CN106574327A

CN106574327A - 成形用铝合金板

Info

Publication number: CN106574327A
Application number: CN201580043418.3A
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: 2014-08-27
Filing date: 2015-08-27
Publication date: 2017-04-19
Also published as: WO2016031937A1; US20170233853A1; JP6224550B2; JP2016047949A; KR20180095117A; KR20170029633A

Abstract

本发明涉及一种成形用铝合金板，其特征在于，其是以质量％计分别包含Mg：0.2～2.0％、Si：0.3～2.0％及Sn：0.005～0.3％且余量由Al及不可避免的杂质构成的Al－Mg－Si系铝合金板，作为上述铝合金板的组织，使用500倍的SEM测定时的圆当量直径为0.3～20μm的范围的化合物的平均数密度为超过0个/mm²且5000个/mm²以下，在利用上述SEM测定的化合物中，利用X射线光谱装置所识别的包含0.5质量％以上的Sn的化合物的平均个数比例为0％以上且不足50％。本发明的成形用铝合金板可以发挥高BH性和良好的加工性。

Description

成形用铝合金板

技术领域

本发明涉及一种成形用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，其是指在实施了固溶处理和淬火处理等调质之后且在进行烘烤涂装硬化处理之前的铝合金板。另外，在以下的记载中也将铝称作Al。

背景技术

近年来，考虑到地球环境等，汽车等车辆的轻量化的社会要求越来越高。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，代替钢板等的钢铁材料，成形性和烘烤涂装硬化性优异且更轻量的铝合金材的应用正在增加。

其中，研究了在汽车的引擎罩、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)等面板中使用Al－Mg－Si系的AA至JIS 6000系(以下，也简称为6000系)铝合金板作为薄壁且高强度铝合金板。

该6000系铝合金板必须含有Si、Mg，特别是过量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，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，以提高屈服强度，从而具有能够确保作为面板所需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，与Mg量等合金量多的其他5000系铝合金等相比，6000系铝合金板的合金元素量较少。因此，在将这些铝合金板的废料作为铝合金熔化材(熔解原料)进行再利用时，容易得到原来的6000系铝合金铸锭，再循环性也优异。

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，在引擎罩和车门等大型的外面板中，通过胀出等的冲压成形，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系铝合金具有具备优异的BH性的优点，而另一方面，其具有室温时效性，在固溶淬火处理后利用室温保持而发生时效硬化，使强度增加，由此存在对面板的成形性、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，即使在制造之后经过1个月后能够无问题地进行成形，在经过3个月后也会有卷边加工时产生裂纹等问题。因此，在汽车面板用、特别是外面板用的6000系铝合金板中需要抑制长达1～4个月左右的较长期的室温时效。

进而，还会产生以下问题：在此种室温时效大的情况下，BH性降低，利用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，屈服强度仍无法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、特别是含有元素所形成的化合物(结晶物、析出物)的观点出发，就实现成形性和BH性的提高、或室温时效的抑制等的特性提高而提出了各种技术方案。最近，还提出了直接测定尤其对6000系铝合金板的BH性和室温时效性产生影响的团簇(原子集合体)来进行控制的尝试等。

另外，作为与本发明的Sn的添加相关的现有专利，也提出了大量在6000系铝合金板中积极地添加Sn而抑制室温时效和提高烘烤涂装硬化的方法。例如，在专利文献1中兼备如下方法：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，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中提出了通过添加具有经时变化抑制效果的Sn和提高成形性的Cu而提高成形性、BH性、耐腐蚀性的方法。

现有技术文献

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

发明内容

发明要解决的课题

但是，即使是以往的积极添加了Sn的Al－Mg－Si系铝合金板，在兼具长时间的室温时效后的良好的成形性和高BH性上也尚有改善的余地。

鉴于此种课题，本发明的目的在于提供即使经过长时间的室温时效后的车身底部部件涂装烘烤处理也能发挥高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的要旨在于提供一种如下的成形用铝合金板，其是以质量％计分别包含Mg：0.2～2.0％、Si：0.3～2.0％及Sn：0.005～0.3％且余量由Al及不可避免的杂质构成的Al－Mg－Si系铝合金板，作为上述铝合金板的组织，使用500倍的SEM测定时的圆当量直径为0.3～20μm的范围的化合物的平均数密度为超过0个/mm²且5000个/mm²以下，在利用上述SEM测定的化合物中，利用X射线光谱装置所识别的包含0.5质量％以上的Sn的化合物的平均个数比例为0％以上且不足50％。

