CN105518168B - 烘烤涂装硬化性优异的铝合金板 - Google Patents

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Abstract

本发明的目的之一在于提供兼具长期室温时效后的BH性、长期室温时效后的成形性的6000系铝合金板。在本发明的一个实施方式中，含有Sn的6000系铝合金板包含一定数密度以上的对BH性效果大的特定团簇，该特定团簇利用三维原子探针电场离子显微镜来测定，并且通过使满足这些条件的原子集合体的尺寸一致而使当量圆直径的平均半径处于一定的范围，并且减小该当量圆直径的半径的标准偏差，使长期室温时效后的BH性进一步提高。

Description

烘烤涂装硬化性优异的铝合金板
技术领域
本发明涉及Al-Mg-Si系铝合金板。本发明中所谓的铝合金板是指：实施了固溶处理及淬火处理等调质后且烘烤涂装硬化处理等人工时效硬化处理前的、作为热轧板、冷轧板等轧制板的铝合金板。另外，在以下的记载中还将铝称作Al。
背景技术
近年来，出于对地球环境等的考虑，汽车等车辆的轻量化的社会性要求日益提高。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，正在研究在汽车的发动机罩、叶子板、车门、车顶、后备箱盖等面板结构体的、外面板(外板)或内面板(内板)等面板中使用薄壁且作为高强度铝合金板的Al-Mg-Si系的AA至JIS 6000系(以下，也简称为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，并具有优异的时效硬化性。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烘烤处理等的、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所需强度的烘烤涂装硬化性(以下，也称为bake hard性＝BH性、烘烤硬化性)。
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系铝合金板的废料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，再循环性也优异。
另一方面，众所周知，汽车的外面板等是通过对铝合金板复合进行冲压成形中的胀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、车门等大型的外面板中，通过胀出等冲压成形，制成作为外面板的成形品形状，接着，通过该外面板周边部的平卷边(flat hem)等的卷边(hemming)加工，进行与内面板的接合，制成面板结构体。
在此，6000系铝合金虽然存在具有优异BH性的优点，但是另一面，具有室温时效性，在固溶淬火处理后的数月间的室温保持中发生时效硬化而强度增加，从而存在面板的成形性、尤其弯曲加工性降低的课题。例如，在将6000系铝合金板用于汽车面板用途的情况下，在由铝制造商进行固溶淬火处理后(制造后)直至由汽车制造商成形加工为面板为止，通常在室温放置1～4个月左右(室温放置)，在该期间，会进行相当大程度的时效硬化(室温时效)。尤其，在引入严格的弯曲加工的外面板中，即便在制造后经过1个月后能够无问题地进行成形，在经过3个月后也会有在卷边加工时产生裂纹等问题。因此，在汽车面板用、尤其外面板用的6000系铝合金板中，需要抑制1～4个月左右的较长期的室温时效。
进而，在此种室温时效大的情况下，BH性降低，因上述成形后的面板的涂装烘烤处理等较低温的人工时效(硬化)处理时的加热，还会产生屈服强度无法提高至作为面板的所需强度。
一直以来，从6000系铝合金板的组织、尤其团簇(原子集合体)的观点出发，对实现BH性的提高和室温时效的抑制的方面作出了各种提案。只是，其中的大多数不过是对直接影响6000系铝合金板的BH性、室温时效性的团簇(原子集合体)的存在状态间接地类推其举动而已。
对此，直接测定了影响6000系铝合金板的BH性、室温时效性的团簇(原子集合体)，并进行规定的试验。
在专利文献1中公开了在利用100万倍的透射型电子显微镜分析6000系铝合金板的组织时所观察的团簇(原子集合体)中将当量圆直径为1～5nm的范围的团簇的平均数密度规定为4000～30000个/μm2的范围而使BH性优异、且抑制室温时效的团簇。
进而，在专利文献2、3中提出了通过控制利用三维原子探针电场离子显微镜直接测定的特定的原子集合体(团簇)而得到即使是室温时效后的车体涂装烘烤处理也能发挥高BH性的6000系铝合金板。在这些专利文献中，作为该原子集合体包含总计10个以上或30个以上的Mg原子或Si原子中的任一者或两者，并且无论以其所包含的Mg原子或Si原子中的任一个原子作为基准，成为该基准的原子与相邻的其他原子中的任一个原子之间的相互距离为0.75nm以下。
而且，在专利文献2中公开了以1.0×105个/μm3以上的平均数密度包含满足这些条件的原子集合体。
另外，在专利文献3中公开了如下内容：以5.0×1023个/m3以上的平均数密度包含满足这些条件的原子集合体，并且在满足这些条件的原子集合体中，将最大当量圆直径的半径不足1.5nm的尺寸的原子集合体的平均数密度规定为10.0×1023个/m3以下，另一方面，以使该最大当量圆直径的半径不足1.5nm的尺寸的原子集合体的平均数密度a与最大当量圆直径的半径为1.5nm以上的尺寸的原子集合体的平均数密度b之比a/b达到3.5以下的方式，包含上述最大当量圆直径的半径为1.5nm以上的尺寸的原子集合体。
另一方面，作为本发明的与Sn的添加有关的现有专利，除了专利文献4、5以外，还提出大量在6000系铝合金板中积极地添加Sn而抑制室温时效且提高烘烤涂装硬化的方法。例如，专利文献4兼具如下方法：将Mg与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，并且在固溶处理后实施预备时效，由此兼具室温时效抑制和烘烤涂装硬化。另外，专利文献5提出了如下方法：将Mg与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，且实施锌系镀敷，由此提高成形性、烘烤涂装性、耐腐蚀性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2009-242904号公报
专利文献2：日本特开2012-193399号公报
专利文献3：日本特开2013-60627号公报
专利文献4：日本特开平09-249950号公报
专利文献5：日本特开平10-226894号公报
发明内容
发明所要解决的课题
但是，改善汽车的燃耗的要求依然很高，需要不断促进更进一步的轻量化。由此存在要求铝合金板的薄壁化的倾向。对此，在利用间接性的测定对原子集合体(团簇)类推其举动的现有技术、或者停留在控制利用TEM观察来评价的较大的原子集合体的大小、数密度的专利文献1中，无法正确或详细地评价原子集合体。因此，无法实现原子集合体的致密的控制，室温时效后的BH性不充分。另外，利用100万倍的透射型电子显微镜或三维原子探针电场离子显微镜来控制被直接测定的特定原子集合体(团簇)的专利文献2、3也在兼具长时间的室温时效后的高BH性和良好加工性方面尚有改善的余地。这一点在将Sn积极地添加于6000系铝合金板的专利文献4、5等中也是同样的。
鉴于此种课题，本发明的目的在于：通过详细地评价组织中的原子集合体，从而提供即使是长时间的室温时效后的车体涂装烘烤处理也能发挥高BH性和良好加工性的Al-Si-Mg系铝合金板。
用于解决课题的手段
为了达成该目的，本发明的一个实施方式(以下，也称作本发明的第1实施方式)的烘烤涂装硬化性优异的铝合金板的主旨在于，其为以质量％计分别包含Mg：0.2～2.0％、Si：0.3～2.0％、Sn：0.005～0.3％且余量由Al及不可避免的杂质组成的Al-Mg-Si系铝合金板，作为利用三维原子探针电场离子显微镜测定的原子集合体，该原子集合体包含总计10个以上的Mg原子或Si原子中的任一者或两者，并且无论以其所包含的Mg原子或Si原子中的任一个原子为基准，成为该基准的原子与相邻的其他原子中的任一原子之间的相互距离均为0.75nm以下，以2.5×1023个/m3以上且20.0×1023个/m3以下的平均数密度包含满足这些条件的原子集合体，并且满足这些条件的原子集合体的、当量圆直径的平均半径为1.15nm以上且1.45nm以下，且该当量圆直径的半径的标准偏差为0.45nm以下。
另外，为了达成该目的，本发明的另一份实施方式(以下，也称作本发明的第2实施方式)的烘烤涂装硬化性优异的铝合金板的主旨在于，其为以质量％计分别包含Mg：0.2～2.0％、Si：0.3～2.0％、Sn：0.005～0.3％且余量由Al及不可避免的杂质组成的Al-Mg-Si系铝合金板，在将利用三维原子探针电场离子显微镜测定的全部的Mg原子和Si原子的个数之和设为Ntotal，另一方面，作为利用该三维原子探针电场离子显微镜测定的原子集合体，满足包含总计10个以上的Mg原子或Si原子中的任一者或两者，并且将无论以这些Mg原子或Si原子中的任一个原子作为基准，成为该基准的原子与相邻的其他原子中的任一个原子之间的相互距离均为0.75nm以下的条件的全部原子集合体中所含有的、全部的Mg原子与Si原子的个数之和设为Ncluster时，该Ncluster相对于上述Ntotal的比例(Ncluster/Ntotal)×100为1％以上且15％以下，且上述原子集合体的当量圆直径的平均半径为1.20nm以上且1.50nm以下。
另外，为了达成该目的，本发明的又一个实施方式(以下，也称作本发明的第3实施方式)的烘烤涂装硬化性优异的铝合金板的主旨在于，其为以质量％计分别包含Mg：0.2～2.0％、Si：0.3～2.0％、Sn：0.005～0.3％且余量由Al及不可避免的杂质组成的Al-Mg-Si系铝合金板，作为利用三维原子探针电场离子显微镜测定的原子集合体，满足包含总计10个以上的Mg原子或Si原子中的任一者或两者，并且无论以其所包含的Mg原子或Si原子中的任一个原子作为基准，成为该基准的原子与相邻的其他原子中的任一个原子之间的相互距离均为0.75nm以下的条件的、原子集合体的平均数密度为3.0×1023个/m3以上且25.0×1023个/m3以下，并且在满足这些条件的原子集合体中Mg原子数与Si原子数之比(Mg/Si)为1/2以上的原子集合体的平均比例为0.70以上。
发明效果
在本发明的第1实施方式中发现：在对包含Sn的Al-Mg-Si系铝合金板利用3DAP测定的原子集合体(团簇)中，如上述规定所示，以总计特定以上的含量包含Mg原子或Si原子、且它们中所包含的相邻原子彼此间的距离为特定以下的特定团簇的平均数密度与BH性大大相关。
不仅如此，在本实施方式中发现：满足这些条件的上述特定原子集合体的尺寸的分布状态是重要的，且当量圆直径的平均半径与该当量圆直径的半径的标准偏差对BH性产生较大影响。
即，发现：为了提高包含Sn的Al-Mg-Si系铝合金板的BH性，在提高BH性方面需要使上述特定的原子集合体的当量圆直径的平均半径为特定的范围即1.15nm以上且1.45nm以下，并且标准偏差较小，为0.45nm以下。根据本实施方式，可以提供即使在100天的长时间室温时效的情况下也能发挥更高BH性的Al-Si-Mg系铝合金板。
另外，在本发明的第2实施方式中，以在对包含Sn的Al-Mg-Si系铝合金板利用3DAP测定的原子集合体(团簇)中大量存在上述原子间的相互距离为0.75nm以下的微细团簇作为前提。而且，还使这些团簇中存在的Mg与Si的总量(总计量)与固溶于基质的Mg与Si的总计量平衡，并且上述团簇的尺寸的分布状态也以团簇的当量圆直径的平均半径的形式来控制，从而提高BH性。
若能确保如上述那样规定的团簇中存在的Mg原子和Si原子的总量与固溶于基质的Mg和Si的总计量的平衡，则可以提高BH性。另外，6000系铝合金板中所包含的Mg和Si可能存在比规定更粗大的团簇、更粗大的析出物或包含于金属间化合物中的形态作为除本实施方式中规定的团簇和固溶于基质以外的形态。对此，若能控制团簇中存在的Mg和Si的总计量与固溶于基质的Mg和Si的总计量的平衡，则还会关系到减少由Mg和Si引起的、粗大团簇、更粗大的析出物或金属间化合物本身。
进而，上述团簇的尺寸的分布状态也对BH性产生较大影响，为了提高包含Sn的Al-Mg-Si系铝合金板的BH性，还需要使上述原子集合体的当量圆直径的平均半径为1.20nm以上且1.50nm以下。通过组合控制团簇中存在的Mg原子和Si原子的总量与团簇的尺寸的分布状态，从而可以提供即使在100天的长时间室温时效的情况下成形性也好、且能够发挥更高BH性的Al-Si-Mg系铝合金板。
另外，在本发明的第3实施方式中，以在对包含Sn的Al-Mg-Si系铝合金板利用3DAP测定的原子集合体(团簇)中存在大量上述原子间的相互距离为0.75nm以下的微细团簇作为前提。而且，还使构成这些微细团簇的元素中Mg的原子数大的团簇的比例增加，从而提高BH性。
本发明人等得到以下见解：即使是相同的团簇，对BH性的影响也会根据其组成而不同，Si原子富集的团簇对BH性造成不良影响，另一方面，Mg原子富集的团簇促进BH性。因此，在本实施方式中，按照使利用3DAP测定的团簇中上述原子间的相互距离小的团簇变多的方式进行控制，并且为了使该团簇中Mg的原子数大的团簇的比例增多而进行控制，从而提高BH性。
