KR20140114031A

KR20140114031A - 베이킹 도장 경화성이 우수한 알루미늄 합금판

Info

Publication number: KR20140114031A
Application number: KR1020147022666A
Authority: KR
Inventors: 가츠시 마츠모토; 야스히로 아루가; 히사오 시시도
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2012-02-16
Filing date: 2013-01-29
Publication date: 2014-09-25
Also published as: JP6227222B2; WO2013121876A1; US9453273B2; US20150007909A1; JP2013167004A; CN104114726A

Abstract

본 발명의 알루미늄 합금판은, 압연 후에 조질 처리로서 용체화 켄칭 처리 및 재가열 처리된 특정 조성의 6000계 알루미늄 합금판이며, 시차 주사 열분석 곡선에 있어서의, 특정 온도 범위에 있어서의 발열 피크 높이 A, B, C의 관계를 특정 범위로 하여, 저온, 단시간의 인공 시효 경화 처리를 실시하였을 때의 0.2％ 내력의 증가량을 100㎫ 이상으로 향상시킨다.

Description

베이킹 도장 경화성이 우수한 알루미늄 합금판 {ALUMINUM ALLOY SHEET WITH EXCELLENT BAKING-PAINT CURABILITY}

본 발명은, Al-Mg-Si계 알루미늄 합금판에 관한 것이다. 본 발명에서 말하는 알루미늄 합금판이라 함은, 열간 압연판이나 냉간 압연판 등의 압연판이며, 용체화 처리 및 켄칭 처리 등의 조질이 실시된, 패널에의 프레스 성형이나 패널 상태에서의 베이킹 도장 경화 처리 전의 알루미늄 합금판을 말한다. 또한, 이하의 기재에서는, 알루미늄을 Al이라고도 한다.

최근, 지구 환경 등에의 배려로부터, 자동차 등의 차량의 경량화의 사회적 요구는 점점 높아지고 있다. 이러한 요구에 응하기 위해, 자동차 패널, 특히 후드, 도어, 루프 등의 대형 바디 패널(아우터 패널, 이너 패널)의 재료로서, 강판 등의 철강 재료 대신에, 성형성이나 베이킹 도장 경화성이 우수한, 보다 경량인 알루미늄 합금재의 적용이 증가하고 있다.

이 중, 자동차의 후드, 펜더, 도어, 루프, 트렁크리드 등의 패널 구조체의, 아우터 패널(외판)이나 이너 패널(내판) 등의 패널에는, 박육이며 또한 고강도 알루미늄 합금판으로서, Al-Mg-Si계의 AA 내지 JIS 6000계(이하, 단순히 6000계라고도 함) 알루미늄 합금판이 사용되고 있다.

이 6000계(Al-Mg-Si계) 알루미늄 합금판은, Si, Mg를 필수로서 포함하고, 특히 과잉 Si형의 6000계 알루미늄 합금은, 이들 Si/Mg가 질량비로 1 이상인 조성을 갖고, 강제 가열시의 우수한 인공 시효 경화능을 갖고 있다. 이로 인해, 프레스 성형이나 굽힘 가공시에는 저내력화에 의해 성형성을 확보함과 함께, 성형 후의 패널의 도장 베이킹 처리 등의, 비교적 저온의 인공 시효 (경화) 처리시의 강제 가열에 의해, 인공 시효 경화하여 내력이 향상되어, 패널로서의 필요한 강도를 확보할 수 있는 베이킹 도장 경화성(이하, 베이크 하드성＝BH성, 베이킹 경화성이라고도 함)이 있다.

또한, 6000계 알루미늄 합금판은, Mg량 등의 합금량이 많은 다른 5000계 알루미늄 합금 등에 비해, 합금 원소량이 비교적 적다. 이로 인해, 이들 6000계 알루미늄 합금판의 스크랩을, 알루미늄 합금 용해재(용해 원료)로서 재이용할 때, 원래의 6000계 알루미늄 합금 주괴를 얻기 쉽고, 리사이클성도 우수하다.

한편, 자동차의 아우터 패널 등은, 주지와 같이, 알루미늄 합금판에 대해, 프레스 성형에 있어서의 벌징 성형시나 굽힘 성형 등의 성형 가공이 복합적으로 행해져 제작된다. 예를 들어, 후드나 도어 등의 대형의 아우터 패널에서는, 벌징 등의 프레스 성형에 의해, 아우터 패널로서의 성형품 형상으로 이루어지고, 이어서 이 아우터 패널 주연부의 플랫 헴 등의 헴(헤밍) 가공에 의해, 이너 패널과의 접합이 행해져, 패널 구조체로 된다.

상기 자동차 등의 아우터 패널 등에서는, 경량화를 위해, 보다 박육화되는 경향이 있고, 박육화한 후, 내덴트성이 우수한, 고강도화가 요구된다. 따라서, 프레스 성형시에는, 알루미늄 합금판을 보다 저내력화시켜, 성형성을 확보하고, 성형 후의 패널의 도장 베이킹 처리 등의 비교적 저온의 인공 시효 처리시의 가열에 의해 시효 경화하여 내력이 향상되어, 박육화한 후라도 필요한 강도를 확보할 수 있는 인공 시효 경화능(베이킹 도장 경화성)이 보다 필요해진다.

종래부터, 이러한 6000계 알루미늄 합금판의 베이킹 도장 경화성에 대해, Mg-Si계 클러스터(용체화 및 켄칭 처리 후의 실온 방치 중에 형성됨)를 제어하는 것이 다양하게 제안되어 있다. 이들은, 판의 제조시에, 주로, 용체화 및 켄칭 처리 후의 열처리 등에 의해 베이킹 도장 경화성을 향상시킨다. 그리고, 최근에는, 이들 Mg-Si계 클러스터를, 6000계 알루미늄 합금판의 시차 주사 열분석 곡선(이하, DSC라고도 함)의 흡열 피크나 발열 피크에서 측정한 후 제어하는 기술이 제안되어 있다.

예를 들어, 특허문헌 1, 2에서는, 저온 시효 경화능을 저해하고 있는 요인으로서, 이들 Mg-Si계 클러스터, 특히 Si/공공(空孔) 클러스터(GPI)의 생성량을 규제하는 것이 제안되어 있다. 이들 기술에서는, 실온 시효 억제와 저온 시효 경화능을 저해하는 GPI의 생성량을 규제하기 위해, T4재(용체화 처리 후 자연 시효 후)의 DSC에 있어서, GPI의 용해에 상당하는 150∼250℃의 온도 범위에 있어서의 흡열 피크가 없는 것을 규정하고 있다. 또한, 이들 기술에서는, 이 GPI의 생성을 억제 내지 제어하기 위해, 용체화 및 실온까지 켄칭 처리한 후에, 상기 70∼150℃에서 0.5∼50시간 정도 유지하는 저온 열처리를 실시하고 있다.

확실히, 상기 특허문헌 1, 2와 같이, 용체화 및 켄칭 처리 후 실온 방치 중에 형성된 GPI는, 도장 베이킹시에 붕괴되어, 매트릭스의 용질 농도가 저하되므로, 강도 상승에 기여하는 GP존(Mg₂Si 석출상)측의 석출을 저해하여, 저온 시효 경화능이 저해된다. 또한, 이 GPI의 형성은 강도 상승도 초래하여, 실온 시효 억제를 저해한다. 따라서, 이 GPI의 형성을 억제하면, 실온 시효 억제와 저온 시효 경화능이 향상된다. 그러나, 이 GPI의 형성을 억제하는 것만으로는, 최근 요구되고 있는 베이킹 도장 경화성(저온 인공 시효 경화능)의 특성 향상을 위해서는, 아직 불충분하다. 예를 들어, 상기 특허문헌 1, 2에 개시되어 있는 베이킹 도장 경화성은, 175℃×30분 내지 170℃×20분의 인공 시효 처리 조건에서의 BH 후의 내력이, 최대라도 168㎫ 정도의 레벨이며, 이러한 종류 패널 용도에 요구되는 200㎫ 이상으로는 되지 않는다.

