铝合金板的制作方法

专利名称：：铝合金板的制作方法
技术领域：
：本发明的
技术领域：
涉及铝合金板，特别是涉及烘烤、涂装硬化性和弯曲加工性(特别是平面折边(flathem)加工性)优异，且常温稳定性(室温时效抑制)优异的Al—Mg—Si系铝合金板(铝以下也称Al)。这里，所谓常温稳定性是指因室温时效造成的材质的降低(强度上升导致的成形性和弯曲性的降低等)的发生难度。常温稳定性优异是室温时效导致的材质的降低难以发生。即，在室温下材质的时效变化少。
背景技术：
：近年来，针对废气等造成的地球环境问题，机动车等运输机械开始追求通过车体的轻量化来实现燃油效率的提高。因此，特别是针对机动车的车体，成形性和烘烤硬化性优异的更为轻量化的Al合金材的适应正在增加，并取一直以来所使用的钢材。其中，在机动车的车头罩(hood)、翼板(fender)、门、顶盖(roof)、行李箱盖(trunklid)等的板件(panel)结构体的外板(outpanel)和内板(innerpanel)等的板件中，作为薄壁且高强度Al合金板，Al—Mg—Si系的AA至JIS6000系(以下仅称为6000系)的Al合金板的使用受得研究。6000系A1合金板，基本上必须含有Si、Mg，因为具有优异的时效硬化能，所以在挤压成形和弯曲加工时因低屈服点化而确保了成形性，同时通过成形后的板件的涂装烘烤处理等比较低温的人工时效(硬化)处理的加工热而进行时效硬化以提高屈服点，从而具有能够确保必要的强度的BH性(烘烤硬化性bakehaidening、人工时效硬化能、涂装烘烤硬化性)。另外，6000系A1合金板，与Mg量等的合金量多的其他5000系Al合金等相比，合金元素量少。因此，将这些6000系A1合金板的废料作为Al合金熔解材(熔解原料)再利用时，容易得到原来的6000系Al合金铸锭，循环性也优异。另一方面，机动车的外板众所周知，其制造是对铝合金板复合进行挤压成形中的拉伸成形和弯曲成形等的成形加工。例如，在车头罩和门等大型的外板中，通过拉伸等的挤压成形，成为作为外板的成品形状，接着，通过该外板边缘部的平面折边等的折边(hemming)加工，与内板进行接合，成为板件结构体。这时，在6000系A1合金板中，有室温时效这一现象。特别是若经历大概3个月6个月的室温时效，则由于屈服点的上升和原子的集合体的形成，会导致烘烤、涂装硬化性和弯曲加工性显著降低的问题。为了防止这种室温时效带来的材质的降低(提高常温稳定性)，主要是原子集合体的控制，特别是控制Mg—Si原子集合体(在固溶和淬火处理后的室温放置中形成)被纷纷提出。例如，对于烘烤硬化性(BH性)来说，提出有控制固溶处理条件的冷却速度，着眼于差示热分析曲线的峰值高度(特愿2003—38004)。特开平10—219382号公报、特开2000—273567号公报中，记述了关于Mg—Si原子的集合体的抑制(Si/空位原子的集合体、GPI)。特开2003—27170号公报中记载了关于Si/空位原子的集合体的抑制，DSC的峰值。专利文献1特开平10—219382号公报专利文献2特开2000—273567号公报专利文献3特开2003—27170号公报作为因室温时效造成的材质降低(常温稳定性的提高)的防止技术，以前提出的技术是通过固溶条件的模式控制，和复原处理(固溶化后的热处理)。在利用这种固溶条件的模式控制中，存在的问题点是带来生产性降低，在利用复原处理等的热处理的追加中存在的问题点是退火工序的追加，带来成本上升。
