WO2014046010A1 - Aluminum alloy plate exhibiting excellent baking finish hardening properties - Google Patents

Aluminum alloy plate exhibiting excellent baking finish hardening properties Download PDF

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松本 克史
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    • C22F1/05Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys of the Al-Si-Mg type, i.e. containing silicon and magnesium in approximately equal proportions

Abstract

The BH properties of a specific 6000-series aluminum alloy plate after aging at room temperature is further improved by including a predetermined density or greater of a specific cluster having a large effect on BH properties, and by controlling the proportion of clusters having a large Mg atom number, as measured by means of a 3D atom probe field ion microscope, to be greater than other clusters of atoms satisfying prescribed conditions. Provided is a 6000-series aluminum alloy plate exhibiting excellent BH properties and molding properties after aging at room temperature.

Description

焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板Aluminum alloy sheet with excellent bake hardenability
 本発明はAl-Mg-Si系アルミニウム合金板に関するものである。本発明で言うアルミニウム合金板とは、熱間圧延板や冷間圧延板などの圧延板であって、溶体化処理および焼入れ処理などの調質が施された後で、焼付け塗装硬化処理などの人工時効硬化処理前のアルミニウム合金板を言う。また、以下の記載では、アルミニウムをAlとも言う。 The present invention relates to an Al—Mg—Si aluminum alloy sheet. The aluminum alloy plate referred to in the present invention is a rolled plate such as a hot rolled plate or a cold rolled plate, and after being subjected to tempering such as solution treatment and quenching treatment, it is possible to perform baking coating hardening treatment, etc. An aluminum alloy plate before artificial age hardening treatment. Moreover, in the following description, aluminum is also called Al.
 近年、地球環境などへの配慮から、自動車等の車両の軽量化の社会的要求はますます高まってきている。かかる要求に答えるべく、自動車パネル、特にフード、ドア、ルーフなどの大型ボディパネル(アウタパネル、インナパネル)の材料として、鋼板等の鉄鋼材料にかえて、成形性や焼付け塗装硬化性に優れた、より軽量なアルミニウム合金材の適用が増加しつつある。 In recent years, due to consideration for the global environment, social demands for weight reduction of vehicles such as automobiles are increasing. In order to meet such demands, as a material for large-sized body panels (outer panels, inner panels) such as automobile panels, especially hoods, doors, roofs, etc., instead of steel materials such as steel plates, it was excellent in formability and bake coating curability. The application of lighter aluminum alloy materials is increasing.
 この内、自動車のフード、フェンダー、ドア、ルーフ、トランクリッドなどのパネル構造体の、アウタパネル (外板) やインナパネル( 内板) 等のパネルには、薄肉でかつ高強度アルミニウム合金板として、Al-Mg-Si系のAA乃至JIS 6000系 (以下、単に6000系とも言う) アルミニウム合金板の使用が検討されている。 Of these, panels such as outer panels (outer plate) and inner panel (inner plate) パ ネ ル of panel structures such as automobile hoods, fenders, doors, roofs, trunk lids, etc., are thin and high-strength aluminum alloy plates. The use of Al—Mg—Si-based AA to JIS 6000-series (hereinafter also simply referred to as 6000-series) 板 aluminum alloy plates is being studied.
 この6000系アルミニウム合金板は、Si、Mgを必須として含み、特に過剰Si型の6000系アルミニウム合金は、これらSi/Mgが質量比で1以上である組成を有し、優れた時効硬化能を有している。このため、プレス成形や曲げ加工時には低耐力化により成形性を確保するとともに、成形後のパネルの塗装焼付処理などの、人工時効( 硬化) 処理時の加熱により時効硬化して耐力が向上し、パネルとしての必要な強度を確保できる焼付け塗装硬化性(以下、ベークハード性=BH性、焼付硬化性とも言う) がある。 This 6000 series aluminum alloy plate contains Si and Mg as essential components. Particularly, the excess Si type 6000 series aluminum alloy has a composition in which these Si / Mg is 1 or more in mass ratio, and has excellent age hardening ability. Have. For this reason, in press molding and bending processing, the moldability is ensured by reducing the yield strength, and the yield strength is improved by age-hardening by heating during artificial aging (hardening) treatment, such as paint baking treatment of the panel after molding, There is a bake coating curability (hereinafter also referred to as bake hard property = BH property, bake hardenability) that can secure the required strength as a panel.
 また、6000系アルミニウム合金板は、Mg量などの合金量が多い他の5000系アルミニウム合金などに比して、合金元素量が比較的少ない。このため、これら6000系アルミニウム合金板のスクラップを、アルミニウム合金溶解材 (溶解原料) として再利用する際に、元の6000系アルミニウム合金鋳塊が得やすく、リサイクル性にも優れている。 In addition, the 6000 series aluminum alloy plate has a relatively small amount of alloy elements as compared with other 5000 series aluminum alloys having a large amount of alloy such as Mg. For this reason, when the scraps of these 6000 series aluminum alloy plates are reused as the molten aluminum alloy material (melting raw material), the original 6000 series aluminum alloy ingot is easily obtained and the recyclability is excellent.
 一方、自動車のアウタパネルは、周知の通り、アルミニウム合金板に対し、プレス成形における張出成形時や曲げ成形などの成形加工が複合して行われて製作される。例えば、フードやドアなどの大型のアウタパネルでは、張出などのプレス成形によって、アウタパネルとしての成形品形状となされ、次いで、このアウタパネル周縁部のフラットヘムなどのヘム (ヘミング) 加工によって、インナパネルとの接合が行われ、パネル構造体とされる。 On the other hand, as is well known, an outer panel of an automobile is manufactured by combining an aluminum alloy plate with a forming process such as press forming and bending forming. For example, in a large outer panel such as a hood or a door, it is formed into a molded product shape as an outer panel by press molding such as overhang, and then the inner panel and Are joined to form a panel structure.
 ここで、6000系アルミニウム合金は、優れたBH性を有するという利点がある反面で、室温時効性を有し、溶体化焼入れ処理後、数ヶ月間の室温保持で時効硬化して強度が増加することにより、パネルへの成形性、特に曲げ加工性が低下する課題があった。例えば、6000系アルミニウム合金板を自動車パネル用途に用いる場合、アルミメーカーで溶体化焼入れ処理された後(製造後)、自動車メーカーでパネルに成形加工されるまでに、通常は1~4ヶ月間程度室温におかれ(室温放置され)、この間で、かなり時効硬化(室温時効)することとなる。特に、厳しい曲げ加工が入るアウタパネルにおいては、製造直後は問題無く成形可能であっても、時効硬化(室温時効)後にはヘム加工時に割れが生じるなどの問題が有った。 Here, the 6000 series aluminum alloy has an advantage of having excellent BH property, but has aging property at room temperature, and after the solution quenching treatment, it is age-hardened by holding at room temperature for several months to increase the strength. As a result, there is a problem that the formability to the panel, particularly the bending workability, is lowered. For example, when a 6000 series aluminum alloy plate is used for an automotive panel, it usually takes about 1 to 4 months after it is solution-quenched by an aluminum maker (after manufacture) and then molded into a panel by an automotive maker. It is left at room temperature (and left at room temperature), and during this time, it is considerably age-hardened (room temperature aging). In particular, the outer panel that undergoes severe bending has problems such as cracking during hem processing after age hardening (room temperature aging), even though it can be molded without any problems immediately after production.
 更に、このような室温時効が大きい場合には、BH性が低下して、前記した成形後のパネルの塗装焼付処理などの人工時効( 硬化) 処理時の加熱によっても、パネルとしての必要な強度までに、耐力が向上しなくなるという問題も生じる。 Furthermore, when such room temperature aging is large, the BH property is lowered, and the necessary strength as a panel can be obtained even by heating during artificial aging (hardening) glazing treatment such as paint baking treatment of the panel after molding as described above. By the time, there arises a problem that the yield strength is not improved.
 このため、従来から、6000系アルミニウム合金のBH性の向上および室温時効の抑制については、種々の提案がなされている。例えば、特許文献1では、溶体化および焼入れ処理時に、冷却速度を段階的に変化させることにより、製造後の室温での経過7日後から90日後の強度変化を抑制する提案がなされている。また、特許文献2では、溶体化および焼入れ処理後、60分以内に、50~150℃の温度に10~300分保持することにより、BH性と形状凍結性を得る提案がなされている。また、特許文献3には、溶体化および焼入れ処理の際に、1段目の冷却温度とその後の冷却速度を規定することで、BH性と形状凍結性を得る提案がなされている。 For this reason, various proposals have conventionally been made for improving the BH property of 6000 series aluminum alloys and suppressing aging at room temperature. For example, in Patent Document 1, a proposal is made to suppress a change in strength after 7 days from 90 days after manufacture at room temperature after manufacturing by changing the cooling rate stepwise during solution treatment and quenching. Further, Patent Document 2 proposes to obtain BH property and shape freezing property by holding at a temperature of 50 to 150 ° C. for 10 to 300 minutes within 60 minutes after solution treatment and quenching treatment. Patent Document 3 proposes to obtain BH property and shape freezing property by prescribing the first stage cooling temperature and the subsequent cooling rate during solution treatment and quenching treatment.
 また、特許文献4では溶体化焼入れ後の熱処理でBH性を向上させることが提案されている。特許文献5ではDSC(Differential scanning calorimetry、示差走査熱量測定)法の吸熱ピーク規定によるBH性向上が提案されている。特許文献6では同じくDSCの発熱ピーク規定によるBH性向上が提案されている。 In Patent Document 4, it is proposed to improve the BH property by heat treatment after solution hardening. Patent Document 5 proposes an improvement in BH property by the endothermic peak definition of the DSC (Differential scanning calorimetry) method. Patent Document 6 also proposes improvement of BH property by DSC exothermic peak definition.
 しかし、これら特許文献1~6は、6000系アルミニウム合金板のBH性や室温時効性に直接影響するクラスタ(原子の集合体)については、あくまでその挙動を間接的に類推するものに過ぎなかった。 However, these Patent Documents 1 to 6 are merely an indirect analogy of the behavior of clusters (aggregates of atoms) that directly affect the BH properties and room temperature aging properties of 6000 series aluminum alloy plates. .
 これに対して、特許文献7では、6000系アルミニウム合金板のBH性や室温時効性に影響するクラスタ(原子の集合体)を直接測定して、規定する試みがなされている。すなわち、6000系アルミニウム合金板の組織を100万倍の透過型電子顕微鏡によって分析した際に観察されるクラスタ(原子の集合体)の内、円等価直径が1~5nmの範囲のクラスタの平均数密度を4000~30000個/μmの範囲で規定して、BH性に優れ、室温時効を抑制したものとしている。 On the other hand, Patent Document 7 attempts to directly measure and define clusters (aggregates of atoms) that affect the BH property and room temperature aging of a 6000 series aluminum alloy plate. That is, the average number of clusters having a circle equivalent diameter in the range of 1 to 5 nm among the clusters (aggregates of atoms) observed when the structure of a 6000 series aluminum alloy plate is analyzed by a transmission electron microscope with a magnification of 1 million times. The density is defined in the range of 4000 to 30000 pieces / μm 2 , and is excellent in BH property and suppresses aging at room temperature.
特開2000-160310号公報JP 2000-160310 A 特許第3207413号公報Japanese Patent No. 3207413 特許第2614686号公報Japanese Patent No. 2614686 特開平4-210456号公報JP-A-4-210456 特開平10-219382号公報JP-A-10-219382 特開2005-139537号公報JP 2005-139537 A 特開2009-242904号公報JP 2009-242904 A
 ただし、自動車の燃費向上の要求は以前高く、より一層の軽量化が促進しつつある。これにより、アルミニウム合金板の薄肉化が要求される傾向にあるが、従来のアルミニウム合金では、BH性が不十分であった。これは、これら従来技術が、原子の集合体(クラスタ)について、特性やDSC測定による間接的な挙動を類推しているか、またはTEM観察にて評価した比較的大きな原子の集合体の大きさや数密度を制御するにとどまっていることにもよる。すなわち、これら従来技術が、原子の集合体を詳細に評価できていないため、原子集合体の緻密な制御が不十分であったことにもよる。 However, the demand for improving the fuel efficiency of automobiles has been high in the past, and further weight reduction is being promoted. This tends to require a thinner aluminum alloy plate, but conventional aluminum alloys have insufficient BH properties. This is because these prior arts infer the characteristics and indirect behavior by DSC measurement of an atomic aggregate (cluster), or the size and number of relatively large atomic aggregates evaluated by TEM observation. It also depends on controlling the density. That is, since these conventional techniques have not been able to evaluate the atomic aggregate in detail, the precise control of the atomic aggregate is insufficient.
 このような課題に鑑み、本発明の目的は、組織中の原子の集合体をより詳細に評価することによって、室温時効後の車体塗装焼付け処理であっても、高いBH性と良好な加工性が発揮できるAl―Si―Mg系アルミニウム合金板を提供することである。 In view of such problems, the object of the present invention is to evaluate the aggregates of atoms in the structure in more detail, so that high BH properties and good workability can be achieved even in car body paint baking treatment after room temperature aging. It is to provide an Al—Si—Mg based aluminum alloy plate that can exhibit the above.
