CN106636786B

CN106636786B - 汽车结构构件用铝合金板及其制造方法

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Publication number: CN106636786B
Application number: CN201610711238.4A
Authority: CN
Inventors: 桥本贵浩; 中村贵彦; 高木康夫
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2015-11-02
Filing date: 2016-08-23
Publication date: 2018-07-03
Anticipated expiration: 2036-08-23
Also published as: CN106636786A; JP2017088906A; JP6506678B2; US20170121801A1

Abstract

提供一种适合汽车结构构件的6000系铝合金板。使Al－Mg－Si系铝合金板的Mg量和Si量以特定的关系平衡，作为该板的表面区域中的集合组织，特别是使Cube取向增加，并且降低该板的屈强比，从而作为汽车结构构件所需要的0.2％屈服强度为220MPa以上的高强度，并且使基于图1所示的VDA弯曲试验的压溃性提高。

Description

汽车结构构件用铝合金板及其制造方法

技术领域

本发明是通过通常的轧制(常规方法)制造的6000系铝合金板，涉及压溃性优异的高强度6000系汽车结构构件用铝合金板及其制造方法。

本发明中所说的铝合金板是热轧板和冷轧板等的轧制板，是指在实施固溶处理和淬火处理等的调质之后，成形为要使用的汽车结构构件，实施涂装烘烤硬化处理等的人工时效硬化处理之前的原材铝合金板。另外，以下的记述中也将铝称为铝或Al。

背景技术

近年来，出于地球环境等方面的考虑，对汽车车体的轻量化的社会性的要求日益高涨。为了响应这样的要求，进行的是汽车车体之中，在面板(引擎罩、车门、车顶等的外面板、内面板)、加强件(保险杠R/F)及车门横梁等的补强材等的部分中，应用铝合金材料来代替沿用至今的钢板等的钢铁材料。

为了使汽车车体更轻量化，汽车构件之中特别有助于轻量化的侧梁等的部件、车架类和柱等的汽车结构构件也需要扩大铝合金材的应用。但是，这些汽车结构构件相比所述汽车面板材而言，需要赋予原材板以更高强度化、和关系到车体碰撞时的冲击吸收性和乘客保护的压溃性(耐压溃性、压溃特性)作为新的特性。

在这一点上，作为汽车结构构件之中的所述补强材，对于JIS至AA7000系铝合金进行热挤压加工而制造的挤压型材已作为原材通用。相对于此，所述部件、车架、柱等的大型的汽车结构构件优选的是，以对于铸块在均热处理后进行热轧，或再进行冷轧这样的轧制板作为原材。但是，对于所述的7000系铝合金而言，作为轧制板，因为高强度而成形性差，所以至今为止没怎么得到实用化。

因此，作为由通常的轧制(常规方法)制造的轧制板用的合金，比所述7000系强度低、成形性优异的作为Al－Mg－Si系铝合金的JIS至AA6000系铝合金受到注目。

但是，所述补强材中，过去提出有6000系铝合金挤压型材，虽然得到实用化，但是轧制板没什么提出例。作为板的组织，其程度在于，由专利文献1等提出有：控制晶粒的尺寸和长宽比，使人工时效处理后的屈服强度为230MPa以上，提高了压溃性的6000系铝合金板。

另一方面，6000系铝合金板已作为汽车的大型车体面板(引擎罩、挡泥板、车门、车顶、后备箱盖等的外面板和内面板)被使用。

因此，为了兼备和提高这些汽车的大型车体面板所要求的冲压成形性和BH性(烘烤硬化性)，一直以来，成分组成、组织、或集合组织等在冶金上的改善策略被大量地提出。

例如，在专利文献2中提出有：作为所述面板材，为了使冲压成形加工时的平折边加工等的弯曲加工性提高，而将集合组织的Cube取向的取向密度提高到20以上。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2001－294965号公报

专利文献2：日本专利第5148930号公报

但是，现有的提高了集合组织的Cube取向的取向密度、平均面积率的6000系铝合金板是所述汽车面板用的原材。

另一方面，本发明作为用途的所述部件、车架、柱等的汽车结构构件中，如前所述，与这样的汽车面板用途不同，要求在更高强度化和重新拥有压溃性的基础上，兼备冲压成形性和耐腐蚀性等这一用途特有的诸特性。

作为其压溃性的一例，根据近年的汽车的碰撞安全标准的提升(严格化)，在欧洲等地，对于所述车架、柱等的汽车结构构件，由德国汽车工业会(VDA)标准化的“VDA238－100Plate bending test for metallic materials(以后，称为VDA弯曲试验)”进行评价，要求满足压溃性。

对此，为了提高现有的汽车面板用的6000系铝合金板的冲压成形加工时的弯曲加工性，而提高板表面的Cube取向的取向密度和面积率，到底对压溃性的提高是否有效还不清楚。

