CN105838927A

CN105838927A - 高强度铝合金板

Info

Publication number: CN105838927A
Application number: CN201610055956.0A
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: 2015-02-02
Filing date: 2016-01-27
Publication date: 2016-08-10
Anticipated expiration: 2036-01-27
Also published as: JP2016141843A; US20160222491A1; CN105838927B

Abstract

提供一种不阻碍弯曲加工性而高强度化的6000系铝合金板。以不大幅改变Al－Mg－Si系铝合金板的铝合金组成和制造条件为前提，通过对制造的板进行调质，使固溶Mg量和固溶Si量保持平衡地增加，促进Mg和Si的原子数保持平衡的Mg－Si团簇的形成，即使在室温时效后，也不阻碍弯曲加工性，实现BH后的高强度化。

Description

高强度铝合金板

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，是指热轧板和冷轧板等的轧制板，是在实施固溶处理和淬火处理等的调质之后，被弯曲加工成使用的构件，或进行涂装烘烤硬化处理之前的铝合金板。另外，以下的记述中也将铝称为铝和Al。

背景技术

近年来，从地球环境等的考虑出发，汽车等的车辆的轻量化的社会的要求越发高涨。为了应对这样的要求，作为汽车的材料，除了钢板等的铁钢材料以外，成形性和涂装烘烤硬化性(烘烤硬化性，以下也称为BH性)优异的、更轻量的铝合金材的应用正在增加。

作为汽车的外面板、内面板等的大型面板材用的铝合金板，代表性地可例示Al－Mg－Si系的AA至JIS 6000系(以下，也仅称为6000系)铝合金板。该6000系铝合金板具有以Si、Mg为必须含有的组成，涂装烘烤硬化性优异，即，成形时在低屈服强度(低强度)下确保成形性，而成形后的面板经过涂装烘烤处理等的人工时效(硬化)处理时的加热，屈服强度(强度)提高，能够确保必要的强度。

为了使汽车车体更轻量化，汽车构件之中，除了所述面板材以外，车架、立柱等的骨架材料，或保险杠加强材、车门防撞梁等的加强材等的汽车构造构件中也希望扩大铝合金材料的应用。

但是，这些汽车结构构件，与所述汽车面板相比，需要进一步的高强度化。因此，为了将所述汽车面板材所使用的6000系铝合金板，适用于这些骨架材或加强材，需要使之更高强度化。

但是，不大幅改变现有的6000系铝合金板的组成和制造条件，另外不阻碍弯曲加工性等的其他的特性，而达成这样的高强度化并不容易。

一直以来，为了使BH性等作为所述面板材的6000系铝合金板的特性提高，提出了种种控制固溶Mg量和固溶Si量的技术。

例如，在专利文献1中，作为所述面板材，以得到常温稳定性优异(室温时效造成的材质的降低难以发生)的Al－Mg－Si系铝合金板为目的。为此，提出使Al－Mg－Si系铝合金板的固溶Si量为0.55～0.80质量％，固溶Mg量为0.35～0.60质量％，并且，使固溶Si量/固溶Mg量为1.1～2。而且，该铝合金板在其实施例中，对于板制造后15天的室温时效后的板，在赋予2％的应变后进行170℃×20分钟的人工时效处理，之后的0.2％屈服强度即便高也不过是210MPa左右的强度。

【现有技术文献】

【专利文献】

【专利文献1】日本特开2008－174797号公报

在所述专利文献1等现有的固溶Mg量和固溶Si量的控制中，也是以所述面板材为用途，在所述骨架材或加强材的用途中，强度不足。

另外，作为所述骨架材或加强材，虽然不需要像所述面板材这样的高冲压成形性，但是将原材板加工成所述骨架材或加强材时，主要进行弯曲加工，因此要求在V弯曲加工中没有裂纹这种程度的弯曲加工性。

发明内容

本发明为了解决这样的课题而形成，其目的在于，提供一种高强度的6000系铝合金板，其作为所述骨架材料或加强材用，能够不大幅改变现有的6000系铝合金板的组成和制造条件而进行制造，也能够加工成构件。

