CN102994819A - 烧结涂装硬化性优越的铝合金板 - Google Patents

Abstract

提供一种兼备长期室温时效后的低温短时间条件下的B H性和长期室温时效后的成形性的6000系铝合金板。特定的6000系铝合金板的由三维原子探针电场离子显微镜测定的对B H性有大效果的特定的原子簇含有一定的数量密度以上，限制它们中的比较小的原子簇的数量，增加它们中的比较大的原子簇的比例，进一步提高长期室温时效后的低温短时间条件下的BH性。

Description

烧结涂装硬化性优越的铝合金板

技术领域

本发明涉及一种Al-Mg-Si系铝合金板。本发明所指的铝合金板是热轧板或冷轧板等的轧制板，是实施了固溶处理以及淬火处理等调质的、烧结涂装硬化处理前的铝合金板。另外，在以下的记载中，还将铝称为Al。

背景技术

近年来，考虑到地球环境等，汽车等车辆的轻量化的社会要求越来越高。为了响应该要求，作为汽车面板，尤其是发动机罩、车门、车顶等大型车身面板(外面板、内面板)的材料，除了钢板等钢铁材料外，成形性和烧结涂装硬化性优越的、更轻的铝合金材的应用正在增加。

其中，汽车的发动机罩、挡泥板、车门、车顶、行李箱盖等面板构造体的、外面板(外板)或内面板(内板)等面板正在研究使用薄壁且作为高强度铝合金板的Al-Mg-Si系的AA乃至JIS 6000系(以下，也仅称为6000系)铝合金板。

该6000系铝合金板必须含有Si、Mg，尤其过剩Si型的6000系铝合金具有Si/Mg的质量比为1以上的组成，并具有优越的时效硬化性。因此，在冲压成形或弯曲加工时通过低屈服强度化确保成形性，并且通过成形后的面板的涂装烧结处理等的、较低温的人工时效(硬化)处理时的加热，进行时效硬化，从而屈服强度提高，具有可以确保作为面板的必要的强度的烧结涂装硬化性(以下，也称为bake hard性＝BH性、烧结硬化性)。

另外，6000系铝合金板与Mg量等合金量多的其他的5000系铝合金等相比，合金元素量较少。因此，在将所述6000系铝合金板的碎铁作为铝合金熔化材料(熔化原料)再利用时，容易得到原来的6000系铝合金铸块，再循环性也优越。

另一方面，众所周知，汽车的外面板是通过对铝合金板复合进行冲压成形中的突出成形时或弯曲成形等成形加工而制作的。例如，在发动机罩或车门等大型的外面板中，通过突出等冲压成形，制成作为外面板的成形品形状，接着，通过该外面板周缘部的平褶边(flat hem)等的褶边(hemming)加工，进行与内面板的接合，成为面板构造体。

在此，6000系铝合金的优点是具有优越的BH性，但其反面，具有室温时效性，在固溶淬火处理后，在数月间的室温保持下，发生时效硬化，强度增加，由此，存在成形为面板的成形性、尤其弯曲加工性下降的问题。例如，在将6000系铝合金板用于汽车面板用途的情况下，在铝生产者处进行了固溶淬火处理后(制造后)，到在汽车生产者处成形加工为面板前，通常要在室温下放置1～4个月左右(室温放置)，在这期间，时效硬化(室温时效)进一步发展。尤其，在进行严格的弯曲加工的外面板中，当制造后经过1个月后，即便能够没问题地成形，在经过3个月后，存在在褶边加工时产生裂纹等问题。因此，在汽车面板用、尤其在外面板用的6000系铝合金板中，需要对1～4个月左右的较长期间中的室温时效进行抑制。

进而，在这样的室温时效大的情况下，BH性下降，由于所述的成形后的面板的涂装烧结处理等的、较低温的人工时效(硬化)处理时的加热，在直到作为面板的必要的强度前，还产生屈服强度不提高的问题。

为此，一直以来，关于抑制6000系铝合金的BH性的提高以及室温时效，提出各种方案。例如，在专利文献1中，提出一种在固溶以及淬火处理时，通过使冷却速度阶段性地变化，来抑制制造后在室温下经过7日后到90日后的强度变化的方案。另外，在专利文献2中，提出一种在固溶以及淬火处理后，在60分钟以内，在50～150℃的温度下保持10～300分钟，由此，得到BH性和形状冻结性的方案。另外，在专利文献3中，提出一种在固溶以及淬火处理时，通过规定第一段的冷却温度与之后的冷却速度，得到BH性和形状冻结性的方案。

另外，在专利文献4即日本特开平4-210456中，提出一种通过固溶淬火后的热处理来提高BH性的方案。在专利文献5即日本特开平10-219382中，提出一种通过DSC(Differential scanningcalorimetry，示差扫描热量测定)法的吸热峰值规定引起的BH性提高的方案。在专利文献6即日本特开2005-139537中也同样提出一种通过DSC的发热峰值规定引起的BH性提高的方案。

但是，这些专利文献1～6对于直接影响6000系铝合金板的BH性或室温时效性的原子簇(原子的集合体)，只不过是间接地类推其举动的文献。

相对于此，在专利文献7中，直接测定影响6000系铝合金板的BH性或室温时效性的原子簇(原子的集合体)，进行规定的试验。即，在通过100万倍的透过型电子显微镜分析6000系铝合金板的组织时所观察到的原子簇(原子的集合体)之内，将当量圆直径为1～5nm的范围的原子簇的平均数量密度规定在4000～30000个/μm²的范围，BH性优越，抑制了室温时效。

在先技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2000-160310号公报

专利文献2：日本专利第3207413号公报

专利文献3：日本专利第2614686号公报

专利文献4：日本特开平4-210456号公报

专利文献5：日本特开平10-219382号公报

专利文献6：日本特开2005-139537号公报

专利文献7：日本特开2009-242904号公报

但是，对于这些现有技术的室温时效后的BH性，为了汽车车体的生产线的高效化而在其车体涂装烧结处理在更低温下被短时间化的条件下，仍有改善的余地。即，这些现有技术的车体涂装烧结处理在150℃×20分等的低温下被短时间化的情况下的、室温时效后的BH性的提高在0.2％屈服强度(耐力)下为30～40MPa左右，追求更高的BH性。

发明内容

鉴于这样的问题，本发明的目的在于，提供一种即使是在室温时效后以低温被短时间化的条件的车体涂装烧结处理，也可以发挥高的BH性的Al-Si-Mg系铝合金板。

为了达成该目的，本发明的烧结涂装硬化性优越的铝合金板的要旨在于，一种铝合金板，其是一种以质量％算，含有Mg：0.2～2.0％，Si：0.3～2.0％，余量由Al以及不可避免杂质构成的Al-Mg-Si系铝合金板，其中，

通过三维原子探针电场离子显微镜测定的原子的集合体合计含有10个以上的Mg原子以及/或者Si原子，即使以其中含有的Mg原子和Si原子的任一原子为基准，该作为基准的原子与相邻的其他原子之中的任一原子之间的相互距离也在0.75nm以下，以5.0×10²³个/m³以上的平均数量密度含有满足这些条件的原子的集合体，并且将满足这些条件的原子的集合体中的最大的当量圆半径尺寸小于1.5nm的原子的集合体的平均数量密度限制在10.0×10²³个/m³以下，另一方面，以该最大的当量圆半径尺寸小于1.5nm的原子的集合体的平均数量密度a与最大的当量圆半径尺寸在1.5nm以上的原子的集合体的平均数量密度b之比a/b为3.5以下的方式，含有所述最大的当量圆半径尺寸在1.5nm以上的原子的集合体。

【发明效果】

本发明发现在通过3DAP测定的原子的集合体(原子簇)中，如所述规定那样，合计含有特定以上的Mg原子或Si原子，其中含有的相邻的原子彼此的相互距离在特定以下的特定的原子簇的平均数量密度与BH性有大的相关性。