附带一提，以压溃性提高为目的的所述专利文献1中，压溃性的评价根据180°弯曲试验后有无裂纹进行。作为板的压溃性的评价试验的所述VDA弯曲试验，已知与该汽车碰撞时的压溃性具有相关性。以弯曲角度表示压溃性的优劣的VDA弯曲试验是定量的评价，能够更恰当地表现压溃性。

发明内容

鉴于这样的状况，本发明的目的在于，在使由通常的轧制而制造的6000系铝合金板高强度化，重新拥有压溃性的基础上，还使之拥有冲压成形性和耐腐蚀性等兼备汽车结构构件用途所特有的诸特性。

为了达成这一目的，本发明的耐压溃性优异的汽车结构构件用铝合金板的要旨，是如下的Al－Mg－Si系铝合金板，所述铝合金板以质量％计分别含有Mg：0.3～1.0％、Si：0.5～1.2％、Cu：0.08～0.20％，并且，所述Mg的含量[Mg]和所述Si的含量[Si]分别满足[Si]/[Mg]≥0.7和1.4％≤1.3[Mg]+[Si]≤1.9％的关系，余量由Al和不可避免的杂质构成，且板厚为2.0mm以上；从该板的表面起至所述板厚的10％的深度为止的表面区域中的Cube取向的平均面积率为22％以上，以及该板的屈强比为0.63以下，并且对于所述铝合金板进行2％的拉伸后，作为180℃20分钟的人工时效处理之后的特性，具有0.2％屈服强度为220MPa以上、和VDA弯曲试验中的弯曲角度为60°以上的压溃性。

另外，为了达成上述目的，本发明的耐压溃性优异的汽车结构构件用铝合金板的制造方法的要旨在于，对于如下Al－Mg－Si系铝合金铸块在均质化热处理后进行轧制，制成板厚2.0mm以上的轧制板，对于该轧制板，连续进行在540～570℃的范围保持0.1～30秒钟的固溶处理和淬火处理，在所述淬火处理的结束后10分钟以内，进行再加热处理，在原材温度为60～90℃的范围保持3～20小时，成为汽车结构构件用铝合金板，作为该板的组织和特性，从该板的表面起至所述板厚的10％的深度为止的表面区域中的Cube取向的平均面积率为22％以上，以及该板的屈强比为0.63以下，并且对该板进行2％的拉伸之后，作为180℃20分钟的人工时效处理之后的特性，使之具有0.2％屈服强度为220MPa以上、和VDA弯曲试验中的弯曲角度为60°以上的压溃性，所述Al－Mg－Si系铝合金铸块以质量％计分别含有Mg：0.3～1.0％、Si：0.5～1.2％、Cu：0.08～0.20％，并且，所述Mg的含量[Mg]和所述Si的含量[Si]分别满足[Si]/[Mg]≥0.7和1.4％≤1.3[Mg]+[Si]≤1.9％的关系，余量由Al和不可避免的杂质构成。

在本发明中，以不大幅改变现有的铝合金组成、制造条件为前提，作为6000系铝合金板的合金组成，重新评估Mg与Si的含量平衡和集合组织，与汽车结构构件用途所特有的所述诸特性的关系。

其结果发现，通过使Mg与Si的含量平衡、以及使Cube取向面积率增加等，能够在更高强度化和重新拥有压溃性的基础上，兼备冲压成形性和耐腐蚀性等的这一用途特有的诸特性。

根据本发明，能够通过常规方法，得到适合汽车结构构件用的6000系铝合金板。

附图说明

图1是表示评价压溃性的VDA弯曲试验的方式的立体图。

图2是图1的冲头的主视图和侧视图。

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。

作为其前提，本发明的Al－Mg－Si系(以下，也称为6000系)铝合金板，其用途不是现有的汽车面板材，而是所述汽车结构构件。

因此，作为该汽车结构构件(以下，仅记述为结构构件)的要求特性，是所述现有的汽车面板材所没有的，使如下诸特性满足和兼顾的特性，即，压溃性优异，并且屈强比低，能够加工成复杂的形状，在高烘烤后屈服强度下为高耐晶界腐蚀性。无论这些特性欠缺哪个，都不能作为结构构件应用。

这些结构构件的要求特性，更具体地说，可规定为，具有屈强比为0.63以下的冲压成形性，所述铝合金板经2％的拉伸后，作为180℃20分钟的人工时效处理后的特性，具有220MPa以上的作为0.2％屈服强度的BH性，并且具有VDA弯曲试验中为60°以上的弯曲角度的压溃性。

而且，更优选为，所述铝合金板的所述Cube取向的平均面积率为35％以上，并且具有所述VDA弯曲试验中为90°以上的弯曲角度的压溃性。

因此，以下的本发明的要件的说明，作为这些结构构件用，对于使具体的要求特性满足和兼顾有意义。

化学成分(合金)组成：

在本发明中，为了从组成的方面满足所述结构构件的要求特性，使Al－Mg－Si系(以下，也称为6000系)铝合金板的组成，以质量％计分别含有Mg：0.3～1.0％，Si：0.5～1.2％，Cu：0.08～0.20％，并且，所述Mg的含量[Mg]和所述Si的含量[Si]分别满足[Si]/[Mg]≥0.7、和1.4％≤1.3[Mg]+[Si]≤1.9％的关系，余量由Al和不可避免的杂质构成。

