CN106978553A - 铝合金结构构件及其制造方法、和铝合金板 - Google Patents

铝合金结构构件及其制造方法、和铝合金板 Download PDF

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Abstract

提供一种以6000系铝合金板作为成形原材的使抗压特性提高的结构构件及其制造方法。即使将经由常规方法制造的、特定组成的6000系铝合金板作为原材使用，通过对其以冷加工很高地施加应变，从而提高人工时效处理后的结构构件表面的由X射线衍射测量的平均位错密度，也可使强度提高，并使由VDA弯曲试验评价的汽车的碰撞时的抗压特性提高。

Description

铝合金结构构件及其制造方法、和铝合金板
技术领域
本发明涉及以6000系铝合金板(轧制板)为成形原材的结构构件，涉及抗压特性(缓冲性)优异的铝合金结构构件及其制造方法，和铝合金板。
背景技术
近年来，从地球环境等方面考虑，汽车车体的轻量化的社会的要求日益高涨。为了应对这样的要求，汽车车体之中，在面板(引擎罩、车门、车顶等的外面板、内面板)、保险杠加强件(保险杠R/F)及车门防撞梁等的补强材等的部分，进行了铝合金材料的应用，以之取代至今所使用的钢板等的钢铁材料。
为了使汽车车体进一步的轻量化，汽车构件之中特别有助于轻量化的侧梁等的部件、车架类和立柱等的汽车结构构件中，也需要扩大铝合金材的应用。但是，在这些汽车结构构件中，重要的是相比所述汽车面板材，还要赋予原材板进一步的高强度化，和关系到车体碰撞时的缓冲性和乘客的保护的抗压性(耐压性，抗压特性)作为新的特性。
所述汽车结构构件之中的作为高强度的补强材，作为原材早已通用的是，对于JIS至AA7000系铝合金进行热挤压加工而制造的挤压型材。相对于此，车架、立柱等的大型的结构构件，优选以如下轧制板作为原材，即对于铸块进行均热处理后，通过热轧或进一步冷轧这样的常规方法制造的轧制板。但是，所述7000系铝合金作为轧制板，因其高合金而难以制作，至今为止未得到实用化。
因此，作为由通常的轧制(常规方法)制造的轧制板用的合金，因为相比所述7000系为低合金，所以容易制作，作为Al－Mg－Si系铝合金的JIS至AA6000系铝合金受到注目。
该6000系铝合金板早就作为汽车的大型车体面板(引擎罩、挡泥板、车门、车顶、行李箱盖等的外面板和内面板)被使用。因此，为了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)的兼备和提高，以前提出有许多成分组成和组织等的冶金方面的改善对策。
但是，关于所述补强材等，虽然以前提出有6000系铝合金挤压型材，并得到实用化，但是铝合金轧制板没有什么针对汽车结构构件的提出例。
例如，作为铝合金轧制板的组织，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以上的、提高了抗压性的6000系铝合金板，由专利文献1等提出。
另一方面，如众所周知的，以前用于使作为所述面板材的原材6000系铝合金板的成形性和强度特性提高的组成和组织的控制手段，从晶粒直径的控制，到包括集合组织的控制在内的原子的集合体(团簇)的控制被大量提出。
在这些组织控制的手段之中，还提出有各种控制固溶Mg量和固溶Si量、或固溶Cu量，以及控制位错密度的手段。
例如，在专利文献2中，作为所述面板材，以得到常温稳定性优异、室温时效的烘烤硬化性(BH性)等的材质的降低难以发生的6000系铝合金板为目的，提出使固溶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。
另外，在专利文献3中，作为所述面板材，提出使通过残渣萃取法测量的Cu固溶量为0.01～0.7％，还使平均晶粒直径在10～50μm的范围的BH性优异的温成形用6000系铝合金板。
此外，在非专利文献1中，为了实现6000系铝合金板的更高强度化，提出预测使位错强化或晶粒微细化强化，与析出强化实现最佳组合的微观的组织参数(位错密度，晶粒直径)。
而后还记述，在对于6000系铝合金板实施了冷轧或作为巨大应变加工法之一的HPT加工的试料中，调查位错密度，未加工材的位错密度为1011m-2左右，实施了轧制率30％(等效应变0.36)的冷轧材的位错密度为1014m-2左右。还有，该位错密度的测量，根据等厚干涉条纹法，通过使用了倍率10万倍的5个视野的TEM照片的交叉分析法进行。
该非专利文献1中，对于现有的技术报告进行了验证，即，对于6000系铝合金板，进行用于位错强化或晶粒微细化强化的组织控制时，其后的人工时效中的时效硬化能大多被抑制，难以实现强化机理的并立。
而后记述，在其试验结果中，随着人工时效时间的经过，未加工材、所述冷轧材中硬度增加，但从峰值硬度减去人工时效前的硬度的值，相对于未加工材的75HV来说，冷轧材反而变小为43HV，冷轧导致时效硬化能力降低。而后记述，在HPT材中，随着时效时间的经过，硬度单调递减，未确认到时效硬化举动。
【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】日本特开2008－174797号公报