이로 인해, 특허문헌 3에서는, 과잉 Si형의 6000계 알루미늄 합금재이며, 이 알루미늄 합금재의 용체화 및 켄칭 처리를 포함하는 조질 처리 후의 DSC에 있어서, Si/공공 클러스터(GPI)의 용해에 상당하는 150∼250℃의 온도 범위에 있어서의 마이너스의 흡열 피크 높이가 1000μW 이하이고, 또한 Mg/Si 클러스터(GPII)의 석출에 상당하는 250∼300℃의 온도 범위에 있어서의 플러스의 발열 피크 높이를 2000μW 이하로 하는 것이 제안되어 있다. 이 알루미늄 합금재는, 상기 조질 처리 후 적어도 4개월간의 실온 시효 후의 특성으로서, 내력이 110∼160㎫의 범위이고, 또한 상기 조질 처리 직후와의 내력차가 15㎫ 이내, 연신율이 28％ 이상이고, 또한 2％의 변형 부여 후 150℃×20분의 저온 시효 처리시의 내력이 180㎫ 이상인 특성을 갖는다.

그러나, 이 특허문헌 3에서도, 조질 처리(제조) 직후의 As 내력이 135㎫ 미만인 알루미늄 합금판의, 베이킹 도장 경화 후(2％의 변형 부여 후 170℃×20분의 조건)의 BH 후 내력을 240㎫에 가깝거나, 그 이상의 고내력으로 하는 것은 어렵다. 즉, BH 후 내력과 As 내력의 차가 120㎫ 이상인, 베이킹 도장 경화 특성(BH성)을 갖는 것은 어렵다.

특허문헌 4에서는, 이러한 저온 단시간의 베이킹 도장 경화에서의 BH성을 얻기 위해, 6000계 알루미늄 합금판의 조질 처리 후의 시차 주사 열분석 곡선에 있어서, 100∼200℃의 온도 범위에 있어서의 발열 피크 높이 W1을 50μW 이상으로 하고, 또한 200∼300℃의 온도 범위에 있어서의 발열 피크 높이 W2와, 상기 발열 피크 높이 W1의 비 W2/W1을 20.0 이하로 한다.

여기서, 상기 발열 피크 W1은, 인공 시효 경화 처리시의 β"(Mg₂Si상)의 핵 생성 사이트로 되는 GP존의 석출에 대응하고 있고, W1의 피크 높이가 높을수록, 인공 시효 경화 처리시의 β"의 핵 생성 사이트로 되는 GP존이, 조질 처리 후의 판에, 이미 형성, 확보되어 있는 것으로 한다. 이 결과, 성형 후의 베이킹 도장 경화 처리시에, 신속하게 β"가 성장하여, 베이킹 도장 경화성(인공 시효 경화능)을 향상시킨다고 하고 있다. 한편, 상기 발열 피크 W2의 쪽은, β" 자체의 석출 피크에 대응하고 있고, 조질 처리 후(제조 후)의 성형되기 전의 판을, 내력을 135㎫ 미만으로 저내력화시켜 성형성을 확보하기 위해, 이 발열 피크 W2 높이를 가능한 한 작게 한다고 하고 있다.

일본 특허 공개 평10-219382호 공보 일본 특허 공개 제2000-273567호 공보 일본 특허 공개 제2003-27170호 공보 일본 특허 공개 제2005-139537호 공보

단, 이 특허문헌 4에서도, 혹은 다른 종래 기술이라도, 조질 처리(제조) 직후의 As 내력이 135㎫ 미만인 알루미늄 합금판의, 저온 단시간 조건에서의 베이킹 도장 경화 처리 후(2％의 변형 부여 후 170℃×20분의 조건)의 BH 후 내력을, 상기 As 내력과의 내력차로, 안정적으로 100㎫ 이상 향상시킨 고내력으로 하는 것은 어렵다.

본 발명은, 상기 문제점에 비추어 이루어진 것이며, 실온 시효 후에 저온이며 단시간화된 조건의 차체 도장 베이킹 처리라도, 높은 BH성이 안정적으로 얻어지는 Al-Si-Mg계 알루미늄 합금판을 제공하는 것이다.

이 목적을 달성하기 위해, 본 발명의 베이킹 도장 경화성이 우수한 알루미늄 합금판의 요지는, 질량％로, Mg:0.2∼2.0％, Si:0.3∼2.0％를 포함하고, 잔량부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 압연 후에 조질 처리로서 용체화 켄칭 처리 및 재가열 처리된 Al-Mg-Si계 알루미늄 합금판이며, 시차 주사 열분석 곡선에 있어서, 230∼270℃의 온도 범위에 있어서의 발열 피크 높이를 A, 280∼320℃의 온도 범위에 있어서의 발열 피크 높이를 B, 330∼370℃의 온도 범위에 있어서의 발열 피크량을 C로 하였을 때에, 상기 발열 피크 높이 B가 20μW/㎎ 이상임과 함께, 상기 발열 피크 높이 B에 대한 상기 발열 피크 높이 A, C의 각 비인, A/B를 0.45 이하, C/B를 0.6 이하로 각각 하여, 상기 발열 피크 높이 A와 C를 모두 규제하고, 2％의 변형 부여 후에 170℃×20분의 인공 시효 경화 처리를 실시하였을 때의 압연 방향과 평행한 방향의 0.2％ 내력의 증가량이 100㎫ 이상인 것으로 한다.

본 발명에 따르면, 조질 처리(제조) 직후의 As 내력이 135㎫ 미만인 알루미늄 합금판의, 저온 단시간 조건에서의 베이킹 도장 경화 처리 후(2％의 변형 부여 후 170℃×20분의 조건)의 BH 후 내력을, 상기 As 내력과의 내력차로, 100㎫ 이상 향상시킨 고내력을, 장척의 판 코일 중에서 안정적으로 얻을 수 있다.

냉연에 의해 제조된 코일 상태의 광폭이며 장척인 알루미늄 합금판은, 압연 길이 방향의 부위에 걸쳐, 수백 매의 다수의 상기 자동차 등의 패널로 프레스 성형된다. 이러한 알루미늄 합금판의 조직을, 화합물의 크기나 밀도 등의, 광학 혹은 SEM, TEM 등의 현미경 분석에 의해 마이크로적으로 규정해도, 그것이, 코일 상태의 광폭이며 장척인 알루미늄 합금판의 특성을, 압연 길이 방향의 부위에 걸쳐 보장하고 있다고는 할 수 없다.

이것은, 6000계 알루미늄 합금판의 시차 주사 열분석 곡선(DSC)의 흡열 피크나 발열 피크에서 측정한 후 제어하는, 상기 종래 기술에서도 마찬가지이다. 이러한 DSC 제어라도, 코일 상태의 광폭이며 장척인 알루미늄 합금판의 특성을, 압연 길이 방향의 부위에 걸쳐 보장하지 않으면, 1매의 판의 압연 길이 방향의 부위에 걸친, 각 성형 부위로부터 성형되는 수많은 패널의, 상기 저온 단시간 조건에서의 BH성을, 동시에 향상 내지 보장할 수 없다.

본 발명은 이러한 DSC 제어에 있어서, 코일 상태의 광폭이며 장척인 알루미늄 합금판의 특성을, 압연 길이 방향의 부위에 걸쳐 보장할 수 있고, 1매의 판(코일)의 압연 길이 방향에 걸친 각 부위로부터 각각 채취되어 성형되는 다수의 패널의, 상기 저온 단시간 조건에서의 BH성을, 동시에 향상 내지 보장할 수 있다.

도 1은 측정한 알루미늄 합금판의 시차 주사 열분석 곡선(DSC)을 나타내는 설명도이다.

이하에, 본 발명의 실시 형태에 대해, 요건마다 구체적으로 설명한다. 또한, 본 발명에서 말하는 알루미늄 합금판이라 함은, 상기한 바와 같이, 냉간 압연 후, 조질 처리를 실시한 후에 실온 시효한 판(압연판)을 말한다. 따라서, 본 발명에서 규정하는 각 요건도, 조질 처리 직후(판 제조 직후)뿐만 아니라, 조질 처리 후(판 제조 후)로부터 프레스 성형 내지 굽힘 가공될 때까지의 임의의 기간(예를 들어, 판 제조 후로부터 1개월 이상 경과 후)에 있어서의 알루미늄 합금판을 말한다.

