CN105829559A

CN105829559A - 成形用铝合金板

Info

Publication number: CN105829559A
Application number: CN201480070392.7A
Authority: CN
Inventors: 有贺康博; 宍户久郎; 松本克史
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2013-12-25
Filing date: 2014-12-08
Publication date: 2016-08-03
Anticipated expiration: 2034-12-08
Also published as: WO2015098484A1; KR20160089456A; US20160305000A1; KR101796884B1; CN105829559B; JP5918209B2; JP2015124396A

Abstract

本发明涉及一种成形用铝合金板，其是以质量％计分别包含Mg：0.3～1.3％、Si：0.5～1.5％、Sn：0.005～0.2％，余量由Al和不可避免的杂质构成的Al?Mg?Si系铝合金板，从上述铝合金板的Sn含量中减去通过用热酚进行的残渣萃取法而分离的粒子尺寸超过0.1μm的残渣化合物中所含Sn含量后的Sn的量为0.005质量％以上。该成形用铝合金板兼备长期室温时效后的BH性和成形性。

Description

成形用铝合金板

技术领域

本发明涉及成形用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，在进行烘烤涂装硬化处理之前的铝合金板。另外，以下记载中也将铝称为Alumi或Al。

背景技术

近年来，从考虑地球环境等的角度出发，汽车等车辆的轻量化的社会性要求愈发高涨。为了应对这一要求，作为汽车面板，特别是引擎罩、车门、车顶等大型车体面板(外面板、内面板)的材料，除了钢板等钢铁材料以外，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、后备箱盖等面板结构体的外面板(外板)和内面板(内板)等面板中，作为薄壁且高强度铝合金板，正在研究使用Al-Mg-Si系的AA或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，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较低温的人工时效(硬化)处理时的加热，进行时效硬化，屈服强度提高，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，也称为烘烤硬化性＝BH(bake hardening)性)。

另外，6000系铝合金板与Mg量等合金量多的其它5000系铝合金等相比，合金元素量较少。因此，将这些铝合金板的废料作为铝合金熔解材(熔解原料)再利用时，容易得到原来的6000系铝合金铸锭，循环性也优异。

另一方面，众所周知，汽车的外面板通过对铝合金板复合进行冲压成形中的胀出成形、弯曲成形等的成形加工而制作。例如，在引擎罩和车门等的大型外面板中，通过胀出等冲压成形，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，在铝制造厂商经固溶淬火处理后(制造后)，直至由汽车厂商成形加工成面板，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，即使在制造后经过1个月后可能没有问题地成形，经过3个月后，会有卷边加工时发生裂纹等的问题。因此，对于汽车面板用、特别是外面板用的6000系铝合金板而言，需要抑制持续1～4个月左右的较长期的室温时效。

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，由于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，屈服强度难以提高到作为面板所需要的强度。

一直以来，从6000系铝合金板的组织、特别是含有元素形成的化合物(结晶物、析出物)的观点出发，对于成形性和BH性的提高、或实现抑制室温时效等的特性提高，提出了各种方案。最近，还尤其提出了直接测定影响6000系铝合金板的BH性、室温时效性的团簇(原子的集合体)来进行控制的尝试等。

另外，作为与本发明中的Sn的添加相关的现有专利，还提出了多种在6000系铝合金板中积极地添加Sn，来抑制室温时效，提高烘烤涂装硬化性的方法。例如，在专利文献1中兼备如下方法，即，通过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2中，提出了如下方法，即，添加具有经时变化抑制效果的Sn和提高成形性的Cu，来提高成形性、烘烤涂装性、耐腐蚀性。

现有技术文献

非专利文献

专利文献1：日本特开平09-249950号公报

专利文献2：日本特开平10-226894号公报

专利文献3：日本特开2000-144294号公报

专利文献4：日本特开2003-221637号公报

专利文献5：日本特开2003-268472号公报

发明内容

发明所要解决的问题

但是，对于以往的积极地添加了Sn的Al-Mg-Si系铝合金板而言，从兼备长时间的室温时效后的良好的成形性和高BH性的观点出发，仍有改善的余地。

鉴于这样的课题，本发明的目的在于，提供一种即使是长时间的室温时效后的车体涂装烘烤处理，也能够发挥高BH性和良好的加工性的包含Sn的成形用Al-Mg-Si系铝合金板。