由此，在本实施方式中可以提供即使在室温时效的情况下也能发挥更高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，按照要件依次进行具体说明。
团簇(原子集合体)：
首先，对于本发明所述的团簇的含义进行说明。与上述专利文献2、3同样，本发明所称的团簇是指由后述的3DAP测定的原子集合体(团簇)，在以下的记载中主要表述为团簇。在6000系铝合金中，公知的是：在固溶及淬火处理后的室温保持或50～150℃的热处理中，Mg、Si形成被称为团簇的原子集合体。但是，通过室温保持和50～150℃的热处理中生成的团簇，其举动(性质)完全不同。
通过室温保持形成的团簇在之后的人工时效或烘烤涂装处理中，抑制使强度上升的GP区域或β’相的析出。另一方面，以50～150℃形成的团簇(或Mg/Si团簇)反而表现出促进GP区域或β’相的析出(例如，山田等著：轻金属vol.51，第215页中所述)。
另外，在上述专利文献1中，在其0021～0025段中记载着这些团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的团簇的解析中，通过观察，即使证实团簇自身的存在，本发明所规定的所述团簇的尺寸或数密度也不明确或只能限定性地测定。
确实，在6000系铝合金中，一直以来都进行利用3DAP(三维原子探针)对所述团簇解析的尝试。但是，如上述专利文献1记载的那样，即使证实团簇自身的存在，该团簇的尺寸或数密度也不明确。这是因为：由3DAP测定的原子集合体(团簇)中的哪个团簇与BH性有较大相关性还不明确，与BH性有较大相关性的原子集合体是哪一个也不明确。
对此，本发明人等在上述专利文献2中明确了与BH性有较大相关性的团簇。即，发现：如上述规定的那样，在利用3DAP测定的团簇中，总计含有特定以上含量的Mg原子或Si原子，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团簇与BH性有较大相关性。而且，发现：通过增加满足这些条件的原子集合体的数密度，从而即使是在室温时效后进行低温且短时间化的条件的车体涂装烘烤处理，也可以发挥高的BH性。
根据该上述专利文献2，包含总计30个以上的Mg原子或Si原子中的任一者或两者，彼此相邻的原子之间的相互距离为0.75nm以下的团簇的存在会使BH性提高。而且，通过存在一定量以上的这些团簇，从而即使在对室温时效的Al-Si-Mg系铝合金板进行150℃×20分钟的低温、短时间化的车体涂装烘烤处理的情况下，也能发挥更高的BH性。
对此，本发明人等进行进一步研究，结果发现：在利用3DAP测定的团簇中，存在大量上述团簇确实会使BH性提高，但是，仅仅如此，提高效果还不充分。换言之，发现：存在大量上述团簇虽然是提高BH性的前提条件(必要条件)，但是未必为充分条件。
因此，本发明人等还申请了上述专利文献3。这是由于本发明人等发现：对于包含Mg原子或Si原子中的任一者或两者的团簇自然会有其尺寸(大小)的不同(分布)，因团簇的大小不同而对BH性的作用大不相同。即，具有如下不同：较小尺寸的团簇会阻碍BH性、另一方面较大尺寸的团簇会促进BH性这种因团簇的大小不同而对BH性的作用完全相反。基于此，若在上述特定团簇中减少较小尺寸的团簇、并且增多较大尺寸的团簇，则能够进一步提高BH性。推测：较小尺寸的团簇虽然会在BH处理时(人工时效硬化处理时)消失，但是在该BH时却阻碍对提高强度效果高的大团簇的析出，使BH性降低。另一方面，推测：较大尺寸的团簇会在BH处理时生长，促进BH处理时的析出物的析出，从而提高BH性。
但是，发现：若过大的团簇在BH处理时生长，则导致尺寸变得太大，反而使BH性降低，并且还导致BH处理前的强度变得过高，加工性变差。即，为了在不使加工性变差的前提下提高BH性，而存在最佳尺寸的团簇。上述特定的原子集合体的尺寸的分布状态是重要的，但是还发现上述特定的原子集合体的平均尺寸即当量圆直径的平均半径与该当量圆直径的半径的标准偏差会对BH性产生较大影响。本发明人等将该内容进一步作为日本特愿2012-051821号(2012年3月8日申请)进行了申请。该日本特愿2012-051821号中，团簇的当量圆直径的平均半径为1.2nm以上且1.5nm以下，并且将该当量圆直径的半径的标准偏差设为0.35nm以下，仅生成最佳尺寸的团簇。
根据之后的研究，发现：与本发明的第1实施方式相关，与不包含Sn的上述在先申请的Al-Mg-Si系铝合金板相比，包含Sn的Al-Mg-Si系铝合金板中，上述特定的原子集合体的平均尺寸即当量圆直径的平均半径和该当量圆直径的半径的标准偏差的、使BH性提高的最佳范围互不相同。即，发现：为了提高包含Sn的Al-Mg-Si系铝合金板的BH性，在提高BH性方面需要使上述特定的原子集合体的当量圆直径的平均半径为特定的范围即1.15nm以上且1.45nm以下，并且该当量圆直径的半径的标准偏差较小，为0.45nm以下。为了提高BH性，上述特定的原子集合体的尺寸从小到大广泛地存在，而该尺寸分布并非存在大幅偏差，最好仅生成最佳尺寸的团簇。本发明的第1实施方式中规定的当量圆直径的平均半径为1.15nm以上且1.45nm以下、并且该当量圆直径的半径的标准偏差为0.45nm以下就是指这个含义。由此，在本发明的第1实施方式中，即使在车体涂装烘烤处理被保持100天的长时间室温的情况下，也能使Al-Mg-Si系铝合金板的BH性进一步提高。
另外，发现：与本发明的第2实施方式相关，包含Sn的Al-Mg-Si系铝合金板中，上述的原子集合体(团簇)与固溶的Mg、Si量的平衡也会大幅影响BH性及BH处理后的强度。即，本发明的第2实施方式基于以下见解：通过控制在满足上述规定条件的原子集合体中含有的Mg、Si原子和在基质中存在的Mg、Si的比例，从而可以提高烘烤涂装前的强度，并且可以提高BH性。
另外，同时还发现：包含Sn的Al-Mg-Si系铝合金板中，若过大的团簇在BH处理时生长，则导致尺寸过大，反而使BH性降低，并且导致BH处理前的强度过高，加工性劣化。即，还发现：为了在不使加工性劣化的前提下提高BH性，而存在最佳尺寸的团簇。还发现：上述特定的原子集合体的尺寸的分布状态虽然重要，但是上述特定的原子集合体的平均尺寸即当量圆直径的平均半径对BH性产生较大影响。即，为了提高包含Sn的Al-Mg-Si系铝合金板的BH性，在提高BH性方面需要使上述特定的原子集合体的当量圆直径的平均半径为特定的范围即1.20nm以上且1.50nm以下。
另外，发现：与本发明的第3实施方式相关，包含Sn的Al-Mg-Si系铝合金板中，如上述所述，即使为相同的团簇，也会因其组成而使对BH性的影响不同，Si原子富集的团簇会对BH性造成不良影响，另一方面，Mg原子富集的团簇会促进BH性。这是本实施方式的观点，因此，在本实施方式中，以使利用3DAP测定的团簇中上述原子间的相互距离小的团簇变多的方式进行控制，并且为了使该团簇中Mg的原子数大的团簇的比例变多而进行控制，从而提高BH性。
＜本发明的第1实施方式中的团簇＞
以下，对本发明的第1实施方式中的团簇进行说明。
(本实施方式的团簇规定)
以下，对本实施方式的团簇的规定进行具体说明。
本实施方式对团簇进行规定的铝合金板如上所述，是在轧制后实施了固溶及淬火处理、再加热处理等一系列调质后的板，其为利用冲压成形等成形加工为面板之前的板(在烘烤涂装硬化处理等人工时效硬化处理之前的板)。但是，被冲压成形为上述汽车面板等时，大多数的情况是在制造板后于室温下放置1～4个月左右的较长时间。因此，优选：即使是经过该长期室温放置后的板的组织状态，也成为本实施方式中规定的组织。对于这一点，在长期室温经时后的特性成为问题的情况下，由于预想到100天左右的室温经时后特性没有变化，组织也没有变化，因而更优选对于进行充分的室温经时的、实施上述一系列调质后且经过100天以上之后的板的组织和特性进行调查及评价。
(本实施方式的团簇的定义)
而且，利用三维原子探针电场离子显微镜对室温放置前的、实施了上述固溶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。作为在该被测定的组织中存在的团簇，在本实施方式中，首先，该团簇含有总计10个以上的Mg原子或Si原子中的任一者或两者。予以说明，该原子集合体所含的Mg原子、Si原子的个数越多越好，其上限没有特别规定，但若从制造极限出发，则该团簇所含的Mg原子、Si原子的个数的上限大概为10000个左右。
在上述专利文献2中，该团簇含有总计30个以上的Mg原子或Si原子的中任一者或两者。但是，本实施方式如上所述因为较小尺寸的团簇阻碍BH性，所以将其限制得很少。因此，为了将此应该限制的较小尺寸的团簇在可测定的范围内加以控制，而与上述专利文献3同样地规定为含有总计10个以上的Mg原子和Si原子中的任一者或两者。
在本实施方式中，与上述专利文献2、3同样，还将无论以这些团簇中所含的Mg原子或Si原子中的任一个原子作为基准，成为该基准的原子与相邻的其他原子中的任一个原子彼此的距离为0.75nm以下的原子集合体作为本实施方式中规定的(满足本实施方式的规定)原子集合体(团簇)。该彼此的距离为0.75nm是为了使Mg、Si彼此的原子间的距离接近，保障在长期的室温时效后的低温短时间内具有BH性提高效果的大尺寸的团簇的数密度，反之，限制小尺寸的团簇，将数密度控制得很小而规定的数值。本发明人等迄今为止对于通过低温且短时间化的条件的车体涂装烘烤处理也能发挥高BH性的铝合金板与原子水平的集合体的关系进行了详细地研究，结果实验性地表明：上述定义所规定的原子集合体的数密度大，是发挥高BH性的组织形态。因此，原子间的距离为0.75nm的技术性含义虽不十分清楚，但其是用于严密地保证发挥高BH性的原子集合体的数密度所需要的，并为此而规定的数值。
本实施方式中规定的团簇，虽然含有Mg原子和Si原子二者的情况最多，但也包括含有Mg原子但不含Si原子的情况、或者含有Si原子但不含Mg原子的情况。另外，并不限制为只由Mg原子或Si原子构成，除此之外，还以非常高的概率含有Al原子。
此外，根据本实施方式中作为对象的、包含Sn的Al-Mg-Si系铝合金板的成分组成不同，作为合金元素、杂质而包含的Sn、Fe、Mn、Cu、Cr、Zr、V、Ti、Zn或Ag等原子被包含于团簇中，必然会产生利用3DAP分析对这些其他原子进行计数的情况。但是，即使这些其他原子(来自合金元素、杂质)包含于团簇中，若与Mg原子、Si原子的总数相比，则仍为少的水平。因此，即使在此种其他原子被包含于团簇中的情况下，满足上述规定(条件)的团簇也会作为本实施方式的团簇而与仅由Mg原子、Si原子构成的团簇同样发挥功能。因此，本实施方式所规定的团簇如果满足上述规定，则另外含有何种原子都可以。
另外，本实施方式的所谓“无论以其中包含的Mg原子或Si原子中的任一个原子为基准，成为该基准的原子与相邻的其他原子中的任一个原子之间的相互距离均为0.75mm以下”是指：团簇中存在的全部Mg原子、Si原子在其周围至少具有1个彼此的距离在0.75nm以下的Mg原子、Si原子。
在本实施方式的团簇中的原子之间的相互距离的规定中，无论以其中所含的Mg原子或Si原子中的任一个原子为基准，成为该基准的原子与相邻的其他原子中的全部原子的距离也可以分别不全为0.75nm以下，相反，也可以分别全部为0.75nm以下。换言之，距离超过0.75nm的其他Mg原子、Si原子也可以相邻，只要在特定的(成为基准的)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原子最低为1个即可。
而且，满足该规定距离的相邻的其他的Mg原子或Si原子存在1个时，满足距离的条件的、应该被计数的Mg原子或Si原子的数量包含特定的(成为基准)Mg原子或Si原子在内为2个。另外，满足该规定距离的相邻的其他的Mg原子或Si原子有2个时，满足距离的条件的、应该被计数的Mg原子或Si原子的数量包含特定的(成为基准的)Mg原子或Si原子在内为3个。
以上说明的团簇是通过前述及详情后述的轧制后的调质中的固溶和高温下的淬火停止后的温度保持处理而生成的团簇。即，本实施方式的团簇是通过固溶及高温下的淬火停止后的温度保持处理而生成的原子集合体，是含有总计10个以上的Mg原子或Si原子中的任一者或两者、无论以其所包含的Mg原子或Si原子中的任一个原子作为基准，成为该基准的原子与相邻的其他原子中的任一个原子之间的相互距离均为0.75nm以下的团簇。
迄今为止，据报道：人工时效或烘烤涂装处理中促进使强度上升的GP区或β′相的析出的团簇如上所述为Mg/Si团簇，该团簇在固溶及淬火处理后利用50～150℃的热处理来形成。与此相对，在人工时效处理或烘烤涂装处理中抑制GP区或β′相的析出的团簇为Si富集团簇，该团簇在固溶淬火后利用室温保持(室温时效)来形成(例如记载于里：轻金属vol.56、第595页)。
但是，本发明人等对人工时效处理时或烘烤涂装处理时的强度与团簇的关系进行了详细地分析，结果发现：人工时效处理时或烘烤涂装处理时的与强度有关的组织因子并非团簇的种类(组成)而是利用板的调质处理所生成的团簇的尺寸的分布状态。另外，该团簇的尺寸的分布状态也是通过利用如上所述的定义进行分析而首次明确了其与人工时效处理时或烘烤涂装热处理时的强度的对应。