发明效果

Sn具有如下效果：通过在Al－Mg－Si系铝合金板的组织中于室温捕获(捕捉、trap)原子空穴，从而抑制在室温的Mg或Si的扩散，抑制在室温的强度增加，在板成形为面板时提高卷边加工性、深拉加工、胀出加工等冲压成形性(以下，也以该冲压成形性为代表而称作卷边加工性)。而且，由于在面板的涂装烘烤处理等人工时效处理时会释放所捕获的空穴，因此反而促进Mg或Si的扩散，可以提高BH性。

但是，根据本发明人等的见解，在此种Sn的添加时会产生由Sn特有的特性带来的较大制约。Sn的原子空穴的捕获、释放效果最初通过使Sn固溶于基材而发挥。然而，Sn在基材中的固溶量极少(低)，利用通常的板的制造方法，即使将Sn的添加量抑制在理论固溶量以下，其大部分也不固溶而以化合物的形式晶化或析出。在这样以化合物形式晶化或析出的Sn中没有原子空穴的捕获、释放效果。

因此，在本发明中，板的制造方法也是经过复查后，如后述那样对中间退火等的制造条件下工夫，控制所含有的Sn的存在状态，抑制Sn以化合物形式的析出，促进Sn在基材中的固溶，确保Sn的固溶量。由此，利用由Sn的原子空穴的捕获、释放效果带来的时效抑制，充分发挥卷边加工性、BH性的提高效果。

由此，即使在板制造后例如进行100天的长时间室温时效的情况下，也可以提供能够发挥更高的成形性、BH性的加入有Sn的Al－Mg－Si系铝合金板。

顺便说一下，以往的加入Sn的Al-Mg-Si系铝合金板不能充分发挥此种Sn的效果。

其理由推测为：以往常常着眼于作为主要元素的Mg、Si的固溶或析出，但是对于仅为选择性的添加元素之一的Sn的固溶、析出的存在形态并不怎么关注。另外，利用常规方法制造的板的Sn的存在形态为以化合物形式的晶化或析出(以下也简称为析出)。与此不同，还推测其理由在于：使Sn固溶本身较难，Sn的固溶状态为极为稀少的存在形态，因此不易对由Sn的固溶所发挥的效果有所了解。

具体实施方式

以下，对于本发明的实施方式按照要件进行具体说明。

(化学成分组成)

首先，对本发明的Al－Mg－Si系(以下也称作6000系)铝合金板的化学成分组成如下进行说明。本发明的对象物6000系铝合金板作为上述的汽车的外板用的板等而被要求具有优异的成形性、BH性、强度、焊接性和耐腐蚀性等诸多特性。即，即使是在上述调质处理后进行100天的长期室温时效的板，也要求As屈服强度为110MPa以下、BH(烘烤硬化)性以屈服强度差计为100MPa以上、卷边加工性在实施例中按照后述的评价基准为2以上等对汽车面板等的冲压成形性、卷边加工性也优异，并且BH性也优异。

为了满足此种要求，作为前提的铝合金板的组成为以质量％计分别包含Mg：0.2～2.0％、Si：0.3～2.0％及Sn：0.005～0.3％且余量由Al及不可避免的杂质构成的组成。予以说明，各元素的含量的％表述总是指质量％。另外，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，关于各化学成分的含量，有时将“X％以下(但是，不包括0％)”表示为“超过0％且X％以下”。

本发明的对象物6000系铝合金板优选为BH性更优异、Si与Mg的质量比Si/Mg为1以上这样的过量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，以提高屈服强度，从而具有能够确保所需强度的优异时效硬化能力(BH性)。其中，过量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，除这些Mg、Si以外的其他元素为杂质或可包含的元素，且为依据AA乃至JIS标准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，作为合金的熔炼原料，不仅会使用高纯度Al锭，而且还会大量使用包含大量除Mg、Si以外的其他元素作为添加元素(合金元素)的6000系合金、其他铝合金废料、低纯度Al锭等，此时，必然会以实质量混入下述所示的其他元素。而且，非要减少这些元素的精炼本身会使成本上升，需要允许含有一定程度的量。另外，即使以实质量含有这些元素，也存在不会阻碍本发明目的和效果的的有用的含有范围。