用于解决课题的手段

为了达成该目的，本发明的成形用铝合金板的要点在于，以质量％计分别包含Mg：0.3～1.3％、Si：0.5～1.5％、Sn：0.005～0.2％，余量由Al和不可避免的杂质构成的Al-Mg-Si系铝合金板，从所述铝合金板的Sn含量减去通过用热酚进行的残渣萃取法分离的粒子尺寸大于0.1μm的残渣化合物中所含Sn含量的Sn的量为0.005质量％以上。

发明效果

Sn具有如下效果：在Al-Mg-Si系铝合金板的组织中，在室温下，通过捕获(捕捉、捕集)原子空穴，抑制室温下的Mg、Si的扩散，抑制室温下的强度增加，向板的面板成形时，提高卷边加工性、缩颈加工、胀出加工等的冲压成形性(以下，也将该冲压成形性代表性地称为卷边加工性)。而且，由于在面板的涂装烘烤处理等人工时效处理时放出捕获了的空穴，反而能够促进Mg、Si的扩散，提高BH性。

只是，根据本发明人等的见解，对于这样的Sn的添加而言，存在来自Sn特有的特性的较大制约。Sn的原子空穴的捕获、放出效果通过使Sn固溶于基体才发挥出来。但是，Sn向基体的固溶量极少(低)，在通常的板的制造方法中，即使将Sn的添加量控制在理论固溶量以下，其多数也不固溶，而以化合物的形式结晶或析出。像这样以化合物的形式结晶或析出的Sn没有原子空穴的捕获、放出效果。

因此，本发明还特意重新审视板的制造方法，并且如后所述在中间退火等的制造条件上下工夫，控制所含有的Sn的存在状态，抑制以Sn的化合物形式的析出，促进Sn向基体的固溶，确保Sn的固溶量。由此，通过Sn的原子空穴的捕获、放出效果所致的时效抑制，充分发挥卷边加工性、BH性的提高效果。

由此，能够提供即使在板制造后经过例如100天的长时间室温时效的情况下，也能发挥更高的成形性和BH性的含有Sn的Al-Mg-Si系铝合金板。

另外，对于以往的含有Sn的Al-Mg-Si系铝合金板而言，尚不能充分发挥这样的Sn的效果。

推测其理由是，虽然以往作为主要元素的Mg、Si的固溶和析出常受到注目，而只是选择性的添加元素之一的Sn的固溶和析出的存在形态没太受到注目。另外，通过常规方法制造的板的Sn的存在形态是以化合物的形式的结晶或析出(以下，也仅称为析出)。与此不同，而且使Sn固溶本身就困难，Sn的固溶状态是极其稀有的存在形态，因此推测难以知晓通过Sn的固溶而发挥的效果。

具体实施方式

以下，对于本发明的实施的方式，对每个要件具体地加以说明。

(化学成分组成)

首先，在以下对本发明的Al-Mg-Si系(以下，也称6000系)铝合金板的化学成分组成进行说明。本发明作为对象的6000系铝合金板作为汽车的面板用的板等，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。

为了满足这样的要求，铝合金板的组成以质量％计分别包含Mg：0.3～1.3％、Si：0.5～1.5％、Sn：0.005～0.2％，余量由Al和不可避免的杂质构成。需要说明的是，各元素的含量的％表示全部是质量％的意思。在此，在说明书中，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，不含0％)”表示为“大于0％且X％以下”。

本发明作为对象的6000系铝合金板优选为BH性更优异的、Si与Mg的质量比Si/Mg为1以上那样的过剩Si型的6000系铝合金板。6000系铝合金板在冲压成形、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，发生时效硬化，从而屈服强度提高，具有能够确保必要的强度的优异的时效硬化能(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BH性更优异。