与此相对，上述利用室温保持(室温时效)形成的团簇即使是利用三维原子探针电场离子显微镜进行测定的原子集合体，也具有超出上述本实施方式的规定的原子的个数、团簇的数密度。因此，本实施方式的团簇(原子集合体)的规定也为如下规定：与上述利用室温保持(室温时效)形成的团簇相区别，并且防止消耗掉在该团簇中所添加(含有)的Mg、Si。
(团簇的密度)
以上说明的本实施方式中所定义的团簇或满足前提条件的团簇为以2.5×1023个/m3以上、20.0×1023个/m3以下的平均数密度包含的团簇。若该团簇的平均数密度过少于2.5×1023个/m3，则在长时间的室温经时中新生成过小的团簇，引起BH性的降低及加工性的劣化。另一方面，若过多于20.0×1023个/m3，则BH处理前的强度过高，结果使加工性劣化。
若本实施方式中所定义的团簇平均数密度小，则意味着：该团簇自身的形成量不充分，消耗掉大量在上述利用室温时效形成的团簇中所添加(含有)的Mg、Si。因此，即使具有促进GP区或β′相的析出、且提高BH性的效果，在长期的室温放置(室温时效)后，BH性的提高在0.2％屈服强度下也会停留在以往的30～40MPa左右。因此，在此种条件下，无法得到更高的所需BH性。
(本实施方式团簇的尺寸分布规定)
以存在上述一定量(平均数密度以上)的本实施方式中所定义的团簇为前提，为了提高BH性，本实施方式如上所述那样使满足这些条件的原子集合体的当量圆直径的平均半径为1.15nm以上且1.45nm以下，并且该当量圆直径的半径的标准偏差为0.45nm以下。
原子集合体的当量圆直径的平均半径E(r)：
满足上述前提条件的原子集合体的当量圆直径的平均半径E(r)(nm)以E(r)＝(1/n)∑r来表示。在此，n为满足上述前提条件的原子集合体的个数。R为满足上述前提条件的各个原子集合体的当量圆直径的半径(nm)。
首先，满足上述前提条件的原子集合体的尺寸本身在提高BH性方面是重要的。上述当量圆直径的平均半径E(r)过小的原子集合体(团簇)会在BH处理时(人工时效硬化处理时)消失，在该BH时抑制对提高强度效果高的β″或β′等中间析出物的析出，阻碍BH性。另一方面，当量圆直径的平均半径E(r)过大的原子集合体(团簇)也会在BH处理以前(临近或事先)的时刻因室温时效而已经成为β″或β′等中间析出物而析出，但是会使BH前的强度过高，阻碍冲压成形性、弯曲加工性。另外，若在BH处理之前的时刻已经成为β″或β′等中间析出物而析出，则在BH时会抑制新的β″或β′等中间析出物析出，还是会阻碍BH性。另外，上述β″、β′均为中间析出相且均为Mg2Si，但是晶体结构(原子的排列方式)不同，不易区分表现，因此在无法使用“′”的情况下，β′称为βprime，β″称为βdouble prime。
与此相对，在满足上述前提条件的原子集合体中，其尺寸以当量圆直径的平均半径E(r)计为1.15nm以上且1.45nm以下的范围的原子集合体在该BH时会成为对提高强度效果高的(有助于提高强度)β″或β′等中间析出物而析出。因此，在冲压成形、弯曲加工的阶段具有强度低、加工性好、在BH后强度开始变高的特性。因此，上述规定的原子集合体的尺寸以当量圆直径的平均半径E(r)计为1.15nm以上且1.45nm以下。
原子集合体的当量圆直径的标准偏差σ：
另外，满足上述前提条件的原子集合体的当量圆直径的标准偏差σ由上述当量圆直径的平均半径E(r)以σ2＝(1/n)∑[r-E(r)]2来表示。
满足上述前提条件的原子集合体的尺寸、即当量圆直径的平均半径E(r)也是重要的，满足上述前提条件的特定的原子集合体的平均尺寸即当量圆直径的平均半径E(r)的标准偏差也会作为原子集合体的尺寸的分布状态而对BH性产生较大影响。即，为了提高BH性，在提高BH性方面需要使上述特定的原子集合体的当量圆直径的平均半径为特定的范围即1.15nm以上且1.45nm以下、并且该当量圆直径的半径的标准偏差较小，为0.45nm以下。
为了提高BH性，上述特定的原子集合体的尺寸并非从小到大存在大幅偏差，最好仅生产最佳尺寸的团簇。上述当量圆直径的平均半径为1.15nm以上且1.45nm以下、且该当量圆直径的半径的标准偏差为0.45nm以下是指仅生成此种最佳尺寸的团簇。由此，在本实施方式中，即使当在长时间的室温保持后进行车体涂装烘烤处理的情况下，也可以进一步提高Al-Mg-Si系铝合金板的BH性。
在本实施方式中，通过上述规定的原子集合体的、当量圆直径的平均半径和该当量圆直径的半径的标准偏差两者来规定上述规定的原子集合体的尺寸分布，从而增加上述规定的原子集合体中的、尺寸类似的原子集合体(团簇)的数量或比例。由此，即使当在长时间的室温保持后进行车体涂装烘烤处理的情况下，也会使Al-Mg-Si系铝合金板的BH性进一步提高。
即使是上述规定的团簇，若阻碍BH性的、尺寸小的团簇较多，则上述规定中当量圆直径的平均半径也变小为不足1.15nm。另外，当量圆直径的半径的标准偏差超过0.45nm而变大。
另一方面，即使是本实施方式中规定的团簇，若阻碍BH性的、尺寸大的团簇较多，则上述规定中当量圆直径的平均半径超过1.45nm而变大。另外，当量圆直径的半径的标准偏差超过0.45nm而变大。
当量圆直径的平均半径过小的原子集合体(团簇)在BH处理时(人工时效硬化处理时)消失，在该BH时抑制对提高强度效果高的(有助于提高强度)β″或β′等中间析出物的析出，阻碍BH性。另一方面，当量圆直径的平均半径过大的原子集合体(团簇)也会在BH处理之前的时刻因室温时效而已经成为β″或β′等中间析出物而析出，BH前的强度过高而阻碍弯曲加工性。另外，若在BH处理之前的时刻已经成为β″或β′等中间析出物而析出，则在BH时抑制新的β″或β′等中间析出物析出，还是会阻碍BH性。
＜本发明的第2实施方式中的团簇＞
接着，对本发明的第2实施方式中的团簇进行说明。
(本实施方式的团簇规定)
以下，对本实施方式的团簇的规定进行具体说明。
本实施方式对团簇进行规定的铝合金板如上所述为热轧板、冷轧板等轧制板，其是指实施了固溶处理及淬火处理等调质后且利用冲压成形等成形加工为面板之前的板(被烘烤涂装硬化处理等人工时效硬化处理之前的板)。但是，被成形为上述汽车构件等时，大多数的情况是在制造板后于室温下放置0.5～4个月左右的较长时间。因此，优选：即使是经过该长期室温放置后的板的组织状态，也成为本发明中规定的组织。对于这一点，在长期室温经时后的特性成为问题的情况下，由于预想到100天左右的室温经时后特性没有变化，组织也没有变化，因而更优选对于进行充分的室温经时的、实施上述一系列调质后且经过100天以上之后的板的组织和特性进行调查及评价。
(本实施方式的团簇的定义)
利用三维原子探针电场离子显微镜对此种铝合金板的任意板厚中央部的组织进行测定。作为在该被测定的组织中存在的团簇，在本实施方式中，首先，该团簇含有总计10个以上的Mg原子或Si原子中的任一者或两者。予以说明，该原子集合体所含的Mg原子、Si原子的个数越多越好，其上限没有特别规定，但若从制造极限出发，则该团簇所含的Mg原子、Si原子的个数的上限大概为10000个左右。
在上述专利文献2中，该团簇含有总计30个以上的Mg原子或Si原子的中任一者或两者。但是，本实施方式如上所述因为较小尺寸的团簇阻碍BH性，所以将其限制得很少。因此，为了将此应该限制的较小尺寸的团簇在可测定的范围内加以控制，而与上述专利文献3同样地规定为含有总计10个以上的Mg原子和Si原子中的任一者或两者。
在本实施方式中，与上述专利文献2、3同样，还将无论以这些团簇中所含的Mg原子或Si原子中的任一个原子作为基准，成为该基准的原子与相邻的其他原子中的任一个原子彼此的距离为0.75nm以下的原子集合体作为本实施方式中规定的(满足本实施方式的规定)原子集合体(团簇)。该彼此的距离为0.75nm是为了使Mg、Si彼此的原子间的距离接近，保障具有室温时效后的BH性提高效果的大尺寸的团簇的数密度，反之，限制小尺寸的团簇，将数密度控制得很小而规定的数值。本发明人等迄今为止对于通过车体涂装烘烤处理能够发挥高BH性的铝合金板与原子水平的集合体的关系进行了详细地研究，结果实验性地表明：上述定义所规定的原子集合体的数密度大，是发挥高BH性的组织形态。因此，原子间的距离为0.75nm的技术性含义虽不十分清楚，但其是用于严密地保证发挥高BH性的原子集合体的数密度所需要的，并为此而规定的数值。
本实施方式中规定的团簇，虽然含有Mg原子和Si原子二者的情况最多，但也包括含有Mg原子但不含Si原子的情况、或者含有Si原子但不含Mg原子的情况。另外，并不限制为只由Mg原子或Si原子构成，除此之外，还以非常高的概率含有Al原子。
此外，根据本实施方式中作为对象的、包含Sn的Al-Mg-Si系铝合金板的成分组成不同，作为合金元素、杂质而包含的Sn、Fe、Mn、Cu、Cr、Zr、V、Ti、Zn或Ag等原子被包含于团簇中，必然会产生利用3DAP分析对这些其他原子进行计数的情况。但是，即使这些其他原子(来自合金元素、杂质)包含于团簇中，若与Mg原子、Si原子的总数相比，则仍为少的水平。因此，即使在此种其他原子被包含于团簇中的情况下，满足上述规定(条件)的团簇也会作为本实施方式的团簇而与仅由Mg原子、Si原子构成的团簇同样发挥功能。因此，本实施方式所规定的团簇如果满足上述规定，则另外含有何种原子都可以。
另外，本实施方式的所谓“无论以其中包含的Mg原子或Si原子中的任一个原子为基准，成为该基准的原子与相邻的其他原子中的任一个原子之间的相互距离均为0.75mm以下”是指：团簇中存在的全部Mg原子、Si原子在其周围至少具有1个彼此的距离在0.75nm以下的Mg原子、Si原子。
在本实施方式的团簇中的原子之间的相互距离的规定中，无论以其中所含的Mg原子或Si原子中的任一个原子为基准，成为该基准的原子与相邻的其他原子中的全部原子的距离也可以分别不全为0.75nm以下，相反，也可以分别全部为0.75nm以下。换言之，距离超过0.75nm的其他Mg原子、Si原子也可以相邻，只要在特定的(成为基准的)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原子最低为1个即可。
而且，满足该规定距离的相邻的其他的Mg原子或Si原子存在1个时，满足距离的条件的、应该被计数的Mg原子或Si原子的数量包含特定的(成为基准)Mg原子或Si原子在内为2个。另外，满足该规定距离的相邻的其他的Mg原子或Si原子有2个时，满足距离的条件的、应该被计数的Mg原子或Si原子的数量包含特定的(成为基准的)Mg原子或Si原子在内为3个。
以上说明的团簇是通过前述及详情后述的轧制后的调质中的固溶和高温下的淬火停止后的温度保持处理而生成的团簇。即，本实施方式的团簇是通过固溶及高温下的淬火停止后的温度保持处理而生成的原子集合体，是含有总计10个以上的Mg原子或Si原子中的任一者或两者，并且无论以其所包含的Mg原子或Si原子中的任一个原子作为基准，成为该基准的原子与相邻的其他原子中的任一个原子之间的相互距离均为0.75nm以下的团簇。
(团簇中的Mg和Si的量)
在本实施方式中，对于如上所述定义的(满足前提条件)的团簇，按照与上述铝合金板全体所含有的Mg和Si的总计量的关系，控制包含Sn的Al-Mg-Si系铝合金板全体中所含的、团簇全部中存在的Mg和Si的原子的总量。这会适当地控制如上述定义的团簇中存在的Mg和Si的原子的总量、与固溶于所述铝合金板的基质中的Mg和Si的原子的总计量的平衡。由此，能够提高BH性。
为了控制该平衡，本实施方式中，以利用三维原子探针电场离子显微镜进行测定为前提，使所测定的特定团簇(原子集合体)中含有的全部的Mg、Si原子的个数之和(总量)即Ncluster相对于所测定的全部的Mg、Si原子的个数之和(总量)即Ntotal为一定比例。
即，将上述Ncluster相对于Ntotal的比例(Ncluster/Ntotal)×100设为1％以上且15％以下的范围。这里，对于以该(Ncluster/Ntotal)×100计算的Ncluster相对于Ntotal的比例而言，从再现性的观点出发，如后述实施例所示，设为供试板的板厚中央部的多个测定位置的平均(平均比例)。
通过采用这样的平衡的组织，能够实现：在制造板后的室温保持(室温放置)100天后，烘烤涂装后的强度为200MPa以上、BH性(烘烤涂装处理前后的强度差)超过90MPa。
然而，根据实验发现了这样的组织与BH性的相关性的事实，但是其机理尚不十分清楚。然而，上述的Ncluster相对于Ntotal的平均比例(Ncluster/Ntotal)×100不足1％的话，固溶于铝合金板的Mg和Si较多，结果：基于团簇的析出强化变弱，根据固溶强化的界限来看，烘烤涂装前的强度变低。因此，烘烤涂装后的强度也必然容易降低。
另一方面，在上述的Ncluster相对于Ntotal的平均比例(Ncluster/Ntotal)×100超过15％的情况下，团簇所含有的Mg和Si量过多、固溶于铝合金板的Mg和Si变少。因此，人工时效硬化处理时生成的强化相(β”)的数目减少，BH性容易变低，因此烘烤涂装后的强度也容易变低。
(团簇的密度)
为了将上述的Ncluster相对于Ntotal的平均比例(Ncluster/Ntotal)×100控制在1％～15％的范围内，优选以2.5×1023个/m3以上的平均数密度包含本发明中规定的团簇。若该团簇的平均数密度过少于2.5×1023个/m3，则意味着：该团簇自身的形成量不充分，消耗掉大量在上述利用室温时效形成的团簇中所添加(含有)的Mg、Si。因此，难以使团簇的中存在的Mg和Si的总量为上述1％以上，在长期的室温放置(室温时效)后BH性的提高效果降低。另外，作为该团簇的平均数密度的优选范围，为2.5×1023个/m3以上且20.0×1023个/m3以下的平均数密度范围。