因此，在本发明中，允许分别以按照以下规定的AA乃至JIS标准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选自Mn：1.0％以下(但是，不包括0％))、Cu：1.0％以下(但是，不包括0％))、Fe：1.0％以下(但是，不包括0％))、Cr：0.3％以下(但是，不包括0％))、Zr：0.3％以下(但是，不包括0％))、V：0.3％以下(但是，不包括0％))、Ti：0.05％以下(但是，不包括0％))、Zn：1.0％以下(但是，不包括0％))及Ag：0.2％以下(但是，不包括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的含量多，则容易生成较粗大的化合物，并且容易使本发明中成为课题的卷边加工性(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含量分别优选为0.2％以下、更优选为0.1％以下。

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：0.3～2.0％

Si是在固溶强化和涂装烘烤处理等的人工时效处理时作为主要元素来形成有助于强度提高的Mg－Si系析出物而发挥时效硬化能力、并且是用于得到作为汽车的外面板所需的强度(屈服强度)而必须的元素。另外，为了在成形为面板后的涂装烘烤处理中发挥优异的时效硬化能力，优选为Si/Mg质量比为1.0以上、与一般所说的过量Si型相比而使Mg中更过量地含有Si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性显著降低。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为0.3～2.0％的范围。更优选的下限值为0.6％，更优选的上限值为1.4％。

Mg：0.2～2.0％

Mg也是在固溶强化和涂装烘烤处理等人工时效处理时作为主要元素来形成有助于强度提高的Mg－Si系析出物而发挥时效硬化能力、并且是用于得到作为面板所需的屈服强度而必须的元素。若Mg含量过少，则Mg－Si系析出物的生成量不足，因此BH性显著降低。因此，无法得到作为面板所需的屈服强度。另一方面，若Mg含量过多，则形成粗大的结晶物和析出物，弯曲加工性显著降低。因此，Mg的含量为0.2～2.0％的范围。更优选的下限值为0.3％，更优选的上限值为1.0％。

Sn：0.005～0.3％

Sn是必须的元素，其具有以下效果：通过在室温下捕获原子空穴，从而抑制在室温下的Mg、Si的扩散，长期抑制室温下的强度增加(室温时效)，该室温时效后的板冲压成形为面板时使冲压成形性、尤其卷边加工性提高。而且，另一方面，由于在所成形的面板的涂装烘烤处理等人工时效处理时会释放所捕获的空穴，因此反而促进Mg或Si的扩散，可以提高BH性。

若Sn的含量过少，则无法抑制在室温的强度增加，屈服强度变高，不仅卷边加工性变差，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的含量为0.005～0.3％的范围。更优选的下限值为0.01％，更优选的上限值为0.2％。

但是，这些Sn的效果最初通过固溶Sn而发挥。因此，在本发明中，如后述所示，在特定的范围的尺寸的化合物中，规定包含一定量以上的Sn的化合物的个数比例而确保Sn的所需固溶量。

因此，在Sn的固溶这一点上，本发明的含有Sn的Al－Mg－Si系铝合金板的组织和特性与不含有Sn的Al－Mg－Si系铝合金板相比均有较大不同。另外，即使是同样(同量的)含有Sn的Al－Mg－Si系铝合金板，若中间退火等的制造条件不同，则Sn的固溶量也不同，在通常的板的制造条件(常法)下，Sn容易以化合物形式析出，固溶量显著变低(变少)，因此其组织彼此大不相同。因此，即使同样(同量的)含有Sn，也未必得到像本发明那样具有以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)

以下对本发明的6000系铝合金板的组织进行说明。

化合物的平均数密度：

首先，作为板的组织，使用500倍的SEM测定时的圆当量直径为0.3～20μm的范围的化合物的平均数密度为5000个/mm²以下(不包括0个/mm²)、即超过0个/mm²且5000个/mm²以下，优选为4500个/mm²以下(不包括0个/mm²)，更优选为4000个/mm²以下(不包括0个/mm²)。