但是，不仅如此，本发明发现在所述特定的原子簇之中，原子簇的尺寸的分布状态是重要的，减少较小尺寸的原子簇、增多较大尺寸的原子簇将使BH性提高。即，发现为了提高BH性，以所述特定的原子簇以一定以上(规定平均数量密度以上)存在较多为前提，减少其中的较小尺寸的原子簇，另一方面，增多较大尺寸的原子簇对于BH性提高也是必要的。

根据本发明，可以提供一种即使在进行室温时效、车体涂装烧结处理在150℃×20分钟等的低温下被短时间化的情况下，可发挥更高的BH性的Al-Si-Mg系铝合金板。

具体实施方式

以下，对于本发明的实施方式，按每个要件进行具体说明。

原子簇(原子的集合体)：

本发明所称的原子簇(原子的集合体)是指由后述的3DAP测定的原子的集合体(原子簇)，在以下的记载中主要表现为原子簇。在6000系铝合金中，公知在固溶以及淬火处理后，在进行室温保持或者在50～150℃的热处理中，Mg、Si形成被称为原子簇的原子的集合体。但是，通过室温保持和在50～150℃的热处理中生成的原子簇，其举动(性质)完全不同。

通过室温保持形成的原子簇在之后的人工时效或烧结涂装处理中，抑制使强度上升的GP区域或β’相的析出。另一方面，以50～150℃形成的原子簇(或Mg/Si原子簇)相反表现出促进GP区域或β’相的析出(例如，山田等著：轻金属vol.51，第215页)。

随便说一下，在所述专利文献7中，在其0021～0025段记载着，这些原子簇一直以来通过比热测定或3DAP(三维原子探针)等而被解析。而且，同时记载着：在基于3DAP的对原子簇的解析中，通过观察，即使证实原子簇自身的存在，本发明所规定的所述原子簇的尺寸或数量密度也不明或只是限定上可测定。

确实，在6000系铝合金中，一直以来都进行通过3DAP(三维原子探针)对所述原子簇进行解析的尝试。但是，如所述专利文献7记载的那样，即使证实原子簇自身的存在，该原子簇的尺寸或数量密度也不明。这是因为，不清楚由3DAP测定的原子的集合体(原子簇)之中的哪个原子簇与BH性有较大相关性，不清楚与BH性有较大相关性的原子的集合体是哪一个。

相对于此，本发明人在之前本发明人申请的日本特愿2011-56960号中，明确化了与BH性较大相关性的原子簇。即，在由3DAP测定的原子簇之中，如所述规定的那样，合计含有特定以上的Mg原子或Si原子，见识到其中所含有的相邻的原子彼此的相互距离为特定以下的特定的原子簇与BH性有较大相关性。而且，通过增加满足这些条件的原子的集合体的数量密度，见识到即使是在室温时效后以低温被短时间化的条件的车体涂装烧结处理，也可以发挥高的B H性。

具体地说，在所述日本特愿2011-56960号中，提出一种烧结涂装硬化性优越的铝合金板，其是一种Al-Mg-Si系铝合金板，以质量％算，其含有Mg：0.2～2.0％，Si：0.3～2.0％，余量由Al以及不可避免杂质构成，其中，作为通过三维原子探针电场离子显微镜测定的原子的集合体，该原子的集合体合计含有30个以上的Mg原子或Si原子的任一方或者两方，即使以其所包含的Mg原子或Si原子的任一种原子为基准，该作为基准的原子与相邻的其他原子之中的的任一方原子之间的相互距离也为0.75nm以下，以1.0×10⁵个/μm³以上的平均数量密度含有满足这些条件的原子的集合体。

根据该日本特愿2011-56960号，如所述规定的那样，合计含有30个以上Mg原子以及/或者Si原子，相互相邻的原子彼此的距离为0.75nm以下的原子簇的存在会使BH性提高。而且，通过使这些原子簇存在一定量以上，从而即使在将室温时效后的Al-Si-Mg系铝合金板在150℃×20分的低温下短时间化的车体涂装烧结处理的情况下，也可以发挥更高的BH性。

对此，本发明人进一步研究，结果发现，在由3DAP测定的原子簇之中，满足所述特定条件的原子簇较多地存在确实使BH性提高，但是，仅仅如此，提高效果仍然不十分充分。换言之，发现满足所述特定条件的原子簇较多地存在虽然是BH性提高的前提条件(必要条件)，但是不一定是充分条件。

本发明人之所以有这样的见解，是因为发现在含有Mg原子以及/或者Si原子的原子簇中当然有其尺寸(大小)的分布，原子簇的大小引起的对BH性的作用也有大差异。即，存在着“较小尺寸的原子簇阻碍BH性，另一方面，较大尺寸的原子簇促进BH性”这样的由原子簇的大小引起的对BH性的作用的正相反的差异。基于此，只要使所述特定的原子簇之中的较小尺寸的原子簇减少，使较大尺寸的原子簇增多，就能进一步提高BH性。

根据本发明人的推测，含有Mg原子以及/或者Si原子的原子簇之中的较小尺寸的原子簇虽然在BH处理时(人工时效硬化处理时)消失，但反而在该BH时，阻碍对强度提高而言效果高的大原子簇的析出。越是从调质后到BH处理的室温经时时间长、BH性低的Al-Mg-Si系铝合金板，所述较小尺寸的原子簇越多。推想制造(轧制)Al-Mg-Si系铝合金板，之后实施固溶以及淬火处理，进一步实施低温的再加热处理等一系列的调质后的、直到BH处理为止的室温经时时间越长，所述较小尺寸的原子簇变得越多，阻碍BH处理时的析出物的析出，降低BH性。

另一方面，越是所述室温经时时间短、BH性高的Al-Mg-Si系铝合金板，BH处理(人工时效硬化处理)前的所述较大尺寸的原子簇变得越多。推想这样的较大尺寸的原子簇在BH处理时成长，促进BH处理时的析出物的析出，提高BH性。

因此，根据本发明，即使在车体涂装烧结处理以150℃×20分钟等的低温下被短时间化的情况下，也可以比所述日本特愿2011-56960号更能提高Al-Mg-Si系铝合金板的BH性。

(铝合金板组织)

如上所述，本发明铝合金板是一种轧制后实施固溶以及淬火处理、再加热处理等一系列的调质后的板，是指通过冲压成形等成形加工成面板之前的板。为了抑制冲压成形前的0.5～4个月期间左右的较长期的室温放置时的室温时效，当然需要使该室温放置前的实施了所述调质后的板的组织状态成为本发明所规定的组织。

(本发明的原子簇的规定)

首先，通过所述的方法利用三维原子探针电场离子显微镜，对室温放置前的实施了所述固溶以及淬火处理等调质后的Al-Mg-Si系铝合金板的任意的板厚中央部的组织进行测定。作为在该测定的组织中存在的原子簇，在本发明中，首先，该原子簇合计含有10个以上的Mg原子以及/或者Si原子。需要说明的是，该原子的集合体中含有的Mg原子或Si原子的个数越多越好，其上限并不特别规定，但从制造界限来看，该原子簇所包含的Mg原子或Si原子的个数的上限大概为10000个左右。

顺便说一下，在所述日本特愿2011-56960号中，其原子簇合计含有30个以上的Mg原子以及/或者Si原子。但是，在本发明中，如上所述，由于较小尺寸的原子簇阻碍BH性，因此对其进行限制而使其减少。因此，为了将该要限制的较小尺寸的原子簇控制在能够测定的范围，规定合计含有10个以上的Mg原子以及/或者Si原子。

在本发明中，与所述日本特愿2011-56960号同样，进而即使以这些原子簇所含有的Mg原子或Si原子的任一种原子为基准，将该作为基准的原子与相邻的其他原子之中的任一原子之间的相互距离也在0.75nm以下的集合体设为在本发明所规定的(满足本发明的规定的)原子的集合体(原子簇)。该相互距离0.75nm是出于下述目的而确定的数值：Mg或Si的相互原子间的距离接近，保障长期的室温时效后具有在低温短时间下的BH性提高效果的大尺寸的原子簇的数量密度，相反，限制小尺寸的原子簇，控制减少数量密度。本发明人对目前为止即使是在低温下被短时间化的条件的车体涂装烧结处理也可以发挥高的BH性的铝合金板与原子等级的集合体的关系进行详细研究，结果通过实验发现，以上述定义规定的原子集合体的数量密度大的，是发挥高的BH性的组织形态。因此，原子间的距离0.75nm的技术上的缘由虽不十分明确，但为了严格保证发挥高的BH性的原子集合体的数量密度是必要的，是为此而确定的数值。