为了达成这一目的，本发明的高强度铝合金板的要旨是，以质量％计，分别含有Mg：0.6～2.0％、Si：0.6～2.0％、Mn：1.0％以下(但是，不含0％)、Fe：0.5％以下(但是，不含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，作为该板的固溶Mg量和固溶Si量，通过由热酚进行的残渣萃取法而分离的溶液中的Mg含量和Si含量均为0.6％以上，这些固溶Mg量和固溶Si量的和为1.4％以上，并且，这些固溶Si量与固溶Mg量之比(固溶Si/固溶Mg)为0.8～1.2。

【发明的效果】

在本发明中，以不大幅改变现有的铝合金组成和制造条件为前提，重新审视6000系铝合金板的固溶Mg量和固溶Si量与强度的关系。其结果发现，通过使固溶Mg量和固溶Si量保持平衡地增加，经过后述的制造的板的调质，能够促进Mg和Si的原子数保持平衡的Mg－Si团簇的形成。该Mg和Si保持平衡的Mg－Si团簇，在涂装烘烤处理时，容易变成Mg－Si析出物，明显地有助于高强度化。其结果发现，即使在室温时效后，也能够不阻碍弯曲加工性，而使185℃×20分钟的BH后的0.2％屈服强度达到260MPa以上，优选为280MPa以上，更优选为300MPa以上。

因此，本发明适合作为比面板材要求有更高强度的汽车等的骨架材或加强材用。

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)

首先，以下对于本发明的Al－Mg－Si系(以下，也称为6000系)铝合金板的化学成分组成进行说明。在本发明中，除了所述面板材，其还作为所述骨架材料或加强材用，不大幅改变现有的组成和制造条件，不使弯曲加工性降低，而使之高强度化。

为了从组成的方面满足这样的课题，6000系铝合金板的组成，以质量％计，分别含有Mg：0.6～2.0％、Si：0.6～2.0％、Mn：1.0％以下(但是，不含0％)、Fe：0.5％以下(但是，不含0％)，余量由Al和不可避免的杂质构成。还有，各元素的含量的％显示全部是质量％的意思。

以下，对于上述6000系铝合金中的各元素的含有范围与意义，或容许量进行说明。

Si：0.6～2.0％

Si与Mg一起，在固溶强化和烘烤涂装处理等的人工时效处理时，形成有助于强度提高的Mg－Si系析出物，发挥时效硬化能力，是用于得到汽车的外面板所需强度(屈服强度)的必须元素。若Si含量过少，则烘烤涂装处理前的固溶Si量减少，Mg－Si系析出物的生成量不足，因此BH性显著降低。另一方面，若Si含量过多，则粗大的晶化物和析出物形成，热轧中大幅的板裂缝发生。因此，Si为0.6～2.0％的范围。Si的优选的值为0.8％，优选的上限值为1.5％。

Mg：0.6～2.0％

Mg也是与Si一起，在固溶强化和烘烤涂装处理等的人工时效处理时，形成有助于强度提高的Mg－Si系析出物，发挥时效硬化能力，是用于得到作为面板所需屈服强度的必须元素。若Mg含量过少，则烘烤涂装处理前的固溶Mg量减少，Mg－Si系析出物的生成量不足，因此BH性显著降低。另一方面，若Mg含量过多，则粗大的晶化物和析出物形成，热轧中大幅的板裂纹发生。因此，Mg的含量为0.6～2.0％的范围。Mg的优选的值为0.8％，优选的上限值为1.5％。

固溶Si量和固溶Mg量

在所述专利文献1等现有的汽车面板材用途中，控制6000系铝合金板的固溶Mg量和固溶Si量的代表性的想法是，为了抑制成为板的室温时效的原因的Mg－Si、Si－Si和Mg－Mg的团簇的形成，要将固溶Mg量和固溶Si量抑制在BH性所需要的最低限度。

相对于此，在本发明中，以不大幅改变现有的铝合金组成和制造条件为前提，发现通过使固溶Mg量和固溶Si量保持平衡地增加，便能够促进Mg和Si的原子数保持平衡的Mg－Si团簇的形成。

即认识到，使固溶Mg量和固溶Si量保持平衡地增加，能够抑制后述在制造的板的调质中(预时效处理中)生成的富Si的Mg－Si团簇(Mg原子和Si原子的集合体)的形成，确保在烘烤涂装处理时形成而有助于高强度化的Mg－Si析出物量。