以下，对于上述6000系铝合金中各元素的含有范围和意义，或允许量进行说明。还有，各元素的含量的％表示全都是质量％的意思。

Mg：0.3～1.0％

Mg与Si一起，在烘烤涂装处理等的人工时效处理时，形成Mg₂Si等的化合物相，该化合物相析出，由此提高强度。

若Mg的含量过少而低于0.3％，则得不到充分的强度。

另一方面，若Mg的含量过多而高于1.0％，则Mg₂Si等的化合物相在铸造时和固溶淬火处理时，作为粗大的粒子晶化或析出，作为微小的破坏的起点起作用。因此，抗裂极限降低而屈强比增加，冲压成形性降低。因此，Mg的含量为0.3～1.0％。

Si：0.5～1.2％

Si也是与Mg一起，在烘烤涂装处理等的人工时效处理时，形成Mg₂Si等的化合物相，该化合物相析出而提高强度。

若Si的含量过少而低于0.5％，则得不到充分的强度。

另一方面，若Si的含量过多而高于1.2％，则Mg₂Si等的化合物相在铸造时和固溶淬火处理时，作为粗大的粒子晶化或析出，作为微小的破坏的起点起作用。因此，抗裂极限降低，屈强比增加，冲压成形性降低。因此，Si的含量为0.5～1.2％。

Mg的含量[Mg]和Si的含量[Si]

Mg的含量和Si的含量，除所述各自的含量以外，为了在组成面使冲压成形性和压溃性提高，两者的平衡很重要。

在这一点上，所述Mg的含量[Mg]、和所述Si的含量[Si]要分别满足[Si]/[Mg]≥0.7、和1.4％≤1.3[Mg]+[Si]≤1.9％的关系。

[Si]/[Mg]≥0.7

Si含量更多，Mg的含量较少的方法，是借助Si在母相中固溶带来的固溶强化，从而加工硬化能力提高，屈强比降低，冲压成形性提高。[Si]/[Mg]低于0.7时，得不到充分的加工硬化能力，屈强比增加，因此冲压成形性降低。

因此，[Si]/[Mg]为0.7以上。另外，如果[Si]/[Mg]为1.8以上，则屈强比更低，冲压成形性提高，因此优选[Si]/[Mg]为1.8以上。

1.4％≤1.3[Mg]+[Si]≤1.9％

Si和Mg在烘烤硬化(人工时效硬化处理)后，形成作为强化相的β”相，该化合物相析出而提高强度。

但是，若过多含有Mg和Si，则Mg₂Si等的化合物相在铸造时和固溶淬火处理时，作为粗大的粒子晶化或析出而作为微小的破坏的起点起作用，因此使压溃性大幅降低。这些晶化状态或析出状态，依存于Si和Mg的含量。

1.3[Mg+[Si]低于1.4％时，不能取得充分的BH性(烘烤后屈服强度)。

另一方面，若1.3[Mg]+[Si]高于1.9％，则在铸造时和淬火处理时作为粗大粒而晶化或析出，压溃性显著降低。

因此，1.3[Mg](＝1.3×Mg含量的意思)+[Si](Si含量的意思)在1.4～1.9％的范围，优选为1.6～1.9％的范围。

Cu：0.08～0.20％

Cu在基体中固溶，通过固溶强化，使加工硬化能力提高，使屈强比减少，使冲压成形性提高。

但是，若高于0.20％而过剩地含有Cu，则与时效析出一起而在晶界邻域形成Cu的溶质贫化层PFZ，在腐蚀环境下，电位上比晶内低的该层选择性地溶解，耐晶界腐蚀性劣化。

另一方面，若Cu含量比0.08％少，则得不到充分的加工硬化能力，不会使屈强比减少，冲压成形性降低。

在此，Cu的含量为0.08～0.20％的范围。

其他的元素

其他的元素在本发明中基本上是杂质，作为来自废料等、铸块的熔化原料等而含有时的允许量，为以下的上限量。还有，下述上限规定含0％。

Mn：1.0％以下、Fe：0.5％以下、Cr：0.3％以下、Zr：0.2％以下、V：0.2％以下、Ti：0.1％以下、Zn：0.5％以下、Ag：0.1％以下、Sn：0.15％以下。

BH性(烘烤硬化性，人工时效硬化性)：

为了具有作为汽车结构构件所需要的强度、刚性，对于铝合金板，为了再现性，而规定在2％的拉伸后以180℃20分钟的特定条件，实施人工时效硬化处理(以下，也仅称为时效处理)之后的BH性。

作为汽车结构构件，BH性越高越好，但在本发明中，具有220MPa以上的作为0.2％屈服强度的BH性为合格。

屈强比：

所谓屈强比低，表示相对于抗拉强度，屈服强度低。相对于屈服强度，抗拉强度越高，抗裂极限越高，相对于抗拉强度，屈服强度越低，回弹量越小，冲压成形性提高。因此，为了具有能够加工成杂质的结构构件形状的冲压成形性，屈强比为0.63以下。