(本发明原子簇的密度)

在本发明中，以5.0×10²³个/m³以上的平均数量密度含有满足这些条件的(在本发明所规定的)原子簇。需要说明的是，在以后述的小尺寸的原子簇的限制为前提时，该原子簇的平均数量密度越多，越能够保障大尺寸的原子簇的数量密度，对于B H性的提高而言越好。其上限并不特别限定，但从制造界限来看，该原子的集合体的平均数量密度大概为1.0×10²⁶个/m³左右。

本发明所规定的原子簇含有Mg原子和Si原子两方的情况最多，但是也有含有Mg原子但不含Si原子的情况，或者含Si原子但不含Mg原子的情况。另外，不限于仅由Mg原子、Si原子构成，除此之外，还以非常高的概率含有Al原子。

进而，根据铝合金板的成分组成的不同，作为合金元素或杂质而含有的Fe、Mn、Cu、Cr、Zr、V、Ti、Zn或者Ag等原子包含于原子簇中，必然产生由3DAP分析计数这些其他的原子的情况。但是，即使在原子簇中含有这些其他的原子(合金元素或杂质由来)，与Mg原子或Si原子的总数相比也是少的等级。因此，即使在这样的、原子簇中含有其他的原子的情况下，满足所述规定(条件)的原子簇作为本发明的原子簇，与仅由Mg原子、Si原子构成的原子簇同样发挥作用。因此，在本发明所规定的原子簇，只要满足所述的规定，不管含有其他何种原子都可以。

另外，本发明的所谓“即使以其中含有的Mg原子或Si原子的任一原子为基准，该作为基准的原子与相邻的其他原子之中的任一原子之间的相互距离也在0.75mm以下”是指：存在于原子簇中的所有Mg原子或Si原子在其周围至少具有一个相互距离为0.75nm以下的Mg原子或Si原子。

对于本发明的原子簇中的原子彼此的距离的规定，以其中含有的Mg原子或Si原子的任一原子为基准，该作为基准的原子与相邻的其他原子之中的所有原子的距离不用分别全都为0.75nm以下，相反，也可以分别全都为0.75nm以下。换言之，距离超过0.75nm的其他的Mg原子或Si原子可以相邻，在特定的(作为基准的)Mg原子或Si原子的周围，满足该规定距离(间隔)的、其他的Mg原子或Si原子只要最低有1个即可。

而且，在满足该规定距离的相邻的其他的Mg原子或Si原子有1个的情况下，满足距离条件的、应计数的Mg原子或Si原子的数量，包括特定的(作为基准的)Mg原子或Si原子在内为2个。另外，在满足该规定距离的相邻的其他的Mg原子或Si原子有2个的情况下，满足距离条件的、应计数的Mg原子或Si原子的数量，包括特定的(作为基准的)Mg原子或Si原子在内为3个。

以上说明的原子簇是上述的原子簇，且是通过详细后述的所述轧制后的调质中的固溶以及淬火处理后的再加热处理而生成的原子簇。目前为止，在人工时效或烧结涂装处理中促进使强度上升的GP区域或β’相的析出的原子簇如前所述，为Mg/Si原子簇，该原子簇是在固溶以及淬火处理后通过50～150℃的热处理而形成的。相对于此，在人工时效处理或烧结涂装处理中抑制GP区域或β’相的析出的原子簇是富Si原子簇，有该原子簇在固溶淬火后通过室温保持(室温时效)而形成的报告(例如，里：轻金属vol.56，第595页)。

但是，本发明人对人工时效处理时或烧结涂装处理时的强度与原子簇的关系进行详细解析的结果发现，有助于人工时效处理时或烧结涂装处理时的强度的组织因子，并不是原子簇的种类(组成)，而是尺寸。另外，对于该原子簇的尺寸或数量密度，也以前述那样的定义进行解析，初次明确了与人工时效处理时或烧结涂装热处理时的强度之间的对应。

这两原子簇之内的通过固溶以及淬火处理后的再加热处理而生成的是本发明的原子簇。即，该原子的集合体是如下这样的原子簇：合计含有10个以上的Mg原子以及/或者Si原子，且即使以其中含有的Mg原子或Si原子的任一原子为基准，该作为基准的原子与相邻的其他原子之中的任一原子之间的相互距离也为0.75nm以下。

相对于此，通过所述室温保持(室温时效)形成的原子簇在基于三维原子探针电场离子显微镜的测定中，即便是原子的集合体，具有偏离所述本发明规定的原子的个数或原子簇的数量密度。因此，本发明的原子簇(原子集合体)的规定也是一种与通过所述室温保持(室温时效)形成的原子簇存在区别，并且防止该原子簇中添加的(含有的)Mg或Si被消耗的规定。

在所述本发明所规定的原子簇(原子集合体)的平均数量密度小于5.0×10²³个/m³时，意味着该原子簇自身的形成量不够，在通过所述室温时效形成的原子簇中添加的(含有的)Mg或Si大多被消耗。因此，即使有促进GP区域或β’相的析出，提高BH性的效果，在长期的室温放置(室温时效)后，所述涂装烧结处理在150℃×20分钟等的低温下被短时间化的情况下的BH性的提高也只是以0.2％屈服强度止于现有的30～40MPa左右。因此，在这样的条件下，无法得到更高的希望的BH性。

(本发明原子簇的以尺寸区别的数量密度规定)

以上，在使本发明所规定的原子簇存在一定量(平均数量密度以上)的前提下，在本发明中，将满足这些条件的原子的集合体(原子簇)之中的最大的当量圆半径尺寸小于1.5nm的原子的集合体的平均数量密度限制为10.0×10²³个/m³以下。另一方面，按照该最大的当量圆半径尺寸小于1.5nm的原子的集合体的平均数量密度a与最大的当量圆半径尺寸在1.5nm以上的原子的集合体的平均数量密度b之比a/b为3.5以下的方式，含有所述最大的当量圆半径尺寸在1.5nm以上的原子的集合体。由此，即使是车体涂装烧结处理在以150℃×20分钟等的低温被短时间化的情况下，也可以进一步提高Al-Mg-Si系铝合金板的BH性。

首先，在本发明中，将所述较小尺寸的原子簇、最大的当量圆半径尺寸小于1.5nm的原子簇的平均数量密度限制于10.0×10²³个/m³以下的尽可能少的值。

在本发明所规定的原子簇所具有的尺寸(大小)分布之中，较小尺寸、最大的当量圆半径小于1.5nm的原子簇如上所述阻碍B H性。该较小尺寸的原子簇在BH处理时(人工时效硬化处理时)虽然消失，但反而在其BH时阻碍对强度提高有好效果的大的原子簇的析出。

因此，如果该较小尺寸的原子簇的平均数量密度变多而超过10.0×10²³个/m³，则以所述5.0×10²³个/m³以上的平均数量密度含有的本发明所规定的原子簇之中有助于BH性的(最大的当量圆半径在1.5nm以上的)大尺寸的原子簇自身的比例变少。结果是，其BH性提高效果变小，BH性未充分提高。另外，即便使该大尺寸的原子簇满足本发明所规定的比例并增多，其BH性提高效果也被阻碍，BH性不会充分提高。即，即使按照与最大的当量圆半径尺寸为1.5nm以上的原子的集合体的平均数量密度b之比a/b为3.5以下的方式，增多大尺寸的原子簇，在低温、短时间化的BH下的B H性也不充分提高。

另一方面，在本发明中，在以所述本发明所规定的5.0×10²³个/m³以上的平均数量密度含有的原子簇之中，增多所述最大的当量圆半径尺寸为1.5nm以上的原子簇而使BH性提高。具体地说，按照所述最大的当量圆半径尺寸小于1.5nm的小的原子簇的平均数量密度a与最大的当量圆半径尺寸在1.5nm以上的大尺寸的原子簇的平均数量密度b之比a/b为3.5以下的方式，含有所述最大的当量圆半径尺寸在1.5nm以上的大的原子簇。