本发明中，这些Mg、Si以外的其它元素是杂质或可含有的元素，设为符合AA或JIS规格等的各元素水平的含量(容许量)。

即，从资源再利用的观点出发，在本发明中，作为合金的熔解原料，不仅在使用高纯度Al锭时，而且在大量使用以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、其他铝合金废料和低纯度Al锭等时，下述这样的其他元素必然会实质量混入。而且，特意减少这些元素的精炼本身会提高成本，因此需要容许一定程度的含有。另外，即使实质量含有这些元素，也有不会阻碍本发明目的和效果的有用的含有范围。

因此，本发明中，容许在符合以下规定的AA或JIS规格等的上限量以下的范围内含有这样的下述元素。

具体来说，在上述基本组成的基础上，可以进一步以下述范围包含Mn：1.0％以下(其中，不含0％)、Cu：1.0％以下(其中，不含0％)、Fe：1.0％以下(其中，不含0％)、Cr：0.3％以下(其中，不含0％)、Zr：0.3％以下(其中，不含0％)、V：0.3％以下(其中，不含0％)、Ti：0.05％以下(其中，不含0％)、Zn：1.0％以下(其中，不含0％)、Ag：0.2％以下(其中，不含0％)中的1种或2种以上。

需要说明的是，含有这些元素的情况下，若Cu的含量多，则容易使耐腐蚀性劣化，因此优选将Cu的含量设为0.7％以下，更优选设为0.3％以下。另外，Mn、Fe、Cr、Zr和V若含量多，则容易生成较粗大的化合物，容易使本发明中作为课题的卷边加工性(卷边弯曲性)劣化。因此，Mn含量优选为0.6％以下，更优选为0.3％以下，Cr、Zr和V含量分别优选为0.2％以下，更优选为0.1％以下。另外，Fe含量优选为0.8％以下。

在以下依次说明上述6000系铝合金中的各元素的含有范围和意义、或容许量。

Si：0.5～1.5％

Si是作为主要元素，在固溶强化和涂装烘烤处理等人工时效处理时，形成有助于强度提高的Mg-Si系析出物，发挥时效硬化能力，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。另外，为了发挥向面板成形后的涂装烘烤处理中的优异时效硬化能力，将Si/Mg以质量比计设为1.0以上，优选设为比一般所说的过剩Si型进一步使Si相对于Mg过剩地含有的6000系铝合金组成。若Si含量过少，则Mg-Si系析出物的生成量不足，因此BH性显著下降。另一方面，若Si含量过多，则形成粗大的结晶物和析出物，弯曲加工性显著降低。因此，Si设为0.5～1.5％的范围。Si含量的进一步优选下限值为0.6％，进一步优选上限值为1.4％。

Mg：0.3～1.3％

Mg也是作为主要元素，在固溶强化和涂装烘烤处理等人工时效处理时，形成有助于强度提高的Mg-Si系析出物，发挥时效硬化能力，用于得到作为面板的必要屈服强度的必需元素。若Mg含量过少，则Mg-Si系析出物的生成量不足，因此BH性显著下降。因此，不能得到作为面板必要的屈服强度。另一方面，若Mg含量过多，则形成粗大的结晶物和析出物，弯曲加工性显著下降。因此，Mg的含量设为0.3～1.3％的范围。Mg含量的进一步优选下限值为0.4％，进一步优选上限值为1.2％。

Sn：0.005～0.2％

Sn是必需元素，具有如下效果：通过在室温下捕获原子空穴，抑制室温下的Mg、Si的扩散，持续长期抑制室温下的强度增加(室温时效)，在该室温时效后的板向面板冲压成形时，提高冲压成形性、特别是卷边加工性。而且，另一方面，在成形的面板的涂装烘烤处理等人工时效处理时，由于放出捕获了的空穴，反而促进Mg、Si的扩散，能够提高BH性。

若Sn的含量过少，则不能抑制室温下的强度增加，屈服强度变高，卷边加工性劣化，不仅如此，BH处理时的Mg-Si系析出物的生成量也减少，BH性容易变低。因此，Sn的含量设为0.005～0.2％的范围。Sn含量的进一步优选下限值为0.01％，进一步优选上限值为0.18％。