 この目的を達成するために、本発明の焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板の要旨は、質量%で、Mg:0.2~2.0%、Si:0.3~2.0%、を含み、残部がAlおよび不可避的不純物からなるAl-Mg-Si系アルミニウム合金板であって、3次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により測定された原子の集合体として、Mg原子かSi原子かのいずれか又は両方を合計で10個以上含むとともに、これらに含まれるMg原子かSi原子のいずれの原子を基準としても、その基準となる原子と隣り合う他の原子のうちのいずれかの原子との互いの距離が0.75nm以下である条件を満たす、原子の集合体の平均数密度が1.0×1024個/m以上であって、かつ、これらの条件を満たす原子の集合体のうち、Mg原子数とSi原子数の比(Mg/Si)が2/3以上である原子の集合体の平均割合が0.65以上であることとする。 In order to achieve this object, the gist of the aluminum alloy sheet having excellent bake coating curability according to the present invention is, by mass, Mg: 0.2 to 2.0%, Si: 0.3 to 2.0%. An Al—Mg—Si-based aluminum alloy plate consisting of Al and unavoidable impurities, and the atomic aggregate measured by a three-dimensional atom probe field ion microscope is either Mg atom or Si atom. Including at least 10 of either or both, and using any of the Mg atoms or Si atoms contained therein as a reference, any one of the other atoms adjacent to the reference atom; The average number density of the aggregate of atoms satisfying the condition that the distance between each other is 0.75 nm or less is 1.0 × 10 24 / m 3 or more, and the aggregate of atoms satisfying these conditions Of which, the number of Mg atoms The average percentage of aggregates of atoms ratio of Si atoms (Mg / Si) is 2/3 or more and be less than 0.65.
 本発明では、3DAPにより測定される原子の集合体(クラスタ)のうち、前記原子間の互いの距離が0.75nm以下の微細なクラスタを数多く存在させることを前提とする。そして、更に、これら微細なクラスタを構成する元素のうち、Mgの原子数が大きなクラスタの割合を増して、BH性を高める。 In the present invention, it is assumed that there are many fine clusters having a distance of 0.75 nm or less between the atoms among the aggregate (cluster) of atoms measured by 3DAP. Further, among the elements constituting these fine clusters, the proportion of clusters having a large number of Mg atoms is increased to enhance the BH property.
 本発明者らは、同じクラスタであっても、その組成によってBH性への影響が異なり、Si原子がリッチなクラスタはBH性に悪影響を及ぼす一方、Mg原子がリッチなクラスタはBH性を促進することを知見した。このため、本発明では、3DAPにより測定されるクラスタのうち、前記原子間の互いの距離が小さなクラスタが多くなるように制御するとともに、このクラスタのうち、Mgの原子数が大きなクラスタの割合が多くすべく制御して、BH性を高める。 The inventors of the present invention have different effects on the BH property depending on the composition of the same cluster. A cluster rich in Si atoms adversely affects the BH property, whereas a cluster rich in Mg atoms promotes the BH property. I found out that For this reason, in the present invention, among the clusters measured by 3DAP, control is performed so that the number of clusters having a small mutual distance between the atoms increases, and the proportion of clusters having a large number of Mg atoms among the clusters is Control as much as possible to increase BH.
 これによって、本発明では、室温時効した場合であっても、より高いBH性が発揮できるAl―Si―Mg系アルミニウム合金板を提供できる。 Thus, the present invention can provide an Al—Si—Mg-based aluminum alloy plate that can exhibit higher BH properties even when it is aged at room temperature.
 以下に、本発明の実施の形態につき、要件ごとに具体的に説明する。 Hereinafter, the embodiment of the present invention will be specifically described for each requirement.
クラスタ(原子の集合体):
 先ず、本発明でいうクラスタの意味につき説明する。本発明でいうクラスタとは、後述する3DAPにより測定される原子の集合体(クラスタ)を言い、以下の記載では主としてクラスタと表現する。6000系アルミニウム合金においては、溶体化および焼入れ処理後に、室温保持、あるいは50~150℃の熱処理中に、Mg、Siがクラスタと呼ばれる原子の集合体を形成することが知られている。但し、これら室温保持と50~150℃の熱処理中とで生成するクラスタは、全くその挙動(性質)が異なる。
Cluster (a collection of atoms):
First, the meaning of the cluster in the present invention will be described. The cluster in the present invention refers to an aggregate (cluster) of atoms measured by 3DAP, which will be described later, and is mainly expressed as a cluster in the following description. In a 6000 series aluminum alloy, it is known that Mg and Si form an aggregate of atoms called clusters during a room temperature hold or a heat treatment at 50 to 150 ° C. after solution treatment and quenching. However, the behavior of the clusters generated at room temperature and during the heat treatment at 50 to 150 ° C. is completely different.
 室温保持で形成されるクラスタは、その後の人工時効又は焼付塗装処理において強度を上昇させるGPゾーン或いはβ’相の析出を抑制する。一方、50~150℃で形成されるクラスタ(或いはMg/Siクラスタ)は、逆に、GPゾーン或いはβ’相の析出を促進することが示されている(例えば、山田ら:軽金属vol.51、第215頁に記載)。 The cluster formed by holding at room temperature suppresses the precipitation of the GP zone or β ′ phase that increases the strength in the subsequent artificial aging or baking coating treatment. On the other hand, clusters (or Mg / Si clusters) formed at 50 to 150 ° C. have been shown to promote precipitation of GP zones or β ′ phases (for example, Yamada et al .: Light metal vol. 51). , Page 215).
 ちなみに、前記特許文献7では、その段落0021~0025にかけて、これらのクラスタが、従来では、比熱測定や3DAP(3次元アトムプローブ)等によって解析されていると記載されている。そして、同時に、3DAPによるクラスタの解析では、観察されることによって、クラスタ自体の存在は裏付けられても、本発明で規定する前記クラスタのサイズや数密度までは不明或いは限定的にしか測定できなかったと記載されている。 Incidentally, in Patent Document 7, it is described in the paragraphs 0021 to 0025 that these clusters are conventionally analyzed by specific heat measurement, 3DAP (three-dimensional atom probe) or the like. At the same time, in the analysis of the cluster by 3DAP, even if the existence of the cluster itself is supported by observation, the size and number density of the cluster defined in the present invention can be measured only in an unknown or limited manner. It is stated that.
 確かに、6000系アルミニウム合金において、前記クラスタを3DAP(3次元アトムプローブ)によって解析する試みは従来からされている。しかし、前記特許文献7の記載する通り、クラスタ自体の存在は裏付けられても、そのクラスタのサイズや数密度までは不明であった。これは、3DAPにより測定される原子の集合体(クラスタ)のうちの、どのクラスタとBH性とが大きく相関するのか不明であり、BH性に大きく関わる原子の集合体がどれであるのか不明であったことによる。 Certainly, in a 6000 series aluminum alloy, an attempt to analyze the cluster by 3DAP (three-dimensional atom probe) has been made conventionally. However, as described in Patent Document 7, even if the existence of the cluster itself is supported, the size and number density of the cluster are unknown. This is because it is unclear which of the aggregates (clusters) of atoms measured by 3DAP correlates with the BH property, and it is not clear which of the atomic aggregates greatly affects the BH property. Because there was.
 これに対して、本発明者らは、先に本発明者らが出願した特願2011-56960号において、BH性に大きく関わるクラスタを明確化した。すなわち、3DAPにより測定されるクラスタのうち、前記規定の通り、Mg原子かSi原子かを合計で特定以上含み、これらに含まれる隣り合う原子同士の互いの距離が特定以下であるような特定のクラスタと、BH性とが大きく相関することを知見した。そして、これらの条件を満たす原子の集合体の数密度を増すことによって、室温時効後に車体塗装焼付け処理された場合でも、高いBH性が発揮できることを知見した。 On the other hand, the present inventors clarified clusters that are largely related to the BH property in Japanese Patent Application No. 2011-56960 previously filed by the present inventors. That is, among the clusters measured by 3DAP, as specified above, a specific value that includes Mg atoms or Si atoms in total or more and a distance between adjacent atoms included in these is not more than a specific value. It was found that the cluster and the BH property are greatly correlated. The inventors have also found that by increasing the number density of atomic aggregates satisfying these conditions, high BH properties can be exhibited even when subjected to body paint baking after room temperature aging.
 具体的には、前記特願2011-56960号において、質量%で、Mg:0.2~2.0%、Si:0.3~2.0%、を含み、残部がAlおよび不可避的不純物からなるAl-Mg-Si系アルミニウム合金板であって、3次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により測定された原子の集合体として、その原子の集合体が、Mg原子かSi原子かのいずれか又は両方を合計で30個以上含み、これらに含まれるMg原子かSi原子のいずれの原子を基準としても、その基準となる原子と隣り合う他の原子のうちのいずれかの原子との互いの距離が0.75nm以下であり、これらの条件を満たす原子の集合体を1.0×10個/μm以上の平均数密度で含む、焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板として出願した。 Specifically, in the aforementioned Japanese Patent Application No. 2011-56960, by mass, Mg: 0.2-2.0%, Si: 0.3-2.0%, with the balance being Al and inevitable impurities An Al—Mg—Si-based aluminum alloy plate comprising, as an atomic aggregate measured by a three-dimensional atom probe field ion microscope, the atomic aggregate is either an Mg atom or an Si atom, or both The total distance is 30 or more, and the distance between the reference atom and any one of the other atoms adjacent to the reference atom is any of the atoms of Mg or Si atoms contained in these. An aluminum alloy plate having an average number density of 1.0 × 10 5 atoms / μm 3 or more and containing an aggregate of atoms satisfying these conditions of 0.75 nm or less was applied.
 この特願2011-56960号によれば、Mg原子かSi原子かのいずれか又は両方を合計で30個以上含み、互いに隣り合う原子同士の距離が0.75nm以下であるクラスタの存在が、BH性を向上させる。そして、これらクラスタを一定量以上存在させることで、室温時効したAl―Si―Mg系アルミニウム合金板を、150℃×20分の低温、短時間化された車体塗装焼付け処理の場合であっても、より高いBH性を発揮させることができるとしている。 According to Japanese Patent Application No. 2011-56960, the presence of a cluster that includes a total of 30 or more of either Mg atoms or Si atoms, and the distance between adjacent atoms is 0.75 nm or less is BH. Improve sexiness. In addition, even if a certain amount or more of these clusters are present, an Al—Si—Mg-based aluminum alloy plate aged at room temperature can be subjected to a low-temperature, short-time car body paint baking process at 150 ° C. for 20 minutes. The higher BH property can be exhibited.
 これに対して、本発明者らは、3DAPにより測定されるクラスタのうち、前記クラスタを多く存在させることは、確かにBH性を向上させるものの、それだけではまだ向上効果が十分ではないことを知見した。言い換えると、前記クラスタを多く存在させることは、BH性向上の前提条件(必要条件)ではあるものの、必ずしも十分条件ではないことを知見した。 On the other hand, the present inventors have found that, among the clusters measured by 3DAP, the presence of a large number of the clusters certainly improves the BH property, but the improvement effect is not sufficient by itself. did. In other words, it was found that the presence of a large number of the clusters is a precondition (requirement) for improving the BH property, but is not necessarily a sufficient condition.
 このため、本発明者らは、特願2011-199769号(平成23年9月13日出願)を出願した。すなわち、前記特定の条件を満たす原子の集合体を6.0×1023個/m以上の平均数密度で含むことを前提に、これらの条件を満たす原子の集合体のうち、最大となる円相当径の半径が1.5nm未満のサイズの原子の集合体の平均数密度を10.0×1023個/m以下に規制する一方、この最大となる円相当径の半径が1.5nm未満のサイズの原子の集合体の平均数密度aと、最大となる円相当径の半径が1.5nm以上のサイズの原子の集合体の平均数密度bとの比a/bが3.5以下となるように、前記最大となる円相当径の半径が1.5nm以上のサイズの原子の集合体を含むこととした。 For this reason, the present inventors filed Japanese Patent Application No. 2011-199769 (filed on September 13, 2011). That is, on the premise that an aggregate of atoms satisfying the specific condition is included at an average number density of 6.0 × 10 23 atoms / m 3 or more, the maximum of the aggregate of atoms satisfying these conditions is obtained. While the average number density of an aggregate of atoms having a circle-equivalent diameter radius of less than 1.5 nm is restricted to 10.0 × 10 23 atoms / m 3 or less, the maximum circle-equivalent diameter radius is 1. The ratio a / b between the average number density a of an aggregate of atoms having a size of less than 5 nm and the average number density b of an aggregate of atoms having a maximum equivalent circle diameter of 1.5 nm or more is 3. In order to be 5 or less, the maximum circle equivalent diameter radius includes an aggregate of atoms having a size of 1.5 nm or more.