推想这样的较大尺寸的原子簇在BH处理时成长，促进BH处理时的析出物的析出，提高B H性。但是，在该与平均数量密度b之比a/b超过3.5的情况下，所述最大的当量圆半径尺寸小于1.5nm的小的原子簇过多，或所述最大的当量圆半径尺寸在1.5nm以上的大的原子簇过少，在低温、短时间化了的BH下的BH性不会充分提高。

(3DAP的测定原理和测定方法)

3DAP(三维原子探针)是在电场离子显微镜(FIM)上安装飞行时间型质量分析器的装置。根据这样的结构，是一种用电场离子显微镜对金属表面的各个原子进行观察，通过飞行时间质量分析，可以辨认这些原子的局部分析装置。另外，3DAP由于能够同时分析从试料放出的原子的种类和位置，所以在原子的集合体的构造解析上，是非常有效的手段。因此，作为公知技术，如上所述，用于磁记录膜或电子设备或者钢材的组织分析等。另外，最近，如上所述，还用于铝合金板的组织的原子簇的判别等。

在该3DAP中，利用被称为电场蒸发的高电场下的试料原子自身的离子化现象。当将试料原子进行电场蒸发所需要的高电压施加给试料时，原子从试料表面离子化，其穿过探针孔而到达检测器。

该检测器是位置敏感型检测器，通过各离子的质量分析(作为原子种的元素的辨认)，并且测定各离子到达检测器的飞行时间，从而能够同时决定其检测的位置(原子构造位置)。因此，3DAP由于可以同时测定试料前端的原子的位置及原子种，因此，具有可三维地再构成、观察试料前端的原子构造的特长。另外，电场蒸发由于是从试料的前端面顺次引起下去，所以能够以原子等级的分辨率研究来自试料前端的原子的深度方向分布。

该3DAP由于利用高电场，所以分析的试料需要是金属等导电性高的试料，而且，试料的形状一般需要为前端径为100nmφ前后或者其以下的极细的针状。因此，从作为测定对象的铝合金板的板厚中央部等采取试料，用精密切削装置对该试料进行切削以及电解研磨，制作分析用的具有极细的针状前端部的试料。作为测定方法，例如，使用Imago ScientificInstruments公司制的“LEAP 3000”，对该前端成形为针状的铝合金板试料施加1kV级别的高脉冲电压，从试料前端继续地使数百万个的原子离子化。离子由位置敏感型检测器检测，施加脉冲电压，各个离子从试料前端分出，然后到达检测器，根据到达检测器为止的飞行时间进行离子的质量分析(作为原子种的元素的辨认)。

进而，利用电场蒸发从试料的前端面顺次有规则地引起下去的性质，对表示离子的到达场所的二维位图给予适当深度方向的坐标，使用解析软件“IVAS”，进行三维描图(在三维下的原子构造：原子位图的构筑)。由此，可得到试料前端的三维原子位图。

对该三维原子位图进而使用定义属于析出物或原子簇的原子的方法即Maximum Separation Method，进行原子的集合体(原子簇)的解析。在该解析时，将Mg原子以及/或者Si原子的数量(合计为10个以上)、相互相邻的Mg原子或Si原子彼此的距离(间隔)及具有所述特定的狭窄间隔(0.75nm以下)的Mg原子或Si原子的数量作为参数提供。

然后，合计含有10个以上的Mg原子以及/或者Si原子，即使以其中含有的Mg原子或Si原子的任一原子为基准，该作为基准的原子与相邻的其他原子之中的任一原子之间的相互距离也为0.75nm以下，将满足这些条件的原子簇定义为本发明的原子的集合体。此外，评价适用该定义的原子的集合体的分散状态，将原子的集合体的数量密度通过测定试料数为3个以上而平均化，作为每1μm³的平均密度(个/μm³)来测量，从而定量化。

另外，在满足这些条件的原子的集合体之中，最大的当量圆半径尺寸小于1.5nm的原子的集合体的平均数量密度a与最大的当量圆半径尺寸在1.5nm以上的原子的集合体的平均数量密度b，可通过基于所述3DAP的、作为测定对象而特定的各原子的集合体的各当量圆直径的测定、计算而能够求出。

即，通过所述3DAP原来所具有的固有的解析软件，通过下述式1的式子，求出将作为测定对象的所述原子的集合体看做球时的、最大的旋转半径l_g。

【式1】

$l_g=\sqrt{\frac{\underset{i=1}{\overset{n}{\mathrm{\Σ}}}{(x_i-\stackrel{\‾}{x})}^2+{(y_i-\stackrel{\‾}{y})}^2+{(z_i-\stackrel{\‾}{z})}^2}{n}}$

在该式1的式子中，l_g是通过三维原子探针电场离子显微镜的固有的软件自动算出的旋转半径。x、y、z在三维原子探针电场离子显微镜的测定布局中为不变的x、y、z轴。x_i、y_i、z_i是该x、y、z轴的长度，是构成所述原子的集合体的Mg、Si原子的空间坐标。在“x”“y”“z”上分别带有“-”的“平均值”等也是该x、y、z轴的长度，但是，其是所述原子的集合体的重心坐标。n是构成所述原子的集合体的Mg、Si原子的数量。

接着，通过下述式2的式子、

的关系，将该旋转半径l_g换算为几尼叶(Guinier)半径r_G。

【式2】

$r_G=\sqrt{\frac{5}{3}}\·l_g$

然后，将该换算的几尼叶半径r_G视为原子的集合体的半径，算出作为测定对象的所述原子的集合体的各自最大的当量圆直径。然后，根据该算出的最大的当量圆直径，判别是所述最大的当量圆半径尺寸小于1.5nm的原子的集合体，还是在1.5nm以上的尺寸的原子的集合体，求出各自尺寸不同的组的相互的平均数量密度a、b。这些基于3DAP的原子簇的测定是对实施了所述调质后的Al-Mg-Si系铝合金板的任意的板厚中央部的部位10处进行的，使它们的数量密度的各测定值平均化，作为本发明所规定的平均数量密度。

需要说明的是，所述原子的集合体的半径的算出式、从旋转半径l_g到几尼叶半径r_G的测定以及换算方法引用了M.K.Miller：Atom ProbeTomography，(Kluwer Academic/Plenum Publishers，New York，2000)，184页。顺便说一下，原子的集合体的半径的算出式除此以外，还在很多的文献中有记载。例如在“被离子照射的低合金钢的微观组织变化”(藤井克彦、福谷耕司、大久保忠胜、宝野和博等)的140页“(2)三维原子探针分析”中，包括并记载有所述式1的式子和向几尼叶半径r _G的换算式(其中，旋转半径l_g的记号记为r_G)。

(基于3DAP的原子的检测效率)

基于3DAP的原子的检测效率在目前情况下，离子化了的原子之中的50％左右为界限，剩下的原子无法检测。该基于3DAP的原子的检测效率在将来如果有提高等较大变动的话，本发明所规定的各尺寸的原子簇的平均数量密度(个/μm³)的基于3DAP的测定结果有可能变动。因此，为了使该测定具有再现性，基于3DAP的原子的检测效率优选大致一定而约为50％。

(化学成分组成)

下面，对6000系铝合金板的化学成分组成进行以下说明。本发明中作为对象的6000系铝合金板作为所述的汽车的外板用的板等，要求优越的成形性和BH性、强度、焊接性、耐腐蚀性等各种特性。

为了满足这样的要求，铝合金板的组成以质量％算，含有Mg：0.2～2.0％，Si：0.3～2.0％，余量为Al以及不可避免杂质构成。需要说明的是，各元素的含量的％表示全都意味着质量％的意思。

