CN105074028B - 室温时效后的特性优异的铝合金板 - Google Patents

Abstract

本发明的6000系铝合金板，使Mg、Si为特定的组成的6000系铝合金板中含有微量的Sn，标准控制对该板实施特定的热处理时的组织，即使长时间的室温时效硬化后，作为该室温时效后的特性，仍可使卷边加工性提高，并且，提高成形的汽车面板的烘烤涂装带来的硬化量(BH性)。

Description

室温时效后的特性优异的铝合金板

技术领域

本发明涉及Al-Mg-Si系铝合金板。本发明中所说的铝合金板，是热轧板和冷轧板等的轧制板，是指在实施了固溶处理和淬火处理等的调质之后，在进行冲压成形和烘烤涂装硬化处理等的人工时效硬化处理前的铝合金板。另外，在以下的记述中，也将铝称为Al。

背景技术

近年来，从关照地球环境等的角度出发，汽车等的车辆的轻量化的社会的要求愈发高涨。为了应对这一要求，作为汽车面板，特别是引擎罩、车门、车顶等的大型车体面板(外面板，内面板)的材料，除了钢板等的钢铁材料以外，成形性和烘烤涂装硬化性优异的，更轻量的铝合金材的应用正在增加。

其中，在汽车的引擎罩、挡泥板、车门、车顶、后备箱盖等的面板结构体的外面板(外板)和内面板(内板)等的面板中，作为薄壁且高强度铝合金板，Al-Mg-Si系的AA至JIS6000系(以下，均仅称为6000系)铝合金板的使用受到研究。

该6000系铝合金板，必须含有Si、Mg，特别是过剩Si型的6000系铝合金，其具有Si/Mg质量比为1以上的组成，具有优异的时效硬化能力。因此，在冲压成形和弯曲加工时，通过低屈服点化确保成形性，同时通过成形后的面板的涂装烘烤处理等的人工时效(硬化)处理时的加热，进行时效硬化，以提高屈服强度，从而具有能够确保作为面板的必要的强度的烘烤涂装硬化性(以下，均称为烘烤硬化性＝BH(bake hardening)性)。

另一方面，汽车的外面板，如众所周知的，其制作是对于铝合金板复合进行冲压成形中的胀大成形时、弯曲成形等的成形加工。例如，在引擎罩和车门等的大型的外面板中，通过胀大等的冲压成形，形成作为外面板的成形品形状，接着，通过该外面板周边部的平卷边等的卷边(hemming)加工，进行与内面板的接合，而成为面板结构体。

在此，6000系铝合金有着具备优异的BH性这样的优点，而另一方面，其具有室温时效性，在固溶淬火处理后，经数月间的室温保持而发生时效硬化，强度增加，由此存在面板的成形性，特别是弯曲加工性降低的课题。例如，将6000系铝合金板用于汽车面板用途时，在铝制造厂经固溶淬火处理后(制造后)，直至由汽车厂成形加工成面板，通常要放置在室温下1～4个月左右(室温放置)，其间，会发生相当的时效硬化(室温时效)。特别是在面临严酷的弯曲加工的外面板中，即使在刚制造之后没有问题，可以成形，在时效硬化(室温时效)后也会有卷边加工时发生裂纹等的问题。

此外，还会产生这样的问题，即这样的室温时效大时，BH性降低，即使经过前述的成形后的面板的涂装烘烤处理等的人工时效(硬化)处理时的加热，屈服强度仍难以提高到作为面板所需要的强度。

因此，一直以来，关于6000系铝合金的BH性的提高和室温时效的抑制，进行有各种提案。例如，在专利文献1中提出，在固溶和淬火处理时，使冷却速度阶段性地变化，由此抑制制造后的室温下的经过7日后至90日后的强度变化。另外，在专利文献2中提出，固溶和淬火处理后，在60分钟以内，保持在50～150℃的温度10～300分钟，由此取得BH性和形状冻结性。另外，在专利文献3中提出，在固溶和淬火处理时，规定第一段的冷却温度及其后的冷却速度，从而得到BH性和形状冻结性。另外，在专利文献4中提出，通过固溶淬火后的热处理使BH性提高。