(本实施方式团簇的尺寸分布规定)
在本实施方式中，对于包含Sn的Al-Mg-Si系铝合金板而言，控制上述团簇中的Mg和Si的原子的总量，并将满足这些条件的原子集合体的当量圆直径的平均半径设为1.20nm以上且1.50nm以下。在上述Mg和Si的原子的总量得到控制的团簇中，其尺寸以当量圆直径的平均半径E(r)计为1.20nm以上且1.50nm以下的范围的团簇在BH时成为对提高强度效果高(有助于提高强度)的β″或β′等中间析出物而析出。因此，在冲压成形、弯曲加工的阶段可以具有强度低、加工性好、在BH后强度开始变高的特性。
上述原子集合体的当量圆直径的平均半径E(r)(nm)以E(r)＝(1/n)∑r来表示。在此，n为满足上述前提条件的原子集合体的个数。R为满足上述前提条件的各个原子集合体的当量圆直径的半径(nm)。
上述当量圆直径的平均半径E(r)过小的原子集合体(团簇)在BH处理时(人工时效硬化处理时)消失，在该BH时抑制对提高强度效果高的β″或β′等中间析出物的析出，阻碍BH性。另一方面，当量圆直径的平均半径E(r)过大的原子集合体(团簇)也在BH处理以前(临近或事先)的时刻因室温时效而已经成为β″或β′等中间析出物而析出，BH前的强度反而过高，阻碍冲压成形性、弯曲加工性。另外，若在BH处理之前的时刻已经成为β″或β′等中间析出物而析出，则在BH时抑制新的β″或β′等中间析出物析出，还是会阻碍BH性。另外，上述β″、β′均为中间析出相且均为Mg2Si，但是晶体结构(原子的排列方式)不同，不易区分表现，因此在无法使用“′”的情况下，β′称为βprime，β″称为βdouble prime。
这样，即使是上述Mg和Si的原子的总量得到控制的团簇，若阻碍BH的尺寸小的团簇多，则当量圆直径的平均半径也变小为不足1.20nm，BH性降低。另一方面，即使是本实施方式中规定的团簇，若阻碍BH的尺寸大的团簇较多，则上述规定中当量圆直径的平均半径超过1.50nm而变大，BH前的强度过高，使冲压成形性、弯曲加工性降低，BH性也降低。
与此相对，在满足上述前提条件的原子集合体中，其尺寸以当量圆直径的平均半径E(r)计为1.20nm以上且1.50nm以下的范围的原子集合体在该BH时成为对提高强度效果高(有助于提高强度)的β″或β′等中间析出物而析出。因此，在冲压成形、弯曲加工的阶段具有强度低、加工性好、在BH后强度开始变高的特性。
＜本发明的第3实施方式中的团簇＞
接着，对本发明的第3实施方式中的团簇进行说明。
(本实施方式的团簇规定)
以下，对本实施方式的团簇的规定进行具体说明。
本实施方式对团簇进行规定的铝合金板如上所述为在轧制后实施了固溶及淬火处理、再加热处理等一系列调质后的板，其为利用冲压成形等成形加工为面板之前的板(在烘烤涂装硬化处理等人工时效硬化处理之前的板)。
但是，被冲压成形为上述汽车面板等时，大多数的情况是在制造板后于室温下放置1～4个月左右的较长时间。因此，优选：即使是经过该长期室温放置后的板的组织状态，也成为本实施方式中规定的组织。对于这一点，在长期室温经时后的特性成为问题的情况下，由于预想到100天左右的室温经时后特性没有变化，组织也没有变化，因而更优选对于进行充分的室温经时的、实施上述一系列调质后且经过100天以上之后的板的组织和特性进行调查及评价。
(本实施方式的团簇的定义)
利用三维原子探针电场离子显微镜对此种铝合金板的任意板厚中央部的组织进行测定。作为在该被测定的组织中存在的团簇，在本实施方式中，首先，该团簇含有总计10个以上的Mg原子或Si原子中的任一者或两者。予以说明，该原子集合体所含的Mg原子、Si原子的个数越多越好，其上限没有特别规定，但若从制造极限出发，则该团簇所含的Mg原子、Si原子的个数的上限大概为10000个左右。
在上述专利文献2中，该团簇含有总计30个以上的Mg原子或Si原子的中任一者或两者。但是，本实施方式如上所述因为较小尺寸的团簇阻碍BH性，所以将其限制得很少。因此，为了将此应该限制的较小尺寸的团簇在可测定的范围内加以控制，而与上述专利文献3同样地规定为含有总计10个以上的Mg原子和Si原子中的任一者或两者。
在本实施方式中，与上述专利文献2、3同样，还将无论以这些团簇中所含的Mg原子或Si原子中的任一个原子作为基准，成为该基准的原子与相邻的其他原子中的任一个原子彼此的距离为0.75nm以下的原子集合体作为本实施方式中规定的(满足本实施方式的规定)原子集合体(团簇)。该彼此的距离为0.75nm是为了使Mg、Si彼此的原子间的距离接近，保障具有室温时效后的BH性提高效果的大尺寸的团簇的数密度，反之，限制小尺寸的团簇，将数密度控制得很小而规定的数值。本发明人等迄今为止对于通过车体涂装烘烤处理能够发挥高BH性的铝合金板与原子水平的集合体的关系进行了详细地研究，结果实验性地表明：上述定义所规定的原子集合体的数密度大，是发挥高BH性的组织形态。因此，原子间的距离为0.75nm的技术性含义虽不十分清楚，但其是用于严密地保证发挥高BH性的原子集合体的数密度所需要的，并为此而规定的数值。
本实施方式中规定的团簇，虽然含有Mg原子和Si原子二者的情况最多，但也包括含有Mg原子但不含Si原子的情况、或者含有Si原子但不含Mg原子的情况。另外，并不限制为只由Mg原子或Si原子构成，除此之外，还以非常高的概率含有Al原子。
此外，根据本实施方式中作为对象的、包含Sn的Al-Mg-Si系铝合金板的成分组成不同，作为合金元素、杂质而包含的Sn、Fe、Mn、Cu、Cr、Zr、V、Ti、Zn或Ag等原子被包含于团簇中，必然会产生利用3DAP分析对这些其他原子进行计数的情况。但是，即使这些其他原子(来自合金元素、杂质)包含于团簇中，若与Mg原子、Si原子的总数相比，则仍为少的水平。因此，即使在此种其他原子被包含于团簇中的情况下，满足上述规定(条件)的团簇也会作为本实施方式的团簇而与仅由Mg原子、Si原子构成的团簇同样发挥功能。因此，本实施方式所规定的团簇如果满足上述规定，则另外含有何种原子都可以。
另外，本实施方式的所谓“无论以其中包含的Mg原子或Si原子中的任一个原子为基准，成为该基准的原子与相邻的其他原子中的任一个原子之间的相互距离均为0.75mm以下”是指：团簇中存在的全部Mg原子、Si原子在其周围至少具有1个彼此的距离在0.75nm以下的Mg原子、Si原子。
在本实施方式的团簇中的原子之间的相互距离的规定中，无论以其中所含的Mg原子或Si原子中的任一个原子为基准，成为该基准的原子与相邻的其他原子中的全部原子的距离也可以分别不全为0.75nm以下，相反，也可以分别全部为0.75nm以下。换言之，距离超过0.75nm的其他Mg原子、Si原子也可以相邻，只要在特定的(成为基准的)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原子最低为1个即可。
而且，满足该规定距离的相邻的其他的Mg原子或Si原子存在1个时，满足距离的条件的、应该被计数的Mg原子或Si原子的数量包含特定的(成为基准)Mg原子或Si原子在内为2个。另外，满足该规定距离的相邻的其他的Mg原子或Si原子有2个时，满足距离的条件的、应该被计数的Mg原子或Si原子的数量包含特定的(成为基准的)Mg原子或Si原子在内为3个。
以上说明的团簇是通过前述及详情后述的轧制后的调质中的固溶和高温下的淬火停止后的温度保持处理而生成的团簇。即，本实施方式的团簇是通过固溶及高温下的淬火停止后的温度保持处理而生成的原子集合体，是含有总计10个以上的Mg原子或Si原子中的任一者或两者，并且无论以其所包含的Mg原子或Si原子中的任一个原子作为基准，成为该基准的原子与相邻的其他原子中的任一个原子之间的相互距离均为0.75nm以下的团簇。
迄今为止，据报道：人工时效或烘烤涂装处理中促进使强度上升的GP区或β′相的析出的团簇如上所述为Mg/Si团簇，该团簇在固溶及淬火处理后利用50～150℃的热处理来形成。与此相对，在人工时效处理或烘烤涂装处理中抑制GP区或β′相的析出的团簇为Si富集团簇，该团簇在固溶淬火后利用室温保持(室温时效)来形成(例如记载于里：轻金属vol.56、第595页)。
但是，在一般的铝合金的制造工序中，在制造板后直至由汽车制造商成形加工为面板为止，如上所述，通常在室温放置1～4个月左右(室温放置)，因此必然形成在制造板时所生成的Mg-Si团簇和利用室温时效生成的Si富集团簇共存的组织，难以仅生成促进BH性的Mg-Si团簇。
为此，发明人等认为为了提高BH性而控制对BH性带来不良影响的Si富集团簇与促进BH性的Mg-Si团簇的比例是重要的，对团簇的数密度和其成分进行详细地评价，明确了用于提高BH性的团簇形态。
(本实施方式团簇的组成规定)
即使是本实施方式中所定义的团簇或满足前提条件的团簇，因其组成不同，对BH性的影响也不同。Si原子富集的团簇对BH性带来不良影响，但这是由于Si富集的团簇在烘烤涂装时生成，使BH性提高的β”或β’等强化相与Mg/Si组成的差异较大，因此不会在烘烤涂装时促进强化相的生成，反而抑制强化相的生成。
另一方面，Mg原子富集的团簇使BH性提高，但这是由于Mg富集的团簇在烘烤涂装时生成，使BH性提高的β”或β’等强化相与Mg/Si组成较接近，因此在烘烤涂装时促进强化相的生成。
在本实施方式中，基于此种团簇的组成的关系，为了使该团簇中Mg的原子数大的团簇的比例较多而进行控制，提高BH性。因此，在本实施方式中，满足在包含总计10个以上的Mg原子或Si原子中的任一者或两者，并且无论以其所包含的Mg原子或Si原子中的任一个原子作为基准，成为该基准的原子与相邻的其他原子中的任一个原子之间的相互距离均为0.75nm以下的条件的原子集合体中，将Mg原子数与Si原子数之比(Mg/Si)为1/2以上的Mg原子富集的原子集合体的比例规定为0.70以上。若Mg/Si比为1/2以上的原子集合体的比例不足0.70，则Si原子富集的团簇变多，基于上述机制，BH性容易变小。
在此，Mg/Si比为1/2以上的原子集合体的比例的上限并无特别限定，0.95左右为制造上的极限。
(团簇的密度)
在本实施方式中以3.0×1023个/m3以上且25.0×1023个/m3以下的平均数密度包含以上说明的所定义的团簇或满足前提条件的团簇。若本实施方式中规定的团簇的平均数密度少于3.0×1023个/m3，则意味着该团簇自身的形成量不充分、且消耗掉大量在上述利用室温时效形成的团簇中所添加(含有)的Mg、Si，在室温放置(室温时效)后引起BH性的降低及加工性的劣化。
另一方面，该团簇的平均数密度的上限由该制造极限来规定，且为25.0×1023个/m3左右(2.5×1024个/m3左右)。
(3DAP的测定原理和测定方法)
本发明的3DAP的测定原理和测定方法被公开在上述专利文献2、3中。即，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，可以鉴定这些原子的局部分析装置。另外，3DAP由于能够同时分析从试样放出的原子的种类和位置，所以在原子集合体的结构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，如上所述还用于判别铝合金板的组织的团簇等。
在该3DAP中，利用被称为电场蒸发的高电场下的试样原子自身的离子化现象。当将试样原子进行电场蒸发所需要的高电压施加给试样时，原子从试样表面离子化，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(原子种类即元素的鉴定)，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(原子结构位置)。因此，3DAP由于可以同时测定试样前端的原子的位置及原子种类，因此，具有可三维地再构成、观察试样前端的原子结构的特长。另外，电场蒸发由于是从试样的前端面顺次发展下去，所以能够以原子水平的分辨率研究来自试样前端的原子的深度方向分布。
该3DAP由于利用高电场，所以分析的试样需要是金属等导电性高的试样，而且，试样的形状一般需要为前端径为100nmφ左右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集试样，用精密切削装置对该试样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样。作为测定方法，例如，使用ImagoScientific Instruments公司制的“LEAP3000”，对该前端成形为针状的铝合金板试样施加1kV级别的高脉冲电压，从试样前端连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，各个离子从试样前端飞出，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(原子种类即元素的鉴定)。
进而，利用电场蒸发从试样的前端面顺次有规则地发展下去的性质，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(在三维下的原子结构：原子位图的构筑)。由此，可得到试样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团簇的原子的方法即MaximumSeparation Method，进行原子集合体(团簇)的解析。在该解析时，将Mg原子或Si原子中任一者或两者的数量(总计为10个以上)、相互相邻的Mg原子或Si原子彼此的距离(间隔)及具有上述特定的狭窄间隔(0.75nm以下)的Mg原子或Si原子的数量作为参数来提供。
