CN105838928B - 高强度铝合金板 - Google Patents

Abstract

提供一种不阻碍弯曲加工性而高强度化的、骨架材料或加强材等结构材料用途的6000系铝合金板。为如下这样的组织：使Al‑Mg‑Si系铝合金板的Mg和Si的含量，以满足(Mg含量)+(Si含量)≥1.5％，且0.6≤(Mg含量)/(Si含量)≤2.0的方式平衡，在图1所示的该板的示差扫描热分析曲线中，在230～330℃的温度范围内只存在1个特定高度的放热峰，从而实现即使在室温时效后，也不会阻碍弯曲加工性而实现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轧制板，是在实施固溶处理和淬火处理等的调质之后，对于使用的构件，进行弯曲加工和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Al。

背景技术

近年来，从地球环境等的考虑出发，汽车等车辆的轻量化的社会要求越发高涨。为了应对这样的要求，作为汽车的材料，除了钢板等铁钢材料以外，成形性、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系铝合金板具有必须含有Si、Mg的组成，涂装烘烤硬化性优异，即，成形时以低屈服强度(低强度)下确保成形性，经过成形后的面板的涂装烘烤处理等人工时效(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、立柱等骨架材料或保险杆加强材、车门防撞梁等加强材等汽车结构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，为了让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料或加强材，需要使之进一步高强度化。

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，作为板的微观的组织，提出各种控制Mg-Si系团簇的技术。而且，也提出有各种通过6000系铝合金板的示差扫描热分析曲线(也称为示差扫描量热分析曲线，以下，也称为DSC)的吸热峰和放热峰控制这些Mg-Si系团簇的技术。

例如，在专利文献1中提出，在过剩Si型的6000系铝合金材的含固溶化和淬火处理的调质处理后的DSC中，相当于Si/空位团簇(GPI)的熔化的150～250℃的温度范围内的负的吸热峰高度为1000μW以下，并且使相当于Mg/Si团簇(GPII)的析出的250～300℃的温度范围内的正的放热峰高度为2000μW以下。该铝合金材在抑制室温时效的基础上，予以2％的应变后150℃×20分的低温时效处理时的屈服强度为180MPa以上。

在专利文献2中提出，为了得到低温短时间的BH性，在6000系铝合金板的调质处理后的DSC中，使100～200℃的温度范围内的放热峰高度W1为50μW以上，并且，使200～300℃的温度范围内的放热峰高度W2与所述放热峰高度W1的比W2/W1为20.0以下。

在专利文献3中提出，在DSC中，选择3个(3处)特别涉及BH性的特定的温度范围内的放热峰高度分别加以控制，以提高BH性(烘烤涂装硬化特性)。所谓这3个放热峰，是230～270℃的峰A、280～320℃的峰B、330～370℃的峰C。在其实施例表3的发明例27(表1的合金编号9)中，使所述峰B的高度为20μW/mg以上，最大为31μW/mg左右，并配合使所述峰的比A/B为0.45以下，使C/B为0.6以下，使予以2％的应变后实施170℃×20分的人工硬化处理时的0.2％屈服强度最大为259MPa左右。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2003-27170号公报

专利文献2：日本专利第4117243号公报

专利文献3：日本特开2013-167004号公报

发明要解决的课题

在这些现有的DSC的吸热峰和放热峰的控制中，是以所述面板材为用途，为了提高成形性，而将涂装前的强度控制得很低，因此即使提高涂装时的硬化量(BH性)，BH后的强度以0.2％屈服强度计，仍是低于260MPa的程度，除了所述面板材以外，作为所述骨架材料或加强材则强度不足。

另外，作为所述骨架材料或加强材，虽然不需要像所述面板材这样高的冲压成形性，但是将原材板加工成所述骨架材料或加强材时，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制造，也能够加工成构件。

用于解决课题的手段

为了达成这一目的，本发明的高强度铝合金板的要旨是，其是一种Al-Mg-Si系铝合金板，以质量％计分别含有Mg：0.6～2.0％、Si：0.6～2.0％、Fe：0.5％以下(其中不含0％)，并且满足(Mg含量)+(Si含量)≥1.5％，且0.6≤(Mg含量)/(Si含量)≤2.0，余量由Al和不可避免的杂质构成，其中，在该板的示差扫描热分析曲线中，230～330℃的温度范围内只存在1个放热峰，该放热峰的高度在30～70μW/mg的范围。