另外，作为成分积极地添加Sn，以抑制室温时效和提高烘烤涂装硬化的方法由专利文献5～11等大量提出。例如，在专利文献5中兼备如下方法，即，将Mg和Si的成分关系限定为-2.0＞4Mg-7Si，适量添加具有经时变化抑制效果的Sn，另外在固溶处理后实施预时效，从而兼备室温时效抑制和烘烤涂装硬化。另外，在专利文献6中提出有一种方法，其通过将Mg和Si的成分关系限定为-2.0≤4Mg-7Si≤1.0，添加具有经时变化抑制效果的Sn和使成形性提高的Cu，并且实施锌系镀敷，从而使成形性、烘烤涂装性、耐腐蚀性提高。

先行技术文献

专利文献

专利文献1：日本国特开2000-160310号公报

专利文献2：日本国专利第3207413号公报

专利文献3：日本国专利第2614686号公报

专利文献4：日本国特开平4-210456号公报

专利文献5：日本国特开平09-249950号公报

专利文献6：日本国特开平10-226894号公报

专利文献7：日本国特开平7-207396号公报

专利文献8：日本国特开平8-109428号公报

专利文献9：日本国特开平9-53161号公报

专利文献10：日本国特开平10-219382号公报

专利文献11：日本国特开2002-301249号公报

近年来，基于设计性的观点，为了实现汽车面板无变形的优美曲面构成和装饰线，相比以往要求成形性更优异的铝合金板。对此要求，前述的现有技术其成形性不充分。

发明内容

本发明为了解决上述的现有技术的问题点而形成，其目的是为了应对更难的汽车面板的成形加工，提供一种使室温时效后的特性，特别是卷边加工性和烘烤硬化性提高的6000系铝合金板。更具体地说，是提供一种室温经时100天后的屈服强度为100MPa以下，烘烤涂装带来的硬化量(BH性)为90MPa以上的6000系铝合金板。

为了达成这一目的，本发明的烘烤涂装硬化性优异的铝合金板的要旨，是一种Al-Mg-Si系铝合金板，其以质量％计含有Mg：0.3～0.6％、Si：0.4～1.4％、Sn：0.01～0.3％，并且Mg与Si的成分平衡满足8×(Mg含量)-(Si含量)≤3.0，余量由Al和不可避免的杂质构成，其中，对于该板以170℃实施20分钟的热处理之后，对于与该板的轧制方向呈直角的截面中央部的组织，以倍率300000倍的透射型电子显微镜，在300nm×300nm×100nm的范围进行测量时，晶粒内的2.0～20nm的尺寸的析出物的数密度平均为5.0×10²¹个/m³以上。

在本发明中，即使在Al-Si-Mg系铝合金板中含有微量的Sn，经过长时间之后，仍可抑制室温时效硬化，使卷边加工性(成形性)提高，并且，可提高成形的汽车面板的烘烤涂装带来的硬化量(BH性)。

Sn在室温下捕获空穴，抑制室温下的扩散，具有抑制室温下的强度变化的效果。另外，在烘烤涂装的高温时会放出捕获的空穴，因此反过来能够促进扩散，提高烘烤涂装硬化。

这一点在前述的专利文献5、6中也有指出，积极地添加Sn，抑制室温时效，并且使烘烤涂装硬化提高。但是，在这些添加Sn的方法中，并未涉及到对于Sn的添加带来的合金组织的变化的研究。

添加有Sn的Al-Si-Mg系铝合金板的组织，与没有添加Sn的相比较大不相同，另外对于板的制作方法来说也大不相同。只是这些组织的相互区别，在制造后的原材板的阶段，不能由SEM和TEM或X射线衍射等的通常的组织的测量手段加以区别。