【专利文献3】日本特开2008－266684号公报
【非专利文献】
【非专利文献1】日本金属学会志第75卷，第5号(2011)283～290页，“具有高位错密度和超微细粒组织的Al-Mg-Si合金中所观察到的竞争析出现象的实验和计算科学的研究”增田哲也，光泽渉一，堀田善治，松田健二
在本发明作为用途的所述汽车等的结构构件中，要求有进一步使之高强度化，和使之重新拥有车体碰撞时的缓冲性＝耐压性等的这种用途特有的特性。
作为其一例，由于近年的汽车的碰撞安全标准的升级(严格化)，在欧洲等地，对于所述车架、立柱等的汽车结构构件，以德国汽车工业协会(VDA)标准化的“VDA238－100Plate bendingtest formetallicmaterials(以后，称为VDA弯曲试验)”进行评价，要求其满足汽车在碰撞时的抗压特性(耐压性、缓冲性)。
对于这样严格的安全标准，在以所述经由通常的轧制而制造的6000系铝合金板作为成形原材的汽车结构构件中，更高强度化之后的车体碰撞时的抗压特性不足。而且，关于满足以这样的6000系铝合金板作为原材的汽车结构构件的抗压特性的手段，根据所述非专利文献1的存在，至今有效的手段仍然不明，还有阐明的余地。
发明内容
鉴于这样的状况，本发明的目的在于，提供一种以6000系铝合金板作为成形原材的使抗压特性提高的结构构件、其制造方法、及铝合金板。
为了达成这样目的，本发明的抗压特性优异的铝合金结构构件的要旨是，以质量％计含有Mg：0.30～1.5％、Si：0.50～1.5％，余量由Al和不可避免的杂质构成的铝合金结构构件，该结构构件表面的通过X射线衍射测量出的位错密度平均为3.0×1014～8.0×1014m-2。
另外，用于达成所述目的的、抗压特性优异的铝合金结构构件的制造方法的要旨在于，对于以质量％计分别含有Mg：0.30～1.5％、Si：0.50～1.5％，余量由Al和不可避免的杂质构成的铝合金铸块，在均热处理后进行轧制而成为板，再对该板在固溶化和淬火处理后，通过冷加工，一边在5～20％的范围赋予应变，一边在成形为结构构件之后，进行人工时效处理，由此，使该人工时效处理后的结构构件表面的通过X射线衍射测量到的位错密度平均为3.0×1014～8.0×1014m-2。
此外，为了达成所述目的的、抗压特性优异的铝合金板的要旨在于，是以质量％计，含有Mg：0.30～1.5％、Si：0.50～1.5％，余量由Al和不可避免的杂质构成的结构构件用铝合金板，模拟所述结构构件用途，对于该板进行以550℃的温度保持30秒的固溶化处理后，立即以30℃/s的平均冷却速度水冷至室温，紧接该冷却之后，立即进行以100℃保持5小时的预时效处理，其后由拉伸试验机赋予10％应变后，再实施210℃×30分钟的人工时效处理，作为这时的组织，该板表面的由X射线衍射测量的位错密度平均为3.0×1014～8.0×1014m-2。
在本发明中，对于固溶化处理等的调质处理后的原材板(轧制板)，通过包含冲压成形成所述汽车等的结构构件在内的冷加工，预先大量施加(赋予)应变，使所成形的结构构件表面的位错密度比以前高。
而后，对于如此提高了位错密度的结构构件进行人工时效处理，让所使用的最终的结构构件，具有250MPa以上的0.2％屈服强度(高强度)，并且使其显现出VDA弯曲试验中达到90°以上的弯曲角度的高抗压特性。
其显现的详细的机理(理由)尚不明确，但推测如下，相比作为通常的面板材所使用的原材板和结构构件具有的位错密度的水平，通过使结构构件表面的位错密度达到更高水平，在汽车的碰撞事故时等的结构构件的抗压变形时，妨碍位错运动的效果显著增加，强度与抗压特性的平衡提高。
另外，这样的效果，随着固溶Cu量的增加也会增加，固溶强化量增加而高强度化，并且抗压变形时的位错的局部化得到抑制，抗压特性也提高。
根据本发明，不用大幅变更已经作为结构构件标准化的6000系铝合金原材轧制板的组成和制法，另外，不使原材铝合金轧制板的成形性等的特性，就能够使结构构件的所述抗压特性提高。
另外，对原材铝合金轧制板进行冲压成形成结构构件等的冷加工时，如果共计大量施加(赋予)应变，则在结构构件的制造过程中，不用增加冷加工工序，就能够提高结构构件的位错密度。
因此，根据本发明，即使是作为通常的面板材所使用的6000系铝合金原材轧制板，也可以作为汽车重要的保安构件的结构构件应用。
附图说明
图1是表示评价缓冲性的VDA弯曲试验的形态的立体图。
具体实施方式
本发明中所说的结构构件，特别是指汽车、车辆等的运输机械的作为骨架的板厚为2～10mm左右这样比较厚的结构构件，与板厚低于2mm这样比较薄的外面板和内面板等的大型车体面板材严格区别。
而后，本发明中规定的结构构件表面的位错密度，经过结构构件的包括涂装烘烤处理在内的人工时效处理，位错密度减少。
因此，为了保证使用时的结构构件的所述抗压特性，本发明中规定的位错密度，在人工时效处理之后的结构构件中规定。
另外，本发明所说的原材铝合金板，是指热轧板和冷轧板等的轧制板，是对这些轧制板实施了固溶化处理和淬火处理等的调质(T4)的板，是成形为所使用的汽车结构构件之前的原材铝合金板。以下所述中也将铝称为铝和Al。以下，对于本发明的实施的方式，就每个要件具体加以说明。