板厚：

关于铝合金板的板厚，为了具有作为汽车结构构件所需要的强度、刚性，板厚需要为2.0mm以上。该板厚的上限没有特别规定，但若考虑冲压成形等的成形加工的极限，和不损害来自作为比较材的钢板的轻量化效果的重量增加的范围，则为4.0mm左右。从该优选的板厚的范围(2.0～4.0mm)中适宜选择热轧板或冷轧板。

Cube取向的面积率：

在本发明中，为了提高板的压溃性(耐压溃性、压溃特性)，从该板的表面起至板厚的10％的深度为止的任意的表面区域中的Cube取向的面积率为22％以上。

在此，本发明中所说的“板的表面”，意思是在铝合金基体之上(表面)所形成的自然氧化皮膜(厚度为数十～数百nm级别)的表面。

从该板的表面沿板厚(深度)方向，至板厚的10％的深度为止的表面区域中，含有Cube取向的层存在于板厚的表面邻域时，Cube取向的面积率越高，弯曲外侧中的剪切带形成越得到抑制，板的压溃性提高。对压溃性造成的重大的影响的弯曲外侧层的厚度的目标为板厚的10％左右，因此将Cube取向的面积率高的区域作为距该板的表面起板厚的10％的范围的任意的区域(范围)。

若该表面区域的Cube取向面积率比22％小，则压溃性显著劣化。因此，该表面区域的Cube取向面积率为22％以上，此外，若Cube取向面积率比35％大，则压溃性优异，因此优选该表面区域的Cube取向面积率为35％以上。

Cube取向的面积率的测量：

关于这些板的晶粒的Cube取向的平均面积率，是在所述的从板的表面沿深度方向至板厚的10％的深度为止的表面区域(范围)之中，从以上任意的深度位置提取的测量试料(3个)，将该板(测量试料)的俯视下与轧制面(轧制表面)平行延伸的面作为观察面，通过机械研磨或磨光等进行研磨，以使从板的表面起至板厚的10％的深度为止的表面区域之中的、任意的深度位置的观察面露出。

对于如此得到的试验片，用SEM－EBSD对所述观察面中的、板的轧制方向的边的长度1000μm×板宽方向的边的度320μm的矩形区域的测量范围，以5μm的间距照射电子射线。

作为SEM装置，例如，使用日本电子社制SEM(JEOLJSM5410)，TSL社制的EBSD测量·分析系统：OIM(Orientation Imaging Macrograph，分析软件名“OIM Analysis”)，判定各晶粒是否是Cube取向(从理想取向起为15°以内)，示得测量视野中的各结晶取向的面积。

该测量例如以5μm的步进间隔扫描电子射线来进行，测量各测量点的结晶取向，通过与测量点位置数据组合分析，对于测量区域内的各个晶粒的结晶取向进行测量。

然后，测量每1个试料的具有Cube取向的晶粒中的、相对于作为测量总面积的所述测量范围的面积(320000μm²)的平均面积率(％)，再以所测量的3个试料进行平均化。

SEM－EBSD(EBSP)法，是在场发射型扫描电子显微镜(Field Emission ScanningElectron Microscope：FESEM)上，搭载有背散射电子衍射像[EBSD：Electron BackScattering(Scattered)Diffraction Pattern]系统的通用的结晶取向分析法。

更具体地说，SEM－EBSD的所述观察用试料的调整，是对于所述观察试料(截面组织)，进一步进行机械研磨而使之镜面化。然后，放置在FESEM的镜筒内，对于试料的镜面化的表面照射电子射线，在屏幕上投影EBSD(EBSP)。对其以高灵敏度照相机进行拍摄，作为图像输入计算机。在计算机中分析该图像，与使用已知的结晶系的经模拟生成的图案进行比较，据此决定结晶的取向。计算出的结晶的取向作为三维欧拉角与位置坐标(x,y)等一起记录。该程序对于全部测量点自动进行，因此在测量结束时，能够得到板的截面中的数万～数十万点的结晶取向数据。

因此，具有的优点是，在数小时以内就能够得到观察视野宽、大量的晶粒所对应的分布状态、平均晶粒直径、平均晶粒直径的标准偏差或取向分析的信息。因此，最适合于准确地测量本发明这样的Cube取向的面积率等的集合组织的情况。

铝合金板的情况通常是形成由以下所示的许多取向因子(这些具有各取向的晶粒)构成的集合组织，存在其所对应的结晶面。一般来说，铝合金的轧制再结晶板中的集合组织，主要由Cube取向、Goss取向、Brass取向、S取向、和Copper取向构成。这些集合组织的表现，如果是经轧制的板材的集合组织，则以轧制面和轧制方向表示，轧制面由{hkl}表现，轧制方向由＜uvw＞表现。基于这样的表现，各取向如下述这样表现。