能够区别这些组织上的变化的、本发明所规定的微细析出物，若非实施了相当于烘烤涂装硬化的特定的热处理之后的板的组织便不会出现。即，如第一发明所规定的，若不是对板实施了相当于烘烤涂装硬化的特定的热处理之后的组织，则不能区别是否满足本发明。而且，在该微细析出物的测量中，需要以高倍率的透射型电子显微镜进行组织观察。另外，其组织上的变化，也与板的制造条件密切相关(受到很大影响)，即使同样添加Sn，如果制造条件不同，仍然未必能够在本发明的高水平下，得到具有抑制室温时效且使烘烤涂装硬化提高这一效果的组织。这也是由于，在前述的添加Sn的现有技术中，未涉及到对于Sn的添加带来的合金组织的变化进行研究。

在本发明中，由于可以开始以这样的Sn的添加为前提的组织的控制，从而能够提供一种室温时效硬化后的特性优异的铝合金板，其能够使室温经时100日后的屈服强度为100MPa以下，并且烘烤涂装带来的硬化量(BH性)为90MPa以上。

具体实施方式

以下，对于本发明的实施的方式，就每个要件具体地加以说明。

(化学成分组成)

接着，以下对于6000系铝合金板的化学成分组成进行说明。本发明的6000系铝合金板，作为前述的汽车的外板用的板等，要求有优异的成形性、BH性、强度、焊接性和耐腐蚀性等的诸特性。而且，本发明的6000系铝合金板，其课题为，作为室温时效硬化后的特性，特别是具有室温经时100日后的屈服强度为100MPa以下，烘烤涂装带来的硬化量(BH性)为90MPa以上的特性。

在这样抑制了室温时效的基础上，作为用于使BH性优异的前提的铝合金板的化学成分组成，为Al-Mg-Si系铝合金板，其以质量％计，含有Mg：0.3～0.6％、Si：0.4～1.4％、Sn：0.01～0.3％，并且Mg与Si的成分平衡满足8×(Mg含量)-(Si含量)≤3.0，余量由Al和不可避免的杂质构成。

在本发明中，这些Mg、Si、Sn以外的其他的元素基本上是不可避免的杂质，为遵循AA至JIS规格等的各元素水平的含量(允许量)(但规格中没有Ag的规定)。即，从资源再利用的观点出发，在本发明中，作为合金的熔炼原料，不仅会使用高纯度Al锭，而在大量使用以Mg、Si、Sn以外的其他的元素作为添加元素(合金元素)而大量含有的6000系合金、其他的铝合金废料和低纯度Al锭等时，下述这样的其他的元素必然会实质量混入。而且，非要减少这些元素的精炼本身会使成本上升，从而需要允许一定程度地含有。另外，这些元素即使实质量含有，也有不会阻碍本发明目的和效果的含有范围。

这一点，对于Mg、Si、Sn以外的元素如下述例示允许量。Mn：1.0％以下(但是，不含0％)、Cu：1.0％以下(但是，不含0％)、Fe：1.0％以下(但是，不含0％)、Cr：0.3％以下(但是，不含0％)、Zr：0.3％以下(但是，不含0％)、V：0.3％以下(但是，不含0％)、Ti：0.1％以下(但是，不含0％)、Zn：1.0％以下(但是，不含0％)、Ag：0.2％以下(但是，不含0％)。除了上述的基本组成以外，也可以在此范围内再含有这些元素中的一种或两种以上。以下，对于上述6000系铝合金中的各元素的含有范围和意义，或允许量进行说明。

Si：0.4～1.4％

Si与Mg一起，在固溶强化和涂装烘烤处理等的人工时效处理时，形成有助于强度提高的时效析出物，发挥时效硬化能力，是用于得到作为汽车的外面板必要的强度(屈服强度)所必须的元素。此外，在本发明6000系铝合金板中，是用于使之兼备会影响到冲压成形性的总延伸率等的诸特性的最重要元素。

若Si含量过少，则Si的绝对量不足，因此涂装烘烤硬化性显著降低。此外，不能兼备各用途所要求的总延伸率等的诸特性。另一方面，若Si含量过多，则粗大的结晶物和析出物形成，弯曲加工性和总延伸率等显著降低。此外，也显著阻碍焊接性。因此，Si为0.4～1.4％的范围。

