CN106574328A - 铝合金板 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及铝合金板，其特征在于，是以质量％计分别含有Mg：0.20～1.50％、Si：0.30～2.00％和Sn：0.005～0.500％，余量由Al和不可避免的杂质构成的Al－Mg－Si系铝合金板，作为所述铝合金板的组织，使用500倍的SEM测量时的当量圆直径为0.3～20μm的范围的全部晶化物之中，由X射线分光装置识别出的含Sn的晶化物的平均数密度为10个/mm2～2000个/mm2的范围，并且所述含Sn的晶化物的平均数密度对于所述当量圆直径为0.3～20μm的范围的全部晶化物的平均数密度的比例为70％以上。根据本发明的铝合金板，不阻碍室温时效后的BH性和成形性，使能够提高耐丝状锈蚀性。

Description

铝合金板
技术领域
本发明涉及铝合金板，特别是涉及耐丝状锈蚀性优异的Al－Mg－Si系铝合金板。本发明所说的铝合金板，是热轧板和冷轧板等的轧制板，是指在实施过固溶化处理和淬火处理等的调质之后，烘烤涂装硬化处理之前的铝合金板。另外，在以下的记述中也将铝称为铝和Al。
背景技术
近年来，从地球环境等方面考虑，汽车等车辆的轻量化的社会的要求日益高涨。为了应对这样的要求，作为汽车的大型车体面板结构体(外面板，内面板)和加强材等的材料，取代钢板等的钢铁材料，成形性和烘烤涂装硬化性优异的、轻量的铝合金材的应用正在增加。
在这些面板结构体等的汽车构件中，为了薄壁化，作为高强度铝合金，使用的是Al－Mg－Si系的AA至JIS 6000系(以下仅称为6000系)铝合金板。
但是，该6000系铝合金板虽具有优异的BH性这样的优点，但另一方面，却具有室温时效性，在固溶淬火处理后的室温保持中发生时效硬化而强度增加，由此存在面向面板的成形性，特别是弯曲加工性(卷边加工性)降低的课题。此外，在这样的室温时效大时，则BH性降低，则于成形后的面板的涂装烘烤处理等的比较低温的人工时效(硬化)处理时的加热，也会产生屈服强度无法提高到作为面板所需要的强度这样的问题。
作为针对于此的冶金方面的对策之一，提出有在6000系铝合金板中积极地添加Sn，以实现室温时效抑制和BH性提高的方法。例如，在专利文献1中提出适量添加Sn，在固溶化处理后实施预时效，从而兼备室温时效抑制和BH性的方法。另外，在专利文献2中，提出有在6000系铝合金板中添加Sn和使成形性提高的Cu，而使成形性、烘烤涂装性、耐腐蚀性提高的方法。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本国特开平09－249950号公报
专利文献2：日本国特开平10－226894号公报
但是，这些现有的积极添加有Sn的Al－Mg－Si系铝合金板中，还存在使耐丝状锈蚀性提高的课题。
即，所述汽车外面板等的所谓外部使用的面板，涂装使用的情况很多，而作为汽车的行驶环境，也会曝露在海水和盐水等的腐蚀环境(涂膜下腐蚀环境)。因此存在这样的问题，即在涂膜下的铝合金板表面，以被称为丝状锈蚀(丝状腐蚀)的析出物和夹杂物为起点的丝状的锈蚀发生、生长，发生构件的强度的降低和外观不良。
因此，将添加有Sn的Al－Mg－Si系铝合金板，用于所述汽车外面板等的所谓外用的面板时，作为这样的对于丝状锈蚀的耐腐蚀性，需要具有耐丝状锈蚀性(抗丝状腐蚀性)。
一直以来，在Al－Mg－Si系铝合金板中，也提出有种种使耐丝状锈蚀性提高的母材侧的组成和组织等的改善技术。但是，添加有Sn的Al－Mg－Si系铝合金板的冶金方面的特性，相对于不添加Sn的Al－Mg－Si系铝合金板有不同点，所述现有的母材侧的改善技术，尚不确定是否真正有效。另外，在积极添加有Sn的Al－Mg－Si系铝合金板中，使耐丝状锈蚀性提高的课题，并没有明确认识。
因此，为了将添加有Sn的Al－Mg－Si系铝合金板，应用于所述汽车外面板等的外用面板，使其耐丝状锈蚀性提高成为课题。
发明内容
本发明为了解决这样的课题而形成，其目的在于，提供一种作为汽车外面板等的外部使用面板，使耐丝状锈蚀性提高的添加Sn的Al－Mg－Si系铝合金板。