所述的富Si的Mg－Si团簇，成为室温时效的原因，也使弯曲加工性降低，涂装烘烤处理时难以变成Mg－Si析出物，很难对BH性提高和高强度化有所帮助。

与之相反，所述Mg和Si平衡的Mg－Si团簇，不构成为室温时效的原因，不会使弯曲加工性降低，在涂装烘烤处理时，容易变成Mg－Si析出物，明显有助于高强度化。

因此，如果抑制所述富Si的Mg－Si团簇，使所述Mg和Si保持平衡的Mg－Si团簇增加，则在抑制室温时效的基础上，能够提高BH性而使之显著高强度化。即，即使在室温时效后，也能够不降低弯曲加工性，而使185℃×20分钟的BH后的0.2％屈服强度为260MPa以上，优选为280MPa以上，更优选为300MPa以上。

因此，在本发明中，使固溶Mg量和固溶Si量增加，作为该板的固溶Mg量和固溶Si量，使通过利用热酚进行的残渣萃取法而分离的溶液中的Mg含量和Si含量多达0.6％以上。即，使该板的固溶Mg量和固溶Si量均多达0.6％以上，从而确保在涂装烘烤处理时形成而有助于高强度化的Mg－Si析出物量。为了增强这一效果，优选使所述固溶Mg量和固溶Si量均为0.7％以上。

该板的固溶Mg量和固溶Si量的上限，当然由该板的Mg含量和Si含量决定。

同时，为了确保涂装烘烤处理时形成而有助于高强度化的Mg－Si析出物量，使固溶Mg量和固溶Si量的和(即所述溶液中的Mg含量和Si含量的和)也多达1.4％以上，优选为1.5％以上。该固溶Mg量和固溶Si量的和的上限，当然也由该板的Mg含量和Si含量决定。

此外，为了使这些固溶Mg量和固溶Si量平衡，还要使所述固溶Si量与固溶Mg量之比(固溶Si/固溶Mg，即所述溶液中的Si含量与Mg含量之比)为0.8～1.2。

该固溶Si量与固溶Mg量的比(固溶Si/固溶Mg)的上限1.2，是为了抑制在Si固溶量相对于Mg固溶量多时容易生成的富Si的Mg－Si团簇在预时效处理中的生成，优选为1.1以下。

另一方面，相对于所述Si固溶量，Mg固溶量过多时，Mg和Si的原子数保持平衡的Mg－Si团簇的形成受到抑制。因此，固溶Si量与固溶Mg量的比的下限为0.8。

Mn：1.0％以下(但是，不含0％)

Mn通过固溶强化和晶粒微细化效果，使铝合金的强度提高。但是，若高于1.0％而过度地含有，则Al－Mn－Fe系金属间化合物量变多，容易变成破坏的起点，有助于高强度化的Mg－Si系析出物量降低。因此，Mn的含量为1.0％以下(但是，不含0％)。

Fe：0.5％以下(但是，不含0％)

Fe在铝合金中形成Al－Mn－Fe系金属间化合物，因此若含量变多，则其化合物量变多，容易成为破坏的起点，有助于高强度化的Mg－Si系析出物量也降低。而且，Fe作为基体金属杂质混入铝合金中，作为熔化原料，铝合金废料量(相对于铝基体金属的比例)越增加，含量越多，因此其含量越少越好，是应该限制的元素。但是，将Fe减少至检测极限以下等会造成成本上升，因此需要允许一定程度的含有。因此，Fe的含量为0.5％以下(但是，不含0％)。

其他的元素

另外，在本发明中，为了使铝合金板高强度化，也可以含有Cu：1.0％以下(但是，不含0％)、Cr：0.3％以下(但是，不含0％)、Zr：0.2％以下(但是，不含0％)、V：0.2％以下(但是，不含0％)、Ti：0.1％以下(但是，不含0％)、Zn：0.5％以下(但是，不含0％)、Ag：0.2％以下(但是，不含0％)、Sn：0.15％以下(但是，不含0％)中的一种或两种以上。