Cube取向{001}＜100＞

Goss取向{011}＜100＞

Brass取向(B取向){011}＜211＞

Cu取向(Copper取向){112}＜111＞

S取向{123}＜634＞

压溃性：

所谓压溃性，就是对汽车施加碰撞等的冲击性的载荷时，在变形初期和途中，结构构件不发生裂纹和压溃(或即使发生也会)，直到最后变形的特性，压溃性良好的构件不会发生裂纹和压溃(或即使发生也会)，呈波纹状弯曲变形。

在本发明中关于压溃性，具有在VDA弯曲试验中为60°以上的弯曲角度的压溃性的铝合金板作为汽车结构构件用评价为合格。其弯曲角度越大，压溃性越高，更优选为90°以上。另一方面，该弯曲角度低于60°的压溃性，不能作为汽车结构构件用途采用。

评价该压溃性的弯曲试验，作为VDA弯曲试验，遵循德国汽车工业会(VDA)的规格之中的“VDA238－100Plate bending test for metallic materials”实施。

该试验方法由立体图显示在图1，以图2中使用的冲头的主视图和侧视图表示。

首先，将板状试验片如图1中虚线所示，水平并以左右均等的长度载置于设有辊缝、互相平行配置的2个辊上。

具体来说，就是将板状试验片，水平并以左右均等的长度载置于2个辊上，其载置方式为，使其轧制方向与向上方垂直竖立配置的板状的压弯夹具的延伸方向相互成直角，使其中央部位于辊缝中央。

然后，从上方将所述压弯夹具压抵在板状试验片的中央部而负荷载荷，使该板状试验片朝向所述狭窄的辊缝压弯(冲弯)，将弯曲变形的板状试验片中央部压入所述狭窄的辊缝内。

这时，测量来自上方的压弯夹具的荷重F达到最大时(板状试验片中央部的弯曲前端即将开裂之前)的板状试验片的中央部的弯曲外侧的角度，将其作为弯曲角度(°)，以该弯曲角度的大小评价压溃性。该弯曲角度越大，板状试验片在途中越不会压溃，而是持续弯曲变形，压溃性越高。

作为该VDA弯曲试验的试验条件，若使用图1所述的符号表示，则板状试验片为宽b：60mm×长l：60mm的正方形形状，2个辊直径D分别为30mm，辊缝L为板状试验片板厚的2.0倍(后述的实施例中，为冷轧板板厚2.5mm的2.0倍，即5mm)。S是载荷F达到最大时的板状试验片中央部向辊缝内的压入深度。

另外，作为板状的压弯夹具的冲头，如图2所示，压抵在板状试验片的中央部的下侧的薄板状(厚2mm)的刃的前端，为前端(下端)的半径r尖达的锥形。

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，制造工序自身是常规方法或公知的方法，即对于上述6000系成分组成的铝合金铸块在铸造后进行均质化热处理，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。

但是，在这些制造工序中，为了得到本发明规定的集合组织，如后述，使冷轧的轧制率条件为优选的范围，使固溶和淬火处理后的预时效处理条件为优选的范围。

(溶解，铸造冷却速度)

首先，在熔炼、铸造工序中，对于熔化调制为上述6000系成分组成范围内的铝合金熔汤，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进行铸造。

(均质化热处理)

其次，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)除了出于通常的目的，即组织的均质化(消除铸块组织中的结晶晶内的偏析)以外，在用于使Si和Mg充分固溶方面也很重要。只要是达成这一目的的条件，则没有特别限定，也可以是通常的1次或1段处理。

均质化热处理温度为500℃以上且560℃以下，均质(保持)时间从1小时以上的范围适宜选择。若该均质化温度低，则不能充分消除结晶晶内的偏析，其作为破坏的起点起作用，因此有压溃性降低的可能性。

(热轧)

进行该均质化热处理之后进行热轧，制造热轧板。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、终轧工序中，适宜使用可逆式或串列式等的轧机。

热轧板中，热轧的加工组织残留，Cube取向的聚集度变高，从该板的表面起至所述板厚的10％的深度为止的表面区域中的Cube取向的平均面积率优选为35％以上，压溃性显著提高。因此，对于热轧板不用进行冷轧，也可以在热轧板的状态下，作为2.0mm以上的最终板厚的制品板。

(冷轧)

冷轧上述热轧板而成为希望的板厚时，为了使热轧的加工组织残留，提高Cube取向的聚集度，使从该板的表面起至所述板厚的10％的深度为止的表面区域中的Cube取向的平均面积率为22％以上，优选使之高达35％以上，优选冷轧率为70％以下的尽可能小的轧制率。

若冷轧的轧制率变高而高于70％，则冷轧后，在板厚方向均匀的应变被导入，固溶热处理时成为均一微细、等轴晶粒，但Cube取向以外的结晶取向的面积率变大，从板表面至板厚的10％的深度的表面区域的Cube取向面积率，必然会比22％小，有压溃性劣化的可能性。