发明内容本发明鉴于这种情况而进行，其目的在于，提供一种常温稳定性优异的(难以发生因室温时效导致的材质的降低)铝合金板。本发明者们为了达成上述目的而进行锐意研究，结果直到完成本发明。根据本发明能够达成上述目的。如此完成的能够在成上述目的的本发明，关于铝合金板，有发明17所述的铝合金板(第17发明的铝合金板)，其以如下方式构成。艮P，发明1所述的铝合金板，是Al—Mg—Si系铝合金板，含有Mg:0.351.0质量％、Si:0.51.5质量％、Mn:0.011.0质量％、Cu:0扁1.0质量％，余量是Al和不可避免的杂质，其中，固溶Si量0.550.80质量％、固溶Mg量0.350.60质量％，并且，固溶Si量/固溶Mg量1.12(第一发明)。根据权利要求1所述的钢板，发明2所述的钢板，由Si与Mg的质量比Si量/Mg量为1以上的过剩Si型AI—Mg—Si系铝合金板构成(第二发明)。根据发明l或2所述的铝合金板，发明3所述的钢板，作为所述不可避免的杂质含有Fe:1.0质量％以下、Cr:0.3质量％以下、Zr:0.3质量%以下、V:0.3质量％以下、Ti:0.1质量％以下、Ag:0.2质量％以下、Zn:1.0质量％以下(第三发明)。根据发明13中任一项所述的铝合金板，发明4所述的铝合金板还含有Ti:0.0050.2质量％、或Ti:0.0050.2质量％和B:0細10.05质量％(第四发明)。根据发明14中任一项所述的铝合金板，发明5所述的铝合金板由根据下述方法制造而成的铝合金板构成将铝合金的铸锭进行均质化热处理后先冷却，之后进行再加热并进行热轧后，不进行退火就进行冷轧(第五发明)。根据发明5所述的铝合金板，发明6所述的铝合金板，所述热轧的粗轧的进入侧温度为490380。C，粗轧的终止温度为430350°C，且粗轧时间为IO分钟以下(第六发明)。根据发明16中任一项所述的铝合金板，发明7所述的铝合金板为机动车外板用(第七发明)。本发明的铝合金板常温稳定性优异，(室温时效导致的材质的降低难以发生)。图1是表示横切Mg2Si和单体Si的析出鼻尖(nose)的温度过程的模式图。具体实施方式关于室温时效的作用机理提出有各种说法，但是己知与Mg—Si系的纳米团簇(nanocluster)的形成有关。本发明者等发现，如果研究常温稳定性优异的板的固溶、析出状态，特别是对固溶Si量和固溶Mg量的平衡进行控制，则即使在长时间的常温保持后，强度上升仍可受到抑制，不会使其后的成形性、弯曲加工性和烘烤硬化性劣化。以下对本发明的A1合金板特别说明其数值限定理由。(固溶Si量和固溶Mg量的范围)关于6000系合金发生时效变化(室温保持中的强度上升)原因，在现在的学术解释中，室温保持中固溶在铝基体中的Mg、Si原子被解释为Mg—Si、Si—Si和Mg—Mg的纳米团簇形成的原因。这些现象当然固溶Mg量、固溶Si量越多越容易发生变化。因此，需要规定固溶量的上限。但是，另一方面，作为6000系机动车板材所要求的诸特性，还有烘烤硬化性。因此，还有用于确保最低限度的烘烤硬化性、烘烤后强度的固溶量的下限值。从以上几点出发，需要使固溶Si量0.550.80%、固溶Mg量0.350.60质量％(质量％以下也称％)。若各固溶量都超过上限，则容易发生时效劣化。优选固溶Si量0.78%以下，固溶Mg量0.55%以下。另一方面，当低于下限值时，则不能确保烘烤后强度、烘烤硬化性。优选固溶Si量0.6%以上，固溶Mg量0.38%以上。(固溶Si量個溶Mg量的比)本发明者们还对时效劣化发生的作用机理进行锐意研究，结果发现，仅仅在上述的固溶量范围抑制时效变化是不充分的，适当控制固溶Si量/固溶Mg量的比很重要。作为此作用机理尚有不明之处，但被推测是因为，基体中实质固溶的固溶Si量和固溶Mg量的比，会导致在室温保持中形成的Mg—Si的团簇，在室温保持中变化为难以生成团簇的形态或生成速度迟缓的形态。适当的固溶Si量個溶Mg量的比为1.12。艮卩，需要使固溶Si量/固溶Mg量1.12。固溶Si量個溶Mg量的值低于l.l时，烘烤后强度不足，另一方面若超过2，则时效变化变大。更优选该值为1.2以上和/或1.8以下。还有，在现有的发现中，是对添加的Mg量、Si量和其比进行控制，但仅是这样却存在并不能充分抑制时效变化的现状。现有的材料处于固溶Si量/固溶Mg量超过2的水准时，时效变化大。(化学成分组成)作为机动车的外板用的板等，要求优异的成形性和BH性、强度、焊接性、耐腐蚀性等的诸特性。