시차 열분석:

본 발명에서는, 압연 후에 조질 처리로서 용체화 켄칭 처리 및 재가열 처리된 6000계(Al-Mg-Si계) 알루미늄 합금판의 조직을, 시차 주사 열분석 곡선에 있어서, BH성에 특히 관계되는, 특정 온도 범위에 있어서의 발열 피크 높이를 3개(3개소) 선택한다. 바꾸어 말하면, BH성에 특히 관계되는, 특정 온도 범위에 있어서의 발열 피크 높이 3개를 각각 제어하여, BH성(베이킹 도장 경화 특성)을 높인다.

도 1에, 후술하는 실시예의, 표 1에 있어서의 발명예 1, 2, 비교예 4의 3종류의 알루미늄 합금판의 DSC로서, 발명예 1을 굵은 실선, 발명예 2를 가는 실선, 비교예 4를 점선으로 각각 나타낸다.

이 도 1에 있어서, 상기 BH성에 특히 관계되는 3개의 발열 피크 높이로서, 시차 주사 열분석 곡선에 있어서의, 230∼270℃의 온도 범위에 있어서의 발열 피크 높이 A, 280∼320℃의 온도 범위에 있어서의 발열 피크 높이 B, 330∼370℃의 온도 범위에 있어서의 발열 피크 높이 C를 선택하고, 제어한다. 또한, 이하의 설명에서는, 이들 발열 피크 높이 A, B, C를 갖는 각 발열 피크를, 각각 발열 피크 a, 발열 피크 b, 발열 피크 c라 한다.

상기 시차 주사 열분석 곡선이라 함은, 상기 조질 처리 후의 알루미늄 합금판의 융해 과정에 있어서의 열적 변화를 이하의 조건에 의한 시차 열분석에 의해 측정하여 얻어진 고상으로부터의 가열 곡선이다.

이 시차 열분석을, 본 발명에서는, 상기 조질 처리 후의 알루미늄 합금판의 길이 방향에 걸친 선단부, 중앙부, 후단부를 각각 필수로 포함하는 10개소에 있어서 행한다. 그리고, 상기 각 온도 범위의 발열 피크 중 가장 높은 발열 피크 높이를, 상기 측정 10개소에서 평균화한 것을 상기 각 발열 피크 높이 A, B, C로 한다. 이러한 DSC 제어에 의해, 코일 상태의 광폭이며 장척인 알루미늄 합금판의 특성을, 압연 길이 방향의 부위에 걸쳐 보장하고, 1매의 판의 압연 길이 방향의 부위에 걸친, 각 성형 부위로부터 성형되는 수많은 패널의, 상기 저온 단시간 조건에서의 BH성을, 동시에 향상 내지 보장한다.

상기 판의 각 측정 개소에 있어서의 시차 열분석에 있어서는, 시험 장치:세이코-인스트루먼트제 DSC220G, 표준 물질:알루미늄, 시료 용기:알루미늄, 승온 조건:15℃/min, 분위기:아르곤(50ml/min), 시료 중량:24.5∼26.5㎎의 동일 조건에서 각각 행한다. 그리고, 얻어진 시차 열분석의 프로파일(μW)을 시료 중량으로 나누어 규격화한(μW/㎎) 후에, 상기 시차 열분석 프로파일에서의 0∼100℃의 구간에 있어서, 시차 열분석의 프로파일이 수평으로 되는 영역을 0의 기준 레벨로 하고, 이 기준 레벨로부터의 발열 피크 높이로서, 상기 각 온도 범위의 발열 피크 중 가장 높은 발열 피크 높이를, 상기 측정 10개소에서 평균화한 것을 상기 각 발열 피크 높이 A, B, C로 한다.

발열 피크 높이 B:

상기 발열 피크 높이 B는, 280∼320℃의 사이의 발열 피크 b의 높이이며, β'(중간상)의 석출 피크에 대응하고 있다. 이 β'의 피크인 상기 발열 피크 높이 B가 충분히 높아지는 것은, Mg, Si 원자가 보다 많이 고용되어 있고, 또한 석출을 촉진시키는, 용체화 켄칭시에 동결된 과포화 원자 공공량이 많은 것을 의미하고 있다. 이 중, 특히 과포화 고용 Mg, Si, 동결 공공량이 많은 것은, β"상의 석출에 유리한 방향이다.

따라서, 상기 발열 피크 높이 B를 20μW/㎎ 이상의 일정량(일정 높이) 이상 확보하여, 2％의 변형 부여 후에 170℃×20분의 인공 시효 경화 처리를 실시하였을 때의 BH(베이크 하드)성을 높인다. 상기 발열 피크 높이 B가 20μW/㎎ 미만에서는, 다른 DSC 요건(A/B≤0.45, C/B≤0.6)을 만족시켰다고 해도, 2％의 변형 부여 후에 170℃×20분의 인공 시효 경화 처리를 실시하였을 때의 압연 방향과 평행한 방향의 0.2％ 내력의 증가량을, 100㎫ 이상으로 할 수 없다. 이 결과, 1매의 판의 압연 길이 방향의 부위에 걸친, 각 성형 부위로부터 성형되는 수많은 패널의, 상기 저온 단시간 조건에서의 BH성(베이킹 도장 경화 특성)을, 동시에 향상 내지 보장할 수 없다. 이 발열 피크 높이 B의 상한은 특별히 정하지 않지만, 제조 한계로부터 보면 대략 50μW/㎎ 정도이다. 따라서, 발열 피크 높이 B는, 바람직하게는 20μW/㎎∼50μW/㎎의 범위로 한다.

발열 피크 높이 A:

발열 피크 높이 A는, 230∼270℃의 사이의 발열 피크 a의 높이이며, 인공 시효시의 시효 경화에 기여하는 β"상의 석출 피크에 대응하고 있다. 종래의 DSC 제어에서는, 저온 단시간에서의 BH성을 향상시키기 위해, β"상의 핵 생성 사이트로 되는 Mg/Si 클러스터를 확보하려고, 이 발열 피크 높이 A를 높인다. 그러나, 본 발명에서는, 이 발열 피크 높이 A를 반대로 규제하여 작게 한다. 사실, 6000계 알루미늄 합금 압연판을, 용체화 켄칭 처리 및 재가열 처리하고, 이 재가열 처리시의 히트 패턴으로 하여, 가열 속도와 유지 온도, 유지 시간 및 냉각 속도를 제어함으로써, 이 발열 피크 높이 A가 낮아진다. 본 발명에서는, β"의 핵으로 되는 Mg/Si 클러스터나 G.P.존을 용체화 처리 후에 이미 형성시키고 있는 것에 더하여, 그 후의 패널에 성형 후의 베이킹 도장 처리시에 신속하게 β"를 성장시키기 위해, 또 다른 발열 피크 높이와의 관계를 세밀하게 제어함으로써, 상기 저온 단시간 조건에서의 BH성을 향상시키고 있다.

발열 피크 높이 A가, 상기 발열 피크 높이 B보다도 현저하게 낮은 것은, A의 피크에 대응하는 β" 혹은 그 핵이, 이미 DSC 측정 전에 형성되어 있는 것을 의미하고, 또한 B의 피크가 높을수록, β"의 석출에도 관여하는 과포화 고용 Mg, Si량도 많고, 동결 공공량도 많은 것을 의미한다. 따라서, 발열 피크 높이 A를, 상기 발열 피크 높이 B와의 상대 관계에서, 상기 발열 피크 높이 B에 대한 상기 발열 피크 높이 A의 비 A/B를, A/B≤0.45로 작게 규제한다. 이 A/B≤0.45로 하면, 상기 발열 피크 높이 B가 20μW/㎎ 이상인 조건과의 상승 효과로, 상기 저온 단시간 조건에서의 BH성이 향상된다.

한편, A/B가 0.45를 초과하여 크게(높게) 되면, 다른 DSC 요건(상기 발열 피크 높이 B가 20μW/㎎ 이상, C/B≤0.6)을 만족시켰다고 해도, 2％의 변형 부여 후에 170℃×20분의 인공 시효 경화 처리를 실시하였을 때의 압연 방향과 평행한 방향의 0.2％ 내력의 증가량을, 100㎫ 이상으로 할 수 없다. 이 결과, 1매의 판의 압연 길이 방향의 부위에 걸친, 각 성형 부위로부터 성형되는 수많은 패널의, 상기 저온 단시간 조건에서의 BH성을, 동시에 향상 내지 보장할 수 없다. 이 A/B의 하한은 특별히 정하지 않지만, 제조 한계로부터 보면 대략 0.1 정도이다. 따라서, A/B는, 바람직하게는 0.1∼0.45의 범위로 한다.