而且，在本发明的第1实施方式中，将满足总计含有10个以上的Mg原子或Si原子中的任一者或两者，无论以其中所含的Mg原子或Si原子中的任一原子为基准，成为该基准的原子与相邻的其他原子中的任一原子之间的相互距离均为0.75nm以下这些条件的团簇定义为本发明的原子集合体。在此基础上，评价符合该定义的原子集合体的分散状态，将原子集合体的数密度按照测定试样数为3个以上进行平均化，测量作为每1m3的平均密度(个/m3)，进行定量化。
即，利用上述3DAP原本具有的固有解析软件，基于下述数学公式1的式子求出将作为测定对象的上述原子集合体看作球时的、最大旋转半径lg。
【数学公式1】
在该数学公式1的式子中，lg为利用三维原子探针电场离子显微镜的固有软件自动算出的旋转半径。x、y、z为在三维原子探针电场离子显微镜的测定布局(layout)中不变的x、y、z轴。xi、yi、zi为该x、y、z轴的长度且为构成上述原子集合体的Mg、Si原子的空间坐标。在“x”“y”“z”上各放置“-”的“X-bar”等也是该x、y、z轴的长度，但其为上述原子集合体的重心坐标。n为构成上述原子集合体的Mg、Si原子的数目。
接着，基于下述数学公式2的式子、的关系，将该旋转半径lg换算为惯性(Guinier)半径rG。
【数学公式2】
将该换算后的惯性半径rG视为原子集合体的半径，算出作为测定对象的上述原子集合体的各自的最大当量圆直径r。另外，还算出满足上述前提条件的原子集合体的个数n。进而，由该个数n还能算出满足上述前提条件的原子集合体的平均数密度(个/m3)。
利用3DAP的团簇的测定对上述实施调质后的Al-Mg-Si系铝合金板的任意板厚中央部的10个部位进行，将它们的上述各测定值(算出值)平均化，作为本实施方式中规定的各平均值。
而且，根据上述E(r)＝(1/n)∑r的式子，由该算出的最大当量圆直径r和满足上述前提条件的原子集合体的个数n求出上述原子集合体的当量圆直径的平均半径E(r)(nm)。
另外，根据上述σ2＝(1/n)∑[r-E(r)]2的式子，由上述当量圆直径的平均半径E(r)求出满足上述前提条件的原子集合体的当量圆直径的标准偏差σ。
予以说明，上述原子集合体的半径的计算式、从旋转半径lg到惯性半径rG的测定及换算方法引用了M.K.Miller：Atom Probe Tomography，(Kluwer Academic/PlenumPublishers，New York，2000)、184页。另外，原子集合体的半径的计算式还记载于除此以外的很多文献中。例如《被离子照射后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”中记载的内容包含上述数学公式1的式子、换算成惯性半径rG的换算式(但是，旋转半径lg的记号记载为rG)。
另外，在本发明的第2实施方式中，将满足包含总计10个以上的Mg原子或Si原子中的任一者或两者，并且无论以其所包含的Mg原子或Si原子中的任一个原子作为基准，成为该基准的原子与相邻的其他原子中的任一原子之间的相互距离均为0.75nm以下这些条件的团簇，定义为本实施方式的原子集合体。在此基础上，对符合该定义的原子集合体的分散状态进行评价，并将原子集合体的数密度按照测定试样数为3个以上进行平均化，测量为每1m3的平均密度(个/m3)，进行定量化。
而且，求出满足该条件的全部的原子集合体中所含有的Mg和Si的原子的个数Ncluster。另外，求出由检测器检测的固溶与原子集合体这两者中包含的、即利用3DAP测定的全部的Mg和Si的原子的个数Ntotal。而且，根据Ncluster/Ntotal×100的式子求出Ncluster相对于Ntotal的比例，按照该平均值(平均比例)为1％以上且15％以下的方式进行控制。
另外，利用上述3DAP原本具有的固有解析软件，基于上述数学公式1的式子求出将作为测定对象的上述原子集合体看作球时的、最大旋转半径lg。
接着，基于上述数学公式2的式子、的关系，将该旋转半径lg换算为惯性半径rG。
将该换算后的惯性半径rG视为原子集合体的半径，算出作为测定对象的上述原子集合体的各自的最大当量圆直径r。另外，还算出满足上述前提条件的原子集合体的个数n。进而，由该个数n还能算出满足上述前提条件的原子集合体的平均数密度(个/m3)。
利用3DAP的团簇的测定对上述实施调质后的Al-Mg-Si系铝合金板的任意板厚中央部的10个部位进行，将它们的上述各测定值(算出值)平均化，作为本实施方式中规定的各平均值。
而且，根据上述E(r)＝(1/n)∑r的式子，由该算出的最大当量圆直径r和满足上述前提条件的原子集合体的个数n求出上述原子集合体的当量圆直径的平均半径E(r)(nm)。
另外，在本发明的第3实施方式中，将满足包含总计10个以上的Mg原子或Si原子中的任一者或两者，并且无论以其所包含的Mg原子或Si原子中的任一个原子作为基准，成为该基准的原子与相邻的其他原子中的任一原子之间的相互距离均为0.75nm以下这些条件的团簇定义为本实施方式的原子集合体。在此基础上，评价符合该定义的原子集合体的分散状态，将原子集合体的数密度按照测定试样数为3个以上进行平均化，测量作为每1m3的平均密度(个/m3)，进行定量化。
(基于3DAP的原子的检测效率)
在目前情况下，基于3DAP的原子的检测效率以离子化后的原子中的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团簇的平均个数密度(个/μm3)的基于3DAP的测定结果有可能发生变动。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系铝合金板作为上述的汽车的外板用的板等，要求优异的成形性、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％计分别含有Mg：0.2～2.0％、Si：0.3～2.0％、Sn：0.005～0.3％，余量为Al及不可避免的杂质构成。予以说明，各元素的含量的％表示全都意味着质量％的意思。予以说明，在本说明书中，以质量为基准的百分率(质量％)与以重量为基准的百分率(重量％)相同。另外，对于各化学成分的含量，有时将“X％以下(其中，不包含0％)”表示为“超过0％且X％以下”。
本发明中作为对象的6000系铝合金板优选是BH性更优异的、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来确保成形性，并且通过成形后的面板的涂装烘烤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，并具有可确保所需强度的优异的时效硬化能力(BH性)。其中，过剩Si型的6000系铝合金板与质量比Si/Mg不足1的6000系铝合金板相比，其BH性更优异。
在本发明中，这些除Mg、Si以外的其他元素基本上为杂质或可包含的元素，设为依据AA或JIS规格等的各元素水平的含量(允许量)。
即，从资源再循环的观点出发，本发明中，作为合金的熔融原料，不仅使用高纯度的Al锭(日文原文：地金)，在大量使用以除Mg、Si以外的其他元素作为添加元素(合金元素)而大量含有的6000系合金和其他的铝合金废料、低纯度Al锭等时，下述这样的其他元素必然以实际质量混入。而且，力图减少这些元素的精炼本身导致成本上升，需要允许含有一定程度。另外，即使以实际质量含有，也存在着不阻碍本发明目的、效果的含有范围。
因此，在本发明中，允许分别以限定如下的依据AA或JIS规格等的上限量以下的范围含有此种下述元素。具体而言，除上述的基本组成外，还可以以该范围包含Mn：1.0％以下(其中，不包含0％)、Cu：1.0％以下(其中，不包含0％)、Fe：1.0％以下(其中，不包含0％)、Cr：0.3％以下(其中，不包含0％)、Zr：0.3％以下(其中，不包含0％)、V：0.3％以下(其中，不包含0％)、Ti：0.1％以下、优选0.05％以下(其中，不包含0％)、Zn：1.0％以下(其中，不包含0％)、Ag：0.2％以下(其中，不包含0％)中的1种或2种以上。予以说明，在含有这些元素的情况下，若Cu含量多，则容易使耐腐蚀性变差，因此Cu的含量优选为0.7％以下、更优选为0.3％以下。另外，若Mn、Fe、Cr、Zr、V含量多，则容易生成较粗大的化合物，并且容易使卷边弯曲性变差。因此，Mn含量优选为0.6％以下、更优选为0.3％以下，Cr、Zr、V含量优选为0.2％以下、更优选为0.1％以下。以下，对上述6000系铝合金中的各元素的含有范围和意义、或者允许量进行说明。
Si：0.3～2.0％
Si与Mg都是本发明中规定的形成上述团簇的重要元素。另外，在固溶强化和涂装烘烤处理等上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，发挥时效硬化能力，是用于得到作为汽车的外部面板所需要的强度(屈服强度)的必须元素。此外，在本发明6000系铝合金板中，还是使其兼备影响到冲压成形性的总延伸率等诸特性的最重要元素。另外，为了使之在成形为面板后的、更低温且短时间下的涂装烘烤处理中发挥优异的时效硬化能力，优选形成如下的6000系铝合金组成，即，Si/Mg以质量比计为1.0以上，相比通常所说的过剩Si型而言，相对于Mg进一步过剩地含有Si。
若Si含量过少，则Si的绝对量不足，因此，无法使本发明中规定的上述团簇形成规定的数密度，涂装烘烤硬化性显著下降。进而，无法兼备各用途所要求的总延伸率等诸特性。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，弯曲加工性和总延伸率等显著下降。进而，还会显著阻碍焊接性。因此，Si为0.3～2.0％的范围。进一步优选的下限值为0.6，进一步优选的上限值为1.4％。
Mg：0.2～2.0％
Mg也与Si一起为本发明所规定的形成上述团簇的重要元素。另外，在固溶强化及涂装烘烤处理等上述人工时效处理时，与Si一起形成有助于提高强度的时效析出物，发挥时效硬化能力，是用于得到作为面板的必要屈服强度的必须元素。
Mg含量如果过少，则Mg的绝对量不足，因此，无法使本发明中规定的上述团簇形成规定的数密度，涂装烘烤硬化性显著下降。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，弯曲加工性和总延伸率等显著下降。因此，Mg的含量为0.2～2.0％的范围。进一步优选的下限值为0.3％，进一步优选的上限值为1.0％。另外，优选为使Si/Mg以质量比计达到1.0以上的量。
Sn：0.005～0.3％
Sn通过在室温捕获空穴来抑制室温下的扩散、并且抑制室温下的团簇生成。因此，在室温时效初期(7天)、室温时效后期(100天)均具有降低As屈服强度、使卷边加工性提高的效果。另外，在经过烘烤涂装时的高温时放出捕获到的空穴，因此反而促进扩散，可以提高BH性。因此，与不含有Sn的情况相比，即使是同程度的团簇数密度，在含有Sn的情况下，也能够提高BH性。若Sn的含量过少，则无法抑制室温下的团簇生成，若团簇的数密度过多，则存上述的Ncluster相对Ntotal的平均比例(Ncluster/Ntotal)×100超过15％的情况。因此，室温保持100天后的、As屈服强度过高而使冲压成形性、卷边加工性变差，在人工时效硬化处理时生成的强化相(β”)的数量减少，BH性容易降低。因此，Sn的含量为0.005～0.3％的范围。进一步优选的下限值为0.01％，进一步优选的上限值为0.2％。如后述所示，含有Sn的Al-Si-Mg系铝合金板在组织上也不同于不含有Sn的铝合金板。但是，即使同样地含有Sn，若制造条件不同，则该组织也会不同，因此不限于得到以本发明的高水平抑制室温时效且具有使烘烤涂装硬化提高的效果的组织。
(制造方法)
接下来，对本发明铝合金板的制造方法进行说明。对于本发明铝合金板而言，制造工序本身为常规方法或公知的方法，是将上述6000系成分组成的铝合金铸锭在铸造后进行均质化热处理，实施热轧、冷轧来制成规定的板厚，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BH性而控制本发明的团簇，因此，如下所述，需要进一步适当地控制固溶及淬火处理及适当的淬火(冷却)停止温度和在该温度范围的保持。另外，在其他工序中，也有用于将上述团簇控制为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(DC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液。在此，为了将团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℃/分钟以上这样尽可能大(快速)的速度从液相线温度至固相线温度。
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中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，无法将上述规定团簇控制在本发明的范围的可能性变高。
(均质化热处理)