若圆当量直径为0.3μm以上的化合物的数密度降低至5000个/mm²以下，则成形时的板的组织中的断裂的起点减少，卷边加工性提高。进而，固溶Mg量和固溶Si量增加，在BH处理时生成而有助于高强度化的Mg－Si系析出物的生成量增加，因此BH性也提高。另一方面，若圆当量直径为0.3μm以上的化合物的数密度超过5000个/mm²，则成形时的板的组织中的断裂的起点增加，卷边加工性、深拉、胀出等冲压成形性降低。进而，固溶Mg量和固溶Si量减少，在BH处理时生成而有助于高强度化的Mg－Si系析出物的生成量不足，BH性也降低。

在卷边加工时是否能够形成断裂的起点依赖于化合物的大小(尺寸)，圆当量直径越大于0.3μm，也容易形成断裂的起点，并不依赖于其组成。但是，圆当量直径超出规定的上限值即20μm这样的粗大化合物显著阻碍板的基本的力学特性、品质。因此，在通常的板的制法、品质管理中，极力以此种不存在粗大化合物的方式来制造，就基于SEM的测定范围而言没有意义。因此，本发明中规定的化合物的圆当量直径为0.3～20μm的范围，与化合物的组成无关。顺便说一下，本发明中规定的化合物的圆当量直径是指与不定形的化合物具有相同面积的圆的直径，一直以来作为准确且再现性良好地测定或规定化合物的大小的方法被广泛使用。

若从减少卷边加工时的断裂的起点、确保Sn的固溶量来看，则圆当量直径为0.3～20μm的范围的化合物的平均数密度越小越优选，在实际的制造中，从板的有效的制造方法的制造界限出发，完全无法为0个/mm²。因此，圆当量直径为0.3～20μm的范围的化合物的平均数密度的本发明规定的下限不包括0个/mm²，若从在板的有效的制造中界限出发，则其下限为100个/mm²左右。

予以说明，利用500倍的SEM在板组织中观察到的化合物在以黑白的图像进行观察时为以散布在组织中的白色的粒子的形式被观察到的Al－Fe系、Al－Fe－Mn系、Al－Fe－Mn－Si系等、Al－Si－Sn系等包含Sn的多种化合物(析出物、结晶物)。另外，Mg－Si系的化合物有时也会在各处看到少量散布在组织中的黑色的粒子。这样，根据铝合金板的组成，而使化合物的组成多种多样，难以限定为特定的组成，这一点也是与本发明中规定的化合物的组成无关的理由。

Sn固溶量的基准：

在本发明中，其特征在于确保用于发挥Sn的效果所需的Sn的固溶量。作为确保该Sn的固溶量的基准(标准)，在利用上述SEM测定的圆当量直径为0.3～20μm的范围的化合物中，利用X射线光谱装置所识别的包含0.5质量％以上的Sn的化合物的平均个数比例为不足50％(包括0％)、即0％以上且不足50％，优选为不足40％(包括0％)、更优选为不足30％(包括0％)。予以说明，Sn的含量不足0.5％的化合物并不是包含作为Sn固溶量的基准的Sn的化合物的测定对象。顺便说一下，若Sn的含量不足0.5质量％的包含极微量的Sn的化合物也作为测定对象，则就连包含比X射线光谱装置的测定误差更小的Sn的化合物也能检测到，存在上述大小的范围的化合物均成为测定对象的可能性。这并不能称得上是准确地反映Sn的固溶量，因此从相关性、再现性的方面出发，对化合物的Sn的含量设置0.5质量％以上的下限值。

在圆当量直径为0.3～20μm的范围的、利用SEM测定的全部的化合物的个数中，包含0.5质量％以上的Sn的化合物的个数(平均个数)的比例不足50％表示：析出的Sn少，Sn的固溶量是能够发挥所添加的Sn的上述效果的充足的量。另一方面，若包含0.5质量％以上的Sn的化合物的个数(平均个数)的比例为50％以上，则表示：析出的Sn变多，Sn的固溶量是不能发挥所添加的Sn的上述效果的很少的量。