本发明中作为对象的6000系铝合金板优选是BH性更优越的、Si与Mg的质量比Si/Mg为1以上的过剩Si型的6000系铝合金板。6000系铝合金板在冲压成形或弯曲加工时通过低屈服强度化确保成形性，并且通过成形后的面板的涂装烧结处理等较低温的人工时效处理时的加热，进行时效硬化而屈服强度提高，并具有可确保必要的强度的优越的时效硬化性(BH性)。其中，过剩Si型的6000系铝合金板与质量比Si/Mg小于1的6000系铝合金板相比，其B H性更优越。

在本发明中，除Mg、Si以外的其他的元素基本上是杂质或者即使含有也可以的元素，设为遵守AA乃至JIS规格等的各元素等级的含量(允许量)。

即，从资源再循环的观点看，在本发明中，作为合金的熔化原料，不仅仅是高纯度Al胎子，在大量使用作为添加元素(合金元素)而含有较多的Mg、Si以外的其他的元素的6000系合金或其他的铝合金碎铁材料、低纯度Al胎子等的情况下，必然实质量混入下述那样的其他的元素。而且，硬要减少这些元素的精炼自身导致成本上升，需要允许某种程度的含有。另外，即使实质量含有，也是无损本发明目的及效果的含有范围。

因此，在本发明中，允许分别以以下规定的遵照AA乃至JIS规格等的上限量以下的范围含有这样的下述元素。具体地说，可以将Mn：1.0％以下(但是，不包括0％)，Cu：1.0％以下(但是，不包括0％)，Fe：1.0％以下(但是，不包括0％)，Cr：0.3％以下(但是，不包括0％)，Zr：0.3％以下(但是，不包括0％)，V：0.3％以下(但是，不包括0％)，Ti：0.05％以下(但是，不包括0％)，Zn：1.0％以下(但是，不包括0％)，Ag：0.2％以下(但是，不包括0％)的1种或2种以上在该范围内进一步加入上述的基本组成中而含有。

对于上述6000系铝合金中的各元素的含有范围与意义、或者允许量，做出以下说明。

Si：0.3～2.0％

Si和Mg一起是本发明所规定的所述原子簇形成的重要元素。另外，在固溶强化及涂装烧结处理等在所述低温下的人工时效处理时，形成有助于强度提高的时效析出物，发挥时效硬化性，因此是用于得到作为汽车的外面板的必要强度(屈服强度)的必需的元素。进而，在本发明6000系铝合金板中，是用于兼备影响冲压成形性的整体伸展(全伸び)等诸特性的最重要元素。

另外，为了发挥在成形为面板后的在更低温、短时间内的涂装烧结处理中的优越的时效硬化性，优选是将Si/Mg以质量比设为1.0以上，从而相比于一般而言的过剩Si型，进一步使Si相对于Mg更过剩含有的6000系铝合金组成。

若Si含量过少，则Si的绝对量不足，因此，无法形成仅是规定本发明所规定的所述原子簇的数量密度，涂装烧结硬化性显著下降。进而，无法兼备各用途所要求的整体伸展等诸特性。另一方面，Si含量如果过多，则形成粗大的晶出物以及析出物，弯曲加工性和整体伸展等显著下降。进而，焊接性也显著受损。因此，Si为0.3～2.0％的范围。

Mg：0.2～2.0％

Mg也与Si一起为本发明所规定的所述原子簇形成的重要元素。另外，在固溶强化及涂装烧结处理等所述人工时效处理时，与Si一起形成有助于强度提高的时效析出物，发挥时效硬化性，是用于得到作为面板的必要屈服强度的必需的元素。

Mg含量如果过少，则Mg的绝对量不足，因此，无法形成仅是规定本发明所规定的所述原子簇的数量密度，涂装烧结硬化性显著下降。因此，得不到作为面板所需的屈服强度。另一方面，Mg含量如果过多，则形成粗大的晶出物以及析出物，弯曲加工性和整体伸展等显著下降。因此，Mg的含量为0.2～2.0％的范围，是Si/Mg以质量比计算为1.0以上的量。

(制造方法)

接着，以下说明本发明铝合金板的制造方法。本发明铝合金板的制造工序自身是通常方法或者公知的方法，是将上述6000系成分组成的铝合金铸块在铸造后进行均质化热处理，实施热轧、冷轧，制成规定的板厚，进一步实施固溶淬火等调质处理而制造的。

但是，在这些制造工序中，为了提高B H性并为了控制本发明的原子簇，如后所述，需要更恰当地控制固溶以及淬火处理后的再加热处理条件。另外，在其他的工序中，也有用于将所述原子簇控制在本发明的规定范围内的优选条件。

(熔化、铸造冷却速度)

首先，在熔化、铸造工序中，适当选择连续铸造法、半连续铸造法(D

C铸造法)等通常的熔化铸造法来铸造被熔化调整为上述6000系成分组成范围内的铝合金熔汤。在此，为了将原子簇控制在本发明的规定范围内，对于铸造时的平均冷却速度，优选以30℃/分以上这样尽可能增大(加快)从液相线温度到固相线温度。

在不进行这样的在铸造时的高温区域下的温度(冷却速度)控制的情况下，在该高温区域下的冷却速度必然变慢。在像这样在高温区域下的平均冷却速度变慢的情况下，在该高温区域下的温度范围，粗大地生成的晶出物的量变多，在铸块的板宽方向、厚度方向的晶出物的尺寸或量的偏差也变大。结果是，无法将所述规定原子簇控制在本发明的范围的可能性变高。

(均质化热处理)

接着，对所述铸造的铝合金铸块，在热轧之前，实施均质化热处理。该均质化热处理(均热处理)的目的在于组织的均质化，即消除铸块组织中的结晶粒内的偏析。只要是达成该目的的条件，并不特别限定，可以是通常的1次或1段的处理。

均质化热处理温度为500℃以上，未到熔点，均质化时间从4小时以上的范围适当选择。如果该均质化温度低，则无法充分消除结晶粒内的偏析，其将作为破坏的起点起作用，伸展凸缘(伸びフランジ)性或弯曲加工性下降。之后，马上开始热轧或冷却保持到适当温度后开始热轧，都可以控制为本发明所规定的原子簇的数量密度。

还可以在进行了该均质化热处理后，在300℃～500℃之间以20～100℃/hr的平均冷却速度冷却到室温，接着以20～100℃/hr的平均加热速度再加热到350℃～450℃，在该温度域开始热轧。

如果偏离该均质化热处理后的平均冷却速度以及之后的再加热速度的条件，则形成粗大的Mg-Si化合物的可能性变高。

(热轧)

热轧是对应于轧制的板厚，由铸块(钢坯)的粗轧工序与精轧工序构成的。在所述粗轧工序或精轧工序中，适宜使用反转(リバ一ス)式或者串列(タンデム)式等的轧制机。

此时，在热轧(粗轧)开始温度超过固相线温度的条件下，由于引起氧化(burning)，所以热轧本身变困难。另外，热轧开始温度不到350℃时，热轧时的荷重变得过高，热轧本身变困难。因此，热轧开始温度设为350℃～固相线温度的范围，更优选设为400℃～固相线温度的范围。

(热轧板的退火)

该热轧板的冷轧前的退火(粗退火)虽然并不一定必须要有，但通过结晶粒的微细化或集合组织的适当化，也可以实施以进一步提高成形性等特性。

(冷轧)

在冷轧中，对上述热轧板进行轧制，制作为希望的最终板厚的冷轧板(也包括卷材)。但是，为了使结晶粒进一步微细化，希望冷轧率在60％以上，另外，出于与所述粗退火同样的目的，在冷轧轧道间也可以进行中间退火。

(固溶以及淬火处理)

在冷轧后，进行固溶淬火处理。对于固溶处理淬火处理，可以是基于通常的连续热处理生产线的加热、冷却，并不特别限定。但是，为了得到各元素的足够的固溶量，以及如上所述，由于希望结晶粒更微细，所以最好在以加热速度5℃/秒以上加热成520℃以上的固溶处理温度，并保持0～10秒的条件下进行。