接着，对上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℃以上且小于熔点，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，则无法充分消除晶粒内的偏析，其将作为破坏的起点起作用，伸展凸缘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团簇的数密度。
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)
热轧根据轧制的板厚，由铸锭(板坯)的粗轧工序与精轧工序构成。在这些粗轧工序或精轧工序中，适宜使用可逆式或者串联式等的轧机。
此时，在热轧(粗轧)开始温度超过固相线温度的条件下，由于发生过烧(burning)，所以热轧本身变得困难。另外，热轧开始温度不足350℃时，热轧时的载荷变得过高，热轧本身变得困难。因此，热轧开始温度为350℃～固相线温度的范围，进一步优选为400℃～固相线温度的范围。
(热延板的退火)
该热轧板的冷轧前的退火(粗退火)虽然未必是必要的，但通过晶粒的微细化、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，轧制上述热轧板，制作成所期望的最终板厚的冷轧板(还包括卷材)。但是，为了使晶粒更微细化，期望冷轧率为60％以上，另外，可以按照与上述粗退火同样的目的，在冷轧道间进行中间退火。
(固溶及淬火处理)
在冷轧后进行固溶淬火处理。对于固溶处理淬火处理而言，可以是利用通常的连续热处理生产线的加热、冷却，没有特别限定。但是，为了得到各元素的充分的固溶量、以及如上所述期望晶粒更微细，所以优选在以加热速度5℃/秒以上加热到520℃以上且熔融温度以下的固溶处理温度、并保持0～10秒钟的条件下进行。
另外，从抑制使成形性或卷边加工性降低的粗大的粒界化合物形成的观点出发，期望从固溶温度至淬火停止温度的平均冷却速度为3℃/s以上。如果固溶的冷却速度小，则冷却中会产生粗大的Mg2Si以及单质Si，成形性变差。另外，固溶后的固溶量降低，BH性降低。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、喷射、浸渍等水冷手段或条件。
(淬火停止后的温度保持处理)
在此，在本发明的第1实施方式中，该淬火处理并非将固溶处理后的板冷却至室温，在板达到80～130℃的温度域T停止冷却(淬火)，在以该温度范围仅保持一定时间t的保持处理之后，以放冷、强制冷却等非限定的冷却手段冷却至室温。在该80～130℃的温度的保持(处理)可以为加热，也可以为非加热，并且可以为等温保持，也可以有温度梯度。但是，在该温度下的保持时间t以使其与上述淬火停止温度T的关系满足下式的方式来确定。
1.6×104×exp[-0.096×T]＜t＜4.3×105×exp[-0.097×T]
在本实施方式中，对于用于得到规定的所需团簇的尺寸分布的该淬火处理的停止条件，对于各种淬火停止温度、保持时间等的关系进行了详细地调查。结果：淬火停止后的温度保持中的团簇的尺寸分布对Mg、Si的扩散距离产生较大影响，在解析的结果中，优选将该Mg、Si的扩散距离设定为1.3×10-9m～6.5×10-9m的范围。
该Mg、Si的扩散距离以以下的数学公式3的式子来表示。该式中，D0为数学公式4的式中所示的扩散系数，为6.2×10-6(m2/s)。Q为扩散的活化能，为11500(J/mol)。R为气体常数，为8.314。
重新整理用于得到该Mg、Si的优选扩散距离的范围的淬火停止温度和淬火停止后的温度保持时间，以与淬火停止温度T的关系满足上述式的方式确定淬火停止后的温度保持时间t的上限值和下限值。
【数学公式3】
【数学公式4】
通过该淬火处理的较高温下的冷却停止和温度保持处理得到本实施方式中规定的既定团簇的尺寸分布。另外，也可以得到2.5×1023个/m3以上且20.0×1023个/m3以下的本实施方式中规定的原子集合体的平均数密度。这是由于：在该淬火处理的较高温下的冷却停止和温度保持处理的工序中，本实施方式中规定的原子集合体的大部分的尺寸均等或类似地形成。
即，包含总计10个以上的Mg原子或Si原子中的任一者或两者，并且无论以其所包含的Mg原子或Si原子中的任一个原子作为基准，成为该基准的原子与相邻的其他原子中的任一原子之间的相互距离为0.75nm以下的原子集合体之内的大部分在该淬火处理的较高温下的冷却停止和温度保持处理的工序中形成。同时，该温度保持处理中形成的所有原子集合体的大部分的尺寸均等或类似，因此具有满足当量圆直径的平均半径为1.15nm以上且1.45nm以下、且该当量圆直径的半径的标准偏差为0.45nm以下的条件的尺寸的均等性。
由此，该淬火处理的较高温下的冷却停止和温度保持处理后的板在该温度保持处理后，在室温中因室温时效所形成的团簇变少，室温时效也变少。因此，包括弯曲加工性在内的冲压成形性提高，即使在室温长时间保持后，通过之后的面板的涂装烘烤处理等170℃×20分的人工时效处理时的加热，也会具有在BH前后的0.2％屈服强度差为90MPa以上的优异BH性。
即使在不进行此种高温下的淬火停止而像以往那样在淬火至室温后进行再加热处理(退火处理)的情况或者淬火时的冷却停止温度过低至室温的情况下，也能够进行板本身的制造。但是，即使形成本实施方式中规定的尺寸均等或类似的团簇，也存在其绝对数不小或标准偏差变大的可能性。因此，产生无法再现性良好地满足本实施方式的团簇的规定的不良情况。
(温度保持处理后冷却)
上述温度保持处理后的直至室温的冷却可以为放冷，也可以为了生产的效率而使用上述淬火时的冷却手段进行强制骤冷。即，由于通过上述温度保持处理尽可能地获得本发明中规定的尺寸均等或类似的团簇，因而不需要以往的再加热处理这样的强制骤冷、经过多个阶段的复杂的平均冷却速度的控制。
(再加热处理)
另外，在本发明的第2实施方式中，在固溶淬火处理后进行再加热处理。该再加热处理以2个阶段进行，第1阶段在到达温度(加热温度)80～250℃的温度范围且保持时间为数秒～数分钟的范围进行。第1阶段的再加热处理后的冷却可以为放冷，也可以为了生产的效率而使用上述淬火时的冷却手段进行强制骤冷。接着，在第1阶段的再加热处理后的冷却结束后且在室温的保持时间为24hr以内的期间，在到达温度(加热温度)70～130℃的温度范围且保持时间为3～48hr的范围进行第2阶段的再加热。若第1阶段的再加热处理后的冷却结束后的室温下的保持时间超过24hr，则室温时效过度进行而损害第2阶段的再加热处理的效果。
在偏离此种再加热处理条件的情况下，难以使上述的原子集合体中含有的Mg与Si的总计的平均含量成为铝合金板含有的Mg与Si的总计的含量的10％以上且30％以下。例如，若第1阶段的再加热的到达温度不足100℃或第2阶段的再加热的到达温度不足70℃，则无法充分地生成促进BH性的Mg-Si团簇。另一方面，若再加热的到达温度过高，则部分地形成与团簇不同的β”、β’等金属间化合物相，因此团簇的数密度容易变得不足，BH性变得过低。另外，容易因β”、β’而使成形性变差。
上述第2阶段的再加热处理后的直至室温的冷却可以为放冷，也可以为了生产的效率而使用上述淬火时的冷却手段进行强制骤冷。即，由于通过上述温度保持处理尽可能地获得本实施方式中规定的尺寸均等或类似的团簇，因而不需要以往的再加热处理这样的强制骤冷、经过多个阶段的复杂的平均冷却速度的控制。
(应变量0.1～5％的加工)
另外，在本发明的第3实施方式中，为了进一步提高BH性，期望在从固溶及淬火处理结束后到进行后述的再加热处理为止对板实施应变量为0.1～5％的加工。作为手段，可以根据校平器矫正、表皮光轧等进行适当选择。通过在从固溶及淬火处理结束后到进行再加热处理为止对板实施应变量为0.1～5％的加工，从而在满足上述规定条件的原子集合体中相比于Si原子富集的团簇更易生成Mg原子富集的团簇，容易使Mg/Si比为1/2以上的原子集合体的比例达到0.70以上。另一方面，若该应变量较大而超过5％，则卷边加工性容易变差。本机制不详之处较多，推测如下。即，在固溶处理后，对板实施应变量为0.1～5％的加工，从而固溶处理后的冻结空穴减少，结果抑制室温下的扩散。因此，推测：不易生成在室温生成的Si富集的团簇，容易使Mg/Si比为1/2以上的原子集合体的比例达到0.70以上。
(室温保持)
另外，为了进一步提高BH性，期望将从固溶及淬火处理结束后到开始包括上述应变量为0.1～5％的加工工序在内的再加热处理为止的室温保持时间设为24小时(hr)以内。通过缩短该室温保持时间，从而容易使Mg/Si比为1/2以上的原子集合体的比例达到0.70以上。该室温保持时间越短越好，固溶及淬火处理与再加热处理可以基本无时间差地连续进行，下限的时间并无特别设定。
(再加热处理)
期望使再加热处理的到达温度为80～160℃的温度范围且保持时间为3～100hr的范围。若再加热的到达温度为80℃以下或不足3hr，则无法充分地生成促进BH性的Mg-Si团簇，结果容易使Mg/Si比为1/2以上的团簇的比例不足0.70。另一方面，在再加热的到达温度超过160℃或保持时间超过100hr的条件下，部分地形成与团簇不同的β”、β’等金属间化合物相，因此容易使团簇的数密度不足，BH性变得过低。另外，容易因β”、β’而使成形性变差。
上述再加热处理后的直至室温的冷却可以为放冷，也可以为了生产的效率而使用上述淬火时的冷却手段进行强制骤冷。即，由于通过上述温度保持处理尽可能地获得本实施方式中规定的尺寸均等或类似的团簇，因而不需要以往的再加热处理这样的强制骤冷、经过多个阶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，但本发明并不受下述实施例的限制，可以在能够适合前述·后述主旨的范围内适当地施加变更而实施，它们均包括在本发明的保护范围内。
实施例
接着对本发明的实施例进行说明。首先，对本发明的第1实施方式的实施例进行说明。根据在固溶及淬火处理时的较高温下的淬火停止和在该温度的保持处理分别制作本实施方式中规定的团簇条件不同的6000系铝合金板，并分别评价了在室温下保持7天后及保持100天后的BH性(涂装烘烤硬化性)。并且，还评价冲压成形性、作为弯曲加工性的卷边加工性。
上述本实施方式规定的团簇条件是指：原子集合体的平均数密度与当量圆直径的平均半径、该当量圆直径的半径的标准偏差。而且，该原子集合体为满足包含总计10个以上的Mg原子或Si原子中的任一者或两者，并且无论以其所包含的Mg原子或Si原子中的任一个原子作为基准，成为该基准的原子与相邻的其他原子中的任一原子之间的相互距离为0.75nm以下的条件的原子集合体。
另外，上述区分制作是如表2所示地将固溶处理后的淬火处理的较高温下的冷却停止温度T和在该冷却停止温度的保持时间t(h)进行各自改变来制造表1所示组成的6000系铝合金板。在此，在表1中的各元素的含量的表示中，将各元素的数值为空白的表示是指其含量在检测限以下。
铝合金板的具体制造条件如下。利用DC铸造法同样地熔炼表1所示的各组成的铝合金铸锭。此时，各例均同样地以50℃/分钟的铸造时的平均冷却速度从液相线温度冷却到固相线温度。接着，各例均同样地对铸锭进行540℃×4小时均热处理后，开始热粗轧。而且，各例均同样地继续进行精轧，热轧到厚度3.5mm，制成热轧板(卷材)。将热轧后的铝合金板各例均同样地实施500℃×1分钟的粗退火后，冷轧道次途中不进行中间退火，进行加工率70％的冷轧，各例均同样地制成厚度1.0mm的冷轧板(卷材)。
进而，各例均同样地用连续式的热处理设备对该各冷轧板(卷材)一边进行倒卷、卷取一边连续地进行调质处理(T4)。具体而言，到500℃的平均加热速度为10℃/秒，加热到表2中记载的固溶处理温度，立即进行以表2中记载的平均冷却速度冷却的固溶及淬火处理。此时，在高温停止淬火(冷却)并且进行在该温度的保持处理的各例不淬火冷却至室温而在表2所示的淬火停止温度T停止淬火(冷却)，并在该温度下进行保持时间t(单位h)的温度保持处理。该温度保持处理在保持于上述连续式的热处理设备内的各淬火停止温度的保持炉内进行。另外，该实际的板(卷材)的温度保持时间(实测保持时间)t按照与上述淬火停止温度T的关系式满足1.6×104×exp[-0.096×T]＜t＜4.3×105×exp[-0.097×T]的方式来确定。将该式中由各淬火停止温度T计算的下限和上限的保持时间以及实际的板(卷材)的保持时间(实测保持时间)均以单位h(时间)示于表2中。关于该温度保持后的冷却，进行该温度保持的各例均使用上述淬火时的冷却手段以100℃/S的冷却速度进行强制骤冷。
从这些调质处理后室温放置7天及100天后的各最终制品板任意切出供试板(坯料)，测定、评价各供试板的特性。另外，使用了3DAP的组织观察仅对于调质处理后7天后的试样实施。这些结果示于表3中。
(团簇)
首先，通过上述3DAP法分析上述供试板的板厚中央部的组织，按照各自的上述方法分别求出本实施方式中规定的团簇的平均数密度(×1023个/m3)、当量圆直径的平均半径(nm)、该当量圆直径的半径的标准偏差。将它们的结果示于表3中。
予以说明，在表2中，在上述本实施方式规定的团簇条件中，将“包含总计10个以上的Mg原子或Si原子中的任一者或两者”仅简略地记载为“Mg、Si原子10个以上”。另外，将“无论以其所包含的Mg原子或Si原子中的任一个原子作为基准，成为该基准的原子与相邻的其他原子中的任一原子之间的相互距离为0.75nm以下”仅简略地记载为“距离0.75nm以下”。