本发明的、特定尺寸的化合物中的包含特定量以上的Sn的化合物的个数比例这一间接的Sn固溶量的测定能够再现性良好且简便地评价Sn的固溶量。

另外，基于该包含Sn的化合物的个数比例的Sn固溶量的评价虽然是间接的测定方法，但是若圆当量直径为0.3～20μm的范围的包含0.5质量％以上的Sn的化合物为测定的对象，则与固溶的Sn所发挥的效果密切相关。即，固溶的Sn所发挥的效果与利用X射线光谱装置识别是否含有0.5质量％以上Sn的、包含Sn的化合物的个数(平均个数)的比例密切相关。这一点可以通过后述的实施例加以证实。

如上述规定所示，包含0.5质量％以上的Sn的化合物的平均个数的比例不足50％，确保Sn的固溶量而首次发挥由在室温的原子空穴的捕获所致的室温下的Mg、Si的扩散的抑制、长期抑制室温下的强度增加(室温时效)的效果。其结果为：在该室温时效后的板冲压成型为面板时冲压成形性、尤其卷边加工性提高。另外，在所成形的面板的涂装烘烤处理等人工时效处理时还发挥释放上述捕获的空穴的效果，促进Mg或Si的扩散，可以提高BH性。

关于包含0.5质量％以上的Sn的化合物的个数(平均个数)的比例的下限，理论上在Sn全部固溶时，包含Sn的化合物的个数为0个，即为0％的情况。但是，如后述的板的制法所示，利用常规方法容易析出Sn，一旦析出的Sn很难再度固溶。因此，若忽视制造的效率，则包含Sn的化合物的个数比例也可以为0％，但是由有效的(工业上的)制造界限得到的包含Sn的化合物的个数(平均个数)的比例的下限为0.1％左右。

化合物的测定：

圆当量直径为0.3～20μm的范围的化合物的数密度利用500倍的SEM的测定对距供试板的表面的板厚方向1/4部的任意的10个部位的点进行(抽取10个试样)，将这些各试样的各数密度平均化而得到平均数密度(个/mm²)。后述的包含0.5质量％以上的Sn的化合物的个数比例的测定也伴随该SEM的测定来进行，同样将各试样的个数比例平均化而得到平均的个数比例(％)。具体而言，对刚调质处理后的供试板的板厚方向的直角截面，通过距表面板厚方向1/4部的任意的点，对与板表面平行的面，使用500倍的SEM(Scanning ElectronMicroscope)进行测定。关于试样，从上述部位抽取10个试样，对板截面试样表面进行机械研磨，利用机械研磨磨掉从板表面起约0.25mm，再进行抛光研磨，准备对表面调整后的试样。接着，利用反射电子图像，采用自动解析装置测定上述圆当量直径范围的化合物的个数，计算数密度。测定部位为试样研磨表面，每1个试样的测定区域为240μm×180μm。

另外，包含Sn的化合物的个数比例的测定中使用的X射线光谱装置公知采用能量色散型X射线光谱法(Energy Dispersive X－ray Spectroscopy)的分析装置，通常称作EDX。该X射线光谱装置通常附属于本发明所使用的SEM，并且被广泛用于所观察的化合物的组成等的定量分析。利用该X射线光谱装置，测定在利用上述SEM测定的圆当量直径为0.3～20μm的范围的化合物的全部个数中被识别为包含Sn的化合物的个数，并对上述10个试样测定结果平均化，计算平均个数比例。

(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，再实施固溶淬火等调质处理而制造。

但是，在这些制造工序中，为了使Sn固溶、成为规定的包含Sn的化合物的个数(平均个数)的比例，如后述所示，除控制铸造时的平均冷却速度外，规定冷轧途中的中间退火也成为优选的条件。若不为此种中间退火条件，则难以使Sn固溶、成为规定的包含Sn的化合物的个数(平均个数)的比例。

(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)等通常的熔炼铸造法来铸造被熔炼调整到上述6000系成分组成范围内的铝合金熔液。在此，为了成为本发明中规定的圆当量直径为0.3μm以上的化合物的数密度、成为包含Sn的化合物的个数(平均个数)的比例，而优选使铸造时的平均冷却速度从液相线温度到固相线温度尽可能加大(加快)至30℃/分钟以上。