 この出願は、Mg原子かSi原子かのいずれか又は両方を含むクラスタには当然ながら、そのサイズ(大きさ)の違い(分布)があり、クラスタの大きさによるBH性への作用の大きな違いがあるという考え方に基づく。比較的小さなサイズのクラスタはBH性を阻害する一方で、比較的大きなサイズのクラスタはBH性を促進するという、クラスタの大きさによるBH性への作用の正反対の違いがある。これに基づけば、前記特定のクラスタのうち、比較的小さなサイズのクラスタを少なくし、比較的大きなサイズのクラスタを多くすれば、よりBH性が向上できることとなる。比較的小さなサイズのクラスタは、BH処理時(人工時効硬化処理時)には消滅するものの、却って、このBH時に、強度向上に効果の高い大きなクラスタの析出を阻害してBH性を低くしていると推考される。一方で、比較的大きなサイズのクラスタは、BH処理時に成長して、BH処理時の析出物の析出を促進して、BH性を高くすると推考される。 In this application, there is naturally a difference (distribution) in the size (size) of clusters containing either or both of Mg atoms and Si atoms, and there is a large difference in action on BH properties depending on the size of the clusters. Based on the idea that there is. There is the opposite difference between the effect of the size of the cluster on the BH property that the relatively small size cluster inhibits the BH property, while the relatively large size cluster promotes the BH property. Based on this, the BH property can be further improved by reducing the relatively small size clusters and increasing the relatively large size clusters among the specific clusters. Although relatively small size clusters disappear during BH treatment (at the time of artificial age hardening), on the other hand, during this BH, the precipitation of large clusters that are highly effective in improving the strength is inhibited to lower the BH property. It is inferred that On the other hand, it is presumed that a relatively large size cluster grows during the BH treatment, promotes precipitation of precipitates during the BH treatment, and increases the BH property.
 ただ、その後の研究によって、この比較的大きなサイズのクラスタであっても、大きすぎるクラスタは、BH処理時に成長すると、サイズが大きくなりすぎてしまい、逆にBH性を低下させるとともに、BH処理前の強度が高くなりすぎてしまい、加工性が劣化することも見出した。つまり、加工性を劣化させずにBH性を高くするためには、最適なサイズのクラスタが存在する。前記特定の原子の集合体のサイズの分布状態は重要だが、これら前記特定の原子の集合体の平均サイズである円相当径の平均半径と、この円相当径の半径の標準偏差とがBH性に大きく影響することも知見した。この内容を、本発明者らは、更に特願2012-051821号(平成24年3月8日出願)として出願した。この特願2012-051821号では、クラスタの円相当径の平均半径が1.2nm以上、1.5nm以下であるとともに、この円相当径の半径の標準偏差を0.35nm以下として、最適なサイズのクラスタのみを生成させている。 However, as a result of subsequent research, even if this cluster is relatively large, if it grows during BH processing, it will become too large, and on the contrary, it will reduce BH properties and before BH processing. It has also been found that the strength of the steel becomes too high and the workability deteriorates. That is, there is an optimally sized cluster in order to increase the BH property without degrading the workability. The distribution state of the size of the specific atomic aggregate is important, but the average radius of the equivalent circle diameter, which is the average size of the specific atomic aggregate, and the standard deviation of the radius of the equivalent circle diameter are BH properties. It has also been found that it greatly affects The present inventors further filed the application as Japanese Patent Application No. 2012-051821 (filed on March 8, 2012). In this Japanese Patent Application No. 2012-051821, the average radius of the equivalent circle diameter of the cluster is 1.2 nm or more and 1.5 nm or less, and the standard deviation of the radius of the equivalent circle diameter is 0.35 nm or less. Only the cluster is generated.
 ただ、その後の更なる研究により、前記した通り、同じクラスタであっても、その組成によってBH性への影響が異なり、Si原子がリッチなクラスタはBH性に悪影響を及ぼす一方、Mg原子がリッチなクラスタはBH性を促進することを知見した。これが、本発明の考え方であり、このため、本発明では、3DAPにより測定されるクラスタのうち、前記原子間の互いの距離が小さなクラスタが多くなるように制御するとともに、このクラスタのうち、Mgの原子数が大きなクラスタの割合が多くすべく制御して、BH性を高める。 However, as a result of further research, as described above, even if the same cluster is used, the influence on the BH property differs depending on the composition, and the cluster rich in Si atoms adversely affects the BH property, while the Mg atom is rich. Have been found to promote BH properties. This is the idea of the present invention. Therefore, in the present invention, among the clusters measured by 3DAP, control is performed so that the number of clusters having a small mutual distance between the atoms increases, and among these clusters, Mg The BH property is enhanced by controlling to increase the proportion of clusters having a large number of atoms.
(本発明のクラスタ規定)
 以下に、本発明のクラスタの規定につき具体的に説明する。
 本発明がクラスタを規定するアルミニウム合金板は、前記した通り、圧延後に溶体化および焼入れ処理、再加熱処理などの一連の調質が施された後の板であって、焼付け塗装硬化処理などの人工時効硬化処理される前のアルミニウム合金板を言う。ただ、前記自動車パネルなどとしてプレス成形されるには、板の製造後0.5~4ヶ月間程度の比較的長期に亙って室温放置されることが多い。このため、この長期に亘って室温放置された後の板の組織状態であっても、本発明で規定する組織とすることが好ましい。この点、長期の室温経時後の特性を問題とする場合には、100日程度の室温経時後では特性が変化せず、組織も変化していないことが予想されるため、十分に室温経時が進行した、前記一連の調質が施された後、100日以上が経過した後の板の組織と特性を、調査および評価することがより好ましい。
(Cluster specification of the present invention)
Hereinafter, the cluster definition of the present invention will be described in detail.
As described above, the aluminum alloy plate in which the present invention defines a cluster is a plate after being subjected to a series of tempering such as solution treatment and quenching treatment and reheating treatment after rolling, such as baking coating hardening treatment. The aluminum alloy plate before artificial age hardening treatment. However, in order to be press-molded as the automobile panel or the like, it is often left at room temperature for a relatively long period of about 0.5 to 4 months after the production of the plate. For this reason, even if it is the structure | tissue state of the board after standing at room temperature for this long term, it is preferable to set it as the structure | tissue prescribed | regulated by this invention. In this regard, when the property after long-term room temperature aging is a problem, it is expected that the property does not change after about 100 days of room temperature aging, and the structure does not change. It is more preferable to investigate and evaluate the structure and characteristics of the plate after 100 days or more after the progress of the series of tempering.
(本発明のクラスタの定義)
 このようなアルミニウム合金板の任意の板厚中央部における組織を、3次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により測定する。この測定された組織に存在するクラスタとして、本発明では、先ず、そのクラスタが、Mg原子かSi原子かのいずれか又は両方を合計で10個以上含むものとする。なお、この原子の集合体に含まれるMg原子やSi原子の個数は多いほどよく、その上限は特に規定しないが、製造限界からすると、このクラスタに含まれるMg原子やSi原子の個数の上限は概ね10000個程度である。
(Definition of the cluster of the present invention)
The structure in an arbitrary thickness center part of such an aluminum alloy plate is measured with a three-dimensional atom probe field ion microscope. In the present invention, as the clusters present in the measured tissue, first, the clusters include 10 or more of either Mg atoms or Si atoms or both in total. It should be noted that the number of Mg atoms and Si atoms contained in the aggregate of atoms is preferably as large as possible, and the upper limit is not particularly specified, but from the production limit, the upper limit of the number of Mg atoms and Si atoms contained in this cluster is Approximately 10,000 pieces.
 前記特願2011-56960号では、そのクラスタが、Mg原子かSi原子かのいずれか又は両方を合計で30個以上含むものとしている。しかし、本発明は、前記した通り、比較的小さなサイズのクラスタはBH性を阻害するので、これを規制して少なくする。このため、この規制すべき比較的小さなサイズのクラスタを、測定可能な範囲で制御するために、Mg原子かSi原子かのいずれか又は両方を合計で10個以上含むものと規定する。 In the Japanese Patent Application No. 2011-56960, the cluster includes at least 30 Mg atoms and / or Si atoms in total. However, in the present invention, as described above, a relatively small size cluster inhibits the BH property, so that this is regulated and reduced. For this reason, in order to control this relatively small size cluster to be regulated within a measurable range, it is defined that it contains at least 10 Mg atoms and / or Si atoms in total.
 本発明では、前記特願2011-56960号と同様に、さらに、これらクラスタに含まれるMg原子かSi原子のいずれの原子を基準としても、その基準となる原子と隣り合う他の原子のうちのいずれかの原子との互いの距離が0.75nm以下であるものを、本発明で規定する(本発明の規定を満たす)原子の集合体(クラスタ)とする。この互いの距離0.75nmは、MgやSiの互いの原子間の距離が近接し、室温時効後のBH性向上効果がある大きなサイズのクラスタの数密度を保障し、逆に、小さなサイズのクラスタを規制し、数密度を少なく制御するために定めた数値である。本発明者らは、これまでに車体塗装焼付け処理で高いBH性を発揮できるアルミ合金板と原子レベルの集合体の関係を詳細に検討した結果、上記定義で規定される原子集合体の数密度が大きいことが、高いBH性を発揮する組織形態であることを実験的に見出した。従って、原子間の距離0.75nmの技術的意味合いは十分に明らかになっていないが、高いBH性を発揮する原子集合体の数密度を厳密に保証するために必要であり、そのために定めた数値である。 In the present invention, as in the above Japanese Patent Application No. 2011-56960, even if any atom of Mg atom or Si atom contained in these clusters is used as a reference, of the other atoms adjacent to the reference atom. An atom having a distance of 0.75 nm or less from any atom is defined as an aggregate (cluster) of atoms defined by the present invention (satisfying the definition of the present invention). This mutual distance of 0.75 nm ensures that the distance between atoms of Mg and Si is close, guaranteeing the number density of large size clusters that have an effect of improving the BH property after aging at room temperature, and conversely, This is a numerical value that is set to regulate the cluster and control the number density to a low level. The inventors of the present invention have studied in detail the relationship between an aluminum alloy plate capable of exhibiting high BH properties in a car body paint baking process and an atomic level aggregate, and as a result, the number density of the atomic aggregate defined by the above definition is as follows. It has been experimentally found that a large is a tissue form exhibiting high BH properties. Therefore, although the technical significance of the distance between atoms of 0.75 nm is not sufficiently clarified, it is necessary to strictly guarantee the number density of atomic aggregates exhibiting a high BH property, and is defined for that purpose. It is a numerical value.
 本発明で規定するクラスタは、Mg原子とSi原子とを両方含む場合が最も多いものの、Mg原子を含むがSi原子を含まない場合や、Si原子を含むがMg原子を含まない場合を含む。また、Mg原子やSi原子だけで構成されるとは限らず、これらに加えて、非常に高い確率でAl原子を含む。 The cluster defined in the present invention most often includes both Mg atoms and Si atoms, but includes a case where Mg atoms are included but Si atoms are not included, or a case where Si atoms are included but Mg atoms are not included. Moreover, it is not necessarily comprised only by Mg atom or Si atom, In addition to these, Al atom is included with very high probability.
 更に、アルミニウム合金板の成分組成によっては、合金元素や不純物として含む、Fe、Mn、Cu、Cr、Zr、V、Ti、ZnあるいはAgなどの原子がクラスタ中に含まれ、これらその他の原子が3DAP分析によりカウントされる場合が必然的に生じる。しかし、これらその他の原子(合金元素や不純物由来)がクラスタに含まれるとしても、Mg原子やSi原子の総数に比べると少ないレベルである。それゆえ、このような、その他の原子をクラスタ中に含む場合でも、前記規定(条件)を満たすものは、本発明のクラスタとして、Mg原子やSi原子のみからなるクラスタと同様に機能する。したがって、本発明で規定するクラスタは、前記した規定さえ満足すれば、他にどんな原子を含んでも良い。 Furthermore, depending on the component composition of the aluminum alloy plate, atoms such as Fe, Mn, Cu, Cr, Zr, V, Ti, Zn, or Ag contained as alloy elements or impurities are included in the cluster, and these other atoms are included in the cluster. The case of counting by 3DAP analysis necessarily occurs. However, even if these other atoms (from alloying elements and impurities) are included in the cluster, the level is smaller than the total number of Mg atoms and Si atoms. Therefore, even when such other atoms are included in the cluster, those satisfying the above-mentioned rules (conditions) function as the cluster of the present invention in the same manner as a cluster composed only of Mg atoms or Si atoms. Therefore, the cluster defined in the present invention may include any other atom as long as the above-described definition is satisfied.
 また、本発明の「これらに含まれるMg原子かSi原子のいずれの原子を基準としても、その基準となる原子と隣り合う他の原子のうちのいずれかの原子との互いの距離が0.75mm以下である」とは、クラスタに存在する全てのMg原子やSi原子が、その周囲に互いの距離が0.75nm以下であるMg原子やSi原子を少なくとも1つ有しているという意味である。 Further, according to the present invention, "the reference is based on any of the Mg atoms or Si atoms contained therein, the mutual distance between the reference atom and any one of the other adjacent atoms is 0.00. “75 mm or less” means that all Mg atoms and Si atoms present in the cluster have at least one Mg atom or Si atom having a distance of 0.75 nm or less around each other. is there.