发明效果

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，着重审视6000系铝合金板的组成和所述DSC的放热峰的倾向。其结果发现，使特定的温度范围内的放热峰的个数和高度在特定的范围，控制BH时的析出相的发生行为，即使在室温时效后，也不会使弯曲加工性降低，能够使185℃×20分的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。

若根据DSC模拟6000系铝合金板的BH时的析出相的发生行为，则强化相1(β″)和强化相2(β′)的析出的放热峰在作为汽车用面板使用的通常的6000系铝合金板中，在230～330℃的范围内，彼此离得更远地存在。

相对于此，在本发明中，综合性地筹划Mg、Si的组成和制造方法，使强化相1(β″)和强化相2(β′)的析出的放热峰不分离，使彼此的放热峰以相互重叠的方式控制。由此，除了β″以外，也能够使β′在涂装烘烤处理(BH)时大量生成，其结果是，能够显著提高涂装烘烤处理后(BH后)的强度。

因此，本发明能够满足比汽车面板材强度更高的，作为汽车等的骨架材料用或加强材用的要求强度。

附图说明

图1是表示实施例的代表性的示例的DSC的说明图。

具体实施方式

以下，对于本发明的实施的方式，对于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，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，而进行高强度化。

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％、Fe：0.5％以下(其中不含0％)，且满足(Mg含量)+(Si含量)≥1.5％，并且0.6≤(Mg含量)/(Si含量)≤2.0，余量由Al和不可避免的杂质构成。还有，各元素的含量的％的表达全部是质量％的意思。

以下，对于上述6000系铝合金中的各元素的含有范围和意义或允许量进行说明。

Si：0.6～2.0％

Si与Mg一起，在涂装烘烤处理等人工时效处理时，形成有助于强度提高的时效析出物，发挥人工时效硬化能力，是用于得到作为所述骨架材料或加强材用必要的强度(屈服强度)的必须的元素。若Si含量过少，则人工时效处理后的时效析出物量变得过少，强度变低。另一方面，若Si含量过多，则在板的制造时容易发生热轧裂纹。另外，粗大的晶化物和析出物形成，弯曲加工性也显著降低。因此，Si的含量为0.6～2.0％的范围。

Mg：0.6～2.0％

Mg也是与Si一起形成有助于强度提高的时效析出物，发挥人工时效硬化能力，是用于得到高强度(屈服强度)的必须的元素。若Mg含量过少，则人工时效处理后的析出物的析出量变得过少，强度变低。另一方面，若Mg含量过高，则在板的制造时容易发生热轧裂纹。另外，形成粗大的晶化物和析出物，弯曲加工性也显著降低。因此，Mg的含量为0.6～2.0％的范围。

(Mg含量)+(Si含量)≥1.5％

0.6≤(Mg含量)/(Si含量)≤2.0

作为6000系铝合金板的组织，Mg和Si的合计含量即(Mg含量)+(Si含量)、和Mg对于Si的含量的比即(Mg含量)/(Si含量)均对于该板的示差扫描热分析曲线中的相当于Mg/Si团簇(GPII)的析出的230～330℃的温度范围内的放热峰的数量和高度有重大影响。

以采取后述的适当的制造方法为前提，通过使(Mg含量)+(Si含量)为1.5％以上，(Mg含量)/(Si含量)为0.6～2.0的范围，能够使230～330℃的温度范围内的放热峰只存在1个，能够使该放热峰的高度为30～70μW/mg的范围。

因此，优选(Mg含量)+(Si含量)为1.5％以上的尽可能大的，(Mg含量)+(Si含量)低于1.5％时，不能使存在于230～330℃的温度范围内的放热峰仅为1个，或不能使该放热峰的高度为30～70μW/mg的范围。因此，在室温时效后，不能使BH后的强度至少高强度化至260MPa以上，优选为280MPa以上，更优选为300MPa以上。