발열 피크 높이 C:

발열 피크 높이 C는, 330∼370℃ 사이의 발열 피크 c의 높이이며, 안정된 β상(Mg₂Si)의 석출 피크에 대응하고 있다. 본 발명에서는, 이 석출 피크가 작은 쪽이 상기 저온 단시간 조건에서의 BH성이 우수한 것을 실험적으로 발견하였다. 이로 인해, 발열 피크 높이 C를, 상기 발열 피크 높이 B와의 상대 관계에서, 상기 발열 피크 높이 B에 대한 상기 발열 피크 높이 C의 비인 C/B를, C/B≤0.6으로 하여, 상기 발열 피크 높이 A와 함께, 이 발열 피크 높이 C를 규제하여, 가능한 한 작게 제어한다. 이 C/B≤0.6으로 하면, 상기 발열 피크 높이 B가 20μW/㎎ 이상, 상기 A/B≤0.45의 각 조건과의 상승 효과로, 상기 저온 단시간 조건에서의 BH성이 향상된다.

한편, 이 C/B가 0.6을 초과하여 크게(높게) 되면, 다른 DSC 요건(상기 발열 피크 높이 B가 20μW/㎎ 이상, A/B≤0.45)을 만족시켰다고 해도, 2％의 변형 부여 후에 170℃×20분의 인공 시효 경화 처리를 실시하였을 때의 압연 방향과 평행한 방향의 0.2％ 내력의 증가량을, 100㎫ 이상으로 할 수 없다. 이 결과, 1매의 판의 압연 길이 방향의 부위에 걸친, 각 성형 부위로부터 성형되는 수많은 패널의, 상기 저온 단시간 조건에서의 BH성(베이킹 도장 경화 특성)을, 동시에 향상 내지 보장할 수 없다. 이 C/B의 하한은 특별히 정하지 않지만, 제조 한계로부터 보면 대략 0.15 정도이다. 따라서, C/B는, 바람직하게는 0.15∼0.6의 범위로 한다.

이 발열 피크 높이 C의 메커니즘은 아직 불분명하지만, 과포화로 고용되어 있는 Mg, Si 원자가, 강화에 효과가 있는 β"상이나, 또한 고온 영역에서 형성되는 β'상으로서 거의 석출되어 있고, 과포화로 고용된 Mg, Si로부터 직접 β상으로서 석출되는 거동으로 되어 있지 않기 때문이라고 추정된다. 이것은, 승온 중에 있어서, β"의 핵으로 되는 Mg/Si 클러스터나 G.P.존 등이 이미 형성되는 것에 기인하여 A의 피크가 작은 것과, β'의 석출에 대응하는 B의 피크가 높은 것과 아울러 해석하면, 용체화 켄칭시의 동결 공공량이 많거나, 그 후의 후술하는 예비 시효 처리에서 효율적으로 원자 공공이 Mg/Si 클러스터 등의 형성에 활용되고, 또한 β'의 석출을 촉진시키는 상태로 존재하고 있기 때문이라고 추정된다.

원자 공공은 이러한 석출에 관여하지만, 저온일수록 그 평형론적으로 존재하는 양이 적고, 켄칭 등에 의한 비평형으로 동결된 원자 공공량이 석출 등의 확산에 강하게 관여한다. DSC 등의 승온 과정에서는, 300℃ 정도 이상의 고온 영역으로 되어 가면, 평형론적인 원자 공공량도 증대되어, 동결 공공의 영향보다도 그쪽이 지배적으로 되므로, β상의 석출에는, 동결 공공은 직접 관여하는 것으로는 되지 않는다. 즉, β"상, β'상이 석출되는 저온 영역에서는, 동결 공공이 그 석출 거동에 강하게 관여하여, 보다 석출이 촉진됨으로써, 고온 영역에서 석출되는 β상의 거동에 영향을 미치고 있는 것이라 추정된다.

덧붙여 말하면, 이들 각 발열 피크 높이 A, B, C의 각 발열 피크 a, b, c는, 실온에서는 「종(種)」의 상태로 존재하여, 제조된 6000계 알루미늄 합금판의 상태(통상의 실온), 즉, 압연 후에 조질 처리로서 용체화 켄칭 처리 및 재가열 처리된 판의 상태에서는, 통상의 분석 수단으로는, 전혀 분석도 검지도 할 수 없다. 바꾸어 말하면, 이들 각 발열 피크 높이 A, B, C의 각 발열 피크 a, b, c는, 시차 열분석에 의해, 상기 조질 처리 후의 알루미늄 합금판을 가열해 가면 비로소 나타난다.

또한, 이들 각 발열 피크 높이 A, B, C, 혹은 각 발열 피크 a, b, c는, 이 시차 열분석시의 가열 조건에서는, 상당히 지연되어, 최초에 발생하는 A도 230℃ 이상이라고 하는, 비교적 고온에서 처음 발생한다. 따라서, 지금까지 아무리 시차 열분석하고 있어도, 이들 각 발열 피크 a, b, c가 없으면, 바꾸어 말하면, 상기 온도 범위에서 피크를 검지할 수 없는, 완만한 DSC 가열 곡선밖에 얻어져 있지 않으면, 각 발열 피크 a, b, c의 존재 자체나 그 거동에 대해서는 전혀 알 방법이 없다. 본 발명은, 이들 각 발열 피크 a, b, c의 존재 자체나 그 저온 단시간에서의 BH성에의 거동(기여)에 대한 지식을 바탕으로 이루어져 있다.

화학 성분 조성:

다음으로, 6000계 알루미늄 합금판의 화학 성분 조성에 대해, 이하에 설명한다. 본 발명이 대상으로 하는 6000계 알루미늄 합금판은, 상기한 자동차의 외판용의 판 등으로서, 우수한 성형성이나 BH성, 강도, 용접성, 내식성 등의 여러 특성이 요구된다.

이러한 요구를 만족시키기 위해, 알루미늄 합금판의 조성은, 질량％로, Mg:0.2∼2.0％, Si:0.3∼2.0％를 포함하고, 잔량부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것으로 한다. 또한, 각 원소의 함유량의 ％ 표시는 모두 질량％의 의미이다.

본 발명이 대상으로 하는 6000계 알루미늄 합금판은, BH성이 보다 우수한, Si와 Mg의 질량비 Si/Mg가 1 이상인 과잉 Si형의 6000계 알루미늄 합금판으로 되는 것이 바람직하다. 6000계 알루미늄 합금판은, 프레스 성형이나 굽힘 가공시에는 저내력화에 의해 성형성을 확보함과 함께, 성형 후의 패널의 도장 베이킹 처리 등의, 비교적 저온의 인공 시효 처리시의 가열에 의해 시효 경화하여 내력이 향상되어, 필요한 강도를 확보할 수 있는 우수한 시효 경화능(BH성)을 갖고 있다. 이 중에서도, 과잉 Si형의 6000계 알루미늄 합금판은, 질량비 Si/Mg가 1 미만인 6000계 알루미늄 합금판에 비해, 이 BH성이 보다 우수하다.

본 발명에서는, 이들 Mg, Si 이외의 그 밖의 원소는 기본적으로는 불순물 혹은 포함되어도 되는 원소이며, AA 내지 JIS 규격 등을 따른 각 원소 레벨의 함유량(허용량)으로 한다.

즉, 자원 리사이클의 관점에서, 본 발명에서도, 합금의 용해 원료로서, 고순도 Al 지금(地金)뿐만 아니라, Mg, Si 이외의 그 밖의 원소를 첨가 원소(합금 원소)로서 많이 포함하는 6000계 합금이나 그 밖의 알루미늄 합금 스크랩재, 저순도 Al 지금 등을 다량으로 사용한 경우에는, 하기와 같은 다른 원소가 필연적으로 실질량 혼입된다. 그리고, 이들 원소를 의도적으로 저감시키는 정련 자체가 비용 상승으로 되어, 어느 정도 함유하는 허용이 필요해진다. 또한, 실질량 함유해도, 본 발명 목적이나 효과를 저해하지 않는 함유 범위가 있다.