 本発明のクラスタにおける、原子同士の距離の規定は、これらに含まれるMg原子かSi原子のいずれの原子を基準としても、その基準となる原子と隣り合う他の原子のうちの全ての原子の距離が各々全て0.75nm以下にならなくてもよく、反対に、各々全て0.75nm以下になっていてもよい。言い換えると、距離が0.75nmを超える他のMg原子やSi原子が隣り合っていても良く、特定の(基準となる)Mg原子かSi原子の周りに、この規定距離(間隔)を満たす、他のMg原子かSi原子が最低1個あればいい。 In the cluster of the present invention, the definition of the distance between atoms is based on any atom of Mg atoms or Si atoms included in these atoms, and all atoms among other atoms adjacent to the reference atom. The distances may not all be 0.75 nm or less, and conversely, all the distances may be 0.75 nm or less. In other words, other Mg atoms or Si atoms having a distance exceeding 0.75 nm may be adjacent to each other, and the specified distance (interval) is satisfied around a specific (reference) Mg atom or Si atom. There should be at least one other Mg atom or Si atom.
 そして、この規定距離を満たす隣り合う他のMg原子かSi原子が1個ある場合には、距離の条件を満たす、カウントすべきMg原子かSi原子の数は、特定の(基準となる)Mg原子かSi原子を含めて2個となる。また、この規定距離を満たす隣り合う他のMg原子かSi原子が2個ある場合には、距離の条件を満たす、カウントすべきMg原子かSi原子の数は、特定の(基準となる)Mg原子かSi原子を含めて3個となる。 When there is one other adjacent Mg atom or Si atom satisfying this specified distance, the number of Mg atoms or Si atoms that satisfy the distance condition is specified (reference) Mg. There are two atoms including atoms or Si atoms. In addition, when there are two adjacent Mg atoms or Si atoms satisfying the specified distance, the number of Mg atoms or Si atoms to be counted that satisfy the distance condition is a specific (reference) Mg The number is 3 including atoms or Si atoms.
 以上説明したクラスタは、前記し、また詳しくは後述する、圧延後の調質における、溶体化および高温での焼入れ停止後の温度保持処理によって生成させるクラスタである。すなわち、本発明でのクラスタは、溶体化および高温での焼入れ停止後の温度保持処理によって生成させる原子の集合体であって、Mg原子かSi原子かのいずれか又は両方を合計で10個以上含み、これらに含まれるMg原子かSi原子のいずれの原子を基準としても、その基準となる原子と隣り合う他の原子のうちのいずれかの原子との互いの距離が0.75nm以下のクラスタである。 The clusters described above are the clusters generated by the temperature holding treatment after the solution treatment and the quenching stop at a high temperature in the tempering after rolling as described above and in detail later. That is, the cluster in the present invention is an aggregate of atoms generated by solution treatment and a temperature holding treatment after quenching at a high temperature, and is a total of 10 or more of either Mg atoms or Si atoms or both. A cluster having a distance of 0.75 nm or less between the reference atom and any one of the other adjacent atoms, regardless of which Mg atom or Si atom included therein It is.
 これまで、人工時効又は焼付塗装処理において強度を上昇させるGPゾーン或いはβ’相の析出を促進するクラスタは、前述したようにMg/Siクラスタであり、このクラスタは溶体化および焼入処理後に50~150℃の熱処理で形成される。これに対して、人工時効処理又は焼付塗装処理においてGPゾーン或いはβ’相の析出を抑制するクラスタは、Siリッチクラスタであり、このクラスタは溶体化焼入後に室温保持(室温時効)で形成されることが報告されている(例えば、里:軽金属vol.56、第595頁に記載)。 Until now, the GP zone or the cluster that promotes the precipitation of β ′ phase, which increases the strength in the artificial aging or baking coating process, is the Mg / Si cluster as described above, and this cluster is 50 after the solution treatment and the quenching process. It is formed by heat treatment at ˜150 ° C. On the other hand, the cluster that suppresses the precipitation of the GP zone or β ′ phase in the artificial aging treatment or baking coating treatment is a Si-rich cluster, and this cluster is formed by holding at room temperature (room temperature aging) after solution hardening. (For example, village: light metal vol. 56, described on page 595).
 しかし、一般的なアルミニウム合金の製造工程では、板の製造後、自動車メーカーでパネルに成形加工されるまでに、前記した通り、通常は1~4ヶ月間程度室温におかれ(室温放置され)るため、必然的に板の製造時に生成するMg-Siクラスタと、室温時効で生成するSiリッチクラスタが共存する組織となり、BH性を促進するMg-Siクラスタのみを生成させることは難しい。 However, in the general aluminum alloy manufacturing process, after the plate is manufactured, it is usually left at room temperature for about 1 to 4 months (to be left at room temperature) before being processed into a panel by an automobile manufacturer. Therefore, the Mg—Si clusters that are inevitably produced during the production of the plate and the Si rich clusters that are produced by aging at room temperature coexist, and it is difficult to produce only Mg—Si clusters that promote BH properties.
 そこで、発明者らはBH性を向上させるためには、BH性に悪影響を及ぼすSiリッチクラスタと、BH性を促進するMg-Siクラスタの割合を制御することが重要と考え、クラスタの数密度とその成分を詳細に評価を行い、BH性を向上させるためのクラスタ形態を明らかにした。 Therefore, the inventors consider that in order to improve the BH property, it is important to control the ratio of Si-rich clusters that adversely affect the BH property and Mg—Si clusters that promote the BH property. And its components were evaluated in detail, and the cluster form for improving the BH property was clarified.
(クラスタの密度の規定)
 以上説明した定義されるクラスタ乃至前提条件を満たすクラスタを、本発明では1.0×1024個/m以上の平均数密度で含むものとする。このクラスタの平均数密度が1.0×1024個/mよりも少なすぎると、室温経時中に新たに小さすぎるクラスタが生成してしまい、BH性の低下および加工性の劣化を引き起こしてしまう。一方、クラスタの平均数密度の上限は特に規定しないが、その製造限界からすると、25.0×1023個/m程度(2.5×1024個/m程度)である。
(Definition of cluster density)
In the present invention, the defined clusters or the clusters that satisfy the preconditions described above are included at an average number density of 1.0 × 10 24 / m 3 or more. If the average number density of the clusters is less than 1.0 × 10 24 / m 3 , new clusters that are too small are formed during the aging of the room temperature, causing a decrease in BH property and a deterioration in workability. End up. On the other hand, the upper limit of the average number density of clusters is not particularly defined, but from the production limit, it is about 25.0 × 10 23 pieces / m 3 (about 2.5 × 10 24 pieces / m 3 ).
 本発明で定義されるクラスタの平均数密度が少なければ、このクラスタ自体の形成量が不十分となり、前記室温時効で形成されるクラスタに、添加した(含有する)MgやSiの多くが消費されていることを意味する。このため、GPゾーン或いはβ’相の析出を促進し、BH性を向上する効果が例え有ったとしても、室温放置(室温時効)後では、BH性の向上は0.2%耐力で従来の30~40MPa程度にとどまる。したがって、このような条件下で、より高い所望のBH性を得ることができなくなる。 If the average number density of the clusters defined in the present invention is small, the formation amount of the clusters themselves is insufficient, and much of the added or contained Mg or Si is consumed in the clusters formed by the room temperature aging. Means that For this reason, even if there is an effect of promoting the precipitation of the GP zone or β ′ phase and improving the BH property, the BH property is improved by 0.2% proof stress after standing at room temperature (room temperature aging). It remains at around 30-40 MPa. Therefore, higher desired BH properties cannot be obtained under such conditions.
(本発明クラスタの組成規定)
 本発明で定義されるクラスタ乃至前提条件を満たすクラスタであっても、その組成によってBH性への影響が前記した通り異なる。Si原子がリッチなクラスタは、BH性に悪影響を及ぼすが、これはSiリッチなクラスタは、焼付け塗装時に生成し、BH性を向上させるβ’’あるいはβ’などの強化相とMg/Si組成の違いが比較的大きいため、焼付け塗装時に強化相の生成を促進することが無く、むしろ強化相の生成を抑制する。
(Composition regulation of the cluster of the present invention)
Even if it is a cluster defined in the present invention or a cluster satisfying the precondition, the influence on the BH property varies depending on the composition as described above. Clusters rich in Si atoms have an adverse effect on BH properties. This is because Si-rich clusters are formed during baking and strengthened phases such as β ″ or β ′ and Mg / Si composition improve BH properties. Since the difference is relatively large, the generation of the reinforcing phase is not promoted during the baking coating, but rather the generation of the reinforcing phase is suppressed.
 一方、Mg原子がリッチなクラスタは、BH性を向上させるが、これはMgリッチなクラスタは、焼付け塗装時に生成し、BH性を向上させるβ’’あるいはβ’などの強化相とMg/Si組成が比較的近いため、焼付け塗装時に強化相の生成を促進する。 On the other hand, clusters rich in Mg atoms improve the BH property. This is because Mg-rich clusters are formed during baking coating and strengthened phases such as β ″ or β ′ and Mg / Si that improve the BH property. Since the composition is relatively close, it promotes the formation of a reinforcing phase during baking.
 本発明では、このようなクラスタの組成の関係に基づき、このクラスタのうちMgの原子数が大きなクラスタの割合が多くすべく制御して、BH性を高める。このため、本発明では、Mg原子かSi原子かのいずれか又は両方を合計で10個以上含むとともに、これらに含まれるMg原子かSi原子のいずれの原子を基準としても、その基準となる原子と隣り合う他の原子のうちのいずれかの原子との互いの距離が0.75nm以下である条件を満たす、原子の集合体のうち、Mg/Si比が2/3以上であるMg原子がリッチな原子集合体の割合を0.65以上と規定する。Mg/Si比が2/3以上の原子集合体の割合が0.65未満であると、Si原子がリッチなクラスタが多くなり、前記した機構によって、BH性が小さくなりやすい。 In the present invention, based on such a compositional relationship of clusters, control is performed so that the proportion of clusters having a large number of Mg atoms out of these clusters is increased to enhance the BH property. For this reason, in the present invention, a total of 10 or more of either Mg atoms or Si atoms or both are included, and any of the Mg atoms or Si atoms contained therein is used as a reference atom. Mg atoms having an Mg / Si ratio of 2/3 or more among the aggregate of atoms satisfying the condition that the distance between each other and any one of the adjacent atoms is 0.75 nm or less The ratio of rich atomic aggregates is defined as 0.65 or more. When the ratio of the atomic aggregate having an Mg / Si ratio of 2/3 or more is less than 0.65, clusters rich in Si atoms increase, and the above-described mechanism tends to reduce the BH property.
 ここで、Mg/Si比が2/3以上の原子集合体の割合の上限は特に定めないが、0.90程度が製造上の限界である。 Here, the upper limit of the ratio of atomic aggregates having an Mg / Si ratio of 2/3 or higher is not particularly defined, but about 0.90 is a manufacturing limit.
(3DAPの測定原理と測定方法)
 3DAP(3次元アトムプローブ)は、電界イオン顕微鏡(FIM)に、飛行時間型質量分析器を取り付けたものである。このような構成により、電界イオン顕微鏡で金属表面の個々の原子を観察し、飛行時間質量分析により、これらの原子を同定することのできる局所分析装置である。また、3DAPは、試料から放出される原子の種類と位置とを同時に分析可能であるため、原子の集合体の構造解析上、非常に有効な手段となる。このため、公知技術として、前記した通り、磁気記録膜や電子デバイスあるいは鋼材の組織分析などに使用されている。また、最近では、前記した通り、アルミニウム合金板の組織のクラスタの判別などにも使用されている。
(Measurement principle and measurement method of 3DAP)
3DAP (three-dimensional atom probe) is a field ion microscope (FIM) equipped with a time-of-flight mass analyzer. With such a configuration, the local analyzer is capable of observing individual atoms on a metal surface with a field ion microscope and identifying these atoms by time-of-flight mass spectrometry. In addition, 3DAP is a very effective means for structural analysis of atomic aggregates because it can simultaneously analyze the type and position of atoms emitted from a sample. For this reason, as described above, it is used as a magnetic recording film, an electronic device, or a structure analysis of a steel material as a known technique. In addition, recently, as described above, it is also used for discrimination of the cluster of the structure of the aluminum alloy plate.
 この3DAPでは、電界蒸発とよばれる高電界下における試料原子そのもののイオン化現象を利用する。試料原子が電界蒸発するために必要な高電圧を試料に印加すると、試料表面から原子がイオン化されこれがプローブホールを通りぬけて検出器に到達する。 This 3DAP uses an ionization phenomenon of sample atoms under a high electric field called field evaporation. When a high voltage necessary for the field evaporation of sample atoms is applied to the sample, the atoms are ionized from the sample surface and pass through the probe hole to reach the detector.
 この検出器は、位置敏感型検出器であり、個々のイオンの質量分析(原子種である元素の同定)とともに、個々のイオンの検出器に至るまでの飛行時間を測定することによって、その検出された位置(原子構造位置)を同時に決定できるようにしたものである。したがって、3DAPは、試料先端の原子の位置及び原子種を同時に測定できるため、試料先端の原子構造を、3次元的に再構成、観察できる特長を有する。また、電界蒸発は、試料の先端面から順次起こっていくため、試料先端からの原子の深さ方向分布を原子レベルの分解能で調べることができる。 This detector is a position-sensitive detector, and it is detected by measuring the time of flight to the individual ion detector along with mass analysis of individual ions (identification of elements that are atomic species). The determined position (atomic structure position) can be determined simultaneously. Therefore, 3DAP has the feature that the atomic structure at the tip of the sample can be reconstructed and observed three-dimensionally because the position and atomic species of the atom at the tip of the sample can be measured simultaneously. Further, since field evaporation occurs sequentially from the tip surface of the sample, the distribution of atoms in the depth direction from the sample tip can be examined with atomic level resolution.