为了满足这样的要求，本发明的Al合金板的组成含有Mg:0.351.0%、Si:0.51.5%、Mn:0.011.0%、Cu:0.0011.0%，余量由Al和不可避免的杂质构成。6000系Al合金板容易产生凹痕(ridingmark),但本发明优选应用BH性更优异的、Si与Mg的质量比Si/Mg为1以上的这种过剩Si型的6000系A1合金板。即，本发明的Al合金板优选Si与Mg的质量比Si量Mg量为1以上的过剩Si型Al—Mg—Si系铝合金板(第二发明)。6000系A1合金板，在挤压成形和弯曲加工时由于低屈服点化而能够确保成形性，并且通过成形后的板件的涂装烘烤处理等较低温的人工时效处理时的加热而时效硬化，屈服点提高，具有能够确保必要的强度的优异的时效硬化能(BH性)。其中，过剩Si型的6000系Al合金板，与质量比Si/Mg低于l的6000系Al系合金板相比，其BH性更优异。Mg、Si、Mn、Cu以外的其他元素基本上是杂质，为遵循AA至JIS等规格的各杂质水平的含量(允许量)。但是，从再循环的观点出发，作为熔解材不仅在使用高纯度Al铸锭时，而且将6000系合金和其他Al合金废料、低纯度Al铸锭等作为瑢解原料大量使用时，杂质元素混入的可能性都很高。而且，将这些杂质元素降低至例如检测界限以下会导致自身成本上升，需要允许一定程度的含有。另外，实质量含有也是不妨碍本发明的目的和效果的含有范围，在该范围内仍有各种含有效果。因此，分别允许各自在以下规定量以下的范围内含有。艮P，也可以含有Fe:1.0%以下、Cr:0.3%以下、Zr:0.3%以下、V:0.3%以下、Ti:0.1%以下。另外，取代它们或在它们之外还可以含有Ag:0.2%以下、Zn:1.0%以下(第三发明)。以下说明本发明的Al合金板中的Si、Mg、Cu、Mn的作用及Si量、Mg量、Cu量、Mn量的限定理由等。(Si:0.51.5%)Si与Mg—起在固溶强化和涂装烘烤处理等的所述低温下的人工时效处理时，形成有助于强度提高的时效析出物，发挥时效硬化能，是用于获得作为机动车的外板必要的特性，例如170MPa以上的必要强度(屈服点)必须的元素。因此，作为本发明的过剩Si型的6000系Al合金板，其是用于使挤压成形性、折边加工性等诸特性兼备的最重要的元素。另外，为了使对板件的成形后的低温涂装烘烤处理后(施加2%拉伸后进行17(TCX20分钟的低温时效处理时)的屈服点发挥170MPa以上这样的优异的低温时效硬化能，还优选使Si/Mg以质量比计为1.0以上，成为使Si相对于Mg过剩含有的过剩Si型6000系Al合金板组成(第二发明)。Si量低于0.5%时，则不能兼具所述进效硬化能，还有各用途所要求的挤压成形性、折边加工性等的诸特性。另一方面，若Si超过1.5。/。，则折边加工性和挤压成形性尤其受到显著阻碍，此外还显著阻碍焊接性。因此，Si量为0.51.5。/。。优选Si量的下限值为0.6。/。。还有，在外板中，因为特别重视折边加工性，所以为了进一步使折边加工性与挤压成形性一起提高，优选Si量的上限值1.2%，例如优选使&量处于0.61.2°/。这样更低的范围。(Mg:0.351.0%)Mg在固溶强化和涂装烘烤处理等所述人工时效处理时，与Si—起形成有助于强度提高时效析出物，发挥时效硬化能，对于板件为来，例如是用于获得170MPa以上必要屈服点所必须的元素。Mg量低于0.35%时，因为绝对量不足，所以不能在人工时效处理时形成所述化合物相，不能发挥时效硬化能。因此，无法获得作为板件所需要的170MPa以上的必要屈服点。另一方面，Mg量超过1.0n/。时，挤压成形性和弯曲加工性等的成形性反而被显著阻碍。因此，Mg量为0.351.0°/。。还有，成为过剩Si型6000系Al合金组成时，要使Si量/Mg量成为1以上的量。另外，为了使平面折边加工性进一步提高，而使Si量处于0.61.2%这一更低的范围时，与之相应，为了成为过剩Si型6000系Al合金组成，也期望使Mg量的上限值为0.7%，例如优选使Mg含量处于0.20.7%这样低的范围。