铝合金组成：
首先，以下对于本发明铝合金板的化学成分组成，包含各元素的限定理由进行明。还有，各元素的含量的％显示全部是质量％的意思。
本发明铝合金板的化学成分组成，是以在作为6000系铝合金，作为人工时效处理后的最终的结构构件，或模拟该结构构件而施加应变和热处理的原材板进行各规定的组织中，得到规定的位错密度组织，并且得到所要求的强度和抗压特性的特性，另外，优选兼备成形为结构材的成形性为前提。
从这一观点出发，本发明铝合金板的化学成分组成，以质量％计，含有Mg：0.30～1.5％、Si：0.50～1.5％，余量由Al和不可避免的杂质构成。
为了提高强度，该组成中还含有Cu：0.05～1.0％，也可以选择性地含有通过热酚残渣萃取法分离出的溶液中的固溶Cu量0.05～1.0％。
另外，为了提高强度，在上述组成中，也可以选择性地再含有Mn：0.05～0.5％、Zr：0.02～0.20％、Cr：0.02～0.15％之中的一种或两种以上。
另外，为了提高强度，在上述各组成中，也可以再含有Ag：0.01～0.2％、Sn：0.001～0.1％、Sc：0.02～0.1％之中的一种或两种以上。
还有，各元素的含量的％显示全部是质量％的意思。
Si：0.50～1.5％
Si与Mg一起，形成有助于固溶强化，和在烘烤涂装处理等的人工时效处理时，有助于结构构件的强度提高的Mg－Si系析出物，发挥时效硬化能力，是用于得到作为汽车等的结构构件所需要的强度(屈服强度)的必须的元素。
若Si含量过少，则烘烤涂装处理前(人工时效处理前)的固溶Si量减少，Mg－Si系析出物的生成量不足，BH性显著降低，强度和抗压特性不足。
另一方面，若Si含量过多，则粗大的晶化物和析出物形成，延展性降低，成为轧制时开裂的原因。因此，Si的含量在0.50～1.5％的范围，优选为0.70～1.5％的范围。
Mg：0.30～1.5％
Mg也与Si一起，形成有助于固溶强化、有在烘烤涂装处理等的人工时效处理时，有助于结构构件的强度提高的Mg－Si系析出物，发挥时效硬化能力，是用于得到作为汽车结构构件所需要的屈服强度的必须的元素。
若Mg含量过少，则人工时效处理前的固溶Mg量减少，Mg－Si系析出物的生成量不足，BH性显著降低，强度和抗压特性不足。
另一方面，若Mg含量过多，则冷轧时容易形成剪切带，成为轧制时开裂的原因。因此，Mg的含量为0.3～1.5％的范围，优选为0.7～1.5％的范围。
Cu：0.05～1.0％
Cu通过固溶强化，使结构构件高强度化，并且抑制抗压变形时的位错的局部化，也使抗压特性提高。若Cu的含量过少，则该效果小，即使过多，其效果饱和，反而使耐腐蚀性等劣化。因此，Cu在0.05～1.0％的范围选择性地含有。
固溶Cu量0.05～1.0％
为了保证所述Cu带来的固溶强化、高强度化和抗压特性提高效果(使之发挥)，使Cu含有时，由热酚残渣萃取法分离的溶液中的固溶Cu量为0.05～1.0％的范围。若固溶Cu量过多，则使加工硬化特性提高，降低屈强比，使延伸率增加，抗压特性提高。
不论Cu的含量，固溶Cu量低于0.05％时，其效果不充分。还有，固溶Cu量的上限实质上与添加量的上限相同。
Mn：0.05～0.5％、Zr：0.02～0.20％、Cr：0.02～0.15％
Mn、Zr、Cr使铸块和原材板的晶粒微细化，作为有助于最终的结构构件的强度提高的同效元素，也可以选择性地使之含有一种或两种以上。
另外，这些元素作为分散粒子存在，有助于晶粒微细化，也有使原材板的成形性提高的效果。若各自的含量过少，则这些晶粒微细化带来的强度和成形性的提高效果不足。另一方面，若这些元素过多，则形成粗大的化合物，使延展性劣化。
因此，使此Mn、Zr、Cr选择性地含有时，在Mn：0.05～0.5％、Zr：0.02～0.20％、Cr：0.02～0.15％的范围，使之含有一种或两种以上。
Ag：0.01～0.2％、Sn：0.001～0.1％、Sc：0.02～0.1％
Ag、Sn、Sc也作为强度提高的同效元素，也可以选择性地使之含有一种或两种以上。
Ag通过成形加工成结构材之后的人工时效处理，使有助于强度提高的时效析出物紧密微细析出，具有促进高强度化的效果，因此根据需要选择性地使之含有。Ag的含量低于0.01％时，强度提高效果小。另一方面，若Ag含量过多，则反而使轧制性和焊接性等的诸特性降低，另外，强度提高效果也饱和，只会导致高价。因此，选择性地使之含有时的Ag的含量为0.01～0.2％的范围。
Sn抑制室温下的团簇形成，具有长时间保持固溶化·淬火处理后的原材板优异的成形加工性的效果，此外还使其后进行烘烤涂装处理等的人工时效处理时的强度提高。因此，是用于得到作为汽车结构构件所需要的屈服强度和抗压特性的必须的元素。Sn的含量低于0.001％时，该效果小，另外即使高于0.1％，其效果也是饱和，反而发生热脆性而使热加工性(热延展性)显著劣化。因此，选择性地使之含有时的Sn的含量为0.001～0.1％的范围。
Sc使铸块和最终板制品的晶粒微细化而有助于强度提高。另外，作为分散粒子存在，有助于晶粒微细化，也使原材板的成形性提高。若含量过少，则这些效果不足。另一方面，若含量过多，则形成粗大的化合物，使延展性劣化。因此，选择性地使之含有时的Sc在0.02～0.1％的范围含有。