 この3DAPは高電界を利用するため、分析する試料は、金属等の導電性が高いことが必要で、しかも、試料の形状は、一般的には、先端径が100nmφ前後あるいはそれ以下の極細の針状にする必要がある。このため、測定対象となるアルミニウム合金板の板厚中央部などから試料を採取して、この試料を精密切削装置で切削および電解研磨して、分析用の極細の針状先端部を有する試料を作製する。測定方法としては、例えば、Imago Scientific Instruments社製の「LEAP3000」を用いて、この先端を針状に成形したアルミニウム合金板試料に、1kVオーダーの高パルス電圧を印加し、試料先端から数百万個の原子を継続的にイオン化して行う。イオンは、位置敏感型検出器によって検出し、パルス電圧を印加されて、試料先端から個々のイオンが飛び出してから、検出器に到達するまでの飛行時間から、イオンの質量分析(原子種である元素の同定)を行う。 Since this 3DAP uses a high electric field, the sample to be analyzed must be highly conductive, such as metal, and the shape of the sample is generally very fine with a tip diameter of around 100 nmφ or less. Need to be needle-shaped. For this reason, a sample is taken from the central part of the thickness of the aluminum alloy plate to be measured, and this sample is cut and electropolished with a precision cutting device to obtain a sample having an ultra-fine needle tip for analysis. Make it. As a measuring method, for example, using “LEAP3000” manufactured by Imago Scientific Instruments, a high pulse voltage of 1 kV order is applied to an aluminum alloy plate sample whose tip is shaped like a needle, and several millions from the sample tip. This is done by ionizing atoms continuously. The ions are detected by a position sensitive detector, and a pulse voltage is applied. From the time of flight from when each ion jumps out of the sample tip until it reaches the detector, mass analysis of ions (atomic species) Element identification).
 更に、電界蒸発が、試料の先端面から順次規則的に起こっていく性質を利用して、イオンの到達場所を示す、2次元マップに適宜深さ方向の座標を与え、解析ソフトウエア「IVAS」を用いて、3次元マッピング(3次元での原子構造:アトムマップの構築)を行う。これによって、試料先端の3次元アトムマップが得られる。 Furthermore, using the property that field evaporation occurs regularly from the tip surface of the sample, coordinates in the depth direction are given to a two-dimensional map indicating the arrival location of ions as appropriate, and analysis software “IVAS” Is used to perform three-dimensional mapping (three-dimensional atomic structure: construction of an atom map). Thereby, a three-dimensional atom map of the sample tip is obtained.
 この3次元アトムマップを、更に、析出物やクラスタに属する原子を定義する方法であるMaximum Separation Methodを用いて、原子の集合体(クラスタ)の解析を行う。この解析に際しては、Mg原子かSi原子かのいずれか又は両方の数(合計で10個以上)と、互いに隣り合うMg原子かSi原子か同士の距離(間隔)、そして、前記特定の狭い間隔(0.75nm以下)を有するMg原子かSi原子かの数をパラメータとして与える。 The analysis of the aggregate (cluster) of atoms is performed on this three-dimensional atom map using the Maximum-Separation-Method, which is a method for defining atoms belonging to precipitates and clusters. In this analysis, the number of Mg atoms or Si atoms or both (total of 10 or more), the distance (interval) between adjacent Mg atoms or Si atoms, and the specific narrow interval The number of Mg atoms or Si atoms having (0.75 nm or less) is given as a parameter.
 そして、Mg原子かSi原子かのいずれか又は両方を合計で10個以上含み、これらに含まれるMg原子かSi原子のいずれの原子を基準としても、その基準となる原子と隣り合う他の原子のうちのいずれかの原子との互いの距離が0.75nm以下であり、これらの条件を満たすクラスタを、本発明の原子の集合体と定義する。その上で、この定義に当てはまる原子の集合体の分散状態を評価して、原子の集合体の数密度を、測定試料数が3個以上で平均化して、1m当たりの平均密度(個/m)として計測し、定量化する。 And, including any one or both of Mg atoms and Si atoms in total of 10 or more, even if any atom of Mg atoms or Si atoms contained in these is used as a reference, other atoms adjacent to the reference atom A cluster having a distance of 0.75 nm or less from any one of these atoms and satisfying these conditions is defined as an aggregate of atoms of the present invention. After that, the dispersion state of the atomic aggregates that meet this definition is evaluated, and the number density of the atomic aggregates is averaged when the number of measurement samples is three or more to obtain an average density per 1 m 3 (pieces / piece). m 3) as measured and quantified.
(3DAPによる原子の検出効率)
 これら3DAPによる原子の検出効率は、現在のところ、イオン化した原子のうちの50%程度が限界であり、残りの原子は検出できない。この3DAPによる原子の検出効率が、将来的に向上するなど、大きく変動すると、本発明が規定する各サイズのクラスタの平均個数密度(個/μm)の3DAPによる測定結果が変動してくる可能性がある。したがって、この測定に再現性を持たせるためには、3DAPによる原子の検出効率は約50%と略一定にすることが好ましい。
(Atom detection efficiency by 3DAP)
The detection efficiency of these atoms by 3DAP is currently limited to about 50% of the ionized atoms, and the remaining atoms cannot be detected. If the detection efficiency of atoms by this 3DAP greatly changes, such as improvement in the future, the measurement result by 3DAP of the average number density (number / μm 3 ) of each size cluster defined by the present invention may change. There is sex. Therefore, in order to have reproducibility in this measurement, it is preferable that the detection efficiency of atoms by 3DAP is substantially constant at about 50%.
(化学成分組成)
 次に、6000系アルミニウム合金板の化学成分組成について、以下に説明する。本発明が対象とする6000系アルミニウム合金板は、前記した自動車の外板用の板などとして、優れた成形性やBH性、強度、溶接性、耐食性などの諸特性が要求される。
(Chemical composition)
Next, the chemical component composition of the 6000 series aluminum alloy plate will be described below. The 6000 series aluminum alloy plate targeted by the present invention is required to have excellent properties such as formability, BH property, strength, weldability, and corrosion resistance as a plate for an automobile outer plate.
 このような要求を満足するために、アルミニウム合金板の組成は、質量%で、Mg:0.2~2.0%、Si:0.3~2.0%を含み、残部がAlおよび不可避的不純物からなるものとする。なお、各元素の含有量の%表示は全て質量%の意味である。 In order to satisfy such a requirement, the composition of the aluminum alloy plate includes, by mass, Mg: 0.2 to 2.0%, Si: 0.3 to 2.0%, the balance being Al and inevitable It shall consist of mechanical impurities. In addition,% display of content of each element means the mass% altogether.
 本発明が対象とする6000系アルミニウム合金板は、BH性がより優れた、SiとMgとの質量比Si/Mgが1以上であるような過剰Si型の6000系アルミニウム合金板とされるのが好ましい。6000系アルミニウム合金板は、プレス成形や曲げ加工時には低耐力化により成形性を確保するとともに、成形後のパネルの塗装焼付処理などの、人工時効処理時の加熱により時効硬化して耐力が向上し、必要な強度を確保できる優れた時効硬化能(BH性)を有している。この中でも、過剰Si型の6000系アルミニウム合金板は、質量比Si/Mgが1未満の6000系アルミニウム合金板に比して、このBH性がより優れている。 The 6000 series aluminum alloy plate targeted by the present invention is an excess Si type 6000 series aluminum alloy plate having a better BH property and a Si / Mg mass ratio of Si / Mg of 1 or more. Is preferred. 6000 series aluminum alloy sheets ensure formability by reducing the yield strength during press molding and bending, and age resistance is improved by age hardening by heating during artificial aging treatment such as paint baking treatment of panels after molding. And, it has an excellent age-hardening ability (BH property) that can ensure the required strength. Among these, the excess Si type 6000 series aluminum alloy plate is more excellent in this BH property than the 6000 series aluminum alloy plate having a mass ratio Si / Mg of less than 1.
 本発明では、これらMg、Si以外のその他の元素は基本的には不純物あるいは含まれても良い元素であり、AA乃至JIS 規格などに沿った各元素レベルの含有量 (許容量) とする。 In the present invention, these other elements other than Mg and Si are basically impurities or elements that may be included, and the content (allowable amount) at each element level in accordance with AA or JIS standards.
 すなわち、資源リサイクルの観点から、本発明でも、合金の溶解原料として、高純度Al地金だけではなく、Mg、Si以外のその他の元素を添加元素(合金元素)として多く含む6000系合金やその他のアルミニウム合金スクラップ材、低純度Al地金などを多量に使用した場合には、下記のような他の元素が必然的に実質量混入される。そして、これらの元素を敢えて低減する精錬自体がコストアップとなり、ある程度含有する許容が必要となる。また、実質量含有しても、本発明目的や効果を阻害しない含有範囲がある。 That is, from the viewpoint of resource recycling, in the present invention, not only high-purity Al ingots but also 6000 series alloys containing many other elements other than Mg and Si as additive elements (alloy elements) are used as melting raw materials for alloys. When a large amount of aluminum alloy scrap material, low-purity Al metal, etc. is used, the following other elements are necessarily mixed in substantial amounts. And refining itself which dares to reduce these elements raises cost, and the tolerance to contain to some extent is needed. Moreover, even if it contains a substantial amount, there is a content range that does not hinder the object and effect of the present invention.
 したがって、本発明では、このような下記元素を各々以下に規定するAA乃至JIS 規格などに沿った上限量以下の範囲での含有を許容(規制)する。具体的には、Mn:1.0%以下(但し、0%を含まず)好ましくは0.8%以下、Cu:1.0%以下(但し、0%を含まず)好ましくは0.8%以下、Fe:1.0%以下(但し、0%を含まず)好ましくは0.5%以下、Cr:0.3%以下(但し、0%を含まず)好ましくは0.1%以下、Zr:0.3%以下(但し、0%を含まず)好ましくは0.1%以下、V:0.3%以下(但し、0%を含まず)好ましくは0.1%以下、Ti:0.1%以下(但し、0%を含まず)、好ましくは0.05%以下、さらに好ましくは0.03%以下、Zn:1.0%以下(但し、0%を含まず)好ましくは0.5%以下、Ag:0.2%以下(但し、0%を含まず)好ましくは0.1%以下の1種または2種以上を、この範囲で、上記した基本組成に加えて、更に含んでも良い。上記6000系アルミニウム合金における、各元素の含有範囲と意義、あるいは許容量について以下に説明する。 Therefore, in the present invention, the following elements are allowed (restricted) within the range of the upper limit amount or less according to the AA to JIS standard specified below. Specifically, Mn: 1.0% or less (excluding 0%), preferably 0.8% or less, Cu: 1.0% or less (excluding 0%), preferably 0.8 %: Fe: 1.0% or less (excluding 0%), preferably 0.5% or less, Cr: 0.3% or less (excluding 0%), preferably 0.1% or less Zr: 0.3% or less (excluding 0%), preferably 0.1% or less, V: 0.3% or less (excluding 0%), preferably 0.1% or less, Ti : 0.1% or less (excluding 0%), preferably 0.05% or less, more preferably 0.03% or less, Zn: 1.0% or less (excluding 0%), preferably 0.5% or less, Ag: 0.2% or less (however, not including 0%), preferably 0.1% or less, one or two or more of these in the above range. In addition to the composition, it may be further included. The content range and significance of each element in the 6000 series aluminum alloy, or the allowable amount will be described below.
Si:0.3~2.0%
 SiはMgとともに、本発明で規定する前記クラスタ形成の重要元素である。また、固溶強化と、塗装焼き付け処理などの人工時効処理時に、強度向上に寄与する時効析出物を形成して、時効硬化能を発揮し、自動車のアウタパネルとして必要な強度(耐力)を得るための必須の元素である。更に、本発明6000系アルミニウム合金板にあって、プレス成形性に影響する全伸びなどの諸特性を兼備させるための最重要元素である。
Si: 0.3 to 2.0%
Si, together with Mg, is an important element for forming the cluster defined in the present invention. In addition, during solid solution strengthening and artificial aging treatment such as paint baking treatment, aging precipitates that contribute to strength improvement are formed to show age hardening ability and to obtain the strength (yield strength) necessary for an automobile outer panel Is an essential element. Furthermore, in the 6000 series aluminum alloy plate of the present invention, it is the most important element for combining various properties such as total elongation that affect the press formability.
 また、パネルへの成形後の塗装焼き付け処理での優れた時効硬化能を発揮させるためには、Si/Mgを質量比で1.0以上とし、一般に言われる過剰Si型よりも更にSiをMgに対し過剰に含有させた6000系アルミニウム合金組成とすることが好ましい。 In addition, in order to exhibit excellent age-hardening ability in the paint baking process after forming on the panel, Si / Mg is made to be 1.0 or more in mass ratio, and Si is further Mg than the generally called excess Si type. It is preferable to make the composition of 6000 series aluminum alloy excessively contained.