在不进行这样的在铸造时的高温区域的温度(冷却速度)时，该高温区域的冷却速度必然变慢。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。其结果为：在本发明的规定范围无法控制圆当量直径为0.3μm以上的化合物的数密度、包含Sn的化合物的个数(平均个数)的比例的可能性变高。

(均质化热处理)

接着，在对上述铸造后的铝合金铸块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。只要是达成该目的的条件，则并无特别限定，通常可以采取一次或一段处理。

均质化热处理温度从500℃以上且低于熔点的范围进行适当选择，均质化时间从4小时以上的范围进行适当选择。若该均质化温度低，则不能充分消除晶粒内的偏析，其作为破裂的起点起作用，因此拉伸凸缘性、弯曲加工性降低。其后，立即开始热轧或冷却保持至适当的温度之后再开始热轧均可。

也可以在进行该均质化热处理后，在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℃，并且在该温度区域开始热轧。

若偏离该均质化热处理后的平均冷却速度及之后的再加热速度的条件，则形成粗大Mg－Si化合物的可能性变高，在发挥Sn的效果以前，作为前提所需的6000系铝合金板的强度、伸长率等基本机械性质就已经降低。

(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)开始温度超过固相线温度的条件下，会发生过烧，因此热轧本身难以进行。另外，在热轧开始温度不足350℃时，热轧时的载荷过高，热轧本身难以进行。因此，热轧开始温度优选为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)

未必需要进行该热轧板的冷轧前的退火(粗退火)，但为了通过晶粒的微细化和集合组织的优化来进一步提高成形性等特性，也可以实施该热轧板的冷轧前的退火。

(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，期望无论道次数为何而使总冷轧率为60％以上。

(中间退火)

优选的是：在该冷轧前(热轧后)或冷轧的途中(道次间)，将板在480℃以上且熔点以下的高温保持0.1～10秒，接着，以3℃/秒以上的平均冷却速度强制冷却(急冷)至室温的中间退火反复进行2次以上，使利用到此为此的热轧工序等以化合物形式生成的Sn固溶。利用常规方法容易析出Sn，一旦析出的Sn也很难再度固溶，为了使在上述的特定尺寸的化合物的个数中包含Sn的化合物的平均个数的比例不足50％，需要进行多次此种高温下的短时间的热处理。但是，若为该条件范围内，则多次的热处理条件可以不同，可以有所变化。

对该中间退火条件，在板的温度不足480℃时，即使进行2次以上中间退火，Sn的固溶量也不足。这在与退火温度、急冷条件为范围内的中间退火的次数仅为1次的情况也同样。另外，保持时间可以为包括0.1秒等瞬间的短时间，但是若超过10秒，则板的机械性质显著降低。另外，若退火后的冷却不为3℃/秒以上的平均冷却速度的利用空气冷却、雾、水冷等冷却至室温的强制冷却(急冷)，即平均冷却速度不利用足3℃/秒，则一旦固溶的Sn会再析出而形成化合物。

此种条件下的退火还包括急冷，利用箱式炉难以办到，需要边将板退卷边向炉中通板而进行卷取的连续热处理炉。这样，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，仅利用只1次的连续退火，无论如何都会使Sn的固溶量不足。因此，将基于连续退火的中间退火重复进行2次以上。但是，连续退火的重复次数越是增加，越大幅地降低制造工序的效率，因此重复次数优选为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使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℃以上且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，从固溶化温度至淬火停止温度的平均冷却速度优选为3℃/秒以上。另外，若冷却速度较小，则冷却中Mg－Si系化合物等容易析出，容易成为冲压成形、弯曲加工时的裂纹的起点，这些成形性降低。为了确保该冷却速度，淬火处理分别选择使用风扇等的空气冷却、喷雾、喷水、浸渍等的水冷机构和条件。

(再加热处理)

接着，为了形成在BH处理时生成的Mg－Si系化合物的构成核的原子集合体(团簇)，在固溶化淬火处理后进行预备时效处理(再加热处理)。期望使板的到达温度(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。再加热处理后至室温的冷却，可以自然冷却，而为了生产的效率化，也可以使用上述淬火时的冷却机构进行强制急冷。