따라서, 본 발명에서는, 이러한 하기 원소를 각각 이하에 규정하는 AA 내지 JIS 규격 등을 따른 상한량 이하의 범위에서의 함유를 허용한다. 구체적으로는, Mn:1.0％ 이하(단, 0％를 포함하지 않음), Cu:1.0％ 이하(단, 0％를 포함하지 않음), Fe:1.0％ 이하(단, 0％를 포함하지 않음), Cr:0.3％ 이하(단, 0％를 포함하지 않음), Zr:0.3％ 이하(단, 0％를 포함하지 않음), V:0.3％ 이하(단, 0％를 포함하지 않음), Ti:0.05％ 이하(단, 0％를 포함하지 않음), Zn:1.0％ 이하(단, 0％를 포함하지 않음), Ag:0.2％ 이하(단, 0％를 포함하지 않음) 중 1종 또는 2종 이상을, 이 범위에서, 상기한 기본 조성에 더하여, 더 포함해도 된다.

상기 6000계 알루미늄 합금에 있어서의, 각 원소의 함유 범위와 의의, 혹은 허용량에 대해 이하에 설명한다.

Si:0.3∼2.0％

Si는 Mg와 함께, 본 발명에서 규정하는 BH성에 효과가 있는 상기 DSC에 있어서의 각 발열 피크 높이 A, B, C의 제어나 규정을 만족시키는 데 있어서 중요한 원소이다. 또한, 고용 강화와, 도장 베이킹 처리 등의 상기 저온에서의 인공 시효 처리시에, 강도 향상에 기여하는 시효 석출물을 형성하여, 시효 경화능을 발휘하고, 자동차의 아우터 패널로서 필요한 강도(내력)를 얻기 위한 필수적인 원소이다. 또한, 본 발명 6000계 알루미늄 합금판에 있어서, 프레스 성형성에 영향을 미치는 전연신율 등의 여러 특성을 겸비시키기 위한 최중요 원소이다.

또한, 패널에의 성형 후의, 보다 저온, 단시간에서의 도장 베이킹 처리에서의 우수한 시효 경화능을 발휘시키기 위해서는, Si/Mg를 질량비로 1.0 이상으로 하고, 일반적으로 일컬어지는 과잉 Si형보다도 Si를 Mg에 대해 더욱 과잉으로 함유시킨 6000계 알루미늄 합금 조성으로 하는 것이 바람직하다.

Si 함유량이 지나치게 적으면, Si의 절대량이 부족하므로, 본 발명에서 규정하는 BH성에 효과가 있는 상기 DSC에 있어서의 각 발열 피크 높이 A, B, C의 제어나 규정을 만족시킬 수 없게 되어, BH성이 현저하게 저하된다. 나아가서는, 각 용도에 요구되는 전연신율 등의 여러 특성을 겸비할 수 없다. 한편, Si 함유량이 지나치게 많으면, 조대한 정출물 및 석출물이 형성되어, 굽힘 가공성이나 전연신율 등이 현저하게 저하된다. 또한, 용접성도 현저하게 저해된다. 따라서, Si는 0.3∼2.0％의 범위로 한다.

Mg:0.2∼2.0％

Mg도, Si와 함께 본 발명에서 규정하는 BH성에 효과가 있는 상기 DSC에 있어서의 각 발열 피크 높이 A, B, C의 제어나 규정을 만족시키는 데 있어서 중요한 원소이다. 또한, 고용 강화와, 도장 베이킹 처리 등의 상기 인공 시효 처리시에, Si와 함께 강도 향상에 기여하는 시효 석출물을 형성하여, 시효 경화능을 발휘하고, 패널로서의 필요 내력을 얻기 위한 필수적인 원소이다.

Mg 함유량이 지나치게 적으면, Mg의 절대량이 부족하므로, 본 발명에서 규정하는 BH성에 효과가 있는 상기 DSC에 있어서의 각 발열 피크 높이 A, B, C의 제어나 규정을 만족시킬 수 없게 되어, BH성이 현저하게 저하된다. 이로 인해 패널로서 필요한 내력이 얻어지지 않는다. 한편, Mg 함유량이 지나치게 많으면, 조대한 정출물 및 석출물이 형성되어, 굽힘 가공성이나 전연신율 등이 현저하게 저하된다. 따라서, Mg의 함유량은 0.2∼2.0％의 범위이고, 바람직하게는 Si/Mg가 질량비로 1.0 이상으로 되는 양으로 한다.

제조 방법:

다음으로, 본 발명 알루미늄 합금판의 제조 방법에 대해 이하에 설명한다. 본 발명 알루미늄 합금판은, 제조 공정 자체는 통상법 혹은 공지의 방법이며, 상기 6000계 성분 조성의 알루미늄 합금 주괴를 주조 후에 균질화 열처리하고, 열간 압연, 냉간 압연이 실시되어 소정의 판 두께로 되고, 또한 용체화 켄칭 등의 조질 처리가 실시되어 제조된다.

단, 이들 제조 공정 중에서, 본 발명에서 규정하는 BH성에 효과가 있는 상기 DSC에 있어서의 각 발열 피크 높이 A, B, C의 제어나 규정을 만족시키기 위해서는, 후술하는 바와 같이, 용체화 및 켄칭 처리 후의 재가열 처리 조건을 보다 적정하게 제어할 필요가 있다. 또한, 다른 공정에 있어서도, 본 발명의 규정 범위 내에 상기 DSC에 있어서의 각 발열 피크 높이 A, B, C를 제어하기 위한 바람직한 조건도 있다.

(용해, 주조 냉각 속도)

우선, 용해, 주조 공정에서는, 상기 6000계 성분 조성 범위 내에 용해 조정된 알루미늄 합금 용탕을, 연속 주조법, 반연속 주조법(DC 주조법) 등의 통상의 용해 주조법을 적절하게 선택하여 주조한다. 여기서, 본 발명의 규정 범위 내로 Mg-Si계 클러스터를 제어하기 위해, 주조시의 평균 냉각 속도에 대해, 액상선 온도로부터 고상선 온도까지를 30℃/분 이상으로, 가능한 한 크게(빠르게) 하는 것이 바람직하다.

이러한, 주조시의 고온 영역에서의 온도(냉각 속도) 제어를 행하지 않는 경우, 이 고온 영역에서의 냉각 속도는 필연적으로 느려진다. 이와 같이 고온 영역에서의 평균 냉각 속도가 느려진 경우, 이 고온 영역에서의 온도 범위에서 조대하게 생성되는 정출물의 양이 많아지고, 주괴의 판 폭 방향, 두께 방향에서의 정출물의 사이즈나 양의 편차도 커진다. 이 결과, 상기 본 발명에서 규정하는 BH성에 효과가 있는 상기 DSC에 있어서의 각 발열 피크 높이 A, B, C의 제어나 규정을 만족시킬 수 없게 될 가능성이 높아진다.

(균질화 열처리)

이어서, 상기 주조된 알루미늄 합금 주괴에, 열간 압연에 앞서, 균질화 열처리를 실시한다. 이 균질화 열처리(균열 처리)는, 조직의 균질화, 즉, 주괴 조직 중의 결정립 내의 편석을 없애는 것을 목적으로 한다. 이 목적을 달성하는 조건이면, 특별히 한정되는 것은 아니며, 통상의 1회 또는 1단의 처리여도 된다.

균질화 열처리 온도는, 500℃ 이상에서 융점 미만, 균질화 시간은 4시간 이상의 범위로부터 적절하게 선택된다. 이 균질화 온도가 낮으면 결정립 내의 편석을 충분히 없앨 수 없고, 이것이 파괴의 기점으로서 작용하므로, 신장 플랜지성이나 굽힘 가공성이 저하된다. 이 후, 즉시 열간 압연을 개시 또는, 적당한 온도까지 냉각 유지한 후에 열간 압연을 개시해도, 상기 본 발명에서 규정하는 BH성에 효과가 있는 상기 DSC에 있어서의 각 발열 피크 높이 A, B, C의 제어나 규정을 만족시킬 수는 있다.

이 균질화 열처리를 행한 후, 300℃∼500℃의 사이를 20∼100℃/hr의 평균 냉각 속도로 실온까지 냉각하고, 이어서 20∼100℃/hr의 평균 가열 속도로 350℃∼450℃까지 재가열하고, 이 온도 영역에서 열간 압연을 개시하는 2단계의 균질화 열처리로 할 수도 있다.

이 균질화 열처리 후의 평균 냉각 속도 및 그 후의 재가열 속도의 조건을 벗어나면, 조대한 Mg-Si 화합물이 형성될 가능성이 높아진다.