为了达成这一目的，本发明的铝合金板的要旨，是以质量％计，分别含有Mg：0.20～1.50％、Si：0.30～2.00％和Sn：0.005～0.500％，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，作为所述铝合金板的组织，使用500倍的SEM测量时的当量圆直径为0.3～20μm的范围的全部晶化物之中，由X射线分光装置识别出的含Sn的晶化物的平均数密度为10个/mm2～2000个/mm2的范围，并且所述含有Sn的晶化物的平均数密度对于所述当量圆直径为0.3～20μm的范围的全部晶化物的平均数密度的比例为70％以上。
本发明者们研究了Sn添加与耐丝状锈蚀性的关系。其结果发现，在Al－Mg－Si系铝合金板的组织中，在一定的制造条件的基础上，添加的Sn进入晶化物，成为晶化物含有Sn的组成，从而发生难以成为丝状锈蚀的起点这样特异的现象。
在此，所谓晶化物，是指在合金的铸造凝固时产生的Al－Fe系、Al－Fe－Mn系、Al－Fe－Si系、Al－Fe－Mn－Si系的金属间化合物，是当量圆直径为亚μm～数十μm的比较大的金属间化合物。
这些晶化物若存在于铝合金中，则电位上比周围的铝高，作为所谓阴极点起作用。因此，这样晶化物(阴极点)周围的铝母材，成为腐蚀非常容易进行的状态。这样的腐蚀现象，如所述汽车面板这样，在铝合金板(面板)表面被树脂皮膜覆盖的状态下，会作为丝状锈蚀(丝状延伸的锈蚀)出现。
相对于此，成为所述晶化物含有Sn的组成，与周围的铝的电位差变小，难以作为阴极点发挥作用，难以成为丝状锈蚀的起点。这样的本发明的耐丝状锈蚀性提高的原理，具有的重要的特征在于，不用减少用于确保铝合金板的强度等的机械特性所需要的晶化物的数量，便可以提高耐丝状锈蚀性。
因此，根据本发明，不会使Al－Mg－Si系铝合金板的强度等的机械特性降低，而能够使耐丝状锈蚀性提高，能够或可以促进Al－Mg－Si系铝合金板面向所述汽车用面板等的应用。
具体实施方式
以下，对于本发明的实施方式，就各要件具体地加以说明。
(化学成分组成)
首先，只要本发明的Al－Mg－Si系铝合金板含有Sn，是满足作为外面板等的汽车的外用面板所要求的特性的组成，则能够适用遵循JIS至AA的规格的6000系铝合金的组成范围。
但是，作为汽车面板的原材，铝合金板需要满足该汽车面板的要求特性。具体来说，作为固溶和淬火处理等的T4调质后的特性，需要具有在面向汽车面板的成形时，其0.2％屈服强度低至110MPa以下而能够确保成形性，作为成形后的汽车面板的烘烤涂装硬化后的0.2％屈服强度为200MPa以上的高强度化的BH性(烘烤硬化性)。
因此，作为铝合金，从组成的方面出发优选也可以采用其组成。另外，作为汽车面板，除了优异的成形性和BH性以外，因为还要求刚性、焊接性、耐腐蚀性等的诸特性，所以从组成的方面出发，优选满足这些要求。
作为满足汽车面板所要求的所述诸特性的6000系铝合金板的组成，以质量％计，在必须使之含有Sn：0.005～0.500％的基础上，还要含有作为主要元素的Mg：0.20～1.50％和Si：0.30～2.00％。还有，该组成的余量为Al和不可避免的杂质。这些Mg、Si、Sn以外的其他的元素是不可避免的杂质，为遵循AA至JIS规格等的各元素水平的含量(允许量)。还有，各元素的含量的％表示全部是质量％的意思。另外，在本说明书中，以质量为基准的百分率(质量％)，与以重量基准的百分率(重量％)相同。另外，关于各化学成分的含量，将“X％以下(但不含0％)”表示为“高于0％并在X％以下”。
以下，先对于上述6000系铝合金组成中，各元素的含有范围和意义或允许量进行说明。
Si：0.30～2.00％
Si与Mg一起，在涂装烘烤处理等的人工时效处理时，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面板必要的强度(屈服强度)的必须的元素。若Si添加量过少，则人工时效后的析出量过少，烘烤涂装时的强度增加量变得过低。另一方面若Si含量过多，则形成粗大的晶化物和析出物，成为丝状锈蚀发生起点，耐丝状锈蚀性显著降低。另外，会使弯曲加工性等的成形性显著降低。此外，若Si含量过多，则不仅板刚制造之后的强度过高，而且制造后的室温时效量也变高，成形前的强度过高，汽车面板的特别是以面畸变为问题的这种面向汽车面板等的成形性降低。因此，Si的含量为0.30～2.00％的范围。Si含量的优选的下限为0.5％，优选的上限为1.5％。