另外，从抑制使成形性或褶边加工性降低的粗大的粒界化合物形成的观点出发，淬火时的冷却速度优选以50℃/秒以上进行。如果冷却速度慢，则在粒界上容易析出Si、Mg₂Si等，容易变成冲压成形或弯曲加工时的裂纹的起点，成形性下降。为了确保该冷却速度，淬火处理分别选择使用风扇等的空冷，喷雾、喷射、浸渍等水冷手段或条件。

(再加热处理)

在淬火冷却到该室温后，在1小时以内对冷轧板进行再加热处理。该再加热处理是在100～150℃的温度域，以平均加热速度(升温速度)1℃/秒(S)以上进行再加热，在到达再加热温度下保持0.2～1小时。然后，从该再加热温度域，冷却到室温，但此时，并不是一样地冷却到室温，而是对应于温度域，进行改变平均冷却速度的2阶段的冷却。

若从淬火冷却结束后到再加热处理的室温保持(放置)时间超过1小时，或平均加热速度(升温速度)不到1℃/秒(S)，则通过室温保持(室温时效)形成的原子簇先生成，得不到本发明所规定的特定原子簇的数量密度，得不到所述室温时效后的在低温短时间内的烧结硬化性。其中，从淬火冷却结束后到再加热处理的室温保持(放置)时间优选更短。另外，平均加热速度(升温速度)优选更快，优选通过高频加热等高速加热手段，以1℃/秒(S)以上，优选以5℃/秒(S)以上进行加热。

所述再加热温度不到100℃，得不到本发明所规定的特定的原子簇密度，得不到在所述室温时效后的在低温短时间内的烧结硬化性。另外，在加热温度超过150℃的条件下，超过形成本发明所规定的特定的原子簇密度，或形成不同于原子簇的β’等的金属间化合物相，使成形性和弯曲加工性下降。

在该再加热处理中，再加热温度、平均加热速度(升温速度)、到达再加热温度的保持时间以及之后的平均冷却速度都对本发明所规定的特定的原子簇的数量密度生成有大的影响。在平均加热速度过慢、保持时间过短、或者再加热后的平均冷却速度过快时，得不到本发明所规定的特定的原子簇密度，得不到在所述室温时效后的在低温短时间内的烧结硬化性。另外，当过度长时间保持时，有可能超过形成本发明所规定的特定的原子簇密度或形成不同于原子簇的β’等金属间化合物相，使成形性和弯曲加工性下降。

(再加热处理后的2阶段的冷却)

Al-Mg-Si系铝合金轧制板经过这一系列的调质后的、直到BH处理的室温经时时间越长，所述较小尺寸的原子簇变得越多，阻碍B H处理时的析出物的析出，使BH性变低。另一方面，所述室温经时时间越短的Al-Mg-Si系铝合金板，所述较大尺寸的原子簇变得越多，并在B H处理时成长，促进BH处理时的析出物的析出，提高BH性。但是，这样的调质后的直到BH处理的室温经时时间根据汽车生产线的情况的不同而变化，难以进行控制。

因此，在本发明中，对应于该调质的再加热处理条件、尤其该再加热处理后的温度域，通过改变平均冷却速度的2阶段的冷却，从而在进行室温经时之前，预先满足本发明原子簇的各尺寸不同的数量密度规定。具体地说，从超过再加热处理温度的100℃但在130℃以下的温度域到100℃的第一段的平均冷却速度设为0.1℃/hr以上、小于1℃/hr。而且，100℃以下、到室温的第二段的平均冷却速度设为1℃/hr以上、100℃/hr以下。

作为前提，为了使本发明所规定的所述原子簇存在有一定量(平均数量密度以上)，所述铝合金组成与调质之前的板的制造条件作为前提是必要的。通过在所述条件下的固溶以及淬火处理后，在1小时以内将铝合金板再加热为超过100℃、但在130℃以下的温度域并保持0.2～1小时的再加热处理，从而，能够使本发明所规定的所述原子簇可靠地存在有一定量(平均数量密度以上)。即，作为通过三维原子探针电场离子显微镜测定的原子簇，可形成如下组织：该原子簇合计含有10个以上的Mg原子以及/或者Si原子，即使以其中含有的Mg原子和Si原子的任一原子为基准，该作为基准的原子与相邻的其他原子之中的任一原子之间的相互距离也在0.75nm以下，含有满足这些条件的原子簇的平均数量密度为5.0×10²³个/m³以上。

而且，以如此使本发明所规定的原子簇存在有一定量(平均数量密度以上)为前提，通过再加热处理后的所述2阶段的细冷却，从而可以形成本发明所规定的尺寸分布。即，可将本发明所规定的原子簇之中的、最大的当量圆半径尺寸小于1.5n m的原子簇的平均数量密度限制为10.0×10²³个/m³以下。另外，能够以该最大的当量圆半径尺寸小于1.5nm的原子簇的平均数量密度a与最大的当量圆半径尺寸在1.5nm以上的原子簇的平均数量密度b之比a/b为3.5以下的方式，含有所述最大的当量圆半径尺寸在1.5nm以上的原子簇。

因此，即使满足其他的再加热处理条件，若再加热处理后的所述2阶段的细冷却条件等的一个条件不当的话，本发明所规定的原子簇不成为规定的尺寸分布的可能性变高。

在超过再加热处理温度的100℃、但在130℃以下的温度域中，通过在固溶淬火处理时被导入的冻结空孔，促进原子簇的成长，主要容易形成尺寸大的原子簇。该倾向在保持温度越高时，冻结空孔的贡献越大，形成的原子簇变得越大。但是，在高温度下的长时间的保持会带来原子簇的粗大化以及因奥斯特瓦尔德(Ostwald)成长引起的平均数量密度降低，因此，长时间的保持在平均数量密度的观点来看是相反效果。

作为用于兼顾形成更大尺寸的原子簇以及使其平均数量密度最大化工艺，通过在超过100℃但在130℃以下的温度域中不进行长时间的保持，而控制冷却中的冷却速度，从而进行更大的原子簇的数量密度的控制。

具体地说，当从超过再加热处理温度的100℃但在130℃以下的温度域到100℃的第一段的平均冷却速度在1℃/hr以上时，难以形成所述最大的当量圆半径尺寸在1.5nm以上的原子簇，结果是，该原子簇的平均数量密度不会成为5.0×10²³个/m³以上。进而，由于在超过100℃但在130℃以下的温度域中的原子簇的形成不会进展，所以在固溶冷却处理时成为过饱和固溶的Mg、Si大量残留的状态，因此如后所述，容易在100℃以下到室温的温度域形成的、最大的当量圆半径尺寸小于1.5n m的原子簇优先形成，其原子簇的平均数量密度不会成为10.0×10²³个/m³以下。或者，所述比例a/b无法在3.5以下。

另外，在标记第一段的冷却速度小于0.1℃/hr时，温度的下降变得极小，因此，成为与在再加热处理时超过100℃但在130℃以下的温度域长时间保持的情况同样的状态，原子簇尺寸虽然变大，但通过奥斯特瓦尔德成长，所述最大的当量圆半径尺寸在1.5n m以上的原子簇的平均数量密度反而变小，该原子簇的平均数量密度不会成为5.0×10²³个/m³以上。或者，所述比例a/b无法在3.5以下。

而且，在100℃以下到室温的温度域中，由于冻结空孔的扩散速度下降，因此，难以形成1.5nm以上的粗大的原子簇，小于1.5nm的微细的原子簇的形成变成优势。因此，在100℃以下到室温的温度域中的、第二段的平均冷却速度小于1℃/hr时，小于1.5n m的尺寸的平均数量密度增大，该原子簇的平均数量密度不会成为10.0×10²³个/m³以下。或者，所述比例a/b无法在3.5以下。另外，对于第二段的平均冷却速度的上限而言，越大的话，抑制形成小于1.5n m的微细的原子簇的效果越变大，但是在工业上，在与喷射、浸堰等相当的冷却速度即100℃/s以上时，该效果并不那么显著，因此，作为工业上的可能范围，上限为100℃/s。