(Cu:0.0011.0%)Cu具有的效果是，在比较低温短时间的人工时效处理的条件下，促进Al合金材组织的晶粒内的有助于强度提高的时效析出的形成。另外，固溶的Cu也有提高成形性的效果。Cu量低于0.001%时没有该效果。另一方面，若01量超过1.0%，则使耐应力腐蚀性和涂装后的耐腐蚀性之中的耐丝状腐蚀性及焊接性显著劣化。因此，在重视耐腐蚀性的作为结构材用途等的情况下，优选为0.8%以下。(Mn:0.011.0%)Mn具有的效果是，在均质化热处理时生成分散粒子(分散相)，这些分散粒子具有妨碍再结晶后的晶界移动的效果，因此能够得到微细的晶粒。如后述，Al合金组织的结晶粒越微细，本发明的Al合金板的挤压成形性和折边加工性越得到提高。在这一点上，Mn含量低于0.01%时则没有这些效果。另一方面，如果Mn量多，则熔解、铸造时容易生成粗大的Al—Fe—Si—(Mn、Cr、Zr)系的金属间化合物和结晶析出物，这成为使Al合金板的机械的性质降低的原因。因此，Mn处于0.011.0。/。的范围。特别是在由于前述复杂形状和薄壁化，或者内板端部和外板边缘弯曲部内面之间存在间隙等而导致加工条件严酷的平面折边加工中，Mn量超过0.15%时，折边加工性降低。如此实施加工条件严酷的折边加工时，优选为Mn:0.010.15%。实用上，为了确保作为因时效变化而劣化的主要特性的弯曲加工性，作为必须的组织形态也优选使平均晶粒直径微细化。即，优选在从板的最表面部至1/4部的任意的板表面部和板厚中心部这两处，各平均晶粒直径分别为45(im以下。换言之，通过不仅仅对板的最表面部，而且至板厚中心部的平均晶粒直径进行控制，则具有弯曲加工性和凹痕的抑制的效果。另外，通过将晶粒直径细小到该范围，能够确保甚至提高弯曲加工性和挤压成形性。晶粒直径超过45jxm而粗大化时，即使控制结晶方位，弯曲加工性和拉伸等的挤压成形性仍显著降低，成形时的裂纹和皲裂等不良问题容易产生。在此，平均晶粒直径是采用SEM—EBSP和其测定条件，分别测定在规定的测定区域内所观察到各晶粒的最大直径，计算得到的结果的平均值。还有，SEM是扫描型电子显微镜的简称，EBSP是ElectronBackScatteringPattern的简称。作为所述Si、Mg、Cu、Mn之外的添加元素，若添加Ti、B则有晶粒径细化效果。添加这些元素时，除了所述Si、Mg、Cu、Mn以外，还含有Ti:0.0050.2%、或者Ti:0.0050.2%%和B:0扁10.05%(第四发明)。Ti是晶粒微细化元素。要使该效果发挥时，含有Ti、B之中的Ti。这时的Ti的含量优选为0.005%以上，更优选为0.01%以上，进一步优选为0.015%以上。还有，若Ti变得过剩，则巨大的A1—Ti系金属间化合物结晶而阻碍成形性。因此，Ti含量的上限优选为0.2%，更优选为0.1%，进一步优选为0.05%。Ti、B之中也可以只含有Ti，但也可以使微量的B—起含有。若与B一起含有时，晶粒的微细化效果进一步提高。这时的B的含量优选为0.0001%以上，更优选为0.0005%以上，进一步优选为0.0008%以上。另一方面，若B过剩，则Ti一B系的粗大粒子生成而使成形性降低。因此，B含量的上限优选为0.05%，更优选为0.01%，进一步优选为0.005%。作为不可避免的杂质，为了不阻碍板特性，其含量基本上优选少的方面，但在不阻碍板特性的范围内，允许含有的程度可至JIS规格等记载的6000系铝合金的各元素的上限值。本发明的A1合金板，可以以如下方式制造。即，其制造是对铝合金的铸锭进行均质化质热处理后即刻冷却，之后再加热并进行热轧(以下也称为热轧)后，不退火就进行冷轧(第五发明)。在这种Al合金板的制造线中，使用比较大型的铸锭，并且在热轧后不实施退火就冷轧，以追求有效率的量产化。另外，同时在均质化质热处理后即刻冷却，之后再加热并实施热轧，还追求凹痕的防止。