为了发挥成形为面板后的更低温、短时间的涂装烘烤处理中的优异的时效硬化能力，优选使Si/Mg以质量比计为1.0以上，相比一般而言的过剩Si型，更优选使Si相对于Mg而过剩含有的6000系铝合金组成。
Mg：0.20～1.50％
Mg也是与Si一起，在涂装烘烤处理等的所述人工时效处理时，形成有助于强度提高的时效析出物，发挥时效硬化能力，是用于得到作为面板必要的屈服强度的必须的元素。若Mg含量过少，则人工时效后的析出量变得过少，烘烤涂装后的强度过低。另一方面，若Mg含量过多，则Mg的溶出反应被促进，耐丝状锈蚀性显著降低。另外，粗大的晶化物和析出物形成，成为丝状锈蚀发生起点，其也是耐丝状锈蚀性降低的原因。另外，粗大的晶化物的形成，使弯曲加工性等的成形性显著降低，此外，不仅板刚制造之后的强度变高，制造后的室温时效量也变高，成形前的强度变得过高，汽车的面板的特别是以面畸变为问题这样的面向汽车面板等的成形性降低。因此，Mg的含量为0.20～1.50％的范围。Mg含量的优选的下限为0.4％，优选的上限为1.3％。
Sn：0.005～0.500％
Sn是重要的必须元素，至今为止都是使成为阴极而作为丝状锈蚀发生起点的各种晶化物，变成含有Sn的组成而析出，这些晶化物的电位接近母材。由此，含有Sn的晶化物与周围的铝的电位差变小，难以作为阴极点起作用，难以成为丝状锈蚀的起点，是使耐丝状锈蚀性提高的机理显现的重要元素。但是，这样的Sn的效果如后述，晶化物要达到特定范围的尺寸而析出之后才可以发挥。因此，在本发明中，将晶化物的尺寸规定在特定的范围。
若Sn的含量过少，则晶化物中的Sn含量，和将晶化物的组成变成含有Sn的晶化物的量也不足，成为大量的或大部分的晶化物的电位比母材高的状态，如以往一样，成为耐丝状锈蚀性低的状态。另一方面，若Sn含量过多，则Sn自身的溶出反应加速，耐丝状锈蚀性反而降低。
另外，Sn还具有的效果是，抑制制造后的板的室温时效，能够将成形为汽车构件时的0.2％屈服强度降低至110MPa以下，特别是使面畸变问题这样的面向汽车面板的成形性提高。而且，从组成方面出发，还具有能够提高烘烤涂装硬化后的0.2％屈服强度的效果。Sn在室温下捕获(捕捉，陷获)原子空位，抑制室温下的Mg和Si的扩散，抑制室温的强度增加(室温时效)。而且，在成形后的面板的涂装烘烤处理等的人工时效处理时，放出捕获的空位，因此反之能够促进Mg和Si的扩散，提高BH性。在这一点上，若Sn含量过少，则不能充分地陷获空位，不能发挥该效果，若Sn含量过多，则Sn在晶界偏析，容易成为晶界裂纹的原因。出于以上的理由，Sn的含量为0.005～0.500％的范围。Sn含量的优选的下限为0.010％，优选的上限为0.400％。
关于其他的元素，从资源再循环的观点出发，作为合金的熔炼原料，不仅有高纯度Al锭，而且大量使用作为添加元素(合金元素)而较多含有Mg、Si以外的其他元素的6000系合金、和其他的铝合金废料、低纯度Al块等时，下述这样的元素也必然地以实质量混入。若非要积极减少这些元素，则精炼本身成本上升，因此需要允许一定程度的含有。因此，在本发明中，允许遵循分别按以下规定的AA至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，所述铝合金板，除了上述的基本组成以外，也可以在如下范围内，还含从如下元素所构成的群中选择的一种或两种以上：Fe：1.0％以下(但是，不含0％)；Mn：1.0％以下(但是，不含0％)；Cr：0.3％以下(但是，不含0％)；Zr：0.3％以下(但是，不含0％)；V：0.3％以下(但是，不含0％)；Ti：0.05％以下(但是，不含0％)；Cu：1.0％以下(但是，不含0％)；Ag：0.2％以下(但是，不含0％)和Zn：1.0％以下(但是，不含0％)。
(晶化物)
作为本发明的6000系铝合金板的组织，以下对于规定的晶化物进行说明。
本发明中所说的晶化物，如众所周知，是铝合金的铸造凝固时产生的金属间化合物，通常(历来)，是由Al－Fe系、Al－Fe－Mn系、Al－Fe－Si系、Al－Fe－Mn－Si系等的组成构成的金属间化合物。这些晶化物，其也如众所周知的，是指当量圆直径为亚μm～数十μm的比较大的晶化物。这些晶化物能够根据其大小的水平，与析出物进行识别、判别。