这些元素因为共同具有使板高强度化的效果，所以可视为高强度化的同效元素，但在其具体的机理中，当然有共通的部分，也有不同的部分。

Cr、Zr、V与Mn同样，在均质化热处理时生成弥散粒子(弥散相)，这些弥散粒子具有妨碍再结晶后的晶界移动的效果，承担着使晶粒微细化的作用。Ti生成晶化物，成为再结晶晶粒的核，阻止晶粒的粗大化，承担着使晶粒微细化的作用。另外，Cu使强度提高，但对应高强度化而使弯曲加工性劣化，因此优选为0.7％以下的含量。Zn、Ag对于提高人工时效硬化能力(BH性)有用，具有在比较低温短时间的人工时效处理的条件下，促进板组织的GP区等的化合物相向结晶晶粒内析出的效果。Sn具有的效果是，捕获原子空穴，抑制室温下的Mg和Si的扩散，抑制室温中的强度增加(室温时效)，在人工时效处理时，放出捕获的空位穴，促进Mg和Si的扩散，提高BH性。

但是，若这些元素各自的含量过大，则形成粗大的化合物等，板的制造困难，强度和弯曲加工性降低，另外，耐腐蚀性也降低。特别是Cu若含量过多，则弯曲加工性显著降低。因此，使这些元素含有时，为所述各上限值以下的含量。

(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，制造工序本身是常规方法或公知的方法，是在铸造后对于上述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，再实施固溶化淬火等的调质处理而制造。

但是，在这些制造工序中，为了得到本发明规定的组织(固溶Mg量和固溶Si量)，如后述，使热轧条件和固溶和淬火处理后的预时效处理条件为优选的范围。

(熔化、铸造冷却速度)

首先，熔化、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，对于被熔炼调整至上述6000系成分组成范围内的铝合金熔液进行铸造。在此，为了在本发明的规定范围内控制团簇，关于铸造时的平均冷却速度，优选从液相线温度至固相线温度尽可能大(快)，为30℃/分钟以上。

如果不像这样在铸造进行的高温区域的温度(冷却速度)控制，则该高温区域的冷却速度必然变慢。高温区域的平均冷却速度像这样慢时，则在该高温区域的温度范围粗大地生成的晶化物的量变多，铸块的板宽方向、厚度方向的晶化物的尺寸和量的偏差也变大。其结果是，不能将所述规定团簇控制在本发明的范围内的可能性变高。

(均质化热处理)

接着，对于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)除了通常的目的，即组织的均质化(消除铸块组织中的晶粒内的偏析)以外，重要的是还为了使Si和Mg充分地固溶。只要是达成这一目的条件，便没有特别限定，通常的一次或一段的处理均可。

均质化热处理温度为500℃以上、560℃以下，均质(保持)时间从1小时以上的范围适宜选择，使Si和Mg充分固溶。若该均质化温度低，则不能确保Si和Mg的固溶量，即使通过后述的固溶·淬火处理后的预时效处理(再加热处理)，也不能达到本发明规定的组织(固溶Mg量和固溶Si量)。另外，不能充分消除晶粒内的偏析，因为其作为破坏的起点起作用，所以弯曲加工性降低。

进行该均质化热处理之后，进行热轧，但截止到均质化热处理后的热态下的粗轧开始，都需要使铸块的温度不降至500℃以下，以确保Si和Mg的固溶量。至粗轧开始之前，如果铸块的温度下降至500℃以下，则Si和Mg析出，用于形成本发明规定的组织(固溶Mg量和固溶Si量)的Si和Mg的固溶量不能确保的可能性变高。

(热轧)

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。在此粗轧制工序、终轧工序中，适宜使用可逆式或串列式等的轧机。

从热粗轧的开始至结束的轧制中，需要使温度不要降低到450℃以下，以确保Si和Mg的固溶量。若轧制时间变长等，道次间的粗轧板的最低温度降低到450℃以下，则Mg－Si系的化合物容易析出，固溶Mg和固溶Si量降低。因此，用于形成本发明规定的组织(固溶Mg量和固溶Si量)的Si和Mg的固溶量不能确保的可能性变高。