(열간 압연)

열간 압연은, 압연하는 판 두께에 따라서, 주괴(슬래브)의 조압연 공정과, 마무리 압연 공정으로 구성된다. 이들 조압연 공정이나 마무리 압연 공정에서는, 리버스식 혹은 탠덤식 등의 압연기가 적절하게 사용된다.

이때, 열연(조압연) 개시 온도가 고상선 온도를 초과하는 조건에서는, 버닝이 일어나므로 열연 자체가 곤란해진다. 또한, 열연 개시 온도가 350℃ 미만에서는 열연시의 하중이 지나치게 높아져 열연 자체가 곤란해진다. 따라서, 열연(조압연) 개시 온도는 350℃∼고상선 온도, 더욱 바람직하게는 400℃∼고상선 온도의 범위로 한다.

(열연판의 어닐링)

이 열연판의 냉간 압연 전의 어닐링(프리 어닐링)은 반드시 필요한 것은 아니지만, 결정립의 미세화나 집합 조직의 적정화에 의해, 성형성 등의 특성을 더욱 향상시키기 위해 실시해도 된다.

(냉간 압연)

냉간 압연에서는, 상기 열연판을 압연하여, 원하는 최종 판 두께의 냉연판(코일도 포함함)으로 제작한다. 단, 결정립을 보다 미세화시키기 위해서는, 냉간 압연율은 60％ 이상인 것이 바람직하고, 또한 상기 러프 어닐링과 마찬가지의 목적으로, 냉간 압연 패스 사이에서 중간 어닐링을 행해도 된다.

(용체화 및 켄칭 처리)

냉간 압연 후, 용체화 켄칭 처리를 행한다. 용체화 처리 켄칭 처리에 대해서는, 통상의 연속 열처리 라인에 의한 가열, 냉각이면 되고, 특별히 제한은 되지 않다. 단, 각 원소의 충분한 고용량을 얻는 것, 및 상기한 바와 같이, 결정립은 보다 미세한 것이 바람직하므로, 520℃ 이상의 용체화 처리 온도로, 가열 속도 5℃/초 이상으로 가열하여, 0∼10초 유지하는 조건에서 행하는 것이 바람직하다.

또한, 성형성이나 헴 가공성을 저하시키는 조대한 입계 화합물 형성을 억제하는 관점에서, 켄칭시의 냉각 속도는 50℃/초 이상으로 행하는 것이 바람직하다. 냉각 속도가 느리면, 입계 상에 Si, Mg₂Si 등이 석출되기 쉬워져, 프레스 성형이나 굽힘 가공시의 깨짐의 기점으로 되기 쉬워, 이들 성형성이 저하된다. 이 냉각 속도를 확보하기 위해, 켄칭 처리는, 팬 등의 공냉, 미스트, 스프레이, 침지 등의 수냉 수단이나 조건을 각각 선택하여 사용한다.

(재가열 처리)

이 실온까지 켄칭 냉각한 후, 1시간 이내에 냉연판을 재가열 처리한다. 이 재가열 처리는 2단계의 온도로 유지하고, 가열 속도와 유지 온도, 유지 시간 및 냉각 속도를 제어한다. 즉, 제1단째는 100∼250℃의 온도 영역에, 평균 가열 속도(승온 속도) 10℃/초(S) 이상으로 재가열하고, 도달 재가열 온도에서 5초∼30분 유지한다. 제2단째는, 이 재가열 온도 영역으로부터 냉각 속도 1℃/초(S) 이상으로 70∼130℃의 온도 영역으로 냉각한 후, 70∼130℃의 온도 영역에서 10분∼2시간 유지한다. 그리고, 이 제2단째의 재가열 온도 영역으로부터, 평균 냉각 속도 1℃/초(S) 이상으로 실온까지 냉각한다.

켄칭 냉각 종료 후로부터 재가열 처리까지의 실온 유지(방치) 시간이 1시간을 초과하거나, 평균 가열 속도(승온 속도)가 10℃/초(S) 미만으로 되면, 실온 유지(실온 시효)에 의해 형성되는 Si/공공 클러스터(GPI)가 먼저 생성되어, 상기 본 발명에서 규정하는 BH성에 효과가 있는 상기 DSC에 있어서의 각 발열 피크 높이 A, B, C의 제어나 규정을 만족시킬 수 없어, 상기 실온 시효 후의 저온 단시간에서의 BH성이 얻어지지 않는다. 이 중, 켄칭 냉각 종료 후로부터 재가열 처리까지의 실온 유지(방치) 시간은 보다 짧은 쪽이 바람직하다. 또한, 평균 가열 속도(승온 속도)는 빠른 쪽이 바람직하고, 고주파 가열 등의 고속 가열 수단에 의해, 15℃/초(S) 이상, 바람직하게는 20℃/초(S) 이상으로 하는 것이 바람직하다.

(제1단째의 재가열 처리)

제1단째의 재가열 처리는 100∼250℃의 온도로 한다. 상기 재가열 온도가 100℃ 미만이라도, 상기 본 발명에서 규정하는 BH성에 효과가 있는 상기 DSC에 있어서의 각 발열 피크 높이 A, B, C의 규정이 얻어지지 않아, 상기 실온 시효 후의 저온 단시간에서의 BH성이 얻어지지 않는다. 또한, 가열 온도가 250℃를 초과하는 조건에서는, 본 발명에서 규정하는 소정의 클러스터 밀도를 초과하여 형성되거나, 또는 클러스터와는 다른 β' 등의 금속간 화합물상이 형성되어, 오히려 성형성이나 굽힘 가공성을 저하시킨다.

이 제1단째의 재가열 처리에 있어서는, 재가열 온도와 함께, 평균 가열 속도(승온 속도), 도달 재가열 온도의 유지 시간도 상기 본 발명에서 규정하는 BH성에 효과가 있는 상기 DSC에 있어서의 각 발열 피크 높이 A, B, C의 제어에 크게 영향을 미친다. 평균 가열 속도가 10℃/초(S) 미만으로 지나치게 느리거나, 혹은 유지 시간이 5초 미만으로 지나치게 짧으면, 상기 본 발명에서 규정하는 BH성에 효과가 있는 상기 DSC에 있어서의 각 발열 피크 높이 A, B, C의 규정이 얻어지지 않아, 상기 실온 시효 후의 저온 단시간에서의 BH성이 얻어지지 않는다. 또한, 과잉으로 장시간 유지되면, 본 발명에서 규정하는 소정의 클러스터 밀도를 초과하여 형성되거나 또는 클러스터와는 다른 β' 등의 금속간 화합물상을 형성하여, 성형성이나 굽힘 가공성을 저하시킬 가능성이 있다.

(제2단째의 재가열 처리)

제2단째의 재가열 처리는, 제1단째의 재가열 처리의 온도 영역으로부터 직접 냉각하여, 70∼130℃의 온도 영역으로 한다. 이 제2단째의 재가열은, 제1단째에 고온 영역으로 높임으로써, 동결 공공의 기여로 형성이 촉진된, Mg/Si 클러스터(GPII)를 더욱 안정적으로 성장시키기 위해 필요한 프로세스이다. 제2단째의 재가열 온도가 70℃ 미만이라도, 상기 본 발명에서 규정하는 BH성에 효과가 있는 상기 DSC에 있어서의 각 발열 피크 높이 A, B, C의 규정이 얻어지지 않아, 상기 실온 시효 후의 저온 단시간에서의 BH성이 얻어지지 않는다. 또한, 가열 온도가 130℃를 초과하는 조건에서는, 본 발명에서 규정하는 소정의 클러스터 밀도를 초과하여 형성되거나, 또는 클러스터와는 다른 β' 등의 금속간 화합물상이 형성되기 쉬워져, 성형성이나 굽힘 가공성을 저하시킨다.