(涂装烘烤硬化性)
作为上述调质处理后室温放置7天或100天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)和总伸长率(As总伸长率)。通过拉伸试验求出将这些各供试板分别同样地在7天的室温时效及100天的室温时效后，经185℃×20分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BH性。
上述拉伸试验是从所述各供试板分别采集JIS Z 2201的5号试验片(25mm×50mmGL×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垂直方向。拉伸速度在直至0.2％屈服强度之前为5mm/分钟，在屈服强度以后为20mm/分钟。机械特性测定的N数设为5，分别以平均值算出。予以说明，对于上述BH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％的预应变给予该试验片后，进行上述BH处理。
(卷边加工性)
卷边加工性是仅对上述调质处理后室温放置7天或100天后的各供试板进行的。试验使用30mm宽的长方形试验片，在下部凸缘(down flange)的内弯曲R1.0mm的90°弯曲加工后，夹住1.0mm厚的内部，将弯折部进一步向内侧依次进行弯折约130度的预卷边加工、进行弯折180度使端部紧贴内部的平卷边加工。
目测观察该平卷边的弯曲部(缘曲部)的表面粗糙、微小裂纹、大裂纹的产生等表面状态，按照以下基准进行目测评价。
0：无裂纹、表面粗糙；1：轻度的表面粗糙；2：深的表面粗糙；3：微小表面裂纹；4：连续成线状的表面裂纹；5：断裂
如表1的合金编号0～12、表2的编号0、1、7、13、19～27各自所示，各发明例是在本发明成分组成范围内且优选的条件范围内进行制造、调质处理。因此，这些各发明例如表2所示满足本发明中规定的团簇条件。结果：各发明例即使为上述调质处理后的长期的室温时效后且在低温短时间的涂装烘烤硬化，BH性也优异。另外，如表3所示，即使为上述调质处理后的长期的室温时效后，As屈服强度也较低，因此面向汽车面板等的冲压成形性优异，卷边加工性也优异。即，可知：根据本发明例，即使为在100天的长时间室温时效后进行车体涂装烘烤处理的情况，也可以提供能够发挥屈服强度差为100MPa以上的更高BH性、冲压成形性、弯曲加工性的Al-Si-Mg系铝合金板。
表2的比较例2、8、14使用表1的发明合金例1、2、3。但是，这些各比较例如表2所示偏离固溶处理的冷却速度优选的条件而过小。结果：偏离本实施方式中规定的团簇的平均半径标准偏差，与相同合金组成的发明例相比，室温经时较大，尤其室温保持100天后的As屈服强度较高，因此面向汽车面板等的冲压成形性、卷边加工性变差，BH性也变差。
表2的比较例3～6、9～12、15～18使用表1的发明合金例1、2、3。但是，这些各比较例如表2所示偏离上述淬火停止后的温度保持处理条件所优选的范围。结果：偏离本实施方式中规定的团簇条件的任一者，与相同合金组成的发明例相比，尤其室温保持100天后的As屈服强度相对过高，面向汽车面板等的冲压成形性、卷边加工性变差，或者BH性变差。
另外，表2的比较例28～37中，虽然在包括上述淬火停止后的温度保持处理条件而优选的范围进行制造，但是使用表1的合金编号13～22，必须元素的Mg、Si、Sn的含量偏离各自在本发明中的范围，或杂质元素量过多。因此，这些比较例28～37如表3所示与各发明例相比，尤其室温保持100天后的As屈服强度相对过高，面向汽车面板等的冲压成形性、卷边加工性变差，或BH性变差。尤其在Sn过少的表3的比较例30中，室温时效不受抑制，室温保持100天后的As屈服强度过高，冲压成形性、卷边加工性变差，BH性也不高，按屈服强度增加量计不足100MPa。另外，Sn过多的比较例31在热轧时产生裂纹而无法进行板的制造。
比较例28为表1的合金13，Si过少。
比较例29为表1的合金14，Si过多。
比较例30为表1的合金15，Sn过少。
比较例31为表1的合金16，Sn过多。
比较例32为表1的合金17，Fe过多。
比较例33为表1的合金18，Mn过多。
比较例34为表1的合金19，Cr及Ti过多。
比较例35为表1的合金20，Cu过多。
比较例36为表1的合金21，Zn过多。
比较例37为表1的合金22，Zr及V过多。
由以上的实施例的结果证明：为了提高长期室温时效后的BH性，需要全部满足上述本实施方式中规定的团簇的各条件。另外还证明用于得到此种团簇条件、BH性等的本实施方式的成分组成的各要件或者优选的制造条件的临界意义或效果。
【表1】
*各元素的数值为空白的栏表示检测限以下。
【表2】
【表3】
接着，对本发明的第2实施方式的实施例进行说明。根据固溶及淬火处理结束后的2个阶段的再加热处理条件分别制作本实施方式中规定的组成、团簇条件不同的6000系铝合金板。而且，还分别评价了这些各例在室温保持100天后的组织(团簇)和强度、BH性(涂装烘烤硬化性)、冲压成形性、作为弯曲加工性的卷边加工性。
上述团簇条件为在原子集合体中存在的Mg与Si的原子的总量、当量圆直径的平均半径、平均数密度。而且，该原子集合体是指：满足包含总计10个以上的Mg原子或Si原子中的任一者或两者，并且无论以其所包含的Mg原子或Si原子中的任一个原子作为基准，成为该基准的原子与相邻的其他原子中的任一原子之间的相互距离为0.75nm以下的条件的原子集合体。
铝合金板的具体制造条件如下。利用DC铸造法同样地熔炼表4所示的各组成的铝合金铸锭。此时，各例均同样地以50℃/分钟的铸造时的平均冷却速度从液相线温度冷却到固相线温度。在表示各例的6000系铝合金板的组成的表4中的各元素的含量的表示中，将各元素的数值作为空白的表示是指其含量为检测限以下，为不包含这些元素的0％。
接着，各例均同样地对于铸锭进行540℃×4小时均热处理后，开始热粗轧。而且，各例均同样地继续进行精轧，热轧到厚度3.5mm，制成热轧板。将热轧后的铝合金板各例均同样地实施500℃×1分钟的粗退火后，冷轧道次途中不进行中间退火，进行加工率70％的冷轧，各例均同样地制成厚度1.0mm的冷轧板。
进而，各例均同样地用560℃的硝石炉对该各冷轧板进行固溶处理，到达目标温度后保持10秒，通过水冷进行淬火处理。该淬火处理结束后，利用表5所示的各条件进行在100～250℃的第1阶段的预时效处理，水冷至室温。之后，在70～130℃进行第2阶段的预时效处理，通过水冷冷却至室温。在此，本实施例中，在第1阶段及第2阶段的再加热处理后，分别通过水冷进行冷却，即使冷却为放冷，也可以得到同样的组织。
从这些调质处理后室温放置100天后的各板切出供试板(空白)，测定各供试板的组织、强度(AS屈服强度)。使用上述3DAP的组织观察仅对该调质处理后100天后的试样实施。将它们的结果示于表6中。
(团簇)
通过上述3DAP法分析上述100天室温时效后的供试板的板厚中央部的板厚方向剖面的组织，按照上述的各自的解析方法，求出本实施方式中规定的团簇的数密度(×1023个/m3)、当量圆直径的平均半径(nm)、团簇中所含的全部Mg、Si原子的个数的总量Ncluster相对于所测定的全部Mg、Si原子的个数之和Ntotal的比例。
将它们的结果示于表6中。予以说明，表6中，在上述本实施方式规定的团簇条件中，将“包含总计10个以上的Mg原子或Si原子中的任一者或两者”仅简略地记载为“Mg、Si原子10个以上”。另外，将“无论以其所包含的Mg原子或Si原子中的任一个原子作为基准，成为该基准的原子与相邻的其他原子中的任一原子之间的相互距离为0.75nm以下”仅简略地记载为“距离0.75nm以下”。
对于这些的基于3DAP法的测定而言，由厚1mm的供试板，沿着宽度方向每隔1mm间隔，用精密切削装置切出3根长30mm×宽1mm×厚1mm的棱柱，之后，通过电解研磨，对棱柱进行精细加工，制作尖端的半径为50nm的针状试样。因此，对于测定位置而言，对板厚的中心部附近进行测定。使用Imago Scientific Instruments公司制的“LEAP3000”，对将该尖端成形为针状的铝合金板试样进行3DAP测定。而且，求出上述3根棱柱的各自的、团簇的数密度(×1023个/m3)、当量圆直径的平均半径(nm)、团簇中所含的全部Mg、Si原子的个数的总量Ncluster相对于所测定的全部Mg、Si原子的个数Ntotal的比例，并将其平均化。因此，本实施例中的各值为测定数N＝3的平均值。也就是说，基于3DAP法的测定体积大约为1.0×10-2210- 21mm3。
(涂装烘烤硬化性)
作为上述100天室温时效后的各供试板的机械特性，同样地通过拉伸试验求出0.2％屈服强度(As屈服强度)及185℃×20分钟的人工时效硬化处理后(BH后)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BH性。
上述拉伸试验是从上述各供试板分别采集JIS Z 2201的5号试验片(25mm×50mmGL×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垂直方向。拉伸速度在直至0.2％屈服强度之前为5mm/分钟，在屈服强度以后为20mm/分钟。机械特性测定的N数设为5，分别以平均值算出。予以说明，对于上述BH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％的预应变给予该试验片后，进行上述BH处理。
(卷边加工性)
卷边加工性是仅对上述调质处理后室温放置7天或100天后的各供试板进行的。试验使用30mm宽的长方形试验片，在下部凸缘(down flange)的内弯曲R1.0mm的90°弯曲加工后，夹住1.0mm厚的内部，将弯折部进一步向内侧依次进行弯折约130度的预卷边加工、弯折180度使端部紧贴内部的平卷边加工。
目测观察该平卷边的弯曲部(缘曲部)的表面粗糙、微小裂纹、大裂纹的产生等表面状态，按照以下基准进行目测评价。
0：无裂纹、表面粗糙；1：轻度的表面粗糙；2：深的表面粗糙；3：微小表面裂纹；4：连续成线状的表面裂纹；5：断裂
发明例如表4的合金编号23～32、表5的编号38、39、45、51、57～62各自所示，各发明例是在本发明成分组成范围内且优选的条件范围内进行制造、调质处理。因此，这些各发明例如表6所示满足本实施方式中规定的团簇条件。即，满足本实施方式中既定的条件的团簇满足优选的平均数密度(3.0×1024个/m3以上)，并且Ncluster相对于上述Ntotal的比例(Ncluster/Ntotal)×100为1％以上且15％以下，并且当量圆直径的平均半径为1.20nm以上且1.50nm以下。
结果：对于各发明例而言，如表6所示，即使为100天等长期的室温时效后，BH性也优异，As屈服强度也较低，因此面向汽车面板等的冲压成形性优异，卷边加工性也优异。即，可知：根据本发明例，即使为在100天的长时间室温时效后进行车体涂装烘烤处理的情况，也可以提供能够发挥屈服强度差为100MPa以上的更高的BH性、冲压成形性、弯曲加工性的Al-Si-Mg系铝合金板。
表5的比较例39～44、46～50、52～56使用表4的发明合金例24、25、26。但是，这些各比较例如表5所示偏离固溶及淬火处理结束后的2个阶段的再加热处理条件所优选的条件。
比较例40、46、52中，再加热处理仅为第2阶段的1段。
比较例41、47、53中，第1阶段的再加热处理温度过低。
比较例42、48、54中，第1阶段的再加热处理温度过高。
比较例43、49、55中，第2阶段的再加热处理温度过高。
比较例44、50、56中，第2阶段的再加热处理温度过低。
因此，这些各比较例如表6所示，上述原子集合体的当量圆直径的平均半径不足1.20nm或超过1.50nm，或者由上述Ncluster/Ntotal×100计算出的原子集合体中所含的Mg、Si原子的平均比例不足1％或超过15％，偏离本实施方式的规定。结果：与为相同合金组成的发明例39、45、51分别相比，室温保持100天后的As屈服强度较高，因此面向汽车面板等的冲压成形性、卷边加工性变差，或BH性变差。
另外，表5的比较例63～72中，虽然在包括上述调质处理而优选的范围进行制造，但是使用表4的合金编号33～42，必须元素的Mg、Si、Cu的含量偏离各自在本发明的范围，或者杂质元素量过多。结果：这些比较例如表6所示与各发明例相比BH性、卷边加工性均变差。尤其Sn过少的表6的比较例65中，团簇的数密度变多，上述的Ncluster相对于Ntotal的平均比例(Ncluster/Ntotal)×100也超过15％而过高。结果：室温时效并未受到抑制，室温保持100天后的As屈服强度过高，冲压成形性、卷边加工性变差，BH性也不高，按屈服强度增加量计不足100MPa。另外，Sn过多的比较例66在热轧时产生裂纹而无法进行板的制造。
比较例63为表4的合金33，Si过少。
比较例64为表4的合金34，Si过多。
比较例65为表4的合金35，Sn过少。
比较例66为表4的合金36，Sn过多。
比较例67为表4的合金37，Fe过多。
比较例68为表4的合金38，Mn过多。
比较例69为表4的合金39，Cu过多。
比较例70为表4的合金40，Cr过多。
比较例71为表4的合金41，Ti和Zn过多。
比较例72为表4的合金42，Zr和V过多。