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

以下，对本发明的实施例进行说明。根据上述中间退火条件分别制作本发明中规定的Sn的固溶量不同的6000系铝合金板，并对上述化合物的数密度、基于其的Sn的固溶量进行了调查。而且，还对将该板在室温保持100天后的BH性(涂装烘烤硬化性)、卷边加工性进行了评价。其结果如表2所示。

这些铝合金板的具体的制造条件如下。共同通过DC铸造法熔炼表1所示的各组成的铝合金铸块。这时，各例均共同将铸造时的平均冷却速度从液相线温度至固相线温度设为50℃/分钟。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的显示，表示其含量在检测极限以下且为不包含这些元素的0％。

接着，各例均共同将上述铸锭进行540℃×4小时的均热处理后，开始热粗轧。而且，各例均共同紧接利用终轧热轧至厚度2.5mm，制成热轧板。各例均共同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(道次间)如表2所示那样在改变其次数、温度、平均冷却速度等的各种条件下进行基于连续退火炉的中间退火，最终制成厚度1.0mm的冷轧板(制品板)。

进而，各例均共同将上述的各冷轧板在560℃的硝石炉中进行固溶处理，到达目标温度后保持10秒，利用水冷进行淬火处理。在该淬火后不久进行了在100℃保持5小时的预备时效处理(保持后以0.6℃/小时的进行缓慢冷却)。

从这些刚调质处理后的各板切割供试板(空白)，测定各供试板的组织(化合物的数密度、包含Sn的化合物的个数比例)。另外，从在上述调质处理后在室温放置100天后的各板切割供试板(空白)，并对各供试板的强度(AS屈服强度)和BH性进行了调查。它们的结果如表2所示。

(供试板的组织)

作为刚调质处理后的各供试板的组织，利用上述的测定方法以500倍的SEM测定圆当量直径为0.3～20μm的范围的化合物的平均数密度(个/mm²)，并对在该测定的化合物中利用X射线光谱装置所识别的包含0.5％以上的Sn的化合物的平均个数比例(％)进行了调查。

(抗拉试验)

关于上述抗拉试验，从上述调质处理后在室温放置100天后的各供试板抽取各个JISZ2201的5号试验片(25mm×50mmGL×板厚)，在室温进行拉伸试验。使此时的试验片的拉伸方向为轧制方向的直角方向。拉伸速度在达到0.2％屈服强度之前为5mm/分钟，在屈服强度以下为20mm/分钟。机械的特性测量的N数为5,以各个平均值计算。予以说明，在上述BH后的屈服强度测量用的试验片中，利用该拉伸试验机对该试验片赋予模拟了板的冲压成形的2％的预应变后，再进行上述BH处理。

(BH性)

将各供试板分别共同利用上述拉伸试验求得其在上述100天的室温时效之后再进行185℃×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后的0.2％屈服强度)。而且，由这些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，将0.2％屈服强度的增加量为100MPa以上的情况设为合格。

(卷边加工性)

卷边加工性仅对上述室温放置100天后的各供试板进行。试验使用30mm宽的狭条状试验片，经过由向下凸缘形成的内弯曲R1.0mm的90°弯曲加工后，进行夹持1.0mm厚的内部件，再将折叠弯曲部向内侧依次进行折叠弯曲至大约130度的预卷边加工、折叠弯曲180度而使端部与内部件密接的平卷边加工。

目视观察该平卷边的弯曲部(边缘弯曲部)的表面粗糙、微小的裂纹、大的裂纹的发生等表面状态，并按照以下的基准进行目视评价，并将直至基准0～2设为合格。

0：无裂纹、表面粗糙、1：轻度的表面粗糙、2：重度的表面粗糙、3：微小表面裂纹、4：以线状连续的表面裂纹

表2的编号1～4、12～23所示的各发明例在本发明成分组成范围内(表1的合金编号1～13)且包括中间退火的上述优选条件范围内来制造。因此，如表2所示，上述各发明例满足本发明中规定的化合物的平均数密度和包含0.5质量％以上的Sn的化合物的平均个数比例，抑制所含有的Sn的析出，Sn的固溶量高。