以下说明上述Al合金板的制造方法的详情。(熔解、铸造)首先，在熔解、铸造工序中，适宜选择连续铸造轧制法、半连续铸造法(DC铸造法)等通常的熔解铸造方法，对600系成分规格范围内被熔解调整的Al合金熔汤进行铸造。(均质化热处理)其次，对上述被铸造的Al合金铸锭实施均质化热处理。均质化热处理的温度本身如常规方法在500'C以上，适宜选择低于熔点的均质化温度。该均质化热处理的目的在于组织的均质化，即，杜绝铸锭组织中的结晶粒内的偏析。若该均质化温度低，则不能充分杜绝晶粒内的偏析，其成为破坏的起点发挥作用，因此延伸凸缘性和弯曲加工性降低。在第一次均质热处理后，Al合金铸锭立刻被冷却到接近室温等350°C以下的温度，其后再加热到开始热轧的(热粗轧)380490'C的温度范围，并开始热轧(热粗轧)(进行第一次均质化热处理，冷却后进行再加热，以下称为2次均热)。在此，均质化热处理后的冷却速度优选40'C/hr以上、100°C/hr以下的冷却速度。通过处理该特定的冷却速度范围，即使在量产化的热轧线上，也能够控制铸锭中的Mg2Si化合物作为热轧中的再结晶粒的核生成点处于适当的尺寸、分布上。其结果是，即使是过剩Si型的6000系Al合金板，也能够抑制热轧中的粗大的再结晶粒(热纤维质(fiber))的生成，实现再结晶时的组织的均质化，从而使成形时的凹痕性提高。实际的铸锭(板坯slab)具有厚400600mm,宽10002500mm，长510m的巨大尺寸。因此，在周期式均热炉内，均质化热处理后的冷却速度为低于20°C/hr左右。另外，即使放置在炉外，仍为3040°C/hr左右。若以这种通常的冷却方法进行冷却，则冷却速度不足，Mg2Si化合物等的析出物粗大化，在进行2次均热的工序中，发生强度降低、烘烤硬化性能(烘烤硬化性后屈服点)的降低，弯曲性降低。在具有400mm以上的厚度的较大型铸锭的情况下，为了使均质化热处理后的铸锭的冷却速度在上述4(TC/hr以上、100°C/hr以下的特定冷却速度范围内，需要在均热炉内或炉外利用风扇对铸锭进行强度空冷。这一点上，是使铸锭在上述特定冷却速度范围均一地被冷却，如此根据铸锭的尺寸和配置来适宜配置风扇，在均热炉内或炉外进行强制空冷。另一方面，不用风扇，而是在均热炉内或炉外放冷时，在具有400mm以上的厚度的较大型铸锭的情况下，则冷却速度过小。因此，冷却速度必然低于40°C/hr这一下限。特开平8—232052号公报、特开平7—228956号公报等之中，也记述了使均质化热处理后的冷却速度为10(TC/hr以上、15(TC/hr以上等的数值，但是这一水平的高速冷却速度虽然可针对小型的铸锭，但对于具有400mm以上的厚度的较大型铸锭来说，达到这一冷却速度相当困难。因此，为这一水平的高速冷却速度时，需要对铸锭采取喷雾(mist)和喷淋(spray)进行水冷等其他途径的冷却方法。因此，利用强制性的冷却方法会致使铸锭的热收縮而产生变形和翘曲等，也有发生使形状产生异常的新问题的可能性。(热轧)为了量产化，热轧优选利用由可逆(reverse)式的粗轧机和连续(tandem)式精轧机构成的热轧线，对较大型的铸锭实施热轧。该热轧线通常由1台构成可逆式的粗轧机和通常35台构成的连续式的精轧机构成。用这些粗轧机和精轧机，分别实施多个轧道组成的轧制。以下，对于控制在本发明规定的固溶Si量、固溶Mg量、固溶Si量/固溶Mg量的方法进行说明。对Al合金的铸锭进行均质化热处理，冷却，再加热并热轧后，不退火就冷轧，得到Al合金板，对该Al合金进行固溶化再加热工序时的Al合金板(最终板)中的固溶量根据如下几点决定在均热工序结束后(热轧开始前)生成的析出物状态；热轧结束后的Mg—Si系析出物尺寸和固溶Mg量、固溶Si量；根据固溶化条件范围至成为热轧板(冷轧前)时存在的Mg—Si析出物再固溶的量。固溶条件，再加热条件为后述的推荐条件，但是在实际的制造工序中，从生产性的观点出发，因不并不能使之完全再固溶，所以限定为能够控制的范围。