其他的元素：
这些记述以外的Ti、B、Fe、Zn、V等的其他的元素是不可避免的杂质，作为6000系合金，允许其在JIS规格等所规定的范围内各自含有。
(位错密度)
将以上的合金组成作为前提，在本发明中，作为人工时效处理后的结构构件的，或模拟该结构构件而施加了应变和热处理的原材板的各表面的组织(以表面作为观察面的组织)，由X射线衍射测量出的位错密度平均在3.0×1014～8.0×1014m-2的范围，优选为4.0×1014～8.0×1014m-2的范围。
使人工时效处理后的结构构件表面，或模拟该结构构件而施加了应变和热处理的原材板表面的位错密度为所述规定范围，作为结构构件，能够具备250MPa以上的0.2％屈服强度，并且具有在VDA弯曲试验中达到90°以上的弯曲角度的抗压特性。
这可推测为，相比通常的面板材的原材板，和以该板为原材的面板材表面的位错密度的水平，使结构构件表面的位错密度达到更高水平，汽车的碰撞事故时等结构构件的抗压变形时，妨碍位错的运动的效果会显著增，强度和抗压特性的平衡提高。
这一点上，位错密度过小而平均低于3.0×1014m-2时，则与现有材料(面板材等)没有分别，不能达成结构构件所要求的强度和抗压特性的特性。
另一方面，位错密度过大而平均高于8.0×1014m-2时，则延伸率降低，抗压特性反而降低。
在本发明中，对于固溶化处理等的调质处理后的原材板(轧制板)，在经冲压成形等成为结构构件的冷加工时，或在该冲压成形的前后再施加冷加工，将应变预先施加(赋予)给结构构件。于是，所成形的结构构件表面的位错密度提高到所述规定范围。
附带一提，面向原材铝合金板的面板材进行通常的冲压成形时所施加的应变，一般小至低于5％，不能使人工时效处理后的结构构件表面的位错密度达到本发明的所述规定范围。
为了使结构构件表面的位错密度达到本发明的所述规定范围，若考虑通常的高温短时间的涂装烘烤处理等的人工时效处理条件，则需要以面向结构构件进行的冲压成形所附加的应变量，或者，与在该冲压成形的前后所施加的冷加工一起附加的应变量为5％以上，优选为10％以上。
但是，若附加的应变高于20％，则在通常的高温短时间的涂装烘烤处理等的人工时效处理条件下，存在结构构件表面的位错密度平均高于8.0×1014m-2而过大的可能性，延伸率降低，反而存在抗压特性降低的可能性。
另外，若还考虑在面向结构材进行的原材板的冲压成形时赋予应变，则作为实际问题是，难以赋予更高的应变和赋予位错。
因此，为了在通常的高温短时间的涂装烘烤处理等的人工时效处理条件的范围，将平均位错密度控制在本发明所规定的范围，优选一边考虑人工时效处理条件，一边从5～20％的范围，优选为10～20％的范围选择附加的最佳应变量。
附带一提，在所述非专利文献1中，为了实现6000系铝合金板的更高强度化，提出有位错(密度)强化，对于6000系铝合金板，实施冷轧或作为巨大应变加工法之一的HPT加工，进行人工时效处理。
但是，在其试验结果中，如现有的技术报告所证明的如下事实这样，即使对于6000系铝合金板进行位错强化(即使增加位错密度)，其后的人工时效中的时效硬化能力仍受到抑制。而且，对于该位错密度，与对于板进行成形并实施人工时效处理的结构构件的抗压性的关系没有任意记述。
关于该结构构件的所述人工时效处理后的组织和机械的特性，即使将原材板实际成形为结构构件而不进行人工时效处理，如果对于实施了固溶化和淬火处理等的调质的原材6000系铝合金板，调查冲压成形等的赋予应变的冷加工，和模具人工时效处理时的组织和机械的特性，也能够进行评价。
作为用于模拟该结构构件的优选的处理条件，模拟所述结构构件的具体的用途，对于该板，以从后述优选的制造条件中选择的550℃以上、熔融温度以下的温度进行固溶化处理，如果是连续炉，则保持0.1秒～数10秒左右，如果是箱式炉，则保持数10分钟左右，之后，立即急冷，使至室温的平均冷却速度为20℃/秒以上，紧接该冷却之后，立即进行以60～120℃保持2～10小时的预时效处理，其后，由拉伸试验机赋予10～20％的应变，此后再实施210～270℃×10～30分钟的人工时效处理，如果调查这时的组织和机械的特性，则能够进行与实际的所述结构构件的相关性高，另外再现性良好的评价。
但是，在方案10中，为了使其再现性更严密，模拟结构构件的具体的处理条件为如下要点的条件：进行用箱式炉以550℃的温度保持30秒的固溶化处理后，立即以30℃/s的平均冷却速度水冷至室温，紧接该冷却之后，立即进行以100℃保持5小时的预时效处理，其后，由拉伸试验机赋予10％的应变，其后再实施210℃×30分钟的人工时效处理。
位错密度的测量方法
由透射型电子显微镜等计测位错密度，如所述非专利文献1等那样虽然也通用，但在本发明中，是利用X射线衍射，更简便且再现性良好地进行测量。位错之中，线状、条状的位错密集的区域(晶胞壁和剪切带)，难以由透射型电子显微镜进行判别，会造成求得位错密度ρ时的测量误差。相对于此，在X射线衍射中存在如下优点，如后述，为了根据集合组织中来自各面的衍射峰值的半值宽度，计算位错密度ρ，即使是这样的位错林，误差也很少。