在这一点上，优选冷轧的轧制率低于5％这样更小的方面。冷轧的轧制率低于5％时，几乎不会因冷轧而导入应变，与所述热轧板同样，热轧状态的组织残留，Cube取向的聚集度变高，从板表面至板厚的10％的深度的表面区域的Cube取向面积率为35％以上，压溃性显著提高。因此，优选冷轧的轧制率低于5％的方面。

还有，在冷轧道次间，也可以适宜进行中间退火。

(固溶和淬火处理)

冷轧后，进行固溶处理，及继此之后进行至室温的淬火处理。关于该固溶淬火处理，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540℃以上且570℃以下的固溶处理温度(到达温度)，在保持0.1秒～60秒后，连续地进行淬火处理。

若固溶温度比540℃低，则无法确保Mg和Si的充分的固溶度，有得不到充分的烘烤后强度的可能性。另一方面，若固溶温度高于570℃，则接近熔点，在固溶处理中有可能融化。若固溶的保持时间比60秒长，则初始强度高，存在屈强比增大的可能性。因此，固溶温度优选为540℃至570℃，固溶保持时间优选为0.1～60秒。

继固溶处理之后，在淬火处理中，为了在冷却中确保主要生成Mg－Si系的析出物而固溶Mg量的固溶Si量不会降低这样的冷却速度，分别选择使用风扇等的空冷、喷雾、喷淋、浸渍等的水冷手段或条件。

(再加热处理：预时效处理)

优选这样的固溶处理后进行淬火处理而冷却至室温后(淬火处理结束后)10分钟以内，进行再加热处理，原材温度在60～90℃的范围保持3～20小时。

若至再加热处理的开始(加热开始)的室温保持时间过长，则由于室温时效导致富Si的Mg－Si团簇生成，难以使Mg和Si的平衡良好的Mg－Si团簇增加，因此有BH性降低的可能性。因此，该室温保持时间越短越好，固溶和淬火处理与再加热处理，也可以几乎没有时差地连续进行，下限的时间没有特别设定。

在再加热处理中，通过在60～90℃保持3～20小时，可形成所述Mg与Si的平衡良好的Mg－Si团簇，BH性提高。

若再加热处理温度低于60℃，或保持时间低于3小时，则与没有进行该再加热处理的情况同样，难以使所述Mg与Si的平衡良好的Mg－Si团簇增加，烘烤涂装后的屈服强度(BH性)容易变低。

另一方面，再加热处理温度高于90℃，或者保持时间高于20小时，初始强度高，有屈强比增大的可能性。

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，在能够符合前述、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范围内。

【实施例】

对于表1所示的各成分组成的6000系铝合金的冷轧板的集合组织，如表2这样改变制造条件而使之发生各种改变，在BH后，评价屈强比、强度等的机械特性、由VDA弯曲试验评价的压溃性、作为结构构件所需要的耐腐蚀性、晶界腐蚀性。这些结果也显示在表2中。

熔炼铸造具有表1所示的化学组成的铝合金，对于所得到的铸块以540℃×4小时的条件进行均质化处理后，直接连续以结束温度260℃至350℃进行热轧。其次，按照最终板厚为2.5mm并以表2所示的各轧制率进行冷轧，制成冷轧板。

其后，以100℃/分钟以上的加热速度加热该冷轧板，在表2所示的各温度和各保持时间下的固溶处理后，使之浸渍在水中直至室温，连续进行固溶淬火处理。其后，进行再加热处理该冷轧板，再加热至表2所示的各温度域，在60℃以上保持的时间为表2所示的条件，其后放冷至室温。

从该铝合金板上提取供试材，测量其截面的所述表面区域的集合组织和屈强比，此外，对于BH后的机械特性和压溃性进行调查，再对于作为汽车结构构件通常所要求的耐晶界腐蚀性进行调查。

Cube取向的平均面积率：

Cube取向的面积率(％)，是对于所述再加热处理后的供试材的与板宽方向正交的截面进行机械研磨，电解研磨后，通过SEM－EBSD法，测量所述表面区域中的板宽面法线方向的结晶取向。

还有，±5°以内的结晶取向的偏差，定义为属于相同的结晶取向。从板表面起至板厚的10％的深度为止的表面区域的Cube取向的平均面积率显示在表2中。

机械特性：

机械特性实施下述条件下的拉伸试验实而分别求得。

屈强比对于经过所述再加热处理后6个月后(室温时效后)的供试材求得，作为结构构件用，屈强比在0.63以下为良好，0.60以下更好，0.64以上为不良。

BH后的屈服强度，也是对于经过所述再加热处理后6个月后(室温时效后)的供试材，由拉伸试验机施加模拟板的冲压成形的2％的预应变后，测量以180℃20分钟的热处理的条件使之人工时效的(AB材)的屈服强度。然后，作为结构构件用，220MPa以上评价为合格，230MPa评价为更良好。

所述拉伸试验，是从所述各供试材上分别提取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为轧制方向的直角方向。拉伸速度是截止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，以各个平均值计算。

压溃性：

压溃性，对于经过所述再加热处理后6个月后(室温时效后)的供试材，由拉伸试验机施加2％的预应变后，以180℃20分的热处理的条件使之进行人工时效，将其作为所述VDA弯曲试验的测量对象。