(Mg含量)+(Si含量)的上限，由所述的板不会发生热轧裂纹而能够制造的限度量决定，(Mg含量)+(Si含量)的上限优选为2.5％。

(Mg含量)/(Si含量)优选为2.0以下的尽可能小的，若高于2.0而变得过大，则即使根据后述适当的制造条件，也难以将DSC的放热峰控制在规定范围内。即，不能使存在于230～330℃的温度范围内的放热峰仅为1个，或不能使该放热峰的高度为30～70μW/mg的范围。因此，在室温时效后，不能使BH后的强度至少高强度化至260MPa以上，优选为280MPa以上，更优选为300MPa以上。

(Mg含量)/(Si含量)的下限，由所述板不会发生热轧裂纹而能够制造的限度决定，因此(Mg含量)/(Si含量)的下限为0.6。

Fe：0.5％以下(其中不含0％)

Fe生成晶化物，成为再结晶晶粒的核，承担着阻止晶粒的粗大化的作用。因此，优选使之含有0.05％以上，但若高于0.5％，则形成粗大的化合物，成为破坏的起点，强度和弯曲加工性降低。因此，Fe的含量为0.5％以下(其中不含0％)。

其他元素

另外，在本发明中，为了使铝合金板高强度化，也可以还含有Mn：0.5％以下(其中不含0％)、Cr：0.3％以下(其中不含0％)、Zr：0.1％以下(其中不含0％)、V：0.1％以下(其中不含0％)、Ti：0.1％以下(其中不含0％)、Cu：1.0％以下(其中不含0％)、Ag：0.1％以下(其中不含0％)、Zn：0.30％以下(其中不含0％)、Sn：0.005～0.15％、中的一种或两种以上。

这些元素因为共同具有使板高强度的效果，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。

Mn、Cr、Zr、V在均质化热处理时生成弥散粒子(弥散相)，这些弥散粒子有妨碍再结晶后的晶界移动的效果，承担着使晶粒微细化而高强度化的作用。另外，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而高强度化的作用。Cu、Zn、Ag对于使人工时效硬化能(BH性)提高有用，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区等的化合物相向晶粒内析出而使之高强度化的效果。Sn具有的效果是，捕获原子空位，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，促进Mg和Si的扩散，提高BH性而进行高强度化。

但是，若这些元素各自含量过大，则形成粗大的化合物等，板的制造困难，强度和弯曲加工性也降低。另外，耐腐蚀性也劣化。因此，使之含有时，为所述各上限值以下的含量。

(示差扫描热分析曲线，示差扫描量热分析曲线，DSC)：

在作为以上这样的组成的基础上，在本发明中，为了保证作为汽车构件等的骨架材料或加强材用的高强度，在该板的示差扫描热分析曲线中，使230～330℃的温度范围内只存在1个放热峰，使该放热峰的高度为30～70μW/mg的范围，优选为35～70μW/mg的范围。

由此，不用大幅改变现有的铝合金组成和制造条件，另外，不会使弯曲加工性降低，而能够使185℃×20分的BH后(烘烤涂装后)的0.2％屈服强度为260MPa以上，优选为280MPa以上，更优选为300MPa以上。

在此，所谓示差扫描热分析曲线(DSC)，是通过基于后述条件的示差扫描热分析，对于所述调质处理后的铝合金板的融化过程中的热的变化进行测量而得到的来自固相的加热曲线。因此，根据该DSC，能够准确地反映或模拟6000系铝合金板的BH时的析出相的发生行为。

更具体地说，在6000系铝合金中，根据人工时效温度不同而生成团簇、GP区、强化相1(β″)、强化相2(β′)、平衡相(Mg₂Si)等各种析出相。其中，为了提高烘烤涂装(人工时效处理)后的强度，有效的是在烘烤涂装时使强化相1(β″)和强化相2(β′)生成。然后，这些β″和β′的BH时(涂装烘烤处理时)的发生行为的变化，可以在所述DSC中进行模拟，这成为本发明中的以DSC进行组织规定的基础。