Mg：0.3～0.6％

Mg也是与Si一起，在固溶强化和涂装烘烤处理等的前述人工时效处理时，与Si一起形成有助于强度提高的时效析出物，发挥时效硬化能力，是用于得到作为面板的必要屈服强度所必须的元素。

若Mg含量过少，则Mg的绝对量不足，所以涂装烘烤硬化性显著降低。因此得不到作为面板必要的屈服强度。另一方面，若Mg含量过多，则粗大的结晶物和析出物形成，弯曲加工性和总延伸率等显著降低。因此，Mg的含量为0.3～0.6％的范围。

Mg和Si的成分平衡：

在此，Mg和Si在前述各含量范围的同时，作为彼此的成分平衡的关系式，满足8×(Mg含量)-(Si含量)≤3.0。一般报告有，作为Mg和Si的平衡，相比平衡析出相的Mg₂Si的平衡，若Si过剩，则烘烤涂装硬化性(BH性)变高。在本发明中，出于为了成形性的提高而低屈服点化的目的，减少Mg使之含有为0.6％以下时，通过满足前述平衡式，能够兼备低屈服点化和高BH性。若前述成分平衡关系式超过3而变大，则在低屈服点化之中难以取得充分的BH性。

Sn：0.01～0.3％

Sn在室温下捕获空穴，抑制室温下的扩散，具有抑制室温下的强度变化的效果。另外在烘烤涂装时的高温时，放出捕获的空穴，因此反过来促进扩散，能够提高BH性。添加有Sn的Al-Si-Mg系铝合金板，如后述，组织上与没有添加Sn的相比较有所不同。只是，即使同样添加Sn，如果制造条件有所差异，其组织仍会不同，未必能够在本发明的高水平下，得到具有抑制室温时效且使烘烤涂装硬化提高这一效果的组织。

若Sn含量过少，则即使以后述优选的制造方法制造原材板，仍无法充分地捕获空穴而不能发挥其效果，并且不能形成本发明所规定的组织(微细析出物)。另一方面，若Sn含量过多，则即使以后述优选的制造方法制造原材板，反过来也是难以形成本发明所规定的组织(微细析出物)，另外，Sn在晶界偏析，容易成为晶界裂纹的原因。

(组织)

在本发明中，将以上的6000系的铝合金组成作为前提，而6000系铝合金板组织，则由假设其原材板被冲压成形成汽车面板之后再进行烘烤涂装硬化处理的热处理后的组织来规定。即，作为以170℃实施了20分钟的热处理之后的板的与轧制方向成直角的截面中央部的组织，规定为以倍率300000倍的透射型电子显微镜测量到的2.0～20nm的尺寸的析出物的数密度，在晶粒内平均为5.0×10²¹个/m³以上。

所谓该析出物，是在前述热处理或实际的前述烘烤涂装硬化处理时，在晶粒内开始生成的，含有Mg与Si的金属间化合物，当然，前述热处理前的原材板的组织(前组织)，例如即使是高倍率的TEM也不能观察。换言之，在原材板的前组织中，例如即使是高倍率的TEM，对于具有这样效果的析出物，也不能判别其是否是在前述热处理和实际的烘烤涂装硬化处理时能够在晶粒内生成的组织，并对其进行组织上的区别。

因此，在本发明中，不是判别板的前组织，而是判别前述热处理后的组织，是否为该前组织。还有，本发明中所说的所谓析出物的尺寸，是指无定形的析出物的当量圆直径(平均直径)。

如此，通过使板的组织，成为前述烘烤涂装硬化处理时在晶粒内生成的2.0～20nm的微细尺寸的析出物以前述规定的一定量的数密度存在于晶粒内这样的前组织，即使在长期的室温时效后，冲压成形时仍为低屈服强度，从而能够确保卷边加工性(成形性)，并且在前述烘烤涂装硬化处理时由于高BH性而能够高强度化。即，能够使室温经时100日后的屈服强度为100MPa以下，烘烤涂装带来的硬化量(BH性)为90MPa以上。