 Si含有量が少なすぎると、Siの絶対量が不足するため、本発明で規定する前記クラスタを規定する数密度だけ形成させることができず、塗装焼付け硬化性が著しく低下する。更には、各用途に要求される全伸びなどの諸特性を兼備することができない。一方、Si含有量が多すぎると、粗大な晶出物および析出物が形成されて、曲げ加工性や全伸び等が著しく低下する。更に、溶接性も著しく阻害される。したがって、Siは0.3~2.0%の範囲、好ましくは0.5%~1.5%の範囲、より好ましくは0.6%~1.2%の範囲とする。 If the Si content is too small, the absolute amount of Si is insufficient, so that it is not possible to form only the number density that defines the clusters defined in the present invention, and paint bake hardenability is significantly reduced. Furthermore, it cannot combine various properties such as total elongation required for each application. On the other hand, when there is too much Si content, a coarse crystallization thing and a precipitate will be formed and bending workability, total elongation, etc. will fall remarkably. Furthermore, weldability is also significantly impaired. Therefore, Si is in the range of 0.3 to 2.0%, preferably in the range of 0.5% to 1.5%, more preferably in the range of 0.6% to 1.2%.
Mg:0.2~2.0%
 Mgも、Siとともに本発明で規定する前記クラスタ形成の重要元素である。また、固溶強化と、塗装焼き付け処理などの前記人工時効処理時に、Siとともに強度向上に寄与する時効析出物を形成して、時効硬化能を発揮し、パネルとしての必要耐力を得るための必須の元素である。
Mg: 0.2-2.0%
Mg is also an important element for cluster formation as defined in the present invention together with Si. In addition, during the artificial aging treatment such as solid solution strengthening and paint baking treatment, it is essential to form aging precipitates that contribute to strength improvement together with Si, exhibit age hardening ability, and obtain the necessary proof strength as a panel Elements.
 Mg含有量が少なすぎると、Mgの絶対量が不足するため、本発明で規定する前記クラスタを規定する数密度だけ形成させることができず、塗装焼付け硬化性が著しく低下する。このためパネルとして必要な耐力が得られない。一方、Mg含有量が多すぎると、粗大な晶出物および析出物が形成されて、曲げ加工性や全伸び等が著しく低下する。したがって、Mgの含有量は0.2~2.0%の範囲、好ましくは0.3%~1.0%の範囲、より好ましくは0.3%~0.7%の範囲とする。また、Si/ Mgが質量比で1.0以上となるような量とすることが好ましい。 If the Mg content is too small, the absolute amount of Mg is insufficient, so that it is not possible to form only the number density that defines the clusters defined in the present invention, and the paint bake hardenability is significantly reduced. For this reason, the proof stress required as a panel cannot be obtained. On the other hand, when there is too much Mg content, a coarse crystallized substance and a precipitate will be formed and bending workability, total elongation, etc. will fall remarkably. Therefore, the Mg content is in the range of 0.2 to 2.0%, preferably in the range of 0.3% to 1.0%, more preferably in the range of 0.3% to 0.7%. Moreover, it is preferable to set it as the quantity which will be set to 1.0 or more by mass ratio.
(製造方法)
 次に、本発明アルミニウム合金板の製造方法について以下に説明する。本発明アルミニウム合金板は、製造工程自体は常法あるいは公知の方法であり、上記6000系成分組成のアルミニウム合金鋳塊を鋳造後に均質化熱処理し、熱間圧延、冷間圧延が施されて所定の板厚とされ、更に溶体化焼入れなどの調質処理が施されて製造される。
(Production method)
Next, the manufacturing method of this invention aluminum alloy plate is demonstrated below. The aluminum alloy sheet of the present invention is a conventional process or a known process, and the aluminum alloy ingot having the above-mentioned 6000 series component composition is subjected to homogenization heat treatment after casting, and then subjected to hot rolling and cold rolling to obtain a predetermined process. It is manufactured by being subjected to a tempering treatment such as solution hardening and quenching.
 但し、これらの製造工程中で、BH性を向上させるために本発明のクラスタを制御するためには、後述する通り、溶体化および焼入れ処理および適正な焼入れ(冷却)停止温度と、その温度範囲での保持をより適正に制御する必要がある。また、他の工程においても、本発明の規定範囲内に前記クラスタを制御するための好ましい条件もある。 However, in order to control the cluster of the present invention in order to improve the BH property during these manufacturing steps, as described later, solution treatment and quenching treatment and proper quenching (cooling) stop temperature and its temperature range It is necessary to more properly control the holding in the. Also in other processes, there are preferable conditions for controlling the cluster within the specified range of the present invention.
(溶解、鋳造冷却速度)
 先ず、溶解、鋳造工程では、上記6000系成分組成範囲内に溶解調整されたアルミニウム合金溶湯を、連続鋳造法、半連続鋳造法(DC鋳造法)等の通常の溶解鋳造法を適宜選択して鋳造する。ここで、本発明の規定範囲内にクラスタを制御するために、鋳造時の平均冷却速度について、液相線温度から固相線温度までを30℃/分以上と、できるだけ大きく(速く)することが好ましい。
(Dissolution, casting cooling rate)
First, in the melting and casting process, an ordinary molten casting method such as a continuous casting method and a semi-continuous casting method (DC casting method) is appropriately selected for the molten aluminum alloy adjusted to be dissolved within the above-mentioned 6000 series component composition range. Cast. Here, in order to control the cluster within the specified range of the present invention, the average cooling rate at the time of casting is as large as possible (fast) from the liquidus temperature to the solidus temperature of 30 ° C./min. Is preferred.
 このような、鋳造時の高温領域での温度(冷却速度)制御を行わない場合、この高温領域での冷却速度は必然的に遅くなる。このように高温領域での平均冷却速度が遅くなった場合、この高温領域での温度範囲で粗大に生成する晶出物の量が多くなって、鋳塊の板幅方向,厚さ方向での晶出物のサイズや量のばらつきも大きくなる。この結果、本発明の範囲に前記規定クラスタを制御することができなくなる可能性が高くなる。 If such temperature (cooling rate) control in the high temperature region during casting is not performed, the cooling rate in this high temperature region is inevitably slow. Thus, when the average cooling rate in the high temperature region becomes slow, the amount of crystallized material generated coarsely in the temperature range in this high temperature region increases, and in the plate width direction and thickness direction of the ingot. Variations in the size and amount of crystallized material also increase. As a result, there is a high possibility that the prescribed cluster cannot be controlled within the scope of the present invention.
(均質化熱処理)
 次いで、前記鋳造されたアルミニウム合金鋳塊に、熱間圧延に先立って、均質化熱処理を施す。この均質化熱処理(均熱処理)は、組織の均質化、すなわち、鋳塊組織中の結晶粒内の偏析をなくすことを目的とする。この目的を達成する条件であれば、特に限定されるものではなく、通常の1回または1段の処理でも良い。
(Homogenization heat treatment)
Next, the cast aluminum alloy ingot is subjected to a homogenization heat treatment prior to hot rolling. The purpose of this homogenization heat treatment (soaking) is to homogenize the structure, that is, eliminate segregation in crystal grains in the ingot structure. The conditions are not particularly limited as long as the object is achieved, and normal one-stage or one-stage processing may be performed.
 均質化熱処理温度は、500℃以上で融点未満、均質化時間は4時間以上の範囲から適宜選択される。この均質化温度が低いと結晶粒内の偏析を十分に無くすことができず、これが破壊の起点として作用するために、伸びフランジ性や曲げ加工性が低下する。この後、直ちに熱間圧延を開始又は、適当な温度まで冷却保持した後に熱間圧延を開始しても、本発明で規定するクラスタの数密度に制御することはできる。 The homogenization heat treatment temperature is appropriately selected from the range of 500 ° C. or more and less than the melting point, and the homogenization time is 4 hours or more. When this homogenization temperature is low, segregation within the crystal grains cannot be sufficiently eliminated, and this acts as a starting point of fracture, so that stretch flangeability and bending workability are deteriorated. Thereafter, even if the hot rolling is started immediately or the hot rolling is started after cooling to an appropriate temperature, the number density of clusters defined in the present invention can be controlled.
 この均質化熱処理を行った後、300℃~500℃の間を20~100℃/hの平均冷却速度で室温まで冷却し、次いで20~100℃/hの平均加熱速度で350℃~450℃まで再加熱し、この温度域で熱間圧延を開始することもできる。 After performing this homogenization heat treatment, it is cooled to room temperature at an average cooling rate of 20 to 100 ° C./h between 300 ° C. and 500 ° C., and then 350 ° C. to 450 ° C. at an average heating rate of 20 to 100 ° C./h. It is possible to reheat up to this temperature and start hot rolling in this temperature range.
 この均質化熱処理後の平均冷却速度および、その後の再加熱速度の条件を外れると、粗大なMg-Si化合物が形成される可能性が高くなる。 If the average cooling rate after the homogenization heat treatment and the subsequent reheating rate are not satisfied, there is a high possibility that a coarse Mg—Si compound is formed.
(熱間圧延)
 熱間圧延は、圧延する板厚に応じて、鋳塊(スラブ)の粗圧延工程と、仕上げ圧延工程とから構成される。これら粗圧延工程や仕上げ圧延工程では、リバース式あるいはタンデム式などの圧延機が適宜用いられる。
(Hot rolling)
Hot rolling is composed of a rough rolling process of an ingot (slab) and a finish rolling process according to the thickness of the sheet to be rolled. In these rough rolling process and finish rolling process, a reverse or tandem rolling mill is appropriately used.
 この際、熱延(粗圧延)開始温度が固相線温度を超える条件では、バーニングが起こるため熱延自体が困難となる。また、熱延開始温度が350℃未満では熱延時の荷重が高くなりすぎ、熱延自体が困難となる。したがって、熱延開始温度は350℃~固相線温度、更に好ましくは400℃~固相線温度の範囲とする。 At this time, under conditions where the hot rolling (rough rolling) start temperature exceeds the solidus temperature, burning occurs, making hot rolling itself difficult. On the other hand, when the hot rolling start temperature is less than 350 ° C., the load during hot rolling becomes too high, and the hot rolling itself becomes difficult. Therefore, the hot rolling start temperature is set in the range of 350 ° C. to the solidus temperature, more preferably 400 ° C. to the solidus temperature.
(熱延板の焼鈍)
 この熱延板の冷間圧延前の焼鈍 (荒鈍) は必ずしも必要ではないが、結晶粒の微細化や集合組織の適正化によって、成形性などの特性を更に向上させる為に実施しても良い。
(Hot rolled sheet annealing)
Annealing (roughening) of the hot-rolled sheet before cold rolling is not always necessary, but it can be performed to further improve properties such as formability by refining crystal grains and optimizing the texture. good.
(冷間圧延)
 冷間圧延では、上記熱延板を圧延して、所望の最終板厚の冷延板 (コイルも含む) に製作する。但し、結晶粒をより微細化させるためには、冷間圧延率は60%以上であることが望ましく、また前記荒鈍と同様の目的で、冷間圧延パス間で中間焼鈍を行っても良い。
(Cold rolling)
In cold rolling, the hot-rolled sheet is rolled to produce a cold-rolled sheet (including a coil) having a desired final thickness. However, in order to further refine the crystal grains, the cold rolling rate is desirably 60% or more, and intermediate annealing may be performed between the cold rolling passes for the same purpose as the roughening. .
(溶体化および焼入れ処理)
 冷間圧延後、溶体化焼入れ処理を行う。溶体化処理焼入れ処理については、通常の連続熱処理ラインによる加熱,冷却でよく、特に限定はされない。ただ、各元素の十分な固溶量を得ること、および前記した通り、結晶粒はより微細であることが望ましいことから、520℃以上、溶融温度以下の溶体化処理温度に、加熱速度5℃/秒以上で加熱して、0~10秒保持する条件で行うことが望ましい。
(Solution and quenching)
After cold rolling, a solution hardening treatment is performed. The solution treatment and quenching treatment may be heating and cooling by a normal continuous heat treatment line, and is not particularly limited. However, since it is desirable to obtain a sufficient solid solution amount of each element and, as described above, it is desirable that the crystal grains are finer, a heating rate of 5 ° C. is applied to a solution treatment temperature of 520 ° C. or higher and a melting temperature or lower. It is desirable to perform the heating under the conditions of heating for 10 seconds / second and holding for 0 to 10 seconds.
 また、成形性やヘム加工性を低下させる粗大な粒界化合物形成を抑制する観点から、溶体化温度から焼入れ停止温度までの平均冷却速度が3℃/s以上とすることが望ましい。溶体化の冷却速度が小さいと、冷却中に粗大なMgSiおよび単体Siが生成してしまい、成形性が劣化してしまう。また溶体化後の固溶量が低下し、BH性が低下してしまう。この冷却速度を確保するために、焼入れ処理は、ファンなどの空冷、ミスト、スプレー、浸漬等の水冷手段や条件を各々選択して用いる。 In addition, from the viewpoint of suppressing the formation of coarse grain boundary compounds that deteriorate moldability and hemmability, it is desirable that the average cooling rate from the solution temperature to the quenching stop temperature is 3 ° C./s or more. If the cooling rate for solution treatment is low, coarse Mg 2 Si and simple substance Si are generated during cooling, and formability deteriorates. Moreover, the amount of solid solution after solution forming falls, and BH property will fall. In order to ensure this cooling rate, the quenching treatment is performed by selecting water cooling means and conditions such as air cooling such as a fan, mist, spray, and immersion, respectively.