在这样的热粗轧后，进行结束温度为300～360℃的范围的热终轧。该热终轧的结束温度过低而低于300℃时，轧制载荷变高，生产率降低。另一方面，为了不大量残留加工组织而作为再结晶组织，而提高热终轧的结束温度时，若该温度高于360℃，则Mg－Si系的化合物容易析出，固溶Mg量和固溶Si量降低。因此，用于成为本发明规定的组织(固溶Mg量和固溶Si量)的Si和Mg的固溶量不能确保的可能性变高。

(热轧板的退火)

该热轧板在冷轧制前不需要退火(粗退火)，但也可以实施。

(冷轧)

在冷轧中，轧制上述热轧板，制成期望的最终板厚的冷轧板(也包括卷材)。但是，为了使晶粒更微细化，优选冷轧率为30％以上，另外，出于与所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，进行固溶处理，继而进行至室温的淬火处理。在该固溶淬火处理中，可以使用通常的连续热处理线。但是，为了得到Mg、Si等的各元素的充分的固溶量，优选以550℃以上、熔融温度以下的固溶处理温度保持10秒以上后，使该保持温度至100℃的平均冷却速度为20℃/秒以上。比550℃低的温度，或比10秒短的保持时间时，在固溶处理前生成的Al－Mn－Fe系和Mg－Si系等的化合物的再固溶不充分，固溶Mg量和固溶Si量降低。因此，用于成为本发明规定的组织(固溶Mg量和固溶Si量)的Si和Mg的固溶量不能确保的可能性变高。

另外，平均冷却速度低于20℃/秒时，冷却中主要生成Mg－Si系的析出物，固溶Mg量和固溶Si量降低，不能确保Si和Mg的固溶量的可能性仍然高。为了确保该冷却速度，淬火处理分别选择风扇等的空冷、喷雾、喷水、浸渍等的水冷手段和条件。

(预时效处理：再加热处理)

在这样的固溶处理后进行淬火处理而冷却至室温后，在1小时以内对于冷轧板进行预时效处理(再加热处理)。截至室温的淬火处理结束后，若至预时效处理开始(加热开始)的室温保持时间过长，则由于室温时效导致所述的富Si的Mg－Si团簇生成，难以使所述Mg和Si保持平衡的Mg－Si团簇增加。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，也可以几乎没有时间差而连续进行，下限的时间没有特别设定。

该预时效处理，使60～120℃下的保持时间为10小时以上、40小时以下而进行保持。由此，可形成本发明所规定的所述Mg和Si保持平衡的Mg－Si团簇。

预时效温度低于60℃或保持时间低于10小时，则与没有进行该预时效处理的情况同样，难以抑制所述富Si的Mg－Si团簇，并难以使所述Mg和Si保持平衡的Mg－Si团簇增加，烘烤涂装后的屈服强度容易变低。

另一方面，若预时效条件高于120℃，或高于40小时，则析出核的生成量会过多，烘烤涂装前的弯曲加工时的强度变得过高，弯曲加工性容易劣化。

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

【实施例】

改变组成和制造条件，分别制造以本发明的固溶Mg量和固溶Si量规定的组织不同的6000系铝合金板。然后，制板后在室温下保持100天，分别测量、评价此后的As屈服强度和BH性(涂装烘烤硬化性)、弯曲加工性。这些结果显示在表1、2中。

具体的所述作分别制作的方法，是对于表1所示的组成的6000系铝合金板，如表2所示，将均热温度、热粗轧的道次间的粗轧制板达到最低的温度(表2中记述为最低温度)、热终轧的结束温度、固溶处理的保持温度、保持时间、平均冷却速度、预时效处理的温度和保持时间等的制造条件进行种种改变而进行。在此，在表1中的各元素的含量的显示中，各元素的数值为空白的显示，表示其含量在在检测极限以下。

铝合金板的具体的制造条件如下。对于表1所示的各组成的铝合金铸块，通用DC铸造法进行熔炼。这时，各例均共通，关于铸造时的平均冷却速度，从液相线温度至固相线温度为50℃/分钟。接着，对于铸块，各例均以表2所示的温度条件，共同进行6小时的均热处理后，以此温度开始热粗轧。这时的热粗轧的最低(道次)温度也显示在表2中。

然后，各例均共通，继续在终轧中，各例均以表2所示的结束温度，热轧至厚度4.0mm，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，取消冷轧道次途中的中间退火，进行加工率50％的冷轧，成为厚2.0mm的冷轧板。