该板的前组织，如果是前述烘烤涂装硬化处理时在晶粒内生成的2.0～20nm的微细的尺寸的析出物过少的组织，则虽然冲压成形时为低屈服强度而能够确保成形性，但在前述烘烤涂装硬化处理时却不能借助高BH性达成高强度化。即，以倍率300000倍的透射型电子显微镜测量到的2.0～20nm的尺寸的析出物的数密度，在晶粒内平均低于5.0×10²¹个/m³时，前述烘烤涂装硬化处理时的BH性不足，不能达成高强度化。

附带一提，该2.0～20nm的尺寸的析出物的数密度的上限，也受到前述Sn等的组成和制造限度限制，晶粒内作为上限，只能使之在晶粒内析出至平均5.0×10²³个/m³左右。另外，本发明的2.0～20nm的尺寸的析出物的数密度过于微细，用前述现有技术所使用的400倍左右的光学显微镜等不能观察和测量，能够利用规定的倍率300000倍的高倍率的透射型电子显微镜开始观察。

(制造方法)

接着，以下对于本发明铝合金板的制造方法进行说明。本发明铝合金板，其制造工序本身是常规方法或公知的方法，在铸造后，对于上述6000系成分组成的铝合金铸块进行均质化热处理，实施热轧、冷轧而成为既定的板厚，再实施固溶淬火等的调质处理而制造。

但是，在这些制造工序中，为了使BH性提高而控制本发明的组织，如后述，需要更适当地控制固溶和淬火处理和适当的淬火(冷却)停止温度，和在此温度范围内的保持。另外，在其他的工序中，也有用于将组织控制在本发明的规定范围内的优选的条件。

(熔炼、铸造冷却速度)

首先，在熔炼、铸造工序中，适宜选择连续铸造法、半连续铸造法(DC铸造法)等的通常的熔炼铸造法，铸造熔炼调整到上述6000系成分组成范围内的铝合金熔液。在此，为了将组织控制在本发明的规定范围内，关于铸造时的平均冷却速度，尽可能加大(加快)液相线温度至固相线温度，优选为30℃/分钟以上。

如果不进行这样的在铸造时的高温区域的温度(冷却速度)控制，则该高温区域的冷却速度必然变小。像这样高温区域的平均冷却速度缓慢时，在该高温区域的温度范围粗大地生成的结晶物的量变多，铸块的板宽方向、厚度方向的结晶物的尺寸和量的偏差也变大。其结果是，不能将组织控制在本发明的范围的可能性变高。

(均质化热处理)

其次，对于前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)，以组织的均质化，即，消除铸块组织中的晶粒内的偏析为目的。只要是达成这一目的的条件，便没有特别限定，通常可以采取一次或一段处理。

关于均质化热处理温度，从500℃以上、低于熔点的范围适宜选择，均质化时间从4小时以上的范围适宜选择。若该均质化温度低，则不能充分消除晶粒内的偏析，因其作为断裂的起点起作用，所以冲压成形时的延伸凸缘性和卷边加工性等的弯曲加工性降低。其后，无论是立即开始热轧，或是至适当的温度冷却保持之后再开始热轧，都能够控制在本发明所规定的微细析出物的数密度下。

进行该均质化热处理后，对于300℃～500℃之间，以20～100℃/h的平均冷却速度冷却至室温，接着以20～100℃/h的平均加热速度再加热至350℃～450℃，也能够在此温度域开始热轧。若脱离该均质化热处理后的平均冷却速度和其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)

关于热轧，根据轧制的板厚，由铸块(板坯)的粗轧工序和终轧工序构成。在这些粗轧工序和终轧工序中，适宜使用的是可逆式或串列式等的轧机。

这时，在热轧(粗轧)开始温度高于固相线温度的条件下，因为会发生过烧，所以热轧本身困难。另外，热轧开始温度低于350℃时，热轧时的载荷过高，热轧本身困难。因此，热轧开始温度为350℃～固相线温度，更优选为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)未必需要，但为了通过晶粒的微细化和集合组织的适当化，从而使成形性等的特性进一步提高，也可以实施。