(歪み量0.1~5%の加工)
 ここで、BH性をより高めるためには、溶体化および焼入れ処理終了後から、後述する再加熱処理を行うまでに、歪量で0.1~5%の加工を板に施すことが望ましい。手段としては、レベラー矯正、スキンパス圧延等により、適宜選択される。溶体化および焼入れ処理終了後から再加熱処理を行うまでに歪量で0.1~5%の加工を板に施すことで、前記規定条件を満たす原子の集合体のうち、Si原子がリッチなクラスタよりも、Mg原子がリッチなクラスタが生成しやすくなって、Mg/Si比が2/3以上の原子集合体の割合を0.65以上としやすくなる。一方、この歪量が5%を超えて大きいとヘム加工性が悪くなりやすい。このメカニズムは未だ不明な点が多いが、以下の通り推測される。すなわち、溶体化処理後に歪量で0.1~5%の加工を板に施すことで、溶体化処理後の板の凍結空孔が減少し、その結果、室温での拡散が抑制される。このため、室温で生成するSiリッチなクラスタが生成されにくくなり、Mg/Si比が2/3以上の原子集合体の割合を0.65以上としやすくなるものである。
(Processing with strain of 0.1 to 5%)
Here, in order to further improve the BH property, it is desirable to perform processing of 0.1 to 5% in terms of strain from the end of solution treatment and quenching to the reheating treatment described later. The means is appropriately selected by leveler correction, skin pass rolling or the like. By processing the plate with a strain amount of 0.1 to 5% from the end of solution treatment and quenching to reheating, the Si atoms in the aggregate of atoms satisfying the above specified conditions are rich. Clusters rich in Mg atoms are more easily generated than clusters, and the ratio of atomic aggregates having an Mg / Si ratio of 2/3 or more is easily set to 0.65 or more. On the other hand, if this strain amount is larger than 5%, the hemming property tends to be deteriorated. This mechanism is still unclear, but is presumed as follows. That is, by subjecting the plate to a processing of 0.1 to 5% in strain after the solution treatment, the freezing vacancies of the plate after the solution treatment are reduced, and as a result, diffusion at room temperature is suppressed. For this reason, it is difficult to generate Si-rich clusters generated at room temperature, and the ratio of atomic aggregates having an Mg / Si ratio of 2/3 or more is easily set to 0.65 or more.
(室温保持)
 また、BH性をより高くするために、溶体化および焼入れ処理終了後から、前記歪量で0.1~5%の加工工程を含めた、再加熱処理を開始するまでの室温保持時間を、60分以内とすることが望ましい。この室温保持時間を短くすることで、Mg/Si比が2/3以上の原子集合体の割合が0.65以上となりやすくなる。この室温保持時間は短いほど良く、溶体化および焼入れ処理と再加熱処理とが、時間差が殆ど無いように連続していても良く、下限の時間は特に設定しない。
(At room temperature)
Further, in order to further increase the BH property, the room temperature holding time from the end of the solution treatment and the quenching process to the start of the reheating process including the processing step of 0.1 to 5% of the strain amount, It is desirable to be within 60 minutes. By shortening the room temperature holding time, the ratio of atomic aggregates having an Mg / Si ratio of 2/3 or more tends to be 0.65 or more. The shorter the room temperature holding time is better, the solution treatment and quenching treatment and the reheating treatment may be continued so that there is almost no time difference, and the lower limit time is not particularly set.
 (再加熱処理)
 再加熱処理の到達温度は80~160℃の温度範囲かつ、保持時間は3~24hrの範囲であることが望ましい。再加熱の到達温度が80℃以下または3hr未満であると、BH性を促進するMg-Siクラスタが十分に生成されず、その結果Mg/Si比が2/3以上のクラスタの割合が0.65未満となりやすい。一方、再加熱の到達温度が160℃を超えるまたは保持時間が24hrを超える条件では、クラスタとは異なるβ’’やβ’などの金属間化合物相が一部形成するため、クラスタの数密度が未満となりやすく、BH性が低くなりすぎてしまう。またβ’’やβ’が原因で、成形性が悪くなりやすい。
(Reheating treatment)
The ultimate temperature of the reheating treatment is desirably in the temperature range of 80 to 160 ° C., and the holding time is desirably in the range of 3 to 24 hours. When the reheating temperature is 80 ° C. or lower or less than 3 hr, Mg—Si clusters that promote BH properties are not sufficiently formed. As a result, the ratio of clusters having an Mg / Si ratio of 2/3 or more is 0. It tends to be less than 65. On the other hand, under the conditions where the reheating temperature exceeds 160 ° C. or the holding time exceeds 24 hours, intermetallic compound phases such as β ″ and β ′ that are different from the clusters are partially formed. The BH property tends to be too low. Also, due to β ″ and β ′, the moldability tends to deteriorate.
 前記再加熱処理後の室温までの冷却は、放冷でも、生産の効率化のために前記焼入れ時の冷却手段を用いて強制急冷しても良い。すなわち、本発明で規定するサイズが均等あるいは類似のクラスタを前記温度保持処理によって出尽くさせているため、従来の再加熱処理のような強制急冷や、数段にわたる複雑な平均冷却速度の制御は不要である。 The cooling to room temperature after the reheating treatment may be allowed to cool or may be forcibly quenched using the cooling means at the time of quenching in order to increase production efficiency. That is, because the clusters defined in the present invention have uniform or similar sizes are exhausted by the temperature holding treatment, forced rapid cooling as in the conventional reheating treatment and complicated control of the average cooling rate over several stages are not possible. It is unnecessary.
 以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。 EXAMPLES Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to examples. However, the present invention is not limited by the following examples, but may be appropriately modified within a range that can meet the purpose described above and below. It is also possible to implement, and they are all included in the technical scope of the present invention.
 次に本発明の実施例を説明する。本発明で規定する組成やクラスタ条件が異なる6000系アルミニウム合金板を、溶体化および焼入れ処理終了後から再加熱処理開始までの時間と、溶体化および焼入れ処理終了後から再加熱処理を開始するまでにスキンパス圧延の加工率によって作り分けた。そして、これらの各例の室温に100日間保持後のBH性(塗装焼付け硬化性)を各々評価した。合わせて曲げ加工性としてのヘム加工性も評価した。 Next, examples of the present invention will be described. 6000 series aluminum alloy plates with different compositions and cluster conditions specified in the present invention, the time from the completion of solution treatment and quenching treatment to the start of reheating treatment, and after the completion of solution treatment and quenching treatment until the start of reheating treatment According to the processing rate of skin pass rolling. And each BH property (paint bake hardenability) after holding for 100 days at room temperature of each example was evaluated. In addition, hemming workability as bending workability was also evaluated.
 各例の6000系アルミニウム合金板の組成を示す表1中の各元素の含有量の表示において、各元素における数値をブランクとしている表示は、その含有量が検出限界以下であることを示す。 In the display of the content of each element in Table 1 showing the composition of the 6000 series aluminum alloy plate of each example, the display in which the numerical value of each element is blank indicates that the content is below the detection limit.
 アルミニウム合金板の具体的な製造条件は以下の通りとした。表1に示す各組成のアルミニウム合金鋳塊を、DC鋳造法により共通して溶製した。この際、各例とも共通して、鋳造時の平均冷却速度について、液相線温度から固相線温度までを50℃/分とした。続いて、鋳塊を、各例とも共通して、540℃×4時間均熱処理した後、熱間粗圧延を開始した。そして、各例とも共通して、続く仕上げ圧延にて、厚さ3.5mmまで熱延し、熱間圧延板とした。熱間圧延後のアルミニウム合金板を、各例とも共通して、500℃×1分の荒焼鈍を施した後、冷延パス途中の中間焼鈍無しで加工率70%の冷間圧延を行い、各例とも共通して、厚さ1.0mmの冷延板とした。 The specific production conditions for the aluminum alloy plate were as follows. Aluminum alloy ingots having respective compositions shown in Table 1 were commonly melted by DC casting. At this time, in common with each example, the average cooling rate during casting was set to 50 ° C./min from the liquidus temperature to the solidus temperature. Subsequently, the ingot was subjected to soaking at 540 ° C. for 4 hours in common with each example, and then hot rough rolling was started. And in each example, it was hot rolled to a thickness of 3.5 mm in the subsequent finish rolling to obtain a hot rolled sheet. The aluminum alloy sheet after hot rolling is commonly used in each example, and after subjecting to 500 ° C. × 1 minute of rough annealing, cold rolling is performed at a processing rate of 70% without intermediate annealing in the middle of the cold rolling pass, In each example, a cold-rolled plate having a thickness of 1.0 mm was used.
 更に、この各冷延板を、各例とも共通して、550℃の硝石炉にて溶体化処理を行い、目標温度に到達後10秒保持し、水冷にて焼入れ処理した。この焼入れ処理が終了後、直ちに圧延機にて、表2に示す0~5%のひずみ量のスキンパス圧延を加え、表2に記載の時間だけ、再加熱処理の開始まで室温で保持した。その後大気焼鈍炉を用いて、表2に示す温度、保持条件にて再加熱処理を行い、所定時間保持した後に水冷を行った。 Furthermore, each cold-rolled plate was subjected to a solution treatment in a 550 ° C. glass furnace in common with each example, held for 10 seconds after reaching the target temperature, and quenched by water cooling. Immediately after the quenching treatment was completed, skin pass rolling with a strain amount of 0 to 5% shown in Table 2 was added with a rolling mill, and the temperature was maintained at room temperature for the time shown in Table 2 until the start of the reheating treatment. Thereafter, using an atmospheric annealing furnace, reheating treatment was performed under the temperature and holding conditions shown in Table 2, and after holding for a predetermined time, water cooling was performed.
 これら調質処理後100日間室温放置した後の各最終製品板から供試板 (ブランク) を切り出し、各供試板の特性を測定、評価した。また3DAPを用いた組織観察は調質処理後100日後の試料についてのみ実施した。これらの結果を表3に示す。 After the tempering treatment, a test plate candy (blank) candy was cut out from each final product plate after standing at room temperature for 100 days, and the characteristics of each test plate were measured and evaluated. Moreover, the structure | tissue observation using 3DAP was implemented only about the sample 100 days after a tempering process. These results are shown in Table 3.
(クラスタ)
 先ず、前記供試板の板厚中央部における組織を前記3DAP法により分析し、本発明で規定するクラスタの、平均数密度(×1023個/m)、Mg原子数とSi原子数の比(Mg/Si)が2/3以上である原子集合体の平均割合を各々前記した方法で各々求めた。これらの結果を表3に示す。
(cluster)
First, the structure in the central part of the thickness of the test plate was analyzed by the 3DAP method, and the average number density (× 10 23 / m 3 ), the number of Mg atoms and the number of Si atoms of the clusters defined in the present invention were determined. The average ratio of atomic aggregates having a ratio (Mg / Si) of 2/3 or more was determined by the method described above. These results are shown in Table 3.
 なお、表3では、前記本発明規定のクラスタ条件のうち、Mg原子かSi原子かのいずれか又は両方を合計で10個以上含みを、単に「Mg、Si原子10個以上」と簡略化して記載している。また、これらに含まれるMg原子かSi原子のいずれの原子を基準としても、その基準となる原子と隣り合う他の原子のうちのいずれかの原子との互いの距離が0.75nm以下を、単に「距離0.75nm以下」と簡略化して記載している。 In Table 3, the cluster condition defined in the present invention includes a total of 10 or more of either Mg atoms or Si atoms, and is simply simplified as “Mg, 10 Si atoms or more”. It is described. Moreover, even if any atom of Mg atom or Si atom contained in these is used as a reference, the mutual distance between the reference atom and any one of the other adjacent atoms is 0.75 nm or less, It is simply described as “distance 0.75 nm or less”.
(塗装焼付硬化性)
 前記調質処理後、100日間室温放置した後の各供試板の機械的特性として、0.2%耐力(As耐力)を引張試験により求めた。また、これらの各供試板を各々共通して、100日間の室温時効させた後に、185℃×20分の人工時効硬化処理した後(BH後)の、供試板の0.2%耐力(BH後耐力)を引張試験により求めた。そして、これら0.2%耐力同士の差(耐力の増加量)から各供試板のBH性を評価した。
(Paint bake hardenability)
After the tempering treatment, 0.2% yield strength (As yield strength) was determined by a tensile test as mechanical properties of each test plate after being left at room temperature for 100 days. In addition, these test plates were commonly aged for 100 days at room temperature and then subjected to an artificial age hardening treatment at 185 ° C. for 20 minutes (after BH). (Yield strength after BH) was determined by a tensile test. And the BH property of each test plate was evaluated from the difference (increased yield strength) between these 0.2% proof stresses.