施加冷轧和拉伸试验等的塑性变形而导入有位错的板的组织中，以位错为中心发生晶格应变。另外，由于位错的排列导致小角晶界、晶胞结构等发达。若由X射线衍射图案捕捉这样的位错和随之而来的晶域构造，则衍射指数所对应的特征扩大，形状在衍射峰值出现。分析(线剖面分析)该衍射峰值的形状(线剖面)，能够求得位错密度。
具体来说，从人工时效处理后的结构构件，或从模拟该结构构件的原材板上，以其表面为观察面的方式，提取供试材，对于该供试材的所述表面的组织进行X射线衍射。然后，求得来自结构构件表面的集合组织中作为主要取向的(111)、(200)、(220)、(311)、(400)、(331)、(420)、(422)的各面(各方位面)的衍射峰值的半值宽度。
位错密度ρ越高，各面的衍射峰值的半值宽度越大。还有，所述供试材的作为X射线衍射的测量对象的结构构件表面，可以直接是供试材的状态，也可以实施不伴有蚀刻的清洗。
其次，由各面的衍射峰值的半值宽度，通过Williamson-Hall法，求得晶格应变(结晶应变)ε之后，能够根据下式计算位错密度ρ。
ρ＝16.1ε2/b2
在此，ρ是位错密度，ε是晶格应变，b是伯格斯矢量的大小。
另外，伯格斯矢量的大小使用2.8635×10-10m。
上述Williamson-Hall法，是用于根据多个衍射的半值宽度与衍射角的关系求得位错密度和晶粒直径通用的公知的线剖面分析法。另外，这些由X射线衍射求位错密度的一系列的方法也公知，统称基于X射线衍射的位错密度的一系列求法，在本发明中将位错密度称为由“X射线衍射测量的位错密度”。
在此，位错密度的测量，对于从结构构件的任意位置提取的10个供试材进行，将其位错密度平均化。
(制造方法)
对于本发明的结构构件的优选的制造方法进行说明，但首先，以下按工序顺序对于原材轧制板的优选的制造方法进行说明。
作为结构构件的原材的6000系铝合金板，是将铸块进行均热处理后经热轧的热轧板，或进一步经冷轧的冷轧板，再通过实施固溶化处理等的调质的常规方法制造。即，是经过铸造、均质化热处理、热轧的通常的各制造工序制造，板厚2～4mm左右的铝合金热轧板，或者，对更厚的热轧板进行冷轧而成为板厚2～4mm左右的冷轧板。
另外，本发明的6000系铝合金板，也可以由如下制造方法制造，即在双辊法等的薄板连续铸造后进行冷轧而省略热轧，或是基于进行温轧这样的特殊的制造方法和轧制方法的制造方法。
因此，具有的优点是，不用大幅变更轧制板的、作为所述结构构件已经标准化的6000系铝合金组成，另外，不用大幅变更基于常规方法的轧制工序，就能够制造原材板。
(熔炼、铸造冷却速度)
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)等的通常的熔炼铸造法，对于熔炼调整至上述6000系成分组成范围内的铝合金熔融金属进行铸造。
(均质化热处理)
接着，对于所述经铸造的铝合金铸块，在热轧之前，先以常规方法实施均质化热处理。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结晶晶内的偏析为目的。该均热处理的条件，在500℃以上、低于熔点的温度范围，从2小时以上的保持时间的范围内适宜选择。(热轧)
热轧中，在热轧开始温度高于固相线温度的条件下，因为会发生过烧，所以热轧本身困难。另外，热轧开始温度低于350℃时，热轧时的载荷过高，热轧本身困难。因此，热轧开始温度从350℃～固相线温度的范围选择而进行热轧，作为板厚2～10mm左右的热轧板。虽然不一定需要，但也可以在该热轧板的冷轧前实施退火(粗退火)。
进行了均质化热处理的铸块的热轧，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，优选不将温度下降至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下降到450℃以下，则化合物容易析出，即使在人工时效热处理前施加应变，也有位错密度无法充分增加的可能性。另外，固溶Cu量也降低的可能性高。
在这样的热粗轧后，优选进行结束温度在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，轧制载荷高而生产率降低。另一方面，为了有大量残留加工组织而成为再结晶组织，而提高热终轧的结束温度时，若该温度高于360℃，则过渡元素系分散粒子粗大析出的可能性变高。
另外，从热终轧刚结束之后的材料(板)温度，至150℃的材料温度之间的平均冷却速度，最低为5℃/小时以上，通过使用风扇等的强制性的冷却加以控制。若该平均冷却速度比5℃/小时小，则在此冷却中生成的析出物量变多，即使在人工时效热处理前施加应变，位错密度也无法充分增加。另外，制品板的固溶Cu量减少。
因此，优选热终轧刚结束之后的平均冷却速度大的方法，最低为5℃/时间以上，优选为8℃/小时以上。
还有，在通常的热终轧中，因为轧制后卷取成卷材，所以，只要不像本发明，用风扇等强制性地冷却，热终轧结束之后的自然放冷的平均冷却速度，在通常的卷材直径的情况下，容易低于5℃/小时。
再冷轧该热轧板时，不需要冷轧前的退火(粗退火)，但也可以实施。
(冷轧)