在此，一般来说，析出物如众的周知，是在均质化处理、热轧、退火等的热处理工序中，和室温时效中或人工时效中，从固相中生成的微细的金属间化合物。而且，其也如众所周知的，析出物的通常的大小，是比所述晶化物小得多的亚μm级，所以所述所谓晶化物，可以根据其尺寸，即测量的显微镜的倍率的选择很容易地加以区别(判别)。而且，这些析出物因其小，所以不会成为丝状锈蚀等的起点，不会对耐腐蚀性造成重大的影响(影响极小)。
相对于此，所述晶化物若存在于通常的不含Sn的6000系铝合金板中，则电位比周围的铝高，因其大，所以作为阴极点起作用。因此，这些晶化物周围的铝母材，成为腐蚀非常容易进行的状态。这样的腐蚀现象，如所述汽车面板这样表面被树脂皮膜覆盖的状态下，作为丝状锈蚀(丝状延伸的锈蚀)呈现。
在本发明中，将所述晶化物的组成变成含有Sn的组成，减小与周围的铝的电位差，使之难以作为阴极点起作用，难以使之成为丝状锈蚀的起点。然后，作为保证该耐丝状锈蚀性提高机理和效果的目标，控制含有Sn的晶化物的存在个数和存在形态。
在6000系铝合金板的组织中，所谓晶化物，是在合金的铸造凝固时产生的Al－Fe系、Al－Fe－Mn系、Al－Fe－Si系、Al－Fe－Mn－Si系的金属间化合物，指当量圆直径为亚μm～数十μm的比较大的金属间化合物。
这些晶化物若存在于铝合金中，则电位上比周围的铝高，作为所谓的阴极点起作用。因此，这些晶化物(阴极点)周围的铝母材成为腐蚀非常容易进展的状态。这样的腐蚀现象，在像所述汽车面板这样，铝合金板(面板)表面被树脂皮膜覆盖的状态下，作为丝状锈蚀(丝状延伸锈蚀)呈现。
在本发明中，首先，是按以下尺寸规定作为所述阴极点起作用，影响到板的耐丝状锈蚀性的晶化物，即，为了提高耐丝状锈蚀性提高而应该含有Sn的这一组成的晶化物，规定的是使用500倍的SEM测量时的当量圆直径为0.3～20μm的范围的全部晶化物。
当量圆直径高于规定的上限值20μm这样的粗大的晶化物，不仅显著阻碍板的基本的机械特性和品质，而且也使耐丝状锈蚀性大幅恶化。但是，在通常的(现有的)板的制法和品质管理中，也是以极力不使如此粗大的化合物存在方式来制造，在本发明中，沿袭这样的制法，所述粗大的晶化物也几乎不会存在。
另一方面，当量圆直径低于规定的下限值，即低于0.3μm的微小的晶化物，与所述微细的析出物同样，因为其小，所以不会成为丝状锈蚀等的起点，对于耐丝状锈蚀性不产生重大的影响(影响极小)。另外，数密度的测量和是否含有Sn的测量也困难。
因此，那些高于上限值20μm的粗大的晶化物，和低于下限值0.3μm的微小的晶化物的测量没有意义，在本发明中，将晶化物的当量圆直径规定为0.3～20μm的范围。
在此，本发明所规定的化合物的所谓当量圆直径，是与无定形的化合物具有相同面积的圆的直径，作为准确且再现性良好地测量或规定晶化物大小的方法，历来被通用。
(含有Sn的晶化物)
在6000系铝合金板的组织中，在一定的制造条件的基础上，添加的Sn进入晶化物，成为晶化物含有Sn的组成，从而难以成为丝状锈蚀的起点。因此，在本发明中，一定大小的晶化物之中，规定使之变成含有Sn的组成的晶化物的个数(平均数密度)，和其个数对于所述一定大小的全部晶化物的平均个数(平均数密度)的比例。
即，所述当量圆直径为0.3～20μm的范围的全部晶化物之中，使通过X射线分光装置识别出的含Sn的晶化物的平均数密度为10个/mm2～2000个/mm2的范围，并且使含有所述Sn的晶化物的平均数密度对于所述当量圆直径为0.3～20μm的范围的全部晶化物的平均数密度的比例为70％以上。
本发明所谓的含有Sn的晶化物，是由X射线分光装置识别出的检测极限以上的含Sn的晶化物。作为所述阴极点起作用，为了提高板的耐丝状锈蚀性而应该含有Sn的组成的所述当量圆直径为0.3～20μm的范围的晶化物，通过成为含有Sn的组成，与周围的铝的电位差变小，难以作为阴极点起作用，难以成为丝状锈蚀的起点。
这样的本发明的耐丝状锈蚀性提高的机理，具有的重大特征在于，不会减少用于确保铝合金板的强度等的机械特性所需要的晶化物的数量，而可以提高耐丝状锈蚀性。因此，根据本发明，不必使Al－Mg－Si系铝合金板的强度等的机械特性降低，就能够提高耐丝状锈蚀性，可以或能够促进Al－Mg－Si系铝合金板面向所述汽车用面板等的应用。