以下，举出实施例更具体说明本发明，但本发明原本不受下述实施例的限制，在适合前述·后述的主旨的范围可适当施加变更来实施，这也都包含于本发明的技术范围。

【实施例】

下面说明本发明的实施例。以固溶以及淬火处理后的再加热处理条件，来区分制作本发明所规定的原子簇条件不同的6000系铝合金板，分别评价在调质后的低温短时间内的BH性(涂装烧结硬化性)。同时，还评价作为冲压成形性或弯曲加工性的褶边加工性。

所谓所述本发明规定的原子簇条件是一种满足如下条件的原子的集合体：合计含有10个以上的Mg原子以及/或者Si原子，即使以其中含有的Mg原子和Si原子的任一原子为基准，该作为基准的原子与相邻的其他原子之中的任一原子之间的相互距离也在0.75nm以下。而且，对于它们的平均数量密度，在这些集合体之中，最大的当量圆半径尺寸小于1.5nm的原子的集合体的平均数量密度a与最大的当量圆半径尺寸在1.5nm以上的原子的集合体的平均数量密度b之比是a/b。

另外，所述区分制作是通过如表2所示，将固溶以及淬火处理后的再加热处理条件、加热温度(℃，在表2中记载为到达温度)、保持时间(hr)、尤其它们加热保持后的冷却条件进行各种改变，制造表1所示的组成的6000系铝合金板。需要说明的是，在表1中的各元素的含量的表示中，将各元素的数值设为空白的表示是指其含量在检测界限以下。

铝合金板的具体的制造条件如下所述。通过DC铸造法共通熔制表1所示的各组成的铸块。此时，各例都是共通的，对于铸造时的平均冷却速度，设从液相线温度到固相线温度为50℃/分。接着，各例都是共通地将铸块进行540℃×4小时均热处理后，开始热粗轧。而且，各例都是共通地通过继续精轧，热轧到厚度3.5mm，制成热轧板(卷材)。各例都是共通地将热轧后的铝合金板实施500℃×1分钟的粗退火后，在冷轧轧道途中不进行中间退火，进行加工率70％的冷轧，各例都是共通地制成厚度1.0mm的冷轧板(卷材)。

进而，各例都是共通地将该各冷轧板用连续式的热处理设备进行调质处理(T4)。具体地说，设到500℃的平均加热速度为10℃/秒，加热到表2记载的固溶处理温度，马上以表2记载的平均冷却速度冷却到室温，进行固溶以及淬火处理。之后，各例都以表2所示的各条件，在相同连续式的热处理设备内通过在线进行再加热处理。

从这些调质处理后室温放置2个月后的各最终制品板切出供试板(坯料)，测定、评价各供试板的组织和特性。它们的结果在表3示出。

(原子簇)

首先，通过所述3DAP法分析所述供试板的板厚中央部的组织，分别通过所述方法求出本发明所规定的原子簇的整体的平均数量密度(×10²³个/m³)、这些集合体之中最大的当量圆半径尺寸小于1.5n m的原子的集合体的平均数量密度a(×10²³个/m³)、最大的当量圆半径尺寸在1.5n m以上的原子的集合体的平均数量密度b(×10²³个/m³)、它们之比a/b。

需要说明的是，在表3中，所述本发明规定的原子簇条件之中合计含有10个以上Mg原子以及/或者Si原子被简单记为“Mg、Si原子10个以上”。另外，即使以其中含有的Mg原子和Si原子的任一原子为基准，该作为基准的原子与相邻的其他原子之中的任一原子之间的相互距离也在0.75nm以下被简单记为“距离0.75nm以下”。另外，满足这些条件的原子的集合体的平均数量密度(×10²³个/m³)被简单记为“整体的平均数量密度”。另外，它们的集合体之中，最大的当量圆半径尺寸小于1.5nm的原子的集合体的平均数量密度a(×10²³个/m³)被简单记为“半径＜1.5nm平均数量密度a”。另外，最大的当量圆半径尺寸在1.5nm以上的原子的集合体的平均数量密度b(×10²³个/m³)被简单记为“半径≥1.5nm平均数量密度b”。

(涂装烧结硬化性)

作为所述调质处理后室温放置2个月后的各供试板的机械特性，通过拉伸试验求出0.2％屈服强度(As屈服强度)和整体伸展(As整体伸展)。另外，这些各供试板都共通地通过拉伸试验求出150℃×20分钟的低温、短时间的人工时效硬化处理后(BH后)的供试板的0.2％屈服强度(BH后屈服强度)。而且，根据这些0.2％屈服强度彼此的差(屈服强度的增加量)评价各供试板的B H性。

所述拉伸试验是从所述各供试板分别取下JISZ2201的5号试验片(25mm×50mm GL×板厚)，在室温下进行拉伸试验。此时的试验片的拉伸方向为轧制方向的直角方向。拉伸速度在0.2％屈服强度之前为5mm/分，在屈服强度以后为20mm/分。机械特性测定的N数设为5，分别以平均值算出。需要说明的是，对于所述B H后的屈服强度测定用的试验片，在通过该拉伸试验机将模拟了板的冲压成形的2％的预变形给予该试验片后，进行所述B H处理。

(褶边加工性)

褶边加工性是仅对所述调质处理后室温放置2个月后的各供试板进行的。试验采用30mm宽度的长方形状试验片，在基于下部凸缘(downflange)的内弯曲R1.0mm的90°弯曲加工后，进行夹着1.0mm厚的内部将折曲部进一步向内侧顺次折曲约130度的预褶边加工，进行折曲180度并使端部密接于内部的平褶边加工。

目视观察该平褶边的弯曲部(缘曲部)的粗糙表面、微小裂纹、大裂纹的产生等表面状态，按照以下基准进行目视评价。

0：无裂纹、粗糙表面，1：轻度的粗糙表面，2：深的粗糙表面，3：微小表面裂纹，4：线状连续的表面裂纹，5：断裂。

如表1～3所示，各发明例在本发明成分组成范围内，且在优选条件范围内进行制造、调质处理。即，在本发明中，在固溶以及淬火冷却到室温后，在1小时以内对冷轧板进行再加热处理。而且，再加热处理是在100～150℃的温度域，以平均加热速度1℃/秒(S)以上进行再加热，在到达再加热温度下保持0.2～1小时。而且，使从超过该再加热时的100℃但在130℃以下的温度域到100℃的第一段平均冷却速度为0.1℃/hr以上且小于1℃/hr。而且，使100℃以下到室温的第二段的平均冷却速度为1℃/hr以上且100℃/hr以下。

因此，各发明例如表3所示，满足本发明所规定的原子簇条件。即，含有所述本发明所规定的原子簇的平均数量密度(整体的平均数量密度)为5.0×10²³个/m³以上，将这些原子簇之中的、最大的当量圆半径尺寸小于1.5nm(半径＜1.5nm)的原子簇的平均数量密度a限制在10.0×10²³个/m³以下，另一方面，以使该平均数量密度a与最大的当量圆半径尺寸在1.5nm以上的原子的原子簇的平均数量密度b之比a/b为3.5以下的方式，含有所述最大的当量圆半径尺寸在1.5nm以上(半径≥1.5nm)的原子簇。换言之，以满足所述本发明所规定的特定的原子簇的平均数量密度为前提，控制该原子簇的尺寸的分布状态，减少所述较小尺寸(半径＜1.5nm)的原子簇，并且增多较大尺寸(半径≥1.5nm)的原子簇(增大大原子簇的比例)。

结果是，各发明例即使在所述调质处理后的长期的室温时效后、且在低温短时间下的涂装烧结硬化，BH性也优越。另外，即使所述调质处理后的长期的室温时效后，褶边加工性也优越。即，根据本发明例可知，即使进行室温时效，车体涂装烧结处理在150℃×20分钟等的低温下被短时间化的情况下，也能够提供可发挥更高的BH性和成形性(弯曲加工性)的Al-Si-Mg系铝合金板。