其结果为：如表2所示，上述各发明例即使在上述调质处理后100日的长期的室温时效后或As屈服强度为90～110MPa的水平，BH(烘烤硬化)后的屈服强度也为190MPa的水平，屈服强度差为100MPa以上而BH性优异。另外，即使在上述调质处理后的长期的室温时效后，As屈服强度也较低，因此对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：即使使用相同表1的合金编号1，因中间退火条件的不同，也会使化合物的平均数密度、Sn的固溶状态(包含Sn的化合物的平均个数比例)大不相同，特性大不相同。即，在发明例1～4的中，与中间退火温度较低且平均冷却速度也较小的发明例1、2相比，中间退火温度较高且平均冷却速度也较大的发明例3、4的化合物的平均数密度少，另一方面，包含Sn的化合物的平均个数比例低，抑制所含有的Sn的析出，Sn的固溶量高。其结果为：与发明例1、2相比，发明例3、4即使在上述调质处理后100日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的合金编号1的表2的比较例5-11的中间退火条件是优选的范围以外的例子。因此，这些比较例中，本发明规定的化合物过多，其平均数密度超出上限而在规定范围之外。另外，即使化合物的平均数密度在本发明的规定范围内，包含0.5质量％以上的Sn的化合物的平均个数比例超出50％而较高，无法抑制所含有的Sn的析出，Sn的固溶量低。因此，与相同合金组成的上述发明例相比，对汽车面板等的冲压成形性、卷边加工性差，屈服强度差不足100MPa而BH性也差。

比较例5不进行中间退火。

比较例6虽然满足温度、保持时间、平均冷却速度的条件但是进行1次中间退火。

比较例7中，第2次的中间退火满足温度、保持时间、平均冷却速度的条件，但是第1次的中间退火的温度过低而不足480℃。

比较例8中，第1次的中间退火满足温度、保持时间、平均冷却速度的条件，但是第2次的中间退火的温度过低而不足480℃。

比较例9中，第1次、第2次的中间退火的温度2次均过低而不足480℃。

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

另外，在表2的比较例24～29中，虽然在包括中间退火条件而优选的条件范围进行制造，但是使用表1的合金编号14～19,必须元素的Mg、Si、Sn的各自的含量均在本发明范围以外。因此，如表2所示，与各发明例相比，在这些比较例24～29中，特别是室温保持100天后的As屈服强度相对过高，对汽车面板等的冲压成形性或卷边加工性差或BH性差。另外，比较例27中，Sn过多，热轧时产生裂纹而热轧板本身无法进行制造。

比较例24为表1的合金14,Si过少。

比较例25为表1的合金15,Si过多。

比较例26为表1的合金16,Sn过少。

比较例27为表1的合金17,Sn过多。

比较例28为表1的合金18,Mg过少。

比较例29为表1的合金19,Mg过多。

根据以上的实施例的结果，对于提高包含Sn的6000系铝合金板的长期室温时效后的卷边加工性、BH性，证实了本发明中规定的组成、化合物组织、中间退火条件等的优选的制造条件的临界意义乃至效果。

[表1]

[表2]

参照特定的方式详细地说明了本发明，但能够在不脱离本发明的精神和范围的前提下进行各种各样的变更和修改，这对于本领域技术人员来说是不言而喻的。

予以说明，本申请基于2014年8月27日申请的日本专利申请(日本特愿2014－173278)，其整体通过引用而被援引于此。

产业上的可利用性

根据本发明，可以提高还兼具长期室温时效后的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

1.一种成形用铝合金板，其特征在于，其是以质量％计算分别包含Mg：0.2～2.0％、Si：0.3～2.0％及Sn：0.005～0.3％且余量由Al及不可避免的杂质构成的Al－Mg－Si系铝合金板，其中，

作为所述铝合金板的组织，使用500倍的SEM测定时的圆当量直径为0.3～20μm的范围的化合物的平均数密度为超过0个/mm²且5000个/mm²以下，在利用所述SEM测定的化合物中，利用X射线光谱装置所识别的包含0.5质量％以上的Sn的化合物的平均个数比例为0％以上且不足50％。

2.根据权利要求1所述的成形用铝合金板，其中，以质量％计还包含选自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0.05％以下、Zn：超过0％且1.0％以下及Ag：超过0％且0.2％以下中的1种或2种以上。