为了提高耐丝状锈蚀性，优选存在于6000系铝合金板中的，所述当量圆直径为0.3～20μm的范围内的尽可能多的个数或比例的晶化物，为含有Sn的组成。若不含Sn的组成的晶化物的个数和比例变多，则不能保证耐丝状锈蚀性提高的机理和效果。
因此，在本发明中，为了保证耐丝状锈蚀性提高，使含有Sn的晶化物的平均数密度为10个/mm2以上，同时，使该含有Sn的晶化物的平均数密度对于所述当量圆直径为0.3～20μm的范围的全部晶化物的平均数密度的比例为70％以上。在此，所述所谓当量圆直径为0.3～20μm的范围的全部晶化物的平均数密度，是不含Sn的晶化物的平均数密度，与含Sn的晶化物的平均数密度的合计。
但是，若含有Sn的组成的晶化物过多，则不管与周围的铝的电位差怎么变小，因为作为阴极点而能够成为丝状锈蚀的起点的晶化物的绝对数增，所以反而使耐丝状锈蚀性降低。另外，从制造上的极限出发，使全部的晶化物中含有Sn有困难，不含Sn的组成的晶化物也通常存在，另外，只要不阻碍耐丝状锈蚀性的提高，不含Sn的组成的晶化物的允许量(个数)也存在。
因此，在本发明中，将所述含有Sn的晶化物的平均数密度的上限规定为2000个/mm2。
还有，该含有Sn的晶化物的平均数密度，对于所述当量圆直径为0.3～20μm的范围的全部晶化物的平均数密度的比例的上限没有特别规定，但若从所述制造极限出发，为95％左右。
在此，即使不像本发明这样含有Sn，如果减少当量圆直径为0.3μm以上的晶化物本身的数量(平均数密度)，则材料的耐腐蚀性也可得到大幅改善。但是晶化物的数量的降低会招致材料的强度的降低。因此，现有技术中存在很大的局限，即需要在不使强度降低的一定的个数以上让晶化物存在，不能进一步改善耐丝状锈蚀性。
相对于此，如本发明这样，如果使晶化物含有Sn，改变晶化物的组成，从而改善耐丝状锈蚀性，则不用减少晶化物的个数本身，便能够使强度和耐丝状锈蚀性这一相互矛盾的效果并立。即，本发明的耐丝状锈蚀性提高的机理具有的特征在于，不必减少用于确保板的强度等的机械特性所需要的晶化物的数量，就可以提高耐丝状锈蚀性。其结果是，根据本发明，不会使Al－Mg－Si系铝合金板的强度等的机械特性降低，而能够使耐丝状锈蚀性提高，可以或能够促进Al－Mg－Si系铝合金板面向所述汽车用面板等的应用。
(晶化物的测量)
当量圆直径为0.3～20μm的范围的全部晶化物的数密度由500倍的SEM进行的测量，是在距供试板的表面沿板厚方向1/4部的任意的点，针对10处进行(提取10个试料)，将这些各试料的各数密度平均化而作为平均数密度(个/mm2)。后述的含有Sn的化合物的个数比例的测量，也依随该SEM测量进行，同样，使各试料的个数比例平均化作为平均的个数比例(％)。具体来说，在刚经过调质处理之后的供试板的板厚方向的直角截面，通过距表面沿板厚方向1/4部的任意的点，对于与板表面平行面，使用500倍的SEM(Scanning ElectronMicroscope)进行测量。
试料准备的是，对于从上述部位取样的10个板截面试料表面进行机械研磨，通过机械研磨从板表面削落大约0.25mm，再进行磨光而调整了表面的试料。
接着，利用反射电子像，通过自动分析装置，测量所述当量圆直径范围的化合物的个数，计算数密度。测量部位是试料研磨表面，每个试料的测量区域是240μm×180μm。
另外，含有Sn的晶化物的个数比例的测量所用的X射线分光装置，众所周知为基于能量色散X射线光谱法(Energy Dispersive X-ray Spectroscopy)的分析装置，通常称为EDX。
该X射线分光装置通常附属于本发明中使用的SEM，在通过检测因电子线照射而发生的特征X射线，以能量进行分光而进行元素分析和组成分析的手法中，被通用于对观察到的晶化物的组成等进行定量分析。
利用该X射线分光装置，测量由所述SEM测量出的当量圆直径0.3～20μm的范围的全部晶化物之中(总个数之中)，由该X射线分光装置识别出的检测极限以上的含Sn的晶化物的个数，对于所述10个的试料测量结果进行平均化，计算平均数密度。
此外，还计算所述含有Sn的晶化物的平均数密度，对于所述当量圆直径为0.3～20μm的范围的全部晶化物的平均数密度(不含Sn的晶化物的平均数密度，与含有Sn的晶化物的平均数密度的合计)的比例(％)。