但是，这些Sn的效果是使Sn固溶才发挥出来的。为此，在本发明中，如后所述，确保通过残渣萃取法测定的Sn的必要固溶量。

因此，本发明的含有Sn的Al-Mg-Si系铝合金板在Sn的固溶这一点上，不管是组织上还是特性上，都与不含Sn的Al-Mg-Si系铝合金板相比大大不同。另外，即使是相同地(等量)含有Sn的Al-Mg-Si系铝合金板，若中间退火等制造条件不同，则Sn的固溶量不同，在通常的板的制造条件(常规方法)下，Sn容易以化合物的形式析出，固溶量非常低(少)，因此其组织彼此大大不同。因此，即使相同地(等量)含有Sn，也不一定能得到具有以本发明那样的高水平抑制室温时效，并且提高BH性、卷边加工性的效果的组织。

(组织)

在以下对本发明的6000系铝合金板的组织进行说明。

Sn固溶量的指标：

本发明的特征在于，确保为了发挥上述Sn的效果所需的Sn的固溶量。作为该Sn的固溶量确保的指标(基准)，将从该板的Sn含量中减去通过用热酚进行的残渣萃取法分离的粒子尺寸超过0.1μm的残渣化合物中所含Sn含量后的Sn的量设为0.005质量％以上。通过用热酚进行的残渣萃取法分离的粒子尺寸超过0.1μm的不溶性的残渣化合物是指析出物，其中包含的Sn含量表示，在板作为合金组成含有的Sn中，除去固溶的Sn，以析出物的形式析出的Sn的量。因此，从作为该板的合金组成的Sn含量中减去通过用热酚进行的残渣萃取法分离的粒子尺寸超过0.1μm的残渣化合物中所含Sn含量后的Sn的量是指本发明中Sn的固溶量。

若上述相减之后的Sn的量为0.005质量％以上，则表示析出的Sn少，Sn的固溶量是能够发挥所添加的Sn的上述效果的足够的量。另一方面，若该相减之后的Sn的量少于0.005质量％，则表示Sn的固溶量是无法发挥所添加的Sn的上述效果那样的少量。

需要说明的是，上述相减之后的Sn的量(Sn的固溶量)的上限是通过残渣萃取法分离的粒子尺寸超过0.1μm的残渣化合物中所含Sn含量(析出的Sn的量)为0的情况。即，是该板的含有的Sn全量固溶于基体中的情况，是板的Sn含量与上述相减之后的Sn的量相同的情况。只是，在添加或含有一定以上Sn的情况下，常规方法下Sn容易析出，使Sn全部固溶从高效的(工业的)制造界限来看是困难的。因此，上述相减之后的Sn的量(Sn的固溶量)的实际上限是小于作为板的合金组成的Sn含量的值，具体来说，上述相减之后的Sn的上限为0.15质量％左右。

本发明发现，利用后述的残渣萃取法的方式，能够再现性良好地正确测定以粒子尺寸超过0.1μm的残渣化合物(析出物)的形式析出的Sn的量，同时，通过从上述作为合金组成的Sn含量中减去该析出的Sn的量，能够代替地(间接地)测定Sn的固溶量。另外，还得知利用基于该残渣萃取法的残渣量的Sn固溶量的评价与实际的Sn(固溶的Sn)发挥的效果很好地相关。

在通用的残渣萃取法中，通常，将固液过滤分离的过滤器的网眼设为0.1μm，将由液体分离的粒子(固体)的尺寸的边界的基准设为0.1μm进行分离、划分。并且，将超过0.1μm的残渣化合物看作(当做)析出物，另一方面，将0.1μm以下的残渣化合物看作(当做)合金元素溶解的溶液(固溶状态)。在此，分离的残渣化合物越变得比0.1μm以下更微细，越接近纳米水平的固溶状态，难以判别是固溶还是析出，与固溶量或析出物的相关、与发挥的效果的相关消失。这与测定滤液侧的元素的含量，将其作为该元素的固溶量的情况也同样。因此，在通用的残渣萃取法中，多将从作为合金组成的该元素的含量中减去分离的粒子尺寸超过0.1μm的残渣化合物中所含的该元素的含量的值看作该元素的固溶量。