在所述各供试材中，在相对于轧制方向为直角的方向上进行2％拉伸，切成板厚2.5mm，宽b为60mm，长l为60mm的正方形的试验片。

使用该试验片，依据所述VDA238－100，进行弯曲线与轧制方向平行的3点弯曲试验。至载荷达到30N的试验速度为10mm/分钟，在此之后的试验速度为20mm/分钟。裂缝发生或由于板厚减少，导致从最大载荷减少60N时，设定为弯曲加工停止。

上述弯曲试验，各例都是每个板状试验片各进行3片(3次)，弯曲角度(°)采用其平均值。

然后，作为结构构件用途，该弯曲试验后的板状试验片的最大的弯曲角度(来自所述压弯夹具的载荷F达到最大时＝板状试验片中央部的弯曲前端即将开裂前的弯曲角度)在90°以上评价为◎，在60°以上为○，评价为合格，低于60°为×，评价为不合格。

耐晶界腐蚀性：

耐晶界腐蚀性的评价试验，依据ISO11846Method B。供试材为：对于经过所述再加热处理后6个月后(室温时效后)的供试材，由拉伸试验机施加2％的预应变后，以180℃20分钟的热处理的条件使之进行人工时效而成，为了除去表面皮膜，在5％NaOH(60℃)中浸渍1分钟后，进行水洗，在70％HNO₃中浸渍1分钟后，再水洗，进行室温干燥。

作为腐蚀液，使用含有HCl和NaCl的水溶液(含有NaCl为30g/L和36％的浓盐酸10±1ml/L)，以25℃、24小时，使材料的表面积每1cm²浸渍在5ml的腐蚀液中。接着，通过浸渍到70％HNO₃中和使用塑料刷子的刷光除去腐蚀生成物，水洗后，使之室温干燥。

选择3处根据焦点深度法判断为腐蚀深的部位，对各个部位进行截面包埋，用光学显微镜测量各截面最深的晶界腐蚀的深度。

所述供试材，使用从板的任意的3处中提取的3个，作为结构构件用，在测量该3个供试材之中，最大的晶界腐蚀深度低于300μm的为○作为合格，300μm以上的为×作为不合格。

由表1、2可知，各发明例在本发明铝合金组成范围内，在所述优选的条件的范围内制造。

其结果如上述、表2所示，关于发明例No.1～11，从该板的表面起至所述板厚的10％的深度为止的表面区域的Cube取向的平均面积率为22％以上，并且屈强比为0.63以下，作为所述铝合金板在2％的拉伸后进行180℃20分钟的人工时效处理之后的特性，具有220MPa以上的0.2％屈服强度，并且具有在VDA弯曲试验中成为60°以上的弯曲角度的压溃性。

其中，特别是发明例No.1、2，因为从板表面至板厚的10％的深度的表面区域的Cube面积率为35％以上，所以显示出更优异的压溃性。

另外，关于发明例No.3，所述Mg的含量[Mg]和所述Si的含量[Si]，还分别满足[Si]/[Mg]≥1.8、和1.6％≤1.3[Mg]+[Si]≤1.9％的关系，所以显示出更优异的屈强比和BH后屈服强度。

相对于此，各比较例，如表1所示，合金组成脱离本发明范围，或合金组成虽然在本发明范围内，但偏离所述优选的热延条件的范围而分别制造。其结果，如表2所示，Cube取向的平均面积率和屈强比不满足要件，BH后的强度和压溃性、或晶界腐蚀性差。

比较例No.12～23其合金组成脱离发明范围。

比较例No.12、13是表1的合金编号6、7，因为Mg的含量低于下限值(比较例No.12是1.3[Mg]+[Si]也低于下限)，所以烘烤后屈服强度差。

比较例No.14是表1的合金编号8，因为Mg的含量高于上限值，所以屈强比高于0.63。另外，1.3[Mg]+[Si]高于本发明的上限值，因此压溃性差。

比较例No.15是表1的合金编号9，因为1.3[Mg]+[Si]高于上限值，所以压溃性差。

比较例No.16是表1的合金编号10，因为Si的含量低于下限值，所以BH后屈服强度差。另外，[Si]/[Mg]低于下限值，因此屈强比高于0.63。

比较例No.17是表1的合金编号11，因为Si的含量高于上限值，所以屈强比高于0.63。另外，1.3[Mg]+[Si]高于上限值，因此压溃性差。

比较例No.18是表1的合金编号12，因为1.3[Mg]+[Si]高于上限值，所以压溃性差。

比较例No.19是表1的合金编号13，因为Cu低于下限值，所以屈强比高于0.63。另外，烘烤后屈服强度也差。

比较例No.20是表1的合金编号14，因为Cu高于上限值，所以晶界腐蚀性差。

比较例No.21是表1的合金编号15，因为Mg的含量低于下限值，[Si]/[Mg]低于本发明的下限值，因此屈强比高于0.63。另外，因为1.3[Mg]+[Si]低于本发明的下限值，所以BH后屈服强度差。