(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，对于上述6000系成分组成的铝合金铸块在铸造后进行均质化热处理，并实施热轧、冷轧而成为既定的板厚，再实施固溶淬火等的调质处理而制造。
熔炼、铸造冷却速度：
首先，在熔炼、铸造工序中，通常，将熔炼调整到上述6000系成分组成范围内的铝合金熔融金属，通过使用上下开放的水冷式铸模的DC铸造(半连续铸造法)，通过连续的水冷而使熔融金属凝固，制造铸块(板坯)。
在此，本发明所规定的、当量圆直径为0.3～20μm的范围的全部晶化物之中，为了使含Sn的晶化物的平均数密度为10个/mm2～2000个/mm2的范围，关于铸造时的平均冷却速度，优选尽可能大(快)，即从液相线温度至固相线温度为40℃/分钟以上，从固相线温度至400℃为40℃/分钟以上。
还有，通过所述DC铸造进行铸块(板坯)的铸造时，当然也会受到铸块的大小和厚度的影响，因此该冷却速度优选适用通常通用的铸块的铸造速度的范围。
如果不进行这样的铸造时的高温区域的温度控制，即不进行冷却速度的控制，则该高温区域的铸块的冷却速度必然缓慢。如此高温区域的铸块的平均冷却速度慢时，在该高温区域的温度范围内，粗大生成的晶化物的量变多。因此，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，不能将含有Sn的晶化物的平均数密度控制在本发明的规定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)，以使组织均质化，即，以消除铸块组织中的结晶晶内的偏析为目的。只要是达成这一目的的条件，则没有特别限定，通常的1次或1段的处理均可。均质化热处理温度，从500℃以上、低于熔点的范围适宜选择，均质化时间从4小时以上的范围适宜选择。其后，立即开始热轧或冷却保持到适当的温度之后再开始热轧都可以。
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。在此粗轧工序和终轧工序中，适宜使用可逆式或串列式等的轧制机。
热轧板的退火：
该热轧板的冷轧前的退火(粗退火)不一定需要，但由于使晶粒的微细化和集合组织的恰当化，所以为了进一步提高耐腐蚀性等的特性也可以实施。
冷轧：
冷轧中，轧制上述热轧板，制作成希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，不论道次数，都希望合计的冷轧率为60％以上。
固溶和淬火处理：
冷轧后，进行固溶淬火处理。关于固溶化处理淬火处理，可以由通常的连续热处理线进行加热、冷却，没有特别限定。淬火处理可以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。
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，也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术的范围内。
实施例
接下来说明本发明的实施例。分别制作晶化物的存在状态不同的6000系铝合金板，调査和评价机械的性质和耐丝状锈蚀性。
(板的制造条件)
具体来说，通过DC铸造法熔炼表1所示的各组成的6000系铝合金铸块，如表2所示，关于铸造时的平均冷却速度，使液相线温度至固相线温度，和固相线温度至400℃进行各种变化而冷却，控制晶化物的组成和存在状态。还有，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，表示其含量在检测极限以下，为不含这些元素的0％。
各例均共通，对于这些铸块进行540℃×6小时的均热处理后，以此温度开始热粗轧。然后，继续终轧而热轧至厚度2.5mm作为热轧板。对于该热轧板实施500℃×1分钟的粗退火后，以冷轧道次途中无中间退火的方式，进行加工率60％的冷轧，成为厚度1.0mm的冷轧板。
此外，各例均共通，对于这些各冷轧板，以560℃的硝石炉进行固溶化处理，到达目标温度后保持10秒，以水冷进行淬火处理。从该淬火处理后(刚制造之后)的板上切下供试板(坯料)，测量各供试板的刚淬火处理(板制造)之后的组织(全部晶化物的平均数密度和含Sn的晶化物的平均数密度)。