冷轧中，轧制上述热轧板，制作成预期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，希望冷轧率为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。
(固溶化和淬火处理)
冷轧后，进行固溶化处理，接着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，为了得到Mg、Si等的各元素的充分的固溶量，优选以550℃以上、熔融温度以下的温度进行固溶化处理后，使至室温的平均冷却速度为20℃/秒以上。比550℃低的温度时，固溶化处理前生成的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。
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，分别选择使用风扇等的空冷，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)
在这样的固溶化处理后进行淬火处理而冷却至室温后，优选在1小时以内对于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，导致富硅的Mg－Si团簇生成，难以使Mg与Si的平衡良好的Mg－Si团簇增加。因此，该室温保持时间越短越好，固溶化和淬火处理与再加热处理，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。
该预时效处理优选以60～120℃的保持时间保持2小时以上且40小时以下。由此，可形成Mg与Si的平衡良好的Mg－Si团簇。
若预时效温度低于60℃，或保持时间低于2小时，与没有进行该预时效处理的情况同样，难以抑制富硅的Mg－Si团簇，并使所述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容易降低。
另一方面，预时效条件高于120℃，或者高于40小时，析出核的生成量过多，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。
结构构件的制造
(应变施加)
这些调质处理(T4)后的原材板，主要经冲压成形而成形为侧梁等的部件，车架类和立柱等的汽车等的所述结构构件的制品。
这时，对于所述原材或结构构件，通过冷加工，一边在5～20％的范围赋予应变，一边成形为结构构件之后，进行人工时效处理，由此，能够使该人工时效处理后的结构构件表面由的X射线衍射测量出的位错密度平均为3.0×1014～8.0×1014m-2。
这时，在人工时效处理前，预先赋予所述应变的冷加工，也可以不必是不同工序的冷加工，而是在冲压成形为原材板的结构构件时赋予。
另外，根据结构构件的形状，除了所述冲压成形以外，也可以通过拉拔、冷轧、矫平、拉伸等的冷加工的手段赋予。这种情况下，使经由冲压成形和所述冷加工所施加的合计的应变量在所述范围。
应变量比面向汽车面板等的由常规方法进行的冲压成形时大，在人工时效处理前预先施加(赋予)。为了使平均位错密度为所述的3.0×1014～8.0×1014m-2的范围，施加应变量为5％以上，优选施加10％以上且20％以下。
如所述，应变量低于5％时，虽然遵循人工时效处理的条件，但与以往的冲压成形弯曲加工时所赋予的应变量没有显著差别，不能使平均位错密度为3.0×1014m-2以上。
另一方面，应变量越大，越能够增大平均位错密度，但若应变量高于20％，则平均位错密度高于8.0×1014m-2，延伸率显著降低，抗压特性差。
(人工时效处理)
所述应变赋予后的结构构件、或模拟该结构构件而在5～20％的范围赋予了应变的板的人工时效处理，可以是涂装烘烤处理，或者，也可以是一般的人工时效条件(T6、T7)。
加热温度和保持时间的条件，根据期望的结构构件的强度，或室温时效的进行程度等而自由决定。若例示，则如果是一段的人工时效处理，则优选进行加热温度200～270℃×保持时间5～30分钟的范围内的时效处理。
若加热温度过低，保持时间过短，则时效硬化不足，存在达不到本发明作为目标的强度和抗压特性的可能性。另外，加热温度过高，或保持时间过长，也会成为过时效，存在达不到本发明作为目标的强度和抗压特性。
【实施例】
对于下述表1所示的各成分组成的、调质后的6000系铝合金的冷轧板，如表2这样，模拟结构构件，使应变量进行各种改变而施加予应变，并对其进行人工时效处理，测量评价该人工时效处理后的试验材表面的组织(平均位错密度、固溶Cu量)、强度和由VDA弯曲试验评价的抗压特性。这些结果显示在表2中。在此，表1中的各元素的含量的显示中，各元素中的数值栏为“－”的显示，表示其含量在检测极限以下。
原材铝合金板的具体的制造条件如下。即，共同通过DC铸造法熔炼表1所示的各组成的铝合金铸块。接着，对于铸块，各例均以升温速度150℃/hr、均热温度550℃×3小时保持而进行均热处理。
其后，各例均以500～520℃开始热粗轧，如表2所示这样使热粗轧的最低温度发生各种改变后进行，再进行使结束温度为300～350℃的范围的热终轧，共同成为厚度4.0mm的热轧板。
这时，从热终轧刚结束之后的材料(板)温度，至150℃的材料温度之间的平均冷却速度(℃/小时)，在如表2所示这样经各种改变之后进行。