因此，本发明中也沿用此做法，将粒子的尺寸以0.1μm进行分离、划分，将超过0.1μm的作为残渣化合物，(正确来说)看作Sn的析出物，将从上述作为合金组成的Sn含量中减去该析出的(看作析出的)Sn的量的值看作(正确来说)Sn的固溶量来规定。

如上述规定，通过确保Sn的固溶量才发挥出基于室温下的原子空穴的捕获的、室温下的Mg、Si的扩散的抑制效果和持续长期抑制室温下的强度增加(室温时效)的效果。结果，在该室温时效后的板向面板的冲压成形时，冲压成形性、特别是卷边加工性提高。另外，在成形的面板的涂装烘烤处理等人工时效处理时，还能发挥放出上述捕获了的空穴的效果，促进Mg、Si的扩散，提高BH性。

萃取残渣法：

测定Sn的固溶量的萃取残渣法如下进行。首先，在分解烧瓶中加入苯酚进行加热后，将成为测定对象的各供试板试料移入该分解烧瓶进行加热分解。接着，加入苄醇后，进行抽滤并捕集过滤器上的未溶解残渣。捕集的残渣用苄醇和甲醇清洗，定量分析Sn的含量。该定量分析中，适当使用原子吸光分析法(AAS)、电感耦合等离子体发光分析法(ICP-OES)等。上述抽滤中，如上所述，使用网眼(捕集粒径)为0.1μm且φ47mm的膜过滤器。而且，从作为合金组成的Sn含量中减去该粒子尺寸超过0.1μm的残渣化合物中所含Sn含量，计算为Sn的固溶量(质量％)。该测定和计算对于供试板的任意10处进行(采取10个试料)，将这些各试料的Sn的固溶量(质量％)的平均化。

(制造方法)

接着，以下对本发明的铝合金板的制造方法进行说明。本发明的铝合金板，其制造工序本身为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锭后进行均质化热处理，实施热轧、冷轧而成为规定的板厚，进一步实施固溶淬火等调质处理而制造。

但是，这些制造工序中，为了使Sn固溶，如后所述，除了铸造时的平均冷却速度控制，还将冷轧途中的中间退火设为优选条件。若不进行这样的中间退火，则难以使Sn固溶。

(熔解、铸造冷却速度)

首先，在熔解、铸造工序中，适当选择连续铸造法、半连续铸造法(DC铸造法)等通常的溶解铸造法，对熔解调整到上述6000系成分组成范围内的铝合金熔液进行铸造。在此，如本发明中规定为了使Sn固溶，关于铸造时的平均冷却速度，优选使从液相线温度到固相线温度为30℃/分钟以上尽量大(快)。

不进行这样的铸造时的高温区域内的温度(冷却速度)控制的情况下，该高温区域内的冷却速度必然变慢。像这样在高温区域内的平均冷却速度变慢的情况下，在该高温区域内的温度范围粗大地生成的结晶物的量变多，铸锭的板宽方向、厚度方向的结晶物的尺寸和量的偏差也变大。结果，在本发明的规定范围内，不能使Sn固溶的可能性变高。

(均质化热处理)

接下来，在热轧之前，对上述铸造的铝合金铸锭实施均质化热处理。该均质化热处理(均热处理)的目的在于，组织的均质化、即消除铸锭组织中的晶粒内的偏析。若为达成该目的的条件，则没有特别限定，可以为通常的1次或1段处理。

均质化热处理温度从500℃以上且低于熔点适当选择，均质化时间从4小时以上的范围适当选择。若该均质化温度低，则不能充分消除晶粒内的偏析，其作为破坏的起点起作用，因此延伸凸缘性和弯曲加工性降低。其后，可以立即开始热轧、或者可以冷却到适当的温度并保持后开始热轧。