测量通过所述测量方法进行。即，以500倍的SEM，测量当量圆直径0.3～20μm的范围的全部晶化物的平均数密度(个/mm2)。另外，这些晶化物之中，测量由X射线分光装置识别的含Sn的晶化物的平均数密度(个/mm2)。然后，还测量所述含Sn的晶化物的平均数密度对于所述当量圆直径为0.3～20μm的范围的全部晶化物的平均数密度的比例(％)。
表2中，分别显示当量圆直径为0.3～20μm的范围的全部晶化物之中，不含Sn的晶化物，和含有Sn的晶化物的平均数密度(个/mm2)。另外，还显示所述含有Sn的晶化物的平均数密度对于所述当量圆直径为0.3～20μm的范围的全部晶化物的平均数密度的比例(％)。还有，在表2中，所述所谓当量圆直径的范围的全部晶化物的平均数密度，是不含Sn的晶化物的平均数密度和含有Sn的晶化物的平均数密度的合计。
另外，如此制造的板，考虑截止到成形为汽车的外面板的室温时效，从制造后(淬火处理后)放置30天室温(室温时效)之后的各供试板上，提取长100mm×宽25mm的试验片。然后，作为该室温时效的各试验片的机械特性，通过拉伸试验求得0.2％屈服强度(As屈服强度)。另外，使这些各供试板分别共同进行30天的室温时效后，通过拉伸试验求得185℃×20分钟的人工时效硬化处理后(BH后)，供试板的0.2％屈服强度(BH后屈服强度)。然后，根据此0.2％屈服强度之间的差(屈服强度的增加量)评价各供试板(试验片)的BH性。
(抗拉特性)
所述拉伸试验，是从所述室温时效的各供试板上，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。这时的试验片的拉伸方向与轧制方向成直角方向。拉伸速度截止到0.2％屈服强度为5mm/分钟，屈服强度以后为20mm/分钟。机械特性测量的N数为5，以各平均值计算。还有，在所述BH后的屈服强度测量用的试验片中，对此试验片，通过该拉伸试验机施加模拟了板的冲压成形的2％的预应变后，进行所述BH处理。
(卷边加工性)
另外，对于卷边加工性也进行评价，对于所述经室温时效的各供试板，使用30mm宽的狭条状试验片，在经由下翻边的内弯曲R1.0mm的90°弯曲加工后，夹隔1.0mm厚的内部件，使折叠弯曲部再向内侧，顺序进行约130度折弯的预卷边加工，将180度折叠弯曲端部与内部件密接的扁平卷边加工。
目视观察该扁平折边的弯曲部(边缘弯曲部)的粗糙、微小的裂纹、大裂纹的发生等的表面状态，根据以下的标准进行目视评价。以下的标准为，0～2为合格线，3以下为不合格。
0：无裂纹、粗糙；1：轻度的粗糙；2：深度粗糙；3：微小表面裂纹；4：线状连续的表面裂纹；5：断裂
(供试板的耐腐蚀试验)
此外，评价经所述室温时效的各供试板的耐丝状锈蚀性。评价中，从所述经室温时效各供试板上切下80×150mm的板，在碳酸钠系脱脂浴中浸渍40℃×2分钟(由搅拌器进行搅拌)，对供试材表面进行脱脂处理。接着，在室温的锌系表面调整浴中浸渍1分钟(由搅拌器进行搅拌)之后，在35℃磷酸锌浴中浸渍2分钟而实施磷酸锌处理，再遵循通常的汽车用构件的涂装工序进行电沉积涂装(厚20μm)，以185℃进行20分的烘烤处理。其后，让长50mm的交叉切割伤侵入涂膜，进行盐水喷雾24小时→湿润(湿度85％，40℃)120天→自然干燥(室温)24小时的循环8个周期，测量交叉切割部的一侧的锈蚀宽度(耐丝状锈蚀试验)。
耐丝状锈蚀性的评价，根据最大丝状锈蚀长度进行评价，最大丝状锈蚀长度低于1mm的评价为◎，1mm以上并低于2mm的评价为○，2mm以上并低于3mm的评价为△，3mm以上的长度的评价为×，◎和○的判断为耐丝状锈蚀性优异的材料(合格)。
(试验结果)
各发明例如表1，具有含有规定范围内的Sn的合金组成，且如表2，在所述优选的铸造时的冷却速度范围内制造，其含有Sn的晶化物的平均数密度，和该平均数密度对于所述当量圆直径为0.3～20μm的范围的全部晶化物的平均数密度的比例控制在本发明规定的范围内。因此，耐丝状锈蚀性优异。