이 제2단째의 재가열 처리에 있어서는, 재가열 온도와 함께, 제1단째의 재가열 온도 영역으로부터의 평균 냉각 속도, 도달 재가열 온도의 유지 시간도 상기 본 발명에서 규정하는 BH성에 효과가 있는 상기 DSC에 있어서의 각 발열 피크 높이 A, B, C의 제어에 크게 영향을 미친다. 제2단째의 유지 시간이 지나치게 짧으면, 상기 본 발명에서 규정하는 BH성에 효과가 있는 상기 DSC에 있어서의 각 발열 피크 높이 A, B, C의 규정이 얻어지지 않아, 상기 실온 시효 후의 저온 단시간에서의 BH성이 얻어지지 않는다. 또한, 제1단째의 재가열 온도 영역으로부터의 평균 냉각 속도가 지나치게 느리거나, 제2단째의 유지 온도로 과잉으로 장시간 유지되면, 본 발명에서 규정하는 소정의 클러스터 밀도를 초과하여 형성되거나 또는 클러스터와는 다른 β' 등의 금속간 화합물상을 형성하여, 성형성이나 굽힘 가공성을 저하시킬 가능성이 있다.

(재가열 처리 후의 냉각)

6000계 알루미늄 합금 압연판이 이들 일련의 조질된 후의, BH 처리까지의 실온 경시 시간이 길수록, BH 처리시의 석출물의 석출을 저해하여, BH성을 낮게 한다. 한편, 상기 실온 경시 시간이 짧은 6000계 알루미늄 합금판일수록, BH 처리시의 석출물의 석출을 촉진시켜, BH성을 높게 한다. 단, 이러한 조질 후의 BH 처리까지의 실온 경시 시간은, 자동차의 제조 라인의 사정에 따라 바뀌어, 제어하기는 어렵다.

이로 인해, 본 발명에서는, 이 조질에 있어서의 재가열 처리 조건, 특히, 이 재가열 처리 후의 냉각에 의해, 실온 경시되기 전에, 미리 상기 본 발명에서 규정하는 BH성에 효과가 있는 상기 DSC에 있어서의 각 발열 피크 높이 A, B, C의 규정을 만족시키도록 한다. 구체적으로는, 평균 냉각 속도는 1℃/hr 이상으로 한다.

가령, 그때까지의 제조 조건이나, 다른 재가열 처리 조건을 만족시켜도, 재가열 처리 후의 상기 2단계의 세밀한 냉각 조건 등 중 하나의 조건이 적정하지 않으면, 상기 본 발명에서 규정하는 BH성에 효과가 있는 상기 DSC에 있어서의 각 발열 피크 높이 A, B, C의 제어나 규정을 만족시킬 수 없을 가능성이 높아진다.

구체적으로는, 평균 냉각 속도가 1℃/hr 미만에서는, 상기 본 발명에서 규정하는 BH성에 효과가 있는 상기 DSC에 있어서의 각 발열 피크 a, c가 많이 발생하여, 규제할 수 없어, 이들 규정을 만족시킬 수 없다.

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니며, 상기·후기하는 취지에 적합한 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하고, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

실시예

다음으로 본 발명의 실시예를 설명한다. 본 발명에서 규정된 상기 DSC에 있어서의 각 발열 피크 높이 A, B, C의 높이가 각각 서로 다른 6000계 알루미늄 합금판을, 용체화 및 켄칭 처리 후의 재가열 처리 조건에서 분할 제작하여, 조질 후의 저온 단시간에서의 BH성(도장 베이킹 경화성)을 각각 평가하였다. 아울러, 프레스 성형성이나 굽힘 가공성으로서의 헴 가공성도 평가하였다.

상기 분할 제작은, 표 1에 나타내는 조성의 6000계 알루미늄 합금판을, 표 2에 나타내는 바와 같이, 용체화 및 켄칭 처리 후의 재가열 처리 조건, 가열 온도(℃), 표 2에서는 도달 온도라 기재), 유지 시간(hr), 그리고 특히, 이들 가열 유지 후의 냉각 조건을 다양하게 변화시켜 제조하였다. 또한, 표 1 중의 각 원소의 함유량의 표시에 있어서, 각 원소에 있어서의 수치를 블랭크로 하고 있는 표시는, 그 함유량이 검출 한계 이하인 것을 나타낸다.

알루미늄 합금판의 구체적인 제조 조건은 이하와 같다. 표 1에 나타내는 각 조성의 주괴를, DC 주조법에 의해 공통적으로 용제하였다. 이때, 각 예 모두 공통적으로, 주조시의 평균 냉각 속도는 액상선 온도로부터 고상선 온도까지를 50℃/분으로 하였다. 계속해서, 주괴를, 각 예 모두 공통적으로, 540℃×6시간 균열 처리한 후, 열연(조압연) 개시 온도를 500℃로 하여 열간 조압연을 개시하였다. 그리고, 각 예 모두 공통적으로, 이어지는 마무리 압연에서, 두께 3.5㎜까지 열연하여, 열간 압연판(코일)으로 하였다. 열간 압연 후의 알루미늄 합금판을, 각 예 모두 공통적으로, 500℃×1분의 러프 어닐링을 실시한 후, 냉연 패스 도중의 중간 어닐링 없이 가공률 70％의 냉간 압연을 행하고, 각 예 모두 공통적으로, 두께 1.0㎜의 냉연판(코일)으로 하였다.

또한, 이 각 냉연판을, 각 예 모두 공통적으로, 연속식의 열처리 설비에서 조질 처리(T4)하였다. 구체적으로는, 500℃까지의 평균 가열 속도를 10℃/초로 하여, 표 2에 기재된 용체화 처리 온도까지 가열하고, 즉시, 표 2에 기재된 평균 냉각 속도로, 실온까지 냉각하는, 용체화 및 켄칭 처리를 행하였다. 이 후, 각 예 모두 표 2에 나타내는 각 조건에서, 동일한 연속식의 열처리 설비 내에서 온라인에서 재가열 처리를 행하였다.

이들 조질 처리 후 2개월 실온 방치한 후의 각 최종 제품판으로부터 공시판(블랭크)을 임의로 잘라내어, 각 공시판의 조직과 특성을 측정, 평가하였다. 이들 결과를 표 3에 나타낸다.

시차 열분석:

단, 시차 열분석에서의 시료 채취만은, 상기 조질 처리 후의 알루미늄 합금판의 길이 방향에 걸친 선단부, 중앙부, 후단부를 각각 필수로 포함하는 10개소로부터 행하였다. 그리고, 상기한 시험 조건에서, 상기 각 온도 범위의 발열 피크 중 가장 높은 발열 피크 높이를, 상기 측정 10개소에서 평균화한 것을 상기 각 발열 피크 높이 A, B, C로 하였다.

(도장 베이킹 경화성)

상기 조질 처리 후 1개월 실온 방치한 후의 각 공시판의 기계적 특성으로서, 0.2％ 내력(As 내력)과 전연신율(As 전연신율)을 인장 시험에 의해 구하였다. 또한, 이들 각 공시판을 각각 공통적으로, 2％의 변형 부여 후에 170℃×20분의 저온, 단시간의 인공 시효 경화 처리한 후(BH후)의, 공시판의 0.2％ 내력(BH 후 내력)을 인장 시험에 의해 구하였다. 그리고, 이들 0.2％ 내력끼리의 차(내력의 증가량)로부터 각 공시판의 BH성을 평가하였다.

상기 인장 시험은, 상기 각 공시판으로부터, 각각 JIS Z2201의 5호 시험편(25㎜×50㎜GL×판 두께)을 채취하고, 실온에서 인장 시험을 행하였다. 이때의 시험편의 인장 방향을 압연 방향의 직각 방향으로 하였다. 인장 속도는, 0.2％ 내력까지는 5㎜/분, 내력 이후는 20㎜/분으로 하였다. 기계적 특성 측정의 N수는 5로 하고, 각각 평균값으로 산출하였다. 또한, 상기 BH 후의 내력 측정용 시험편에는, 이 시험편에, 판의 프레스 성형을 모의한 2％의 예비 변형을 이 인장 시험기에 의해 부여한 후에, 상기 BH 처리를 행하였다.

(헴 가공성)

헴 가공성은, 상기 조질 처리 후 2개월 실온 방치 후의 각 공시판에 대해서만 행하였다. 시험은, 30㎜ 폭의 직사각형 시험편을 사용하여, 다운 플랜지에 의한 내측 굽힘 R 1.0㎜의 90°굽힘 가공 후, 1.0㎜ 두께의 이너를 끼워, 절곡부를 더욱 내측으로, 차례로 약 130도로 절곡하는 프리 헴 가공, 180도 절곡하여 단부를 이너에 밀착시키는 플랫 헴 가공을 행하였다.