比较例No.22是表1的合金编号16，因为1.3[Mg]+[Si]低于下限值，所以BH后屈服强度差。

比较例No.23是表1的合金编号17，因为1.3[Mg]+[Si]高于上限值，所以压溃性差。

比较例No.24～35是表1的合金编号1、2，合金组成在发明范围内，但制法脱离优选的范围。

比较例No.24、25，因为冷轧的轧制率过高，所述板的表面区域的Cube平均面积率低于22％，所以压溃性差。

比较例No.26，因为没有实施再加热处理，所以烘烤后屈服强度差。

比较例No.27、28，因为没有实施再加热处理，所以烘烤后屈服强度差。另外，冷轧的轧制率过高，所述板的表面区域的Cube平均面积率低于22％，因此压溃性差。

比较例No.29，因为固溶温度低于优选的下限值，所以BH后屈服强度差。

比较例No.30，因为固溶保持时间高于优选的上限值，所以屈强比高于0.63。

比较例No.31，因为至再加热的所需时间超过10分钟，所以BH后屈服强度差。

比较例No.32，因为再加热温度低于优选的下限值，所以BH后屈服强度差。

比较例No.33，因为再加热温度高于优选的上限值，所以屈强比高于0.63。

比较例No.34，因为再加热后，60℃以上的保持时间低于优选的下限值，所以BH后屈服强度差。

比较例No.35，因为再加热后，60℃以上的保持时间高于优选的上限值，所以屈强比高于0.63。

因此，根据以上的实施例的结果，可证明作为汽车结构构件用，完全满足本发明所规定的组成和组织的意义。

【表1】

【表2】

【产业上的可利用性】

根据本发明，能够在使通过通常的轧制而制造的6000系铝合金板高强度化，重新拥有压溃性的基础上，使之拥有冲压成形性和耐腐蚀性等，使之兼备汽车结构构件用途中特有的诸特性。因此，作为汽车结构构件，能够扩大6000系铝合金板的应用。

Claims

1.一种汽车结构构件用铝合金板，其特征在于，为如下的Al－Mg－Si系铝合金板，所述铝合金板以质量％计由Mg：0.3～1.0％、Si：0.5～1.2％、Cu：0.08～0.20％、余量：Al和不可避免的杂质构成，且所述Mg的含量[Mg]和所述Si的含量[Si]分别满足[Si]/[Mg]≥0.7、和1.4％≤1.3[Mg]+[Si]≤1.9％的关系，并且板厚为2.0mm以上，

从该板的表面起至所述板厚的10％的深度为止的表面区域中的Cube取向的平均面积率为22％以上，以及该板的屈强比为0.63以下，并且，作为对所述铝合金板进行2％的拉伸后，经180℃20分钟的人工时效处理后的特性，具有0.2％屈服强度为220MPa以上、以及VDA弯曲试验中的弯曲角度为60°以上的压溃性。

2.根据权利要求1所述的汽车结构构件用铝合金板，其中，所述铝合金板的所述Mg的含量[Mg]和所述Si的含量[Si]还分别满足[Si]/[Mg]≥1.8、和1.6％≤1.3[Mg]+[Si]≤1.9％的关系。

3.根据权利要求1所述的汽车结构构件用铝合金板，其中，所述铝合金板的所述Cube取向的平均面积率为35％以上，并且具有在所述VDA弯曲试验中的弯曲角度为90°以上的压溃性。

4.根据权利要求2所述的汽车结构构件用铝合金板，其中，所述铝合金板的所述Cube取向的平均面积率为35％以上，并且具有在所述VDA弯曲试验中的弯曲角度为90°以上的压溃性。

5.一种汽车结构构件用铝合金板的制造方法，其特征在于，

对如下的Al－Mg－Si系铝合金铸块在均质化热处理后进行轧制，成为板厚2.0mm以上的轧制板，对于该轧制板，连续进行在540～570℃的范围保持0.1～30秒的固溶处理和淬火处理，并在所述淬火处理结束后的10分钟以内，进行再加热处理，使原材温度在60～90℃的范围保持3～20小时，制成汽车结构构件用铝合金板，

作为该板的组织和特性，从该板的表面起至所述板厚的10％的深度为止的表面区域中的Cube取向的平均面积率为22％以上，以及该板的屈强比为0.63以下，并且将该板实施2％的拉伸后，作为进行了180℃20分钟的人工时效处理之后的特性，具有0.2％屈服强度为220MPa以上、以及VDA弯曲试验的弯曲角度为60°以上的压溃性，

其中，所述Al－Mg－Si系铝合金铸块以质量％计由Mg：0.3～1.0％、Si：0.5～1.2％、Cu：0.08～0.20％、余量：Al和不可避免的杂质构成，并且，所述Mg的含量[Mg]和所述Si的含量[Si]分别满足[Si]/[Mg]≥0.7、和1.4％≤1.3[Mg]+[Si]≤1.9％的关系。