此外，对于该各冷轧板，各例均共通，以连续式的热处理设备反绕，一边卷取，一边连续地进行调质处理(T4)。具体来说，使截止到500℃的平均加热速度为10℃/秒，在达到540℃的目标温度后保持20秒而进行固溶处理，之后，进行平均冷却速度为100℃/秒的水冷，冷却至室温。紧接该冷却之后，以表2所示的温度(℃)、保持时间(hr)，进行预时效处理。预时效处理后进行缓冷(放冷)。

从这些调质处理后进行100天室温放置后的各最终制品板上，切下供试板(坯料)，测量、评价由各供试板的所述固溶Mg量和固溶Si量规定的组织和特性。这些结果显示在表2。

(固溶Mg量と固溶Si量的測定)

所述各供试板的固溶Mg量和固溶Si量的测量，通过利用热酚的残渣萃取法，熔化作为测量对象的板的试料，用筛孔为0.1μm的过滤器将固液进行过滤分离，将分离的溶液中的Mg和Si的含量，分别作为固溶Mg量和固溶Si量进行测量。

由热酚进行的残渣萃取法，具体来说以如下方式进行。首先，在分解烧瓶加入酚而加热后，将作为测量对象的各供试板试料移入该分解烧瓶中进行加热分解。其次，加热苯甲醇后，由所述过滤器进行吸滤，将固液进行过滤分离，定量分析分离的溶液中的Mg和Si的合计含量。在此定量分析中，适宜使用原子吸光分析法(AAS)和电感耦合等离子体发射光谱法(ICP－OES)等。在所述吸滤中，如前述，使用筛孔(捕集粒径)为0.1μm，的膜滤器。该测量和计算，对于从所述供试板的板宽方向的中央部1处，和从该中央部向板宽方向的两端部2处共计3处提取的各3个试料进行，使各试料的Mg、Si的固溶量(质量％)平均化。然后，由其固溶Si量和固溶Mg量，计算固溶Mg量和固溶Si量之和，固溶Si量与固溶Mg量之比(固溶Si/固溶Mg)。

(涂装烘烤硬化性)

作为所述供试板的机械的特性，这些各供试板分别共通，在模拟了弯曲加工的2％的拉伸后，通过拉伸试验求得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，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，是从所述各供试板，分别提取JISZ2201的5号试验片(25mm×50mmGL×板厚)，在室温下进行拉伸试验。使这时试验片的拉伸方向为轧制方向的直角方向。拉伸速度截止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，分别以平均值计算出。还有，对于所述BH后的屈服强度测量用的试验片，在利用此拉伸试验机对该试验片施加模拟板的冲压成形的2％的预应变后，进行所述BH处理。

(弯曲加工性)

弯曲加工性对于所述各供试板进行。试验沿轧制方向取长轴，制成宽30mm×长35mm的试验片，依据JISZ2248，施加2000kgf的载荷，以弯曲半径2.0mm进行90°的V形弯曲。

目视观察该V形弯曲部的粗糙、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し，6点以上为合格。(表2中只记述合格与否(○×))9：无裂纹，无粗糙，8：无裂纹，稍有粗糙，7：无裂纹，有粗糙，6：稍有微小的裂纹，5：有微小的裂纹，4：遍布微小的裂纹，3：有大的裂纹，2：有大的裂纹，即将断裂，1：断裂。

如表1、2分别所示，发明例1～8，在本发明的成分组成范围内，且在优选的条件范围制造。因此，这些各发明例，如表2所示，如本发明规定，通过用热酚的残渣萃取法分离的溶液中的固溶Mg量和固溶Si量均为0.6％以上，这些固溶Mg量和固溶Si量之和为1.4％以上，并且，这些固溶Si量与固溶Mg量之比(固溶Si/固溶Mg)为0.8～1.2。

其结果是，各发明例1～8，即使在室温时效后，如表2所示，BH后的0.2％屈服强度仍高，为高强度，弯曲加工性也优异。

相对于此，表2的比较例9～14，使用与表1的发明例相同的合金例1。但是，这些各比较例如表2所示，均热温度、热粗轧的最低温度、热终轧的结束温度、固溶处理的保持温度和时间、平均冷却速度、预时效处理的温度和保持时间等的制造条件，脱离优选的条件。其结果是，固溶Mg量和固溶Si量脱离本发明所规定的范围，与作为相同的合金组成的发明例1相比，室温时效后的BH性和弯曲加工性差。