对于所述强化相1(β″)和强化相2(β′)在DSC中的放热峰而言，作为汽车用面板使用的通常的6000系铝合金板在常规方法的制造中，在230～330℃的范围内彼此更远离地存在。即，现有的β″的放热峰在所述温度范围的中的温度低的前半部的240～260℃邻域大量存在，另一方面，现有的β′的放热峰在所述温度范围的中的温度高的后半部的280～300℃邻域分别存在。作为其典型例，后述图1所示的实施例表2中的比较例11等相当于此。

如这样的汽车用面板用6000系铝合金板，在230～330℃的范围分别(独立或分离)存在2个以上的放热峰，意味着有助于强度的所述强化相1(β″)和强化相2(β′)分散存在，因此BH时的实质的强化相的绝对的(总的)生成量(析出量)变少。换言之，意味着所述强化相1(β″)和强化相2(β′)在DSC中的各个放热峰的高度变大(升高)存在局限。

而且，重要的一点是，例如像所述专利文献3那样，即使降低存在于240～260℃邻域的β″的放热峰的高度，提高存在于310～320℃邻域的β′的放热峰的高度，或者，即使提高此β″和β′在DSC中的各自的放热峰的高度，在此放热峰的高度的比例中，也不太会带来高强度化。即，即使这些放热峰的高度提高，也不会带来比面板材要求更高强度的、汽车等的骨架材料用或加强材用所要求的高强度化。

相对于此，将组成与制法一起改变，在板的轧制后的调质中，改变固溶化和淬火处理后的预时效处理的条件时，发现β″和β′的放热峰彼此的峰的温度差变小，彼此的峰以相互重合的方式发生。

根据本发明人等的认知，β″的放热峰(也称第一个或前半峰)的发生温度，从至此为止的温度低的位置(温度)移动到温度高的270～290℃邻域的位置(温度)。另一侧的β′的放热峰(也称第二个或后半峰)的发生温度，从到此为止的温度高的位置(温度)移动到温度低的290～300℃邻域的位置(温度)。

如此，β″和β′的彼此的放热峰的、相互的峰间的温度差变少，彼此的峰重合、合成而发生时，能够确保提高BH后的屈服强度的人工时效析出物量。即，在本发明中，综合地筹划Mg、Si的组成和制造方法，不使强化相1(β″)和强化相2(β′)的析出的放热峰分离，以使彼此的放热峰相互重叠的方式进行控制。由此，在涂装烘烤处理(BH)时，除了β″以外，还能够使β′也大量生成，能够增加β″和β′的绝对的生成量(析出量)，能够将涂装烘烤处理后(BH后)的强度提高至汽车等的骨架材料用或加强材用所要求的高强度。

在此，在所述DSC中，所谓在230～330℃的温度范围内只存在1个放热峰并且该放热峰高，意思是在示差扫描热分析中或者据此模拟的涂装烘烤时(人工时效硬化处理时)，β″和β′大量生成，意味着在涂装烘烤前的时刻作为β″和β′的核的团簇少。

即，若该放热峰过高，则在涂装烘烤前(人工时效硬化处理前)的时刻作为β″和β′的核的团簇的生成不充分，烘烤涂装前的强度过低，因此不能提高涂装后的强度。因此，230～330℃的温度范围内的单一的放热峰的高度为70μW/mg以下。

另一方面，若该放热峰过低，则意味着在示差扫描热分析中或者据此模拟的涂装烘烤时(人工时效硬化处理时)，生成的β″和β′少。即，在涂装烘烤前(人工时效硬化处理前)的时刻，β″和β′及作为其核的团簇过多生成，涂装烘烤后的BH量变低，并且在烘烤涂装前的弯曲加工时强度变得过高，弯曲加工性劣化。因此，230～330℃的温度范围内的单一的放热峰的高度为30μW/mg以上，优选为35μW/mg以上。

如以上本发明所规定的示差扫描热分析曲线中的放热峰，在Mg和Si充分固溶的状态下如后所述，在冷轧板的固溶化·淬火处理后，能够通过进行高温长时间的预时效处理而取得。

(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。本发明铝合金板的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，为了得到本发明的以DSC规定的组织，如后所述，使固溶化和淬火处理后的预时效处理条件为优选的范围。还有，在其他的工序中，也是用于得到本发明的以DSC规定的组织的优选的条件。如果不是这样的优选的条件，则难以得到本发明的以DSC的规定的组织。