表2、3的比较例2～6、37～41采用表1的发明合金例1。但是，这些各比较例如表2所示，再加热处理条件偏离优选的范围。

比较例2、37中，固溶以及淬火冷却到室温后的、直到将冷轧板再加热处理为止的时间(室温时效时间)超过1小时。

比较例3中，到100℃的第一段的平均冷却速度小于0.1℃/hr，过慢。

比较例4中，到100℃的第一段的平均冷却速度超过1℃/hr，过快。

比较例5、6中，100℃以下、到室温的第二段的平均冷却速度小于1℃/hr，过慢。

比较例38中，再加热处理时的平均加热速度小于1℃/秒(S)，过慢。

比较例39中，再加热到达温度小于100℃，过低。

比较例40中，再加热到达温度超过150℃，过高。

比较例41中，在到达再加热温度下的保持时间小于0.2小时，过短。

结果是，这些比较例偏离本发明所规定的原子簇的条件，与相同合金组成的发明例1相比，尤其B H性差。

比较例2、37、39中，所述本发明所规定的原子簇的平均数量密度小于5.0×10²³个/m³，过少。

比较例3、41中，所述小尺寸(半径＜1.5nm)的原子簇的平均数量密度a虽然被限制在10.0×10²³以下，但所述比a/b超过3.5，所述大尺寸(半径≥1.5nm)的原子簇的比例过少。

比较例3～6、38、40中，所述小尺寸(半径＜1.5nm)的原子簇的平均数量密度a超过10.0×10²³个/m³，过多，所述比a/b超过3.5，所述大尺寸(半径≥1.5nm)的原子簇的比例过少。

表2、3的比较例8～12使用表1的发明合金例4。但是，这些各比较例如表2所示，再加热处理条件偏离优选范围。

比较例8中，再加热到达温度小于100℃，过低。

比较例9中，到100℃的第一段的平均冷却速度小于0.1℃/hr，过慢。

比较例10中，到100℃的第一段的平均冷却速度超过1℃/hr，过快。

比较例11、12中，100℃以下、到室温的第二段的平均冷却速度小于1℃/hr，过慢。

结果是，这些比较例偏离本发明所规定的原子簇的条件，与相同的合金组成的发明例7相比，尤其BH性差。

比较例8虽然将所述小尺寸(半径＜1.5nm)的原子簇的平均数量密度a限制在10.0×10²³以下，但所述比a/b超过3.5，所述大尺寸(半径≥1.5nm)的原子簇的比例过少。

比较例9～12中，所述小尺寸(半径＜1.5nm)的原子簇的平均数量密度a超过10.0×10²³个/m³，过多，所述比a/b超过3.5，所述大尺寸(半径≥1.5nm)的原子簇的比例过少。

表2、3的比较例14～18采用表1的发明合金例7。但是，这些各比较例如表2所示，再加热处理条件偏离优选的范围。

比较例14中，再加热到达温度超过150℃，过高。

比较例15中，到100℃的第一段的平均冷却速度小于0.1℃/hr，过慢。

比较例16中，到100℃的第一段的平均冷却速度超过1℃/hr，过快。

比较例17、18中，100℃以下、到室温的第二段的平均冷却速度小于1℃/hr，过慢。

结果是，这些比较例14～18偏离本发明所规定的原子簇的条件，所述小尺寸(半径＜1.5nm)的原子簇的平均数量密度a虽然限制在10.0×10²³以下，但所述比a/b超过3.5，所述大尺寸(半径≥1.5nm)的原子簇的比例过少。结果是，与相同的合金组成的发明例13相比，尤其BH性差。

表2、3的比较例42、43采用表1的发明合金例9。但是，这些各比较例如表2所示，再加热处理条件偏离优选的范围。

比较例42中，到100℃的第一段的平均冷却速度小于0.1℃/hr，过慢。

比较例43中，到100℃的第一段的平均冷却速度超过1℃/hr，过快。

结果是，这些比较例42、43偏离本发明所规定的原子簇的条件，所述小尺寸(半径＜1.5nm)的原子簇的平均数量密度a超过10.0×10²³个/m³，过多，所述比a/b超过3.5，所述大尺寸(半径≥1.5nm)的原子簇的比例过少。结果是，与相同的合金组成的发明例24相比，尤其BH性、褶边加工性差。

另外，表2、3的比较例30～36虽然是在包括再加热处理条件在内的优选范围制造的，但是，必要元素的Mg或者Si的含量分别偏离本发明范围，或者杂质元素量过多。因此，这些比较例30～36如表3所示，偏离本发明所规定的原子簇的条件的任一个，与各发明例相比，BH性、褶边加工性差。

比较例30是表1的合金15，Si过多。

比较例31是表1的合金16，Zr过多。

比较例32是表1的合金17，Fe过多。

比较例33是表1的合金18，V过多。

比较例34是表1的合金19，Ti过多。

比较例35是表1的合金20，Cu过多。

比较例36是表1的合金21，Zn过多。

因此，从以上的实施例的结果证实了：对于长期室温时效后的低温短时间条件下的BH性提高而言，有全都满足所述本发明所规定的原子簇的各条件的必要性。即，证实了所述本发明所规定的原子簇的平均数量密度(整体的平均数量密度)为10×10²³个/m³以上而含有的意义。另外，证实了将这些原子簇中的、最大的当量圆半径尺寸小于1.5nm(半径＜1.5nm)的原子簇的平均数量密度a限制为10.0×10²³个/m³以下的意义。另一方面，证实了以该平均数量密度a与最大的当量圆半径尺寸在1.5nm以上的原子的原子簇的平均数量密度b之比a/b为3.5以下的方式，含有所述最大的当量圆半径尺寸在1.5n m以上(半径≥1.5nm)的原子簇的意义。

换言之，证实了以满足所述本发明所规定的特定的原子簇的平均数量密度为前提，控制该原子簇的尺寸的分布状态并减少所述较小尺寸(半径＜1.5nm)的原子簇、同时增多较大尺寸(半径≥1.5nm)的原子簇(增大大的原子簇的比例)对用于兼备长期室温时效后的低温短时间条件下的BH性和长期室温时效后的成形性的临界的意义乃至效果的意义。

另外，还证实了用于得到这样的原子簇条件、BH性等的本发明的成分组成的各要件或者优选制造条件的临界的意义乃至效果。

【表1】

*各元素的数值为空白的栏意味着在检测界限以下

【表2】

【表3】

产业上的可利用性

根据本发明，可以提供一种兼备长期室温时效后的低温短时间条件下的B H性和长期室温时效后的成形性的6000系铝合金板。结果是，作为汽车、船舶或者车辆等运输机，家电制品，建筑，构造物的部件或零件用，另外，尤其可将6000系铝合金板的应用扩大到汽车等运输机的部件。

Claims (2)

1.一种烧结涂装硬化性优越的铝合金板，其是一种以质量％算，含有Mg：0.2～2.0％，Si：0.3～2.0％，余量由Al以及不可避免杂质构成的Al-Mg-Si系铝合金板，其特征在于，

通过三维原子探针电场离子显微镜测定的原子的集合体合计含有10个以上的Mg原子以及/或者Si原子，即使以其中含有的Mg原子和Si原子的任一原子为基准，该作为基准的原子与相邻的其他原子之中的任一原子之间的相互距离也在0.75nm以下，以5.0×10²³个/m³以上的平均数量密度含有满足这些条件的原子的集合体，并且将满足这些条件的原子的集合体中的最大的当量圆半径尺寸小于1.5nm的原子的集合体的平均数量密度限制在10.0×10²³个/m³以下，另一方面，以该最大的当量圆半径尺寸小于1.5nm的原子的集合体的平均数量密度a与最大的当量圆半径尺寸在1.5nm以上的原子的集合体的平均数量密度b之比a/b为3.5以下的方式，含有所述最大的当量圆半径尺寸在1.5nm以上的原子的集合体。

2.如权利要求1所述的烧结涂装硬化性优越的铝合金板，其中，

所述铝合金板还含有Mn：1.0％以下、大于0％；Cu：1.0％以下、大于0％；Fe：1.0％以下、大于0％；Cr：0.3％以下、大于0％；Zr：0.3％以下、大于0％；V：0.3％以下、大于0％；Ti：0.05％以下、大于0％；Zn：1.0％以下、大于0％；Ag：0.2％以下、大于0％的1种或2种以上。