(冷轧)

在冷轧中，轧制上述热轧板，制作成期望的最终板厚的冷轧板(也包括卷材)。但是，为了使晶粒进一步微细化，优选冷轧率为60％以上，另外出于与前述粗退火同样的目的，也可以在冷轧道次间进行中间退火。

(固溶和淬火处理)

冷轧后，进行固溶淬火处理。关于固溶处理和淬火处理，可以用通常的连续热处理线进行加热、冷却，没有特别限定。但是，由于期望得到各元素的充分的固溶量，以及如前述这样使晶粒更微细，所以期望在以5℃/秒以上的加热速度，加热于520℃以上、熔融温度以下的固溶处理温度，并保持0～10秒的条件下进行。

另外，从抑制使成形性和卷边加工性降低的粗大的晶界化合物形成的观点出发，优选从固溶温度至淬火停止温度的平均冷却速度为3℃/s以上。若固溶的冷却速度小，则即使进行后述的预时效处理，也不能使板的组织，成为烘烤涂装硬化处理时在晶粒内生成的2.0～20nm的微细的尺寸的析出物以一定量的数密度存在于晶粒内这样的前组织。另外，冷却中会生成粗大的Mg₂Si和单质Si，会使成形性劣化。此外，固溶后的固溶量降低，BH性也降低。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、喷水、浸渍等的水冷手段和条件。

(预时效处理)

另外，为了进一步提高BH性，优选从固溶和淬火处理结束后，至预时效处理(再加热处理)开始的室温保持时间在60分钟以内。若该室温保持时间过长，则室温时效硬化过度进行，即使进行预时效处理，也不能使板的组织，成为烘烤涂装硬化处理时在晶粒内生成的2.0～20nm的微细的尺寸的析出物以一定量的数密度存在于晶粒内这样的前组织。因此，该室温保持时间越短越好，固溶和淬火处理和再加热处理，也可以采取几乎没有时间差的方式连续进行，下限的时间没有特别设定。

预时效处理(再加热处理)的板的到达温度(实体温度)，优选为80～150℃的温度范围，并保持时间为3～50hr的范围。若再加热的到达温度在80℃以下或保持时间低于3hr，则BH时(烘烤涂装硬化处理时)的强度的增加量(硬化量)容易成为100MPa以下。另一方面，预时效条件高于150℃，或者保持时间在50小时以上时，烘烤涂装硬化处理前的屈服强度容易变大而高于100MPa，成形性降低。

预时效处理后至室温的冷却，可以放冷，而为了生产的效率化，也可以使用前述淬火时的冷却手段进行强制急冷。即，因为通过前述温度保持处理，使本发明所规定的尺寸均等或类似的团簇都已排出，所以不需要现有的预时效处理或再加热处理这样的强制急冷，和跨越数段的复杂的平均冷却速度的控制。

以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例限制，在能够符合前、后述的宗旨的范围内也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。

实施例

接下来，说明本发明的实施例。改变固溶处理后的淬火处理的冷却速度、固溶和淬火处理结束后至预时效处理开始的室温保持时间、以及预时效处理的温度和保持时间等，分别制作本发明所规定的组成和组织条件不同的6000系铝合金板。然后，分别评价此各例在室温下保持100天后的BH性(涂装烘烤硬化性)。作为弯曲加工性的卷边加工性也一并评价。

在表示各例的6000系铝合金板的组成的表1中的各元素的含量的显示中，将各元素的数值作为空白显示，表示其含量在检测极限以下，该元素的含量实质上为0％。

铝合金板的具体的制造条件如下。统一通过DC铸造法，熔炼表1所示的各组成的铝合金铸块。这时，各例均共通，关于铸造时的平均冷却速度，使液相线温度至固相线温度为50℃/分钟。接着，各例均共通，对于铸块进行540℃×4小时均热处理后，开始热粗轧。然后，各例均共通，继续以终轧，热轧制厚度3.5mm，作为热轧板。对于热轧后的铝合金板，各例均共通，实施500℃×1分钟的粗退火后，无冷轧道次途中的中间退火而进行加工率70％的冷轧，各例均共通，作为厚度1.0mm的冷轧板。