另外，各发明例中，耐丝状锈蚀性的提高效果，没有使成形性和机械的性质降低而达成。即，各发明例，所述调质处理后的室温时效后，且BH性优异。另外，即使在所述调质处理后的室温时效后，As屈服强度也比较低，因此面向汽车面板等冲压成形性优异，卷边加工性也优异。因此，满足(兼备)作为汽车的外面板的要求特性。
相对于此，各比较例，如表1，合金组成脱离规定的范围，或即使合金组成在规定的范围内，如表2，却以脱离所述优选的铸造时的冷却速度范围的条件而制造，其含有Sn的晶化物的平均数密度也会脱离本发明规定的范围。因此，耐丝状锈蚀性与发明例相比差得多，或成形性和机械的性质不满足作为汽车的外面板的要求特性，不能作为汽车的外面板使用。
比较例19～24中，使用的是表1的本发明组成范围内的合金编号1，2，但是铸块铸造时的冷却速度，从液相线温度至固相线温度的范围，或从固相线温度至400℃的范围过慢。因此，该含有Sn的晶化物的平均数密度，和相对于全部晶化物的平均数密度的比例过少，或相反过多，特别是耐丝状锈蚀性比发明例差得多。
比较例25、26的Mg、Si的含量过低(表1的合金编号19、20)，制法、晶化物的数密度均满足规定，丝状锈蚀性也是良好的结果，但包括As、BH后强度过低。
比较例27～29如表1的合金编号21～23，Mg、Si的含量、Sn的含量过多。因此，尽管含铸块铸造时的冷却速度在内，在优选的条件范围内制造，而含有Sn的晶化物的平均数密度相对于全部晶化物的平均数密度比例反而变少，特别是耐丝状锈蚀性比发明例差得多。
比较例30中，如表1的合金编号24，不含Sn。因此，当然没有含Sn的晶化物，但在含有Sn时，在合适的铸块铸造时的快速的冷却速度下，不含Sn的成为阴极的晶化物也变少。其结果是，比较例30其耐丝状锈蚀性优异，但强度过低，成形性也差，因此不满足作为汽车的外面板的要求特性，不能作为汽车的外面板使用。
比较例31中，如表1的合金编号25，Sn含量过少。因此，尽管在包含铸块铸造时的冷却速度在内在优选的条件范围内制造，但相对于不含Sn的成为阴极的晶化物来说，几乎没有含Sn的晶化物，特别是耐丝状锈蚀性比发明例差得多。
比较例32中，如表1的合金编号24不含Sn。而且，没有含有Sn时适当的在铸块铸造时的快的冷却速度，如以往，为比较缓慢的冷却速度。因此，不含Sn的作为阴极的晶化物变多，耐丝状锈蚀性非常差。因此，不能作为汽车的外面板使用。
由以上的实施例的结果，可证明本发明中规定的含有Sn的晶化物的规定的，耐丝状锈蚀性的提高效果能够不使成形性和机械的性质降低而达成的作用效果的意义。
[表1]
[表2]
参照特定的方式详细地说明了本发明，但不脱离本发明的精神和范围可以进行和种变更和修改，这对于从业者来说显而易见。
还有，本申请基于2014年8月27日申请的日本专利申请(专利申请2014－173276)，其整体通过引用而援用引。
产业上的可利用性
根据本发明，能够提供不会阻碍室温时效后的BH性和成形性，便能够提高耐丝状锈蚀性的6000系铝合金板。其结果是，能够在汽车的面板中，特别是在美观的曲面构成和装饰条等的图案设计性为问题的外面板等外部使用的面板中，扩大6000系铝合金板的应用。

Claims (2)

1.一种铝合金板，是以质量％计分别含有Mg：0.20～1.50％、Si：0.30～2.00％和Sn：0.005～0.500％，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，
作为所述铝合金板的组织，使用500倍的SEM测量时的当量圆直径为0.3～20μm的范围的全部晶化物之中，由X射线分光装置识别出的含Sn的晶化物的平均数密度为10个/mm2～2000个/mm2的范围，并且所述含Sn的晶化物的平均数密度对于所述当量圆直径为0.3～20μm的范围的全部晶化物的平均数密度的比例为70％以上。
2.根据权利要求1所述的铝合金板，其中，以质量％计还含有从如下元素构成的群中选择的一种或两种以上，即Mn：高于0％并在1.0％以下、Cu：高于0％并在1.0％以下、Fe：高于0％并在1.0％以下、Cr：高于0％并在0.3％以下、Zr：高于0％并在0.3％以下、V：高于0％并在0.3％以下、Ti：高于0％并在0.05％以下、Zn：高于0％并在1.0％以下和Ag：高于0％并在0.2％以下。
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