(熔解、铸造冷却速度)

首先，在熔解、铸造工序中，适宜选择连续铸造法、半连续铸造法(DC铸造法)等通常的熔解铸造法，对于在上述6000系成分组成范围内经熔解调整的铝合金熔液进行铸造。在此，为了将团簇控制在本发明的规定范围内，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℃/分以上。

如果不像这样进行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慢。高温区域的平均冷却速度像这样慢时，在该高温区域的温度范围内，粗大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，则没有特别限定，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化·淬火处理后的预时效处理(再加热处理)，仍不能达成所述DSC的放热峰的规定。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，在450℃以上进行热轧，但截止到均质化热处理后的热态下的粗轧制开始，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。至粗轧制开始，铸块的温度下降至550℃以下时，Si和Mg析出，不能确保用于达成所述DSC的放热峰的规定的Si和Mg的固溶量的可能性变高。

(热轧)

热轧根据轧制的板厚，由铸块(板坯)的粗轧制工序和终轧工序构成。在此粗轧制工序和终轧工序中，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。为此，优选进行热粗轧的道次间的粗轧制板最低的温度为450℃以上的热粗轧。在热粗轧中，粗轧制板的温度降低至450℃以下时，Si和Mg析出，不能确保用于达成所述DSC的放热峰的规定的Si和Mg的固溶量的可能性变高。

在这样的热粗轧后，进行结束温度为300～360℃的范围的热终轧。所述均热温度和该终轧的结束温度过低时，在均热和热轧中，Mg、Si系的化合物生成，与添加的Mg、Si组成的Mg/Si比较，固溶Mg/Si的平衡发生变化，在230～330℃的温度范围内容易生成2个以上的多个放热峰，难以将烘烤涂装后的强度提高至所述期望的值。

(热轧板的退火)

该热轧板在冷轧前不需要退火(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60％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。

(固溶化和淬火处理)

冷轧后进行固溶处理，并继而进行至室温的淬火处理。在该固溶化淬火处理中，可以使用通常的连续热处理线。但是，由于期望得到Mg、Si等的各元素的充分的固溶量，以及使晶粒更微细，所以优选在以5℃/秒以上的加热速度加热至520℃以上且熔融温度以下的固溶处理温度，并保持0.1～20秒的条件下进行。

另外，从抑制使弯曲加工性降低的粗大的晶界化合物形成的观点出发，优选从固溶化温度至室温的淬火停止温度的平均冷却速度为20℃/s以上。若固溶处理后至室温的淬火处理的平均冷却速度小，则冷却中生成粗大的Mg₂Si和单体Si，弯曲加工性劣化。另外，固溶化后的固溶量降低，BH性降低。为了确保该冷却速度，淬火处理分别选择风扇等空冷、喷雾、喷水、浸渍等水冷手段和条件。

(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小时以内对冷轧板进行预时效处理(再加热处理)。至室温的淬火处理结束后，若截止到预时效处理开始(加热开始)的室温保持时间过长，则由于室温时效而生成易熔解的团簇，难以形成本发明的以DSC规定的放热峰。因此，该室温保持时间越短越好，而固溶化和淬火处理与再加热处理也可以几乎没有时间差地连续，下限的时间没有特别设定。

该预时效处理，使60～120℃的保持时间为10小时以上，40小时以下而进行保持。由此，可形成本发明的DSC中规定的放热峰。

若预备时效温度低于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，析出核的生成不充分，230～330℃的温度范围内的放热峰的峰高度变大而高于70μW/mg，烘烤涂装后的屈服强度容易变低。

另一方面，若预备时效条件高于120℃或超过40小时，析出核的生成量过多，在示差扫描热分析曲线中，230～330℃的温度范围内的放热峰的峰高度不足30μW/mg，容易变低，其结果是，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、后述的主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，分别制造本发明的以DSC规定的组织不同的6000系铝合金板。然后，分别测量评价板制造后在室温下保持100天后的As屈服强度、BH性(涂装烘烤硬化性)和弯曲加工性。这些结果显示在表1、2中。