对于该热轧板，各例均共通，不经热轧后的粗退火，冷轧道次途中的中间退火，而进行加工率50％的冷轧，成为厚度2.0mm的冷轧板。
此外，对于该各冷轧板，以各例均共通的条件，用热处理设备进行调质处理(T4)。具体来说，通过550℃×30秒的保持进行固溶化处理，这时，至所述固溶化处理温度的平均加热速度为50℃/秒，固溶化处理后，进行平均冷却速度为30℃/秒的水冷，从而冷却至室温。另外，紧接此冷却之后，各例均共通，立即以100℃保持5小时的条件进行预时效处理，预时效处理后缓冷(放冷)并得到T4材。
从这些T4材中，提取JISZ2201的5号试验片(25mm×50mmGL×板厚)，在所述T4材中，模拟冲压成形成结构构件时赋予应变，以后述的拉伸试验，对于所述5号拉伸试验片使应变量经各种改变而施加予应变。对于这些施加了应变的5号拉伸试验片，以表2所示的条件进行人工时效处理，进行拉伸试验。之后，从该试验片上切下需要的尺寸的板状试验片，实施固溶Cu量、位错密度和缓冲性的评价。
(固溶Cu量的测量)
固溶Cu量的测量，通过用热酚的残渣萃取法，熔化作为测量对象的所述板状试验片，利用筛孔为0.1μm的过滤器进行固液的过滤分离，测量分离出的溶液中的Cu的含量作为固溶Cu量。
该利用热酚的残渣萃取法，具体以如下方式进行。首先，在可拆分烧瓶中放入酚进行加热后，将作为测量对象的所述板状试验片，移入该可拆分烧瓶中进行加热分解。其次，在添加苄醇后，利用所述过滤器进行吸滤，将固液进行过滤分离，分别定量分析分离出的溶液中的Cu的含量。
在此定量分析中，适宜使用原子吸收光谱法(AAS)和电感耦合等离子体发射光谱法(ICP－OES)等。在所述吸滤中，如所述，筛孔(捕集粒径)为0.1μm，φ47mm的薄膜过滤器。
对于从所述板状试验片的任意3处提取的各3个试料进行该测量和计算，使各试料的Cu的固溶量(质量％)平均化，作为固溶Cu量。
(位错密度的测量)
将所述板状试验片的表面模拟为结构构件表面，通过X射线衍射，以所述具体的条件测量所述板状试验片表面的位错密度(×1014m-2)。测量在所述板状试验片的任意5处进行，使这5处的位错密度平均化，将其作为平均位错密度(×1014m-2)。
(拉伸试验)
另外，在室温下，进行使用了人工时效处理后的所述5号拉伸试验片的拉伸试验。使这时的试验片的拉伸方向为轧制方向的平行方向。试验方法，基于JIS2241(1980)，以室温20℃进行试验，以标距(評点間距離)50mm，拉伸速度5mm/分钟，以一定的速度进行直至试验片断裂。然后，作为人工时效处理后的结构构件，0.2％屈服强度在250MPa以上为合格。
(缓冲性)
评价缓冲性的弯曲试验，作为VDA弯曲试验，遵循德国汽车工业协会(VDA)的规格中的“VDA238－100Plate bending test for metallic materials”实施。该试验方法由图1所示的立体图表示。
首先，将所述板状试验片，如图1中虚线所示，水平并左右长度均等地载置于设有辊缝、彼此平行配置的2个辊上。
具体来说，就是使所述板状试验片，其轧制方向，与朝上方垂直树立而配置的板状的压弯夹具的延长方向相互成直角，如此在辊缝中央定位其中央部，以此方式将其水平并左右长度均等地载置于2个辊上。
然后，从上方将所述压弯夹具抵压在所述板状试验片的中央部而负荷载荷，将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，测量从上方的来自压弯夹具的载荷F达到最大时的板状试验片的中央部的弯曲外侧的角度，作为弯曲角度(°)，以该弯曲角度的大小评价缓冲性。该弯曲角度越大，板状试验片在途中越不会抗压，而持续弯曲变形，缓冲性(抗压特性)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倍的4mm。S是载荷F达到最大时的板状试验片中央部压入辊缝内的深度。
另外，板状的压弯夹具，如图1所示，抵压在板状试验片的中央部的下端侧的边，为其前端(下端)的半径达的尖的锥形。
上述VDA弯曲试验，各例均针对所述板状试验片各3片进行(3次)，弯曲角度(°)采用其平均值。这些结果显示在表2中。
由表2可知，使用了表1的1～10的合金编号(本发明组成范围内)的铝合金的各发明例1～13，实施了所述优选的应变和人工时效处理。
因此，作为模拟结构构件的所述人工时效处理后的状态，满足本发明所规定的平均位错密度。
其结果是，由VDA弯曲试验评价的抗压特性优异，弯曲角度为90°以上，满足作为结构构件的要求特性。另外，0.2％屈服强度也为250MPa以上的高强度，满足作为结构构件的要求特性。
相对于此，各比较例中，合金组成脱离本发明范围，或虽然合金组成在本发明范围内，但所述应变条件脱离优选的范围。
因此，各比较例不满足本发明所规定的平均位错密度。
其结果是，各比较例其0.2％屈服强度，或由VDA弯曲试验评价的抗压特性比发明例差，不满足作为结构构件的要求特性。
比较例14～20中，虽然合金组成如表1的合金编号2或5这样在本发明范围内，但是原材板脱离优异的制造条件，或作为人工时效处理前的结构构件，没有施加优选的予应变或有所不足，基本上，平均位错密度范围，脱离本发明所规定的范围而偏低。