其中，比较例9其热粗轧的最低温度和热终轧的结束温度过低。因此，固溶Mg量和固溶Si量之和脱离下限而变得过少，另一方面，固溶Si量与固溶Mg量之比(固溶Si/固溶Mg)脱离上限而过多，BH性低，BH后的0.2％屈服强度过低。

比较例10其热粗轧的最低温度过低。因此，固溶Mg量，和固溶Mg量和固溶Si量之和脱离下限而过少，另一方面，(固溶Si/固溶Mg)脱离上限而过多，BH性低，BH后的0.2％屈服强度过低。

比较例11其固溶处理的保持温度过低。因此，固溶Mg量、固溶Si量、固溶Mg量和固溶Si量之和脱离下限而过少，BH性低，BH后的0.2％屈服强度过低。

比较例12其固溶处理的保持时间过短。因此，固溶Mg量，固溶Si量，固溶Mg量和固溶Si量之和脱离下限而过少，BH性低，BH后的0.2％屈服强度过低。

比较例13其固溶处理后的平均冷却速度过小。因此，固溶Mg量，固溶Mg量和固溶Si量之和脱离下限而过少，另一方面，(固溶Si/固溶Mg)脱离上限而过多，BH性低，BH后的0.2％屈服强度过低。

比较例14其均热温度和热粗轧的最低温度过低。因此，固溶Mg量，及固溶Mg量和固溶Si量之和过少，另一方面，(固溶Si/固溶Mg)脱离上限而过多，BH性低，BH后的0.2％屈服强度过低。另外，弯曲加工性也低。

表2的比较例15～20虽然在优选的条件范围制造，但是使用表1的合金编号10～15，必须元素的Mg、Si、Mn、Fe的含量分别脱离本发明范围。因此，这些比较例如表2所示，固溶Mg量や固溶Si量，或其关系脱离本发明规定的范围，与发明例相比，BH后的强度差。

其中，在比较例16、18中，粗大的晶化物和析出物形成，热轧中大幅的板裂纹发生，板的制造本身不能进行，不能评价组织和特性。

比较例15是表1的合金10，Mg过少。

比较例16是表1的合金11，Mg过多。

比较例17是表1的合金12，Si过少。

比较例18是表1的合金13，Si过多。

比较例19是表1的合金14，Fe过多。

比较例20是表1的合金15，Mn过多。

因此，由以上的实施例的结果证明，为了在室温时效后，仍不阻碍弯曲加工性，使之高强度化，全面满足本发明所规定的组成和组织有其必要性。

【表1】

【表2】

【产业上的可利用性】

根据本发明，能够提供不阻碍弯曲加工性，而使之高强度化的6000系铝合金板。其结果是，除了面板材以外，还能够将6000系铝合金板的应用扩大为车架、立柱等的骨架材，或保险杠加强材、车门防撞梁等的加强材等的汽车结构构件。

Claims

1.一种高强度铝合金板，其特征在于，是以质量％计，分别含有Mg：0.6～2.0％、Si：0.6～2.0％、Mn：1.0％以下但不含0％、Fe：0.5％以下但不含0％，余量由Al和不可避免的杂质构成的Al－Mg－Si系铝合金板，

作为该板的固溶Mg量和固溶Si量，通过由热酚进行的残渣萃取法分离的溶液中的Mg含量和Si含量均为0.6％以上，该固溶Mg量和固溶Si量之和为1.4％以上，并且该固溶Si量与固溶Mg量之比即固溶Si/固溶Mg为0.8～1.2。

2.根据权利要求1所述的高强度铝合金板，其中，所述铝合金板还含有Cu：1.0％以下但不含0％、Cr：0.3％以下但不含0％、Zr：0.2％以下但不含0％、V：0.2％以下但不含0％、Ti：0.1％以下但不含0％、Zn：0.5％以下但不含0％、Ag：0.2％以下但不含0％、Sn：0.15％以下但不含0％中的一种或两种以上。