이 플랫 헴의 굽힘부(테두리 굽힘부)의, 표면 거칠어짐, 미소한 깨짐, 큰 깨짐의 발생 등의 표면 상태를 육안 관찰하여, 이하의 기준으로 육안 평가하였다.

0; 깨짐, 표면 거칠어짐 없음, 1; 경도의 표면 거칠어짐, 2; 깊은 표면 거칠어짐, 3; 미소 표면 깨짐, 4; 선 형상으로 연속된 표면 깨짐, 5; 파단

표 1∼3에 나타내는 바와 같이, 각 발명예는, 본 발명 성분 조성 범위 내이며, 또한 바람직한 조건 범위에서 제조, 조질 처리를 행하고 있다. 즉, 본 발명에서는, 용체화 및 실온까지 켄칭 냉각한 후, 1시간 이내에 냉연판을 재가열 처리하고 있다. 그리고, 이 재가열 처리의 히트 패턴의 제어로서, 제1단째의 재가열 처리는, 100∼250℃의 온도 영역에, 평균 가열 속도 10℃/초(S) 이상으로 재가열하고, 도달 재가열 온도에서 5초∼30분 유지하고 있다. 그리고, 제2단째의 재가열 온도 영역까지 평균 냉각 속도 1℃/초(S) 이상으로 냉각한 후, 70∼130℃의 온도 영역에 10분∼2시간 유지하고 있다. 또한, 상기 제2단째의 재가열 온도 영역으로부터의 평균 냉각 속도를 1℃/hr 이상으로 하고 있다.

이로 인해, 각 발명예는, 표 3에 나타내는 바와 같이, 상기 본 발명에서 규정하는 BH성에 효과가 있는 상기 DSC에 있어서의 각 발열 피크 높이 A, B, C의 제어나 규정을 만족시키고 있어, 상기 조질 처리 후의 장기의 실온 시효 후이며, 또한 저온 단시간에서의 도장 베이킹 경화라도, BH성이 우수하다. 또한, 각 발명예는, 상기 조질 처리 후의 장기의 실온 시효 후라도, 신장성이나 헴 가공성이 우수하다.

표 2, 3의 비교예 3∼10은, 표 1의 발명 합금예 2를 사용하고 있다. 그러나, 이들 각 비교예는, 표 2에 나타내는 바와 같이, 재가열 처리 조건이 바람직한 범위를 벗어나 있다. 이 결과, 이들 비교예는 상기 본 발명에서 규정하는 BH성에 효과가 있는 상기 DSC에 있어서의 각 발열 피크 높이 A, B, C의 규정으로부터 벗어나, 동일한 합금 조성인 발명예 2에 비해, 특히 BH성이 떨어져 있다.

표 2, 3의 비교예 12∼16은, 표 1의 발명 합금예 5를 사용하고 있다. 그러나, 이들 각 비교예는, 표 2에 나타내는 바와 같이, 재가열 처리 조건이 바람직한 범위를 벗어나 있다. 이 결과, 이들 비교예는 상기 본 발명에서 규정하는 BH성에 효과가 있는 상기 DSC에 있어서의 각 발열 피크 높이 A, B, C의 규정으로부터 벗어나, 동일한 합금 조성인 발명예 11에 비해, 특히 BH성이 떨어져 있다.

표 2, 3의 비교예 18∼22는, 표 1의 발명 합금예 8을 사용하고 있다. 그러나, 이들 각 비교예는, 표 2에 나타내는 바와 같이, 재가열 처리 조건이 바람직한 범위를 벗어나 있다. 이 결과, 이들 비교예 18∼22는, 상기 본 발명에서 규정하는 BH성에 효과가 있는 상기 DSC에 있어서의 각 발열 피크 높이 A, B, C의 규정으로부터 벗어나, 동일한 합금 조성인 발명예 17에 비해, 특히 BH성이 떨어져 있다.

또한, 표 2, 3의 비교예 34∼40은, 재가열 처리 조건을 포함하여 바람직한 범위에서 제조하고 있지만, 필수 원소인 Mg 혹은 Si의 함유량이 각각 본 발명 범위를 벗어나 있거나, 혹은 불순물 원소량이 지나치게 많다. 이로 인해, 이들 비교예 34∼40은, 표 3에 나타내는 바와 같이, 본 발명에서 규정하는 클러스터의 조건 중 어느 하나가 벗어나 있고, 각 발명예에 비해, BH성이나 헴 가공성이 떨어져 있다.

비교예 34는 표 1의 합금 16이며, Si가 지나치게 많다.

비교예 35는 표 1의 합금 17이며, Zr이 지나치게 많다.

비교예 36은 표 1의 합금 18이며, Fe가 지나치게 많다.

비교예 37은 표 1의 합금 19이며, V가 지나치게 많다.

비교예 38은 표 1의 합금 20이며, Ti가 지나치게 많다.

비교예 39는 표 1의 합금 21이며, Cu가 지나치게 많다.

비교예 40은 표 1의 합금 22이며, Zn이 지나치게 많다.

따라서, 이상의 실시예의 결과로부터, 장기 실온 시효 후의 저온 단시간 조건에서의 BH성 향상에 대해, 상기 본 발명에서 규정하는 각 발열 피크 높이 A, B, C의 규정을 모두 만족시킬 필요성이 있는 것이 뒷받침된다. 또한, 이러한 클러스터 조건이나 BH성 등을 얻기 위한, 본 발명에 있어서의 성분 조성의 각 요건 혹은 바람직한 제조 조건의 임계적인 의의 내지 효과도 뒷받침된다.

본 발명을 상세하게, 또한 특정 실시 형태를 참조하여 설명하였지만, 본 발명의 정신과 범위를 벗어나는 일 없이 다양한 변경이나 수정을 가할 수 있는 것은 당업자에게 있어서 명백하다.

본 출원은, 2012년 2월 16일에 출원된 일본 특허 출원(일본 특허 출원 제2012-031811)에 기초하는 것이며, 그 내용은 여기에 참조로서 포함된다.

본 발명에 따르면, 광폭이고 장척인 판의 전역에 걸친, 장기 실온 시효 후의 저온 단시간 조건에서의 BH성이나 성형성을 겸비하는 6000계 알루미늄 합금판을 제공할 수 있다. 이 결과, 이 판의 전역 부위로부터 채취되어 다수 성형되는 자동차, 선박 혹은 차량 등의 수송기, 가전 제품, 건축, 구조물의 부재나 부품용으로서, 또한, 특히 자동차 등의 수송기의 부재에 6000계 알루미늄 합금판을 적용할 수 있다.

Claims

질량％로, Mg:0.2∼2.0％, Si:0.3∼2.0％를 포함하고, 잔량부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 압연 후에 조질 처리로서 용체화 켄칭 처리 및 재가열 처리된 Al-Mg-Si계 알루미늄 합금판이며, 시차 주사 열분석 곡선에 있어서, 230∼270℃의 온도 범위에 있어서의 발열 피크 높이를 A, 280∼320℃의 온도 범위에 있어서의 발열 피크 높이를 B, 330∼370℃의 온도 범위에 있어서의 발열 피크 높이를 C로 하였을 때, 상기 발열 피크 높이 B가 20μW/㎎ 이상임과 함께, 상기 발열 피크 높이 B에 대한 상기 발열 피크 높이 A, C의 각 비인, A/B를 0.45 이하, C/B를 0.6 이하로 각각 하여, 상기 발열 피크 높이 A와 C를 모두 규제하고, 2％의 변형 부여 후에 170℃×20분의 인공 시효 경화 처리를 실시하였을 때의 압연 방향과 평행한 방향의 0.2％ 내력의 증가량이 100㎫ 이상인 것을 특징으로 하는, 알루미늄 합금판.
제1항에 있어서, 상기 알루미늄 합금판이, Mn:1.0％ 이하(단, 0％를 포함하지 않음), Cu:1.0％ 이하(단, 0％를 포함하지 않음), Fe:1.0％ 이하(단, 0％를 포함하지 않음), Cr:0.3％ 이하(단, 0％를 포함하지 않음), Zr:0.3％ 이하(단, 0％를 포함하지 않음), V:0.3％ 이하(단, 0％를 포함하지 않음), Ti:0.05％ 이하(단, 0％를 포함하지 않음), Zn:1.0％ 이하(단, 0％를 포함하지 않음), Ag:0.2％ 이하(단, 0％를 포함하지 않음) 중 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는, 알루미늄 합금판.