比较例14中，原材板制造时的热粗轧的最低温度过低，不满足本发明所规定的平均位错密度。
比较例15中，从原材板制造时的热终轧刚结束之后的材料(板)温度，至150℃的材料温度之间的平均冷却速度过慢，脱离本发明所规定的平均位错密度范围而偏低。
比较例16、17其没有施加所述予应变或施加不足。
比较例18其施加的所述予应变过高。
比较例19、20中，施加的所述予应变所对应的人工时效处理的温度过高，或保持时间过长。
比较例21、22中，虽然原材板以所述优选的条件制造，在所述优选的范围内施加应变，但合金组成如表1的合金编号11、12，Mg、Si的含量脱离本发明范围而偏低。
因此，平均位错密度范围，脱离本发明所规定的范围而偏低，BH性显著降低，强度和抗压特性过低。
由以上的结果可证明，本发明铝合金结构构件用于兼备由VDA弯曲试验评价的抗压特性、高强度的本发明的各要件的临界的意义。
【表1】
【表2】
【产业上的可利用性】
如以上说明，本发明能够提供以6000系铝合金板为成形原材的使抗压特性提高的结构构件及其制造方法。因此，本发明适合有助于轻量化的汽车、自行车、铁道车辆等的结构构件。

Claims (13)

1.一种抗压特性优异的铝合金结构构件，其特征在于，是以质量％计含有Mg：0.30～1.5％、Si：0.50～1.5％，余量由Al和不可避免的杂质构成的铝合金结构构件，该结构构件表面的由X射线衍射测量的位错密度平均为3.0×1014～8.0×1014m-2。
2.根据权利要求1所述的抗压特性优异的铝合金结构构件，其中，所述铝合金结构构件以质量％计还含有Cu：0.05～1.0％，且由热酚残渣萃取法分离出的溶液中的固溶Cu量为0.05～1.0％。
3.根据权利要求1或2所述的抗压特性优异的铝合金结构构件，其中，所述铝合金结构构件以质量％计还含有Mn：0.05～0.5％、Zr：0.02～0.20％、Cr：0.02～0.15％之中的一种或两种以上。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的抗压特性优异的铝合金结构构件，其中，所述铝合金结构构件以质量％计还含有Ag：0.01～0.2％、Sn：0.001～0.1％、Sc：0.02～0.1％之中的一种或两种以上。
5.一种抗压特性优异的铝合金结构构件的制造方法，其特征在于，对于以质量％计分别含有Mg：0.30～1.5％、Si：0.50～1.5％，余量由Al和不可避免的杂质构成的铝合金铸块，在均热处理后进行轧制而成为板，再对该板在固溶化和淬火处理之后，通过冷加工，一边在5～20％的范围赋予应变，一边在成形为结构构件后，通过人工时效处理，使该人工时效处理后的结构构件表面的由X射线衍射测量的位错密度平均为3.0×1014～8.0×1014m-2。
6.根据权利要求5所述的抗压特性优异的铝合金结构构件的制造方法，其中，所述铝合金结构构件以质量％计还含有Cu：0.05～1.0％，且由热酚残渣萃取法分离出的溶液中的固溶Cu量为0.05～1.0％。
7.根据权利要求5或6所述的抗压特性优异的铝合金结构构件的制造方法，其中，所述铝合金结构构件以质量％计还含有Mn：0.05～0.5％、Zr：0.02～0.20％、Cr：0.02～0.15％之中的一种或两种以上。
8.根据权利要求5～7中任一项所述的抗压特性优异的铝合金结构构件的制造方法，其中，所述铝合金结构构件以质量％计还含有Ag：0.01～0.2％、Sn：0.001～0.1％、Sc：0.02～0.1％之中的一种或两种以上。
9.根据权利要求5～8中任一项所述的抗压特性优异的铝合金结构构件的制造方法，其中，所述应变的赋予在将所述板经所述成形而成为结构构件时进行。
10.一种抗压特性优异的铝合金板，其特征在于，是以质量％计含有Mg：0.30～1.5％、Si：0.50～1.5％，余量由Al和不可避免的杂质构成的结构构件用铝合金板，
在模拟所述结构构件用途，对该板进行以550℃的温度保持30秒的固溶化处理后，立即以30℃/s的平均冷却速度水冷至室温，紧接此冷却之后，立即进行以100℃保持5小时的预时效处理，之后由拉伸试验机赋予10％的应变后，再实施210℃×30分钟的人工时效处理，作为这时的组织，该板表面的由X射线衍射测量的位错密度平均为3.0×1014～8.0×1014m-2。
11.根据权利要求10所述的抗压特性优异的铝合金板，其中，所述铝合金板以质量％计还含有Cu：0.05～1.0％，由热酚残渣萃取法分离出的溶液中的固溶Cu量为0.05～1.0％。
12.根据权利要求10或11所述的抗压特性优异的铝合金板，其中，所述铝合金板以质量％计还含有Mn：0.05～0.5％、Zr：0.02～0.20％、Cr：0.02～0.15％之中的一种或两种以上。
13.根据权利要求10～12中任一项所述的抗压特性优异的铝合金板，其中，所述铝合金板以质量％计还含有Ag：0.01～0.2％、Sn：0.001～0.1％、Sc：0.02～0.1％之中的一种或两种以上。
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