キューブ方位を有する結晶粒が特定量存在するAl合金板組織を得るためには、冷間圧延の特別な条件の付加が必要であることが分かる。
【０１０１】
また、表1 〜4 から明らかな通り、発明例は、張出成形において、積分強度の割合が最も高い発明例2 を除きLDH0が高く、結晶粒径が大きい発明例12を除きオレンジピールも生じておらず、プレス成形性が優れている。更に、170 ℃×20分の低温人工時効硬化処理であっても、自動車などのアウタパネルに最低必要なAB耐力が170MPa以上あり、また耐糸さび性にも優れている。
【０１０２】
ただ、発明例の中でも、表3 のように、50μm を越えて結晶粒径が大きい発明例12は、張出成形においてオレンジピールが若干生じている。また、50μm を越えて結晶粒径が大きい比較例17は、張出成形において、LDH0がが低く、オレンジピールも生じている。したがって、結晶粒径規定の好ましい意義が分かる。
【０１０４】
更に、Si乃至Mgが低めに本発明範囲から外れる表1 の比較例6 、7 合金を用いた比較例14、15は、Al合金板表面における｛200 ｝面の積分強度の割合、｛200 ｝面と｛400 ｝面との合計積分強度の割合が本発明範囲内であるが、170 ℃×20分の低温人工時効硬化処理で、AB耐力が170MPa未満である。
【０１０５】
以上の結果から、フラットヘム加工性やプレス加工性などの、アウタパネルとしての諸特性を兼備するための、本発明積分強度範囲、これらのキューブ方位を得るための冷間圧延率などの、本発明要件の臨界的な意義が分かる。
【０１０６】
【表１】
0004383039.tif 000002
【０１０７】
【表２】
0004383039.tif 000003
【０１０８】
【表３】
0004383039.tif 000004
【０１０９】
【表４】
0004383039.tif 000005
【０１１０】
【発明の効果】
本発明によれば、フラットヘム加工などの曲げ加工性に優れ、プレス成形性、低温での人工時効硬化能、耐食性など他の要求特性も兼備したAl-Mg-Si系Al合金板の製造方法を提供することができる。したがって、Al合金板のパネル用途へ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。
【図面の簡単な説明】
【図１】フラットヘム加工におけるアウタパネルの縁曲部を示す斜視図である。
【図２】アウタパネルのフラットヘム加工部の形状を模式的に示す説明図である。
【符号の説明】
1:アウタパネル、2:インナパネル、A:折り曲げ部
【図１】
0004383039.tif 000006
【図２】
0004383039.tif 000007