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℃，也可以在该温度域开始热轧。

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，在Sn的效果发挥以前，作为前提必要的6000系铝合金板的强度和延伸等基本机械性质降低。

(热轧)

热轧根据轧制的板厚，由铸锭(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，为了使晶粒更加微细化，与道数无关，优选合计冷轧率为60％以上。

(中间退火)

在该冷轧前(热轧后)、或冷轧的途中(道间)，反复进行2次以上在480℃以上且熔点以下的高温下将板保持0.1～10秒钟、接着以3℃/秒以上的平均冷却速度强制冷却(急冷)至室温的中间退火，优选使至此的热轧工序等中以化合物的形式生成的Sn固溶。常规方法中Sn容易析出，使暂时析出的Sn再次固溶也是很难的，如本发明中规定为了使Sn固溶，需要多次进行这样的高温下的短时间的热处理。但是，若为该条件范围内，则也可与多次热处理条件不同，可以改变。

关于该中间退火条件，板的温度低于480℃时，即使进行中间退火2次以上，Sn的固溶量也不足。这在退火温度、急冷条件为范围内的中间退火的次数仅为1次时也相同。另外，保持时间可以为还包括0.1秒等瞬间的短时间，若超过10秒则板的机械性质显著下降。另外，如果不是将退火后的冷却设为3℃/秒以上的平均冷却速度的基于空冷、喷雾、水冷等的至室温的强制冷却(急冷)，即平均冷却速度小于3℃/秒时，则暂时固溶的Sn再析出而化合物化。

这样的条件下的退火还包括急冷，间歇(batch)炉是不可能的，需要边卷回板边向炉通板并卷取的连续热处理炉。可见，即使在使用能够急冷的连续退火的情况下，根据本发明人等的见解，如果仅为1次的连续退火，无论如何Sn的固溶量也不足。因此，反复2次以上基于连续退火的中间退火。但是，对于连续退火的反复而言，越增加次数，越使制造工序的效率大幅降低，因此反复次数优选设为2次左右。

(固溶和淬火处理)

冷轧后，进行固溶淬火处理。关于固溶处理淬火处理，可以用基于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，以及板组织的晶粒更微细，所以期望在以5℃/秒以上的加热速度，加热到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。而且，将从固溶温度到淬火停止温度的平均冷却速度设为3℃/秒以上。冷却速度越小，则在冷却中Mg-Si系化合物等容易越析出，容易成为冲压成形、弯曲加工时的破裂的起点，它们的成形性降低。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、喷水、浸渍等的水冷手段和条件。

另外，该固溶淬火处理、上述热轧后的粗退火条件的温度等也与上述中间退火条件近似，如果没有上述中间退火、或者即使进行也不满足上述520℃以上的温度等诸条件，则仅仅进行该固溶淬火处理、上述热轧后的粗退火是不能使Sn以上述必要量、或上述规定量固溶的。

(再加热处理)

接下来，为了形成成为BH处理时生成的Mg-Si系化合物的核的原子的集合体(团簇)，在固溶淬火处理后，进行预时效处理(再加热处理)。优选板的到达温度(实体温度)为80～150℃的温度范围，且保持时间为3～50小时的范围。再加热处理后到室温为止的冷却可以是自然冷却，为了生产的效率化也可以使用上述淬火时的冷却单元进行强制急冷。

以下，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、后述的主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

接着对本发明的实施例进行说明。根据上述中间退火条件分开制作Sn的固溶量不同的6000系铝合金板，调查本发明中规定的Sn的固溶量。而且，还评价了将该板在室温下保持100天后的BH性(涂装烘烤硬化性)、卷边加工性。将其结果示于表2。

这些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锭。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。需要说明的是，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％。

接着，各例均共通，对于上述铸锭进行540℃×4小时均热处理后，开始热粗轧。然后，各例均共通，通过接下来的终轧，热轧至厚度2.5mm，成为热轧板。各例均共通，对热轧后的铝合金板实施500℃×1分钟的粗退火后，在冷轧的道次途中(道间)，如表2所示，在改变其次数、温度、平均冷却速度等各种条件下进行基于连续退火炉的中间退火，最终成为厚度1.0mm的冷延板(制品板)。