此外，对于此各冷轧板，各例均共通，以连续式的热处理炉进行560℃的固溶处理，到达目标温度后保持10秒之后，立即进行气体空冷或水冷，以表2、3所示的各种冷却速度冷却至室温。之后，如表2、3所示，以室温保持5～80分钟后，以大气炉在各种温度、保持条件下进行预时效后再进行水冷。在此，本实施例中是在再加热处理之后，通过水冷进行冷却，但该冷却是放冷，也能够取得同样的组织。

从这些调质处理后又经过100天室温放置之后的各最终制品板上，切下供试板(坯体)，测量、评价各供试板的特性。另外，使用TEM的组织观察只对于调质处理后100日后的试料实施。这些结果显示在表2、3中。在此，表1与表2、3的合金编号各自对应。

(微细析出物)

各例均是对于前述供试板，以170℃实施20分钟的热处理后，制作从该供试板的与板的轧制方向成直角的截面中央部提取的薄膜试料，用倍率300000倍的透射型电子显微镜，以加速电压200kV，在300nm×300nm×100nm的范围内，测量膜厚0.1μm的部位，测量晶粒内的2.0～20nm的尺寸的析出物的平均数密度(个/m³)。该观察针对5个试验片进行，分别求得晶粒内的2.0～20nm的尺寸的析出物的数密度，使其平均化(平均数密度)。在此，析出物的尺寸，如前述，换算成面积为等价的圆的直径进行测量。

(涂装烘烤硬化性)

作为前述调质处理后，再室温放置100天后的各供试板的机械的特性，通过拉伸试验求得0.2％屈服强度(As屈服强度)。另外，这些各供试板分别共通，通过拉伸试验，求得其在100天的室温时效之后，再进行170℃×20分钟的人工时效硬化处理之后(BH后)的供试板的0.2％屈服强度(BH后屈服强度)。然后，根据这些0.2％屈服强度之间的差(屈服强度的增加量)，评价各供试板的BH性。

所述拉伸试验是从前述各供试板上，分别提取JIS Z 2201的5号试验片(25mm×50mmGL×板厚)，在室温下进行拉伸试验。使这时的试验片的拉伸方向为轧制方向的直角方向。拉伸速度截止到0.2％屈服强度为5mm/分钟，屈服强度以后为20mm/分钟。机械的特性测量的N数为5，以各个平均值计算。还有，在前述BH后的屈服强度测量用的试验片中，对于该试验片，通过该拉伸试验机，赋予其模拟了板的冲压成形的2％的预应变后，再进行前述BH处理。

(卷边加工性)

关于卷边加工性，对于前述调质处理后再放置100天后的各供试板进行。试验使用30mm宽的狭条状试验片，经由向下凸缘形成的内弯曲R1.0mm的90°弯曲加工后，进行夹隔1.0mm厚的内部，再将折叠弯曲部向内侧，顺序折叠弯曲至大约130度的预卷边加工，折叠弯曲180度而使端部与内部密接的平卷边加工。

目视观察该平卷边的弯曲部(边缘弯曲部)的粗糙、微小的裂纹、大的裂纹的发生等的表面状态，按以下的标准进行目视评价。

0；裂纹，无粗糙，1；轻度的粗糙，2；密集的粗糙，3；微小表面裂纹，4；线状连续的表面裂纹，5；断裂

各发明例，如表1的0～9的合金编号，和表2的编号0、1、7、13，表3的编号19～24分别所示，在本发明成分组成范围内，并且在优选的板的条件范围进行制造。因此，这些各发明例如表2、3分别所示，满足本发明所规定的热处理后的组织规定。即，以前述TEM的测量条件，测量对于制造的板以170℃实施20分钟的热处理之后的组织时，晶粒内的2.0～20nm的尺寸的析出物的数密度平均为5.0×10²¹个/m³以上。