具体的所述分别制作的方法，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、预时效处理的温度和保持时间等条件进行各种改变而进行。在此，在表1中的各元素的含量的显示中，将各元素的数值作为空白的显示表示其含量在检测界限以下。

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均用DC铸造法进行熔解。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。接着，对于铸块，各例均以表2所示的温度条件，均进行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，各例均共通地继续进行终轧，各例均以表2所示的结束温度热轧至厚度5.0mm，作为热轧板。对于热轧后的铝合金板，各例均共通地实施500℃×1分的粗退火后，无冷轧道次途中的中间退火而进行加工率60％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卷绕，一边卷取，一边连续地进行调质处理(T4)。具体来说，使截止至500℃的平均加热速度为10℃/秒，到达540℃的目标温度后保持5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切出供试板(坯料)，测量、评价各供试板的所述DSC、特性。这些结果显示在表2中。

(DSC)

测量所述供试板的板厚中央部的10处组织的所述DSC，以这10处的平均值，在该板的DSC(示差扫描热分析曲线)中，对于存在于230～330℃的温度范围的放热峰进行测量。这种情况下，在该温度范围放热峰有2个时，求得此各个放热峰的峰高度(μW/mg)。

在这些所述供试板的各测量位置的示差扫描热分析中，以试验装置：精工电子制DSC220G、标准物质：铝、试料容器：铝、升温条件：15℃/min、气氛：氩(50ml/min)、试料重量：24.5～26.5mg的相同条件分别进行，使所得到的示差扫描热分析的轮廓线(μW)除以试料重量而进行标准化(μW/mg)后，在所述示差扫描热分析轮廓线的0～100℃的区间，将示差扫描热分析的轮廓线达到水平的区域作为0的基准水平，测量距该基准水平的放热峰高度。这些结果显示在表2中。

(涂装烘烤硬化性)

作为所述供试板的机械特性，通过拉伸试验求得0.2％屈服强度(As屈服强度)。另外，这些各供试板均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。使这时的试验片的拉伸方向为轧制方向的垂直方向。拉伸速度截止至0.2％屈服强度为5mm/分，屈服强度以后为20mm/分。机械特性测量的N数为5，分别以平均值计算。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)

对于所述各供试板进行弯曲加工性评价。试验将沿轧制方向作为长轴，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字弯曲。

目测观察该V形弯曲部的表面粗糙、微小的裂纹、大的裂纹的发生等的表面状态，按以下的9～1的基准进行目测评价，数值越大，弯曲性越好，6以上为合格。

9：无裂纹，无表面粗糙，8：无裂纹，稍有表面粗糙，7：无裂纹，有表面粗糙，

6：稍有微小的裂纹，5：有微小的裂纹，4：整面有微小的裂纹，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，DSC如本发明中规定，在230～330℃的温度范围内只存在1个放热峰，该放热峰的高度在规定范围内。

其结果是，如表2所示，各发明例即使在室温时效后，BH性仍优异，弯曲加工性也优异。

相对于此，表2的比较例1～5使用与表1的发明例相同的合金例1。但是，如表2所示，这些各比较例的均热温度、热粗轧的最低温度、热终轧的结束温度、预时效处理的温度和保持时间等制造条件脱离优选的条件。其结果是，DSC脱离本发明规定的范围，与相同的合金组成的发明例1相比，室温时效后的BH性或弯曲加工性的任意一项差或二者均差。

其中，比较例1的均热温度、热粗轧的最低温度、热终轧的结束温度等过低。因此，在230～330℃的温度范围内生成两个放热峰，BH性比较低，BH后的0.2％屈服强度过低。