进一步将这些各冷延板各例均共通地在560℃的硝石炉中进行固溶处理，到达目标温度后保持10秒，通过水冷进行淬火处理。该淬火后马上进行在100℃保持5小时的预时效处理(保持后以冷却速度0.6℃/小时缓冷)。

由这些刚调质处理后的各板切出供试板(坯板)，测定各供试板的组织(Sn的固溶量)。另外，由上述调质处理后在室温下放置100天后的各板切出供试板(坯板)，调查各供试板的强度(AS屈服强度)和BH性。将这些结果示于表2。

(供试板的组织)

作为刚调质处理后的各供试板的Sn的固溶量，通过上述测定方法，调查从该板的Sn含量中减去通过用热酚进行的残渣萃取法分离的粒子尺寸超过0.1μm的残渣化合物中所含Sn含量后的Sn的量(质量％)。

(拉伸试验)

上述拉伸试验是，从在上述调质处理后在室温下放置100天后的各供试板分别采取JISZ2201的5号试验片(25mm×50mmGL×板厚)，在室温下进行拉伸试验。将此时的试验片的拉伸方向设为轧制方向的垂直方向。拉伸速度到0.2％屈服强度为止设为5mm/分钟，屈服强度以后设为20mm/分钟。机械特性测定的N数设为5，以各自的平均值算出。需要说明的是，对于上述BH后的屈服强度测定用的试验片，通过该拉伸试验机对该试验片赋予模拟板的冲压成形的2％的预应变后，进行上述BH处理。

(BH性)

使各供试板分别共通地经过上述100天的室温时效后，通过上述拉伸试验求出进行185℃×20分钟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)。然后，由这些0.2％屈服强度彼此之差(屈服强度的增加量)评价各供试板的BH性，0.2％屈服强度的增加量为100MPa以上时作为合格。

(卷边加工性)

卷边加工性对于上述100天室温放置后的各供试板进行。试验使用30mm宽的长条状试验片，在基于向下凸缘(down flange)的内弯曲R1.0mm的90°弯曲加工后，夹住1.0mm厚的内部，将折弯部进一步向内侧依次进行折弯成约130度的预卷边加工、折弯180度使端部密合于内部的平卷边加工。

目视观察该平卷边的弯曲部(缘曲部)的表面粗糙、微小的破裂、大的破裂的发生等表面状态，按照以下基准进行目视评价，到基准0～2为合格。

0；无破裂、表面粗糙、1；轻度的表面粗糙、2；深度表面粗糙、3；微小表面破裂、4；呈线状连续的表面破裂、5；断裂

表2的序号1～4、12～23所示各发明例在本发明成分组成范围内(表1的合金序号1～13)、且包括中间退火在上述的优选条件范围内制造。因此，如表2所示，这些各发明例满足本发明中规定的从板的Sn含量中减去通过残渣萃取法分离的残渣化合物中所含Sn含量后的Sn的量(质量％)，含有的Sn的析出被抑制，Sn的固溶量高。

结果，上述各发明例如表2所示，即使在上述调质处理后100天的长期的室温时效后，即使As屈服强度为90～110MPa的水平，BH(bakehardening)后的屈服强度为190MPa的水平、且屈服强度差为100MPa以上，BH性也优异。另外，即使在上述调质处理后的长期的室温时效后，As屈服强度较低，因此向汽车面板等的冲压成形性优异，卷边加工性也优异。

另外，由表2可知，即使使用相同的表1的合金序号1，由于中间处理条件的差异，Sn的固溶状态大大不同，特性大大不同。即，发明例1～4中，与中间退火温度较低、平均冷却速度也较小的发明例1、2相比，中间退火温度较高、平均冷却速度也较大的发明例3、4的从板的Sn含量中减去通过残渣萃取法分离的残渣化合物中所含Sn含量后的Sn的量(质量％)多，含有的Sn的析出被抑制，Sn的固溶量高。结果，与发明例1、2相比，发明例3、4即使在上述调质处理后100天的长期的室温时效后，BH后的屈服强度差更高，BH性更优异。