 前記引張試験は、前記各供試板から、各々JISZ2201の5号試験片(25mm×50mmGL×板厚)を採取し、室温にて引張り試験を行った。このときの試験片の引張り方向を圧延方向の直角方向とした。引張り速度は、0.2%耐力までは5mm/分、耐力以降は20mm/分とした。機械的特性測定のN数は5とし、各々平均値で算出した。なお、前記BH後の耐力測定用の試験片には、この試験片に、板のプレス成形を模擬した2%の予歪をこの引張試験機により与えた後に、前記BH処理を行った。 In the tensile test, JISZ2201 No. 5 test pieces (25 mm × 50 mmGL × plate thickness) were sampled from the respective test plates, and a tensile test was performed at room temperature. The tensile direction of the test piece at this time was the direction perpendicular to the rolling direction. The tensile speed was 5 mm / min up to 0.2% proof stress and 20 mm / min after proof stress. The N number for the measurement of mechanical properties was 5, and each was calculated as an average value. The test piece for measuring the yield strength after the BH was subjected to the BH treatment after giving a pre-strain of 2% simulating press forming of the plate to the test piece by the tensile tester.
(ヘム加工性)
 ヘム加工性は、前記調質処理後100日間放置後の各供試板について行った。試験は、30mm幅の短冊状試験片を用い、ダウンフランジによる内曲げR1.0mmの90°曲げ加工後、1.0mm厚のインナを挟み、折り曲げ部を更に内側に、順に約130度に折り曲げるプリヘム加工、180度折り曲げて端部をインナに密着させるフラットヘム加工を行った。
(Heme workability)
The hemmability was measured for each test plate after being left for 100 days after the tempering treatment. In the test, a strip-shaped test piece with a width of 30 mm was used, and after bending 90 ° with an internal bend R of 1.0 mm by a down flange, a 1.0 mm thick inner was sandwiched, and the bent portion was further bent inwardly to about 130 degrees. Pre-hem processing was performed, and flat hem processing was performed in which the end was closely attached to the inner by bending 180 degrees.
 このフラットヘムの曲げ部(縁曲部)の、肌荒れ、微小な割れ、大きな割れの発生などの表面状態を目視観察し、以下の基準にて目視評価した。
0;割れ、肌荒れ無し、1;軽度の肌荒れ、2;深い肌荒れ、3;微小表面割れ、4;線状に連続した表面割れ、5;破断
The surface state of the flat hem bent portion (edge curved portion) such as rough skin, minute cracks, and large cracks was visually observed and visually evaluated according to the following criteria.
0: No cracking, rough skin, 1: Mild rough skin, 2; Deep rough skin, 3: Small surface crack, 4; Continuous surface crack, 5: Break
 表1の合金番号0~9、  表2の番号0、1、7、13、19~24に各々示す通り、各発明例は、本発明成分組成範囲内で、かつ好ましい条件範囲で製造、調質処理を行なっている。このため、これら各発明例は、表2に示す通り、本発明で規定するクラスタ条件を満たしている。すなわち、本発明で既定する条件を満たす原子の集合体の平均数密度が1.0×1024個/m以上であって、かつ、これらの条件を満たす原子の集合体のうち、Mg原子数とSi原子数の比(Mg/Si)が2/3以上である原子集合体の平均割合が0.65以上である。この結果、各発明例は、表3に示す通り、前記調質処理後の室温時効後であっても、BH性に優れている。また、前記調質処理後の室温時効後であっても、ヘム加工性に優れている。 As shown in Alloy Nos. 0 to 9 in Table 1 and Nos. 0, 1, 7, 13, and 19 to 24 in Table 2, each of the inventive examples is manufactured and prepared within the composition range of the present invention and within the preferable condition range. Quality processing is performed. Therefore, as shown in Table 2, each of these inventive examples satisfies the cluster conditions defined in the present invention. That is, the average number density of the aggregate of atoms satisfying the conditions defined in the present invention is 1.0 × 10 24 / m 3 or more, and among the aggregate of atoms satisfying these conditions, Mg atoms The average ratio of atomic aggregates in which the ratio of the number to the number of Si atoms (Mg / Si) is 2/3 or more is 0.65 or more. As a result, as shown in Table 3, each inventive example is excellent in BH property even after room temperature aging after the tempering treatment. Further, even after room temperature aging after the tempering treatment, the hemming property is excellent.
 表2の比較例2、8、14は、表1の発明合金例1、2、3を用いている。しかし、これら各比較例は、表2に示す通り、溶体化および焼入れ処理終了後から再加熱処理開始までにかかった時間が長すぎる。この結果、表3に示す通り、本発明で規定するクラスタの平均数密度(×1023個/m)は規定を満たすものの、Mg原子数とSi原子数の比(Mg/Si)が2/3以上である原子集合体の平均割合が少なすぎ、同じ合金組成である発明例1、2、3に各々比較して、室温経時変化が大きく、BH性が劣っている。 Comparative Examples 2, 8, and 14 in Table 2 use Invention Alloy Examples 1, 2, and 3 in Table 1. However, in each of these comparative examples, as shown in Table 2, the time taken from the end of solution treatment and quenching to the start of reheating treatment is too long. As a result, as shown in Table 3, although the average number density (× 10 23 / m 3 ) of the clusters defined in the present invention satisfies the definition, the ratio of Mg atoms to Si atoms (Mg / Si) is 2 The average proportion of atomic aggregates that are equal to or greater than / 3 is too small, and changes over time in room temperature are large and BH properties are inferior to Invention Examples 1, 2, and 3 that have the same alloy composition.
 表2の比較例3、9、15は、表1の発明合金例1、2、3を用いている。しかし、これら各比較例は、表2に示す通り、溶体化焼入れ処理後のスキンパス圧延以外は好ましい製造条件で製造されている。このため、本発明で規定するクラスタの平均数密度(×1023個/m)は規定を満たす。しかし、スキンパス圧延(加工)していないため、表3に示す通り、これらの条件を満たす原子の集合体のうち、Mg原子数とSi原子数の比(Mg/Si)が2/3以上である原子集合体の平均割合が少なすぎ、同じ合金組成である発明例1、2、3に各々比較して、室温経時変化が大きく、BH性が劣っている。 Inventive alloy examples 1, 2, and 3 in Table 1 are used in Comparative Examples 3, 9, and 15 in Table 2. However, as shown in Table 2, these comparative examples are manufactured under preferable manufacturing conditions except for the skin pass rolling after the solution hardening treatment. For this reason, the average number density (× 10 23 / m 3 ) of clusters defined in the present invention satisfies the definition. However, since skin pass rolling (processing) is not performed, as shown in Table 3, the ratio of the number of Mg atoms to the number of Si atoms (Mg / Si) in the aggregate of atoms satisfying these conditions is 2/3 or more. The average ratio of a certain atomic aggregate is too small, and the change with time at room temperature is large and the BH property is inferior as compared with Invention Examples 1, 2, and 3 having the same alloy composition.
 表2の比較例4~6、10~12、16~18は、表1の発明合金例1、2、3を用いている。しかし、これら各比較例は、表2に示す通り、再加熱処理条件が好ましい範囲を外れている。その結果、原子集合体の平均数密度か、Mg原子数とSi原子数の比(Mg/Si)が2/3以上である原子集合体の平均割合が少なすぎ、同じ合金組成である発明例1、2、3に比して、BH性やヘム加工性が劣っている。 Inventive alloy examples 1, 2, and 3 in Table 1 are used in Comparative Examples 4 to 6, 10 to 12, and 16 to 18 in Table 2. However, in each of these comparative examples, as shown in Table 2, the reheat treatment conditions are out of the preferred range. As a result, the average number density of atomic aggregates, or the average ratio of atomic aggregates having a ratio of Mg atoms to Si atoms (Mg / Si) of 2/3 or more is too small, and the invention example has the same alloy composition Compared with 1, 2, and 3, BH property and heme workability are inferior.
 また、表2の比較例25~32は、前記調質処理を含めて好ましい範囲で製造しているものの、表1の合金番号10~17を用いており、必須元素のMgあるいはSiの含有量が各々本発明範囲を外れているか、あるいは不純物元素量が多すぎる。このため、これら比較例は、表3に示す通り、各発明例に比して、BH性やヘム加工性が各々劣っている。 Moreover, although Comparative Examples 25 to 32 in Table 2 are manufactured within a preferable range including the tempering treatment, alloy numbers 10 to 17 in Table 1 are used, and the content of Mg or Si as an essential element is used. Are out of the scope of the present invention, or the amount of impurity elements is too large. For this reason, as shown in Table 3, these comparative examples are inferior to each invention example in BH property and heme workability, respectively.
比較例25は表1の合金10であり、Siが少なすぎる。
比較例26は表1の合金11であり、Siが多すぎる。
比較例27は表1の合金12であり、Feが多すぎる。
比較例28は表1の合金13であり、Mnが多すぎる。
比較例29は表1の合金14であり、Crが多すぎる。
比較例30は表1の合金15であり、Cuが多すぎる。
比較例31は表1の合金16であり、Znが多すぎる。
比較例32は表1の合金17であり、ZrとVが多すぎる。
The comparative example 25 is the alloy 10 of Table 1, and there is too little Si.
The comparative example 26 is the alloy 11 of Table 1, and there is too much Si.
The comparative example 27 is the alloy 12 of Table 1, and there is too much Fe.
The comparative example 28 is the alloy 13 of Table 1, and there is too much Mn.
The comparative example 29 is the alloy 14 of Table 1, and there is too much Cr.
The comparative example 30 is the alloy 15 of Table 1, and there is too much Cu.
The comparative example 31 is the alloy 16 of Table 1, and there is too much Zn.
The comparative example 32 is the alloy 17 of Table 1, and there are too many Zr and V. FIG.
 以上の実施例の結果から、室温時効後のBH性向上に対して、前記本発明で規定するクラスタの各条件を全て満たす必要性があることが裏付けられる。また、このようなクラスタ条件やBH性などを得るための、本発明における成分組成の各要件あるいは好ましい製造条件の臨界的な意義乃至効果も裏付けられる。 The results of the above examples confirm that it is necessary to satisfy all the conditions of the cluster defined in the present invention for improving the BH property after aging at room temperature. Moreover, the critical significance or the effect of each requirement of the component composition in this invention or preferable manufacturing conditions for obtaining such cluster conditions, BH property, etc. is supported.
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
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 本発明によれば、室温時効後のBH性や成形性をも兼備する6000系アルミニウム合金板を提供できる。この結果、自動車、船舶あるいは車両などの輸送機、家電製品、建築、構造物の部材や部品用として、また、特に、自動車などの輸送機の部材に6000系アルミニウム合金板の適用を拡大できる。 According to the present invention, it is possible to provide a 6000 series aluminum alloy plate having both BH properties and formability after aging at room temperature. As a result, the application of the 6000 series aluminum alloy plate can be expanded as a member for a transport device such as an automobile, a ship or a vehicle, a home appliance, a building or a structure, and particularly as a member for a transport device such as an automobile.

Claims (2)

  1.  質量%で、Mg:0.2~2.0%、Si:0.3~2.0%、を含み、残部がAlおよび不可避的不純物からなるAl-Mg-Si系アルミニウム合金板であって、3次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により測定された原子の集合体として、Mg原子かSi原子かのいずれか又は両方を合計で10個以上含むとともに、これらに含まれるMg原子かSi原子のいずれの原子を基準としても、その基準となる原子と隣り合う他の原子のうちのいずれかの原子との互いの距離が0.75nm以下である条件を満たす、原子の集合体の平均数密度が1.0×1024個/m以上であって、かつ、これらの条件を満たす原子の集合体のうち、Mg原子数とSi原子数の比(Mg/Si)が2/3以上である原子の集合体の平均割合が0.65以上であることを特徴とする焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板。 An Al—Mg—Si based aluminum alloy sheet containing, by mass%, Mg: 0.2-2.0%, Si: 0.3-2.0%, the balance being Al and inevitable impurities, As an aggregate of atoms measured by a three-dimensional atom probe field ion microscope, a total of 10 or more of either Mg atoms or Si atoms or both, and any of Mg atoms or Si atoms contained therein Even if an atom is used as a reference, the average number density of the aggregate of atoms satisfying the condition that the distance between the reference atom and any of the other adjacent atoms is 0.75 nm or less is 1 0.0 × 10 24 atoms / m 3 or more, and among the set of atoms satisfying these conditions, an atom having a ratio of Mg atoms to Si atoms (Mg / Si) of 2/3 or more The average proportion of aggregates is 0.65 or more An aluminum alloy plate excellent in baking coating hardenability.
  2.  前記アルミニウム合金板が、更に、Mn:1.0%以下(但し、0%を含まず)、Cu:1.0%以下(但し、0%を含まず)、Fe:1.0%以下(但し、0%を含まず)、Cr:0.3%以下(但し、0%を含まず)、Zr:0.3%以下(但し、0%を含まず)、V:0.3%以下(但し、0%を含まず)、Ti:0.1%以下(但し、0%を含まず)、Zn:1.0%以下(但し、0%を含まず)、Ag:0.2%以下(但し、0%を含まず)の1種または2種以上を含む請求項1に記載の焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板。 The aluminum alloy plate further comprises Mn: 1.0% or less (excluding 0%), Cu: 1.0% or less (excluding 0%), Fe: 1.0% or less ( However, 0% is not included), Cr: 0.3% or less (however, 0% is not included), Zr: 0.3% or less (however, 0% is not included), V: 0.3% or less (However, not including 0%), Ti: not more than 0.1% (however, not including 0%), Zn: not more than 1.0% (however, not including 0%), Ag: 0.2% The aluminum alloy sheet excellent in bake coating curability according to claim 1, comprising one or more of the following (excluding 0%).
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