比较例2，预时效处理的温度过低。因此，存在于230～330℃的温度范围内的放热峰虽有一个，但峰高度过高，BH后的0.2％屈服强度过低。

比较例3，预时效处理的温度过高。因此，存在于230～330℃的温度范围内的放热峰虽有一个，但峰高度过低，BH后的0.2％屈服强度高，但弯曲加工性过低。

比较例4，预时效处理的保持时间过短。因此，存在于230～330℃的温度范围内的放热峰虽有一个，但峰高度过高，BH后的0.2％屈服强度过低。

比较例5，预时效处理的保持时间过长。因此，存在于230～330℃的温度范围内的放热峰虽有一个，但峰高度过低，BH后的0.2％屈服强度高，但弯曲加工性过低。

表2的比较例6～13虽然包括所述预时效处理条件在内均在优选的范围进行制造，但分别使用表1的合金编号10～17，合金组成分别脱离本发明范围。

因此，这些比较例如表2所示，其结果是，DSC等脱离本发明所规定的范围，与发明例相比，室温时效后的BH性或弯曲加工性的任意一项差或二者均差。

比较例6是表1的合金10，Mg过少，(Mg含量)/(Si含量)脱离下限。因此，因此，在230～330℃的温度范围内生成2个放热峰，BH性比发明例差。

比较例7是表1的合金11，Si过少，(Mg含量)/(Si含量)脱离上限。因此，在230～330℃的温度范围内生成2个放热峰，BH性比发明例差。

比较例8是表1的合金12，Si过多。因此，发生热轧裂纹，不能制造轧制板。

比较例9是表1的合金13，(Mg含量)+(Si含量)脱离下限。因此，BH性比发明例差。

比较例10是表1的合金14，(Mg含量)/(Si含量)脱离下限。因此，230～330℃的温度范围内生成2个放热峰，BH性比发明例差。

比较例11是表1的合金15，Mg含量和(Mg含量)/(Si含量)脱离下限。因此，230～330℃的温度范围内生成2个放热峰，BH性比发明例差。

比较例12是表1的合金16，Fe含量过多而超出上限。因此，BH性和弯曲加工性比发明例差。

比较例13是表1的合金17，Mn的含量过多而超出上限。因此，BH性和弯曲加工性比发明例差。

从这些发明例、比较例选择的DSC显示在图1中。在图1中，粗实线表示表2的发明例2，点线表示表2的比较例11，虚线(点划线)表示表2的比较例6。

由以上的实施例的结果证实，为了即使在室温时效后也不会阻碍弯曲加工性，使185℃×20分的BH后的0.2％屈服强度高强度化至260MPa以上，优选为280MPa以上，更优选为300MPa以上，存在完全满足本发明所规定的组成和DSC的各条件的必要性。

【表1】

【表2】

产业上的可利用性

根据本发明，能够提供一种不阻碍弯曲加工性而高强度化的6000系铝合金板。其结果是，除了面板材以外，还能够作为车架、立柱等骨架材料或保险杆加强材、车门防撞梁等加强材等汽车结构构件，扩大了6000系铝合金板的应用。

Claims (2)

1.一种高强度铝合金板，其特征在于，其为以质量％计分别含有Mg：0.6～2.0％、Si：0.6～2.0％、Fe：0.5％以下且不含0％，并且满足(Mg含量)+(Si含量)≥1.5％，且0.6≤(Mg含量)/(Si含量)≤2.0，余量由Al和不可避免的杂质构成的Al-Mg-Si系铝合金板，在该板的示差扫描热分析曲线中，在230～330℃的温度范围内只存在1个放热峰，该放热峰的高度为30～70μW/mg的范围，

其中，在所述板的各测量位置的示差扫描热分析中，以试验装置：精工电子制DSC220G、标准物质：铝、试料容器：铝、升温条件：15℃/min、气氛：50mL/min的氩、试料重量：24.5～26.5mg的相同条件分别进行，将所得到的示差扫描热分析的轮廓线除以试料重量而进行标准化后，在所述示差扫描热分析轮廓线中的0～100℃的区间，以示差扫描热分析的轮廓线达到水平的区域作为0的基准水平，测量距该基准水平的放热峰高度，

其中，所得到的示差扫描热分析的轮廓线的单位为μW，进行标准化后的单位为μW/mg。

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Mn：0.5％以下且不含0％、Cr：0.3％以下且不含0％、Zr：0.1％以下且不含0％、V：0.1％以下且不含0％、Ti：0.1％以下且不含0％、Cu：1.0％以下且不含0％、Ag：0.1％以下且不含0％、Zn：0.30％以下且不含0％、Sn：0.005～0.15％中的一种或两种以上。