与此相对，使用与这些发明例相同的表1的合金序号1的表2的比较例5～11是中间退火条件脱离优选范围的例子。因此，这些比较例中，本发明中规定的从板的Sn含量中减去通过残渣萃取法分离的残渣化合物中所含Sn含量之后的Sn的量(质量％)过少，不能抑制所含有的Sn的析出，Sn的固溶量低。因此，与作为相同合金组成的上述发明例相比，向汽车面板等的冲压成形性和卷边加工性差，屈服强度差低于100MPa，BH性也差。

比较例5未进行中间退火。

比较例6满足温度、保持时间、平均冷却速度的条件，但仅为1次中间退火。

比较例7的第2次中间退火满足温度、保持时间、平均冷却速度的条件，但第1次中间退火的温度为400℃，低于480℃而过低。

比较例8的第1次中间退火满足温度、保持时间、平均冷却速度的条件，但第2次中间退火的温度为400℃，低于480℃而过低。

比较例9的第1次、第2次中间退火的温度为460℃，2次都低于480℃而过低。

比较例10、11的第1次、第2次中间退火的温度、保持时间满足条件，但第1次或第2次的平均冷却速度过慢。

另外，表2的比较例24～29虽然包括中间退火条件在优选范围内制造，但使用表1的合金序号14～19，必需元素的Mg、Si、Sn的含量分别脱离本发明范围。因此，这些比较例24～29如表2所示，与各发明例相比，特别是100天室温保持后的As屈服强度相对过高而向汽车面板等的冲压成形性和卷边加工性差，或BH性差。另外，比较例27的Sn过多，在热轧时发生破裂而不能制造热轧板自身。

比较例24是表1的合金14，Si过少。

比较例25是表1的合金15，Si过多。

比较例26是表1的合金16，Sn过少

比较例27是表1的合金17，Sn过多。

比较例28是表1的合金18，Mg过少。

比较例29是表1的合金19，Mg过多。

通过以上实施例的结果证明了，设为本发明中规定的组成和Sn的固溶量、中间退火条件等优选制造条件对于包含Sn的6000系铝合金板的长期室温时效后的卷边加工性和BH性提高的临界意义或效果。

[表1]

[表2]

参照特定的实施方式对本发明进行了详细说明，在不脱离本发明的精神和范围的条件下可以进行各种变更和修改对于本领域技术人员是明确的。

需要说明的是，本申请基于2013年12月25日申请的日本专利申请(特愿2013-267591)，其全部内容通过引用援用。

产业上的可利用性

根据本发明，能够提供兼备长期室温时效后的BH性和成形性的6000系铝合金板。其结果是，能够作为汽车、船舶或车辆等输送机、家电产品、建筑、结构物的构件和部件用途，另外，特别是能够扩大在汽车等输送机的构件中的6000系铝合金板的适用。

Claims

1.一种成形用铝合金板，其是以质量％计分别包含Mg：0.3～1.3％、Si：0.5～1.5％、Sn：0.005～0.2％，余量由Al和不可避免的杂质构成的Al-Mg-Si系铝合金板，从所述铝合金板的Sn含量中减去通过用热酚进行的残渣萃取法而分离的粒子尺寸超过0.1μm的残渣化合物中所含Sn含量后的Sn的量为0.005质量％以上。

2.如权利要求1所述的成形用铝合金板，所述铝合金板还包含Mn：大于0％且1.0％以下、Cu：大于0％且1.0％以下、Fe：大于0％且1.0％以下、Cr：大于0％且0.3％以下、Zr：大于0％且0.3％以下、V：大于0％且0.3％以下、Ti：大于0％且0.05％以下、Zn：大于0％且1.0％以下、Ag：大于0％且0.2％以下中的1种或2种以上。

3.如权利要求1或2所述的成形用铝合金板，其中，Si与Mg的质量比Si/Mg为1以上。