其结果是，各发明例如表2、3分别所示，即使是在室温下保持100日的长期室温时效后，仍能够使屈服强度为100MPa以下，烘烤涂装带来的屈服强度增加量(硬化量，BH性)为90MPa以上。因此，作为室温时效后的特性，能够兼备优异的BH性和卷边加工性(成形性)。

表2的比较例2～6、8～12、14～18，使用的是表1的发明合金例1、2、5。但是，这些各比较例如表2所示，固溶处理后的冷却速度、至再加热(预时效处理)的室温保持时间、和再加热条件(预时效处理条件)脱离优选的范围。因此，以前述TEM的测量条件，测量对于制造的板以170℃实施20分钟的热处理之后的组织时，晶粒内的2.0～20nm的尺寸的析出物的数密度过少，平均低于5.0×10²¹个/m³。其结果是，与作为相同的合金组成的发明例1、2、5相比，BH性和卷边加工性差。

表3的比较例25～28，如表1的合金编号10～13，主元素的Mg、Si脱离优选的范围。因此BH性过低，或屈服强度(强度)过高，卷边加工性也差。

表3的比较例29，如表1的合金编号14，Mg和Si脱离本发明所规定的前述彼此的平衡式的关系。因此，100日的室温保持后的As屈服强度变得过高，卷边加工性差。

表3的比较例30、31，如表1的合金编号15、16，不含有Sn。因此不能充分地抑制室温时效，100日的室温保持后的As屈服强度变得过高，卷边加工性差。

表3的比较例32，如表1的合金编号17，因为Sn含量过多，所以热加工中发生显著的裂纹。因此，无法进行之后的调查。

表3的比较例33～38，如表1的合金编号18～23，作为其他的元素的Fe、Mn、Cr、Zr、V、Ti、Cu、Zn的含量过多，高于前述的允许量，因此卷边加工性差。

由以上的实施例的结果证明，对于作为室温时效后的特性的卷边加工性和BH性的提高来说，全部满足本发明中规定的组成、组织的各条件存在必要性。另外还证明，用于得到这样的室温时效后的卷边加工性和BH性的、本发明的优选的制造条件的临界性的意义乃至效果。

[表1]

[表2]

[表3]

详细并参照特定的实施方式说明了本发明，但不脱离本发明的精神和范围而能够加以各种各样的变更和修改，这对于从业者来说显而易见。

本申请基于2013年2月26日申请的日本专利申请(专利申请2013-035986)，其内容在此参照并援引。

产业上的可利用性

根据本发明，能够提供一种6000系铝合金板，作为室温时效后的特性，其兼备优异的卷边加工性和BH性。其结果是，能够作为汽车、船舶或车辆等的运输机械、家电制品、建筑、结构物的构件和零件用途，另外，特别是能够扩大在汽车等的运输机械的构件中对6000系铝合金板的适用。

Claims (2)

1.一种室温时效后的特性优异的铝合金板，其特征在于，是以质量％计分别含有Mg：0.3～0.6％、Si：0.4～1.4％、Sn：0.01～0.3％，并且Mg与Si的成分平衡满足8×(Mg含量)-(Si含量)≤3.0，余量由Al和不可避免的杂质构成的Al-Mg-Si系铝合金板，其中，以倍率300000倍的透射型电子显微镜，在300nm×300nm×100nm的范围测量对该板以170℃实施20分钟的热处理后的与板的轧制方向成直角的截面中央部的组织时，晶粒内的2.0～20nm的尺寸的析出物的数密度平均为5.0×10²¹个/m³以上。

2.根据权利要求1所述的室温时效后的特性优异的铝合金板，其中，所述铝合金板以质量％计还含有Mn：1.0％以下但不含0％、Cu：1.0％以下但不含0％、Fe：1.0％以下但不含0％、Cr：0.3％以下但不含0％、Zr：0.3％以下但不含0％、V：0.3％以下但不含0％、Ti：0.1％以下但不含0％、Zn：1.0％以下但不含0％、Ag：0.2％以下但不含0％中的一种或两种以上。