由以上的实施例的结果证明：即使在烘烤涂装前的强度变高的情况下，为了能够发挥更高的BH性、BH后屈服强度，需要满足上述本实施方式中规定的团簇的条件。另外还证明用于得到此种团簇条件、BH性等的本实施方式的成分组成的各要件或优选的制造条件的临界意义或效果。
【表4】
*各元素的数值为空白的栏表示检测限以下。
【表5】
【表6】
接着，对本发明的第3实施方式的实施例进行说明。根据从固溶及淬火处理结束后到开始再加热处理为止的时间、固溶及淬火处理结束后的表皮光轧的加工率、再加热处理条件等分别制作本实施方式中规定的组成、团簇条件不同的6000系铝合金板。而且，分别评价了这些各例在室温保持100天后的BH性(涂装烘烤硬化性)。并且，还评价了作为弯曲加工性的卷边加工性。
在示出各例的6000系铝合金板的组成的表7中的各元素的含量的表示中，将各元素的数值作为空白的表示是指其含量为检测限以下。
铝合金板的具体制造条件如下。利用DC铸造法同样地熔炼表7所示的各组成的铝合金铸锭。此时，各例均同样地以50℃/分钟的铸造时的平均冷却速度从液相线温度冷却到固相线温度。接着，各例均同样地对于铸锭进行540℃×4小时均热处理后，开始热粗轧。而且，各例均同样地继续进行精轧，热轧到厚度3.5mm，制成热轧板。将热轧后的铝合金板各例均同样地实施500℃×1分钟的粗退火后，冷轧道次途中不进行中间退火，进行加工率70％的冷轧，各例均同样地制成厚度1.0mm的冷轧板。
进而，各例均同样地用550℃的硝石炉对该各冷轧板进行固溶处理，到达目标温度后保持10秒，通过水冷进行淬火处理。该淬火处理结束后，立刻用轧机施加表8所示的0～5％的应变量的表皮光轧，直至开始再加热处理，在室温下保持表8中记载的时间。之后，使用大气退火炉，利用表8所示的温度、保持条件进行再加热处理，在保持规定时间后进行水冷。
从这些调质处理后室温放置100天后的各最终制品板切出供试板(空白)，测定、评价各供试板的特性。另外，使用上述3DAP的组织观察仅对该调质处理后100天后的试样实施。将它们的结果示于表9中。
(团簇)
首先，通过上述3DAP法分析上述供试板的板厚中央部的组织，按照各自的上述方法分别求出本实施方式中规定的团簇的平均数密度(×1023个/m3)、Mg原子数与Si原子数之比(Mg/Si)为1/2以上的原子集合体的平均比例。将它们的结果示于表9中。
予以说明，表9中，在上述本实施方式规定的团簇条件中，将“包含总计10个以上的Mg原子或Si原子中的任一者或两者”仅简略地记载为“Mg、Si原子10个以上”。另外，将“无论以其所包含的Mg原子或Si原子中的任一个原子作为基准，成为该基准的原子与相邻的其他原子中的任一原子之间的相互距离为0.75nm以下”仅简略地记载为“距离0.75nm以下”。
(涂装烘烤硬化性)
作为上述调质处理后室温放置100天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)。另外，通过拉伸试验求出使这些各供试板分别同样地进行100天的室温时效后进行185℃×20分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BH性。
上述拉伸试验是从上述各供试板分别采集JIS Z 2201的5号试验片(25mm×50mmGL×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垂直方向。拉伸速度在直至0.2％屈服强度之前为5mm/分钟，在屈服强度以后为20mm/分钟。机械特性测定的N数设为5，分别以平均值算出。予以说明，对于上述BH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％的预应变给予该试验片后，进行上述BH处理。
(卷边加工性)
卷边加工性是仅对上述调质处理后室温放置100天后的各供试板进行的。试验使用30mm宽的长方形试验片，在下部凸缘(down flange)的内弯曲R1.0mm的90°弯曲加工后，夹住1.0mm厚的内部，将弯折部进一步向内侧依次进行弯折约130度的预卷边加工、进行弯折180度使端部紧贴内部的平卷边加工。
目测观察该平卷边的弯曲部(缘曲部)的表面粗糙、微小裂纹、大裂纹的产生等表面状态，按照以下基准进行目测评价。
0：无裂纹、表面粗糙；1：轻度的表面粗糙；2：深的表面粗糙；3：微小表面裂纹；4：连续成线状的表面裂纹；5：断裂
如表7的合金编号43～52、表8的编号73、74、80、86、92～97各自所示，各发明例是在本发明成分组成范围内且优选的条件范围内进行制造、调质处理。因此，这些各发明例如表8所示满足本实施方式中规定的团簇条件。即，满足本实施方式中既定的条件的团簇满足优选的平均数密度(3.0×1024个/m3以上)，并且Mg原子数与Si原子数之比(Mg/Si)为1/2以上的原子集合体的平均比例是0.70以上。
结果：对于各发明例而言，如表9所示，即使为上述调质处理后的长期的室温时效后，BH性也优异，As屈服强度也较低，因此面向汽车面板等的冲压成形性优异，卷边加工性也优异。即，可知：根据本发明例，即使为在100天的长时间室温时效后进行车体涂装烘烤处理的情况，也可以提供能够发挥屈服强度差为100MPa以上的更高BH性、冲压成形性、弯曲加工性的Al-Si-Mg系铝合金板。
表8的比较例75、81、87使用表9的发明合金例44、45、46。但是，这些各比较例如表8所示从固溶及淬火处理结束后到开始再加热处理所花费的时间过长。结果：如表9所示，虽然本实施方式中规定的团簇的平均数密度(×1023个/m3)满足规定，但是Mg原子数与Si原子数之比(Mg/Si)为1/2以上的原子集合体的平均比例过少，与为相同合金组成的发明例74、80、86分别相比，室温经时变大，尤其室温保持100天后的BH性变差。
表8的比较例76、82、88使用表9的发明合金例44、45、46。但是，这些各比较例是如表8所示除固溶淬火处理后的表皮光轧以外，在优选的制造条件下制造的。因此，本实施方式中规定的团簇的平均数密度(×1023个/m3)满足规定。但是，由于未进行表皮光轧(加工)，因此如表9所示，在满足这些条件的原子集合体中，Mg原子数与Si原子数之比(Mg/Si)为1/2以上的原子集合体的平均比例过少，与为相同合金组成的发明例74、80、86分别相比，室温经时大，尤其室温保持100天后的BH性变差。
表8的比较例77～79、83～85、89～91使用表7的发明合金例44、45、46。但是，这些各比较例如表8所示偏离再加热处理条件所优选的范围。结果：原子集合体的平均数密度或者Mg原子数与Si原子数之比(Mg/Si)为1/2以上的原子集合体的平均比例过少，与为相同合金组成的发明例74、80、86相比，尤其室温保持100天后的BH性、卷边加工性变差。
另外，表9的比较例98～107中，虽然在包括上述调质处理而优选的范围进行制造，但是使用表7的合金编号53～62，必须元素的Mg、Si、Sn的含量偏离各自在本发明的范围，或者杂质元素量过多。因此，这些比较例如表9所示与各发明例相比尤其室温保持100天后的BH性、卷边加工性均变差。尤其，Sn过少的表9的比较例100中，室温时效并不受到抑制，室温保持100天后的As屈服强度过高，冲压成形性、卷边加工性变差，BH性也不高，按屈服强度增加量计不足100MPa。另外，Sn过多的比较例101在热轧时产生裂纹而无法进行板的制造。
比较例98为表7的合金53，Si过少。
比较例99为表7的合金54，Si过多。
比较例100为表7的合金55，Sn过少。
比较例101为表7的合金56，Sn过多。
比较例102为表7的合金57，Fe过多。
比较例103为表7的合金58，Mn过多。
比较例104为表7的合金59，Cr过多。
比较例105为表7的合金60，Cu过多。
比较例106为表7的合金61，Ti和Zn过多。
比较例107为表7的合金62，Zr和V过多。
由以上的实施例的结果证明：为了提高长期室温时效后的BH性，需要全部满足上述本实施方式中规定的团簇的各条件。另外还证明用于得到此种团簇条件、BH性等的本实施方式的成分组成的各要件或优选的制造条件的临界意义或效果。
【表7】
*各元素的数值为空白的栏表示检测限以下。
【表8】
【表9】
参照特定的实施方式详细说明了本发明，对于本领域技术人员来说，在不脱离本发明的精神和范围的情况下能够进行各种变更和修改是清楚的。
予以说明，本申请是基于2013年9月6日申请的日本专利申请(日本特愿2013-185197)、2013年9月6日申请的日本专利申请(日本特愿2013-185198)及2013年9月6日申请的日本专利申请(日本特愿2013-185199)，其内容作为参考援引于此。
产业上的可利用性
根据本发明，可以提供还兼具长期室温时效后的低温短时间条件下的BH性、长期室温时效后的成形性的6000系铝合金板。另外，即使在烘烤涂装前的强度变高的室温时效的情况下，也可以提供能够发挥更高BH性的6000系铝合金板。结果：能够将6000系铝合金板应用于汽车、船舶或车辆等运输机、家电制品、建筑、结构物的构件或部件用途，另外，还能将6000系铝合金板尤其扩大应用于汽车等运输机的部件。例如，适合于以薄板的形式使用在以汽车用的面板材料为代表的作为汽车的骨架部件或结构部件的中立柱(centerpillar)等立柱类、侧臂等车臂类、或者保险杆加强组件、车门防撞梁等的增强材料、以及汽车以外的骨架部件、结构部件中的情况。

Claims (6)

1.一种烘烤涂装硬化性优异的铝合金板，其特征在于，其为以质量％计分别包含Mg：0.2～2.0％、Si：0.3～2.0％、Sn：0.005～0.3％且余量由Al及不可避免的杂质组成的Al-Mg-Si系铝合金板，
作为利用三维原子探针电场离子显微镜测定的原子集合体，该原子集合体包含总计10个以上的Mg原子或Si原子中的任一者或两者，并且无论以其所包含的Mg原子或Si原子中的任一个原子作为基准，成为该基准的原子与相邻的其他原子中的任一原子之间的相互距离均为0.75nm以下，
以2.5×1023个/m3以上且20.0×1023个/m3以下的平均数密度包含满足这些条件的原子集合体，并且满足这些条件的原子集合体的、当量圆直径的平均半径为1.15nm以上且1.45nm以下，且该当量圆直径的半径的标准偏差为0.45nm以下。
2.根据权利要求1所述的烘烤涂装硬化性优异的铝合金板，其中，所述铝合金板以质量％计还包含Mn：超过0％且1.0％以下、Cu：超过0％且1.0％以下、Fe：超过0％且1.0％以下、Cr：超过0％且0.3％以下、Zr：超过0％且0.3％以下、V：超过0％且0.3％以下、Ti：超过0％且0.1％以下、Zn：超过0％且1.0％以下、Ag：超过0％且0.2％以下中的1种或2种以上。
3.一种烘烤涂装硬化性优异的铝合金板，其特征在于，其为以质量％计分别包含Mg：0.2～2.0％、Si：0.3～2.0％、Sn：0.005～0.3％且余量由Al及不可避免的杂质组成的Al-Mg-Si系铝合金板，
在将利用三维原子探针电场离子显微镜测定的全部的Mg原子和Si原子的个数之和设为Ntotal，另一方面，作为利用该三维原子探针电场离子显微镜测定的原子集合体，满足包含总计10个以上的Mg原子或Si原子中的任一者或两者，并且将无论以这些Mg原子或Si原子中的任一个原子作为基准，成为该基准的原子与相邻的其他原子中的任一个原子之间的相互距离均为0.75nm以下的条件的全部原子集合体中所含有的、全部的Mg原子与Si原子的个数之和设为Ncluster时，该Ncluster相对于所述Ntotal的比例即Ncluster/Ntotal×100为1％以上且15％以下，且所述原子集合体的当量圆直径的平均半径为1.20nm以上且1.50nm以下。
4.根据权利要求3所述的烘烤涂装硬化性优异的铝合金板，其中，所述铝合金板以质量％计还包含Mn：超过0％且1.0％以下、Cu：超过0％且1.0％以下、Fe：超过0％且1.0％以下、Cr：超过0％且0.3％以下、Zr：超过0％且0.3％以下、V：超过0％且0.3％以下、Ti：超过0％且0.1％以下、Zn：超过0％且1.0％以下、Ag：超过0％且0.2％以下中的1种或2种以上。
5.一种烘烤涂装硬化性优异的铝合金板，其特征在于，其为以质量％计分别包含Mg：0.2～2.0％、Si：0.3～2.0％、Sn：0.005～0.3％且余量由Al及不可避免的杂质组成的Al-Mg-Si系铝合金板，
作为利用三维原子探针电场离子显微镜测定的原子集合体，满足包含总计10个以上的Mg原子或Si原子中的任一者或两者，并且无论以其所包含的Mg原子或Si原子中的任一个原子作为基准，成为该基准的原子与相邻的其他原子中的任一个原子之间的相互距离均为0.75nm以下的条件的、原子集合体的平均数密度为3.0×1023个/m3以上且25.0×1023个/m3以下，并且在满足这些条件的原子集合体中Mg原子数与Si原子数之比即Mg/Si为1/2以上的原子集合体的平均比例为0.70以上。
6.根据权利要求5所述的烘烤涂装硬化性优异的铝合金板，其中，所述铝合金板以质量％计还包含Mn：超过0％且1.0％以下、Cu：超过0％且1.0％以下、Fe：超过0％且1.0％以下、Cr：超过0％且0.3％以下、Zr：超过0％且0.3％以下、V：超过0％且0.3％以下、Ti：超过0％且0.1％以下、Zn：超过0％且1.0％以下、Ag：超过0％且0.2％以下中的1种或2种以上。
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