因此，为了控制在本发明规定的固溶量状态，控制至成为热轧板时的析出尺寸分布很重要。为此的热轧条件的指南是，根据热粗轧中的经过时间和该部位的温度的关系，以比通常的温度过程快的速度进行热轧。即，使横切Mg2Si系的析出鼻尖温度、单体Si析出物的析出鼻尖温度的温度过程縮短。图1中例示该鼻尖温度和温度过程。本发明者们进行了大量的实验，其结果可知，根据从粗轧进入侧到输出侧的温度过程，Mg—Si系析出物的尺寸分布会发生变化，从而能够控制最终的固溶状态。具体来说，通过使粗轧的轧制时间縮短得比通常的粗轧的轧制时间短，能够使固溶Si量/固溶Mg量在2以下，进而能够掌控室温下的材质的时效变化。其理由能够做如下考虑。作为基本的倾向，本发明的Al合金板的组成范围中，在高温侧存在Mg2Si系析出物的鼻端温度，由于在该区域的析出，导致Mg固溶量处于减少的倾向。因此，通过縮短粗轧中的轧制时间，便具有促进高温侧的析出，减小生成的Mg2Si析出物尺寸，最终确保固溶Mg量的效果。由此，能够将固溶Si量/固溶Mg量之比抑制在2以下。这时，优选粗轧的进入侧温度为490380°C，粗轧的终止温度为430350°C，且从粗轧进入侧至输出侧的轧制时间为IO分钟以内(第六发明)。若粗轧的进入侧温度超过490°C，则析出物粗大，另一方面，当低于380t:时，单体Si的析出变多。粗轧的进入侧温度更优选为450380'C。轧制时间更优选为9分钟以内。粗轧的开始温度(粗轧的进入侧温度)为490'C或其附近的温度时，因为高温致使析出速度大，因此轧制时间更优选8分钟以内。还有，在现有的通常的粗轧中，轧制时间约为15分钟左右，达不到最佳的固溶量的平衡。以下，对于用于确保或提高Al合金板的弯曲加工性和抑制凹痕的推荐事项进行说明。(晶粒直径的控制)为了在从板的最表面部至板厚1/4的任意的板的表面部和板厚中心部的两处，满足期望的晶粒直径，优选轧热中的粗轧的开始温度(粗轧的进入侧)为350500。C，使热轧中的精轧的总加工率为卯％以上，并且使精轧结束温度为35(TC以下，此外，使巻取时的板的平均张力为20MPa以上。热轧中的粗轧开始温度低于350'C时，在热轧结束后再结晶不推进，加工集合组织发达，容易发生凹痕，另一方面，粗轧开始温度超过500°C时，再结晶发生，在热轧时粗大的再结晶粒生成，作为凹痕成原的结晶方位成分的再结晶粒排列成条状的情况变多。热轧中的精轧结束温度超过35(TC时，特别容易生成粗大的再结晶粒，成为凹痕的原因的板的特定方位的再结晶粒排列成条状的情况变多。这与巻取时的板的平均张力低于20MPa的情况也一样。精轧结束温度低于28(TC时，热轧结束后再结晶不推进，加工集合组织发达，容易发生凹痕。因此，热轧中的精轧结束温度优选280'C以上、350'C以下。(热轧板的退火)热轧板在冷轧前的退火(初退火)基本不进行，为了制造的效率化和降低制造成本，优选省略这一工序。(冷轧)热轧后进行冷轧，制造期望的板厚的冷轧板(也包括线材)。(固溶化和淬火处理)通过前述的Al合金铸锭的均热(均质化处理)，作为热轧中的再结晶粒的核生成点，活用控制在适当的尺寸和分布下的分散粒子，在最终的固溶和淬火处理中，作为用于抑制凹痕的再结晶核，为了成为具有随机(mndom)方位的再结晶方位，优选使最终的固溶化处理的升温速度为100'C/分钟以上。在该最终的固溶处理的100'C/分钟以上的升温过程中，上述分散粒子作为随机的再结晶结晶方位的形成核起作用。最终的固溶处理的升温速度更优选为200'C/分钟以上，进一步优选为30(TC/分钟以上。还有，固溶处理时，为了通过板的挤压成形后的涂装烘烤硬化处理等的人工时效处理，而使晶内充分析出有助于强度提高的时效析出物，优选使固溶处理为50(TC以上、熔点以下的温度。在从固溶处理温度开始的淬火处理中，若冷却速度慢，则在晶界上容易析出Si、Mg2Si等，并容易成为挤压成形和弯曲加工时的裂纹的起点，使成形性降低。为了确保能够对其加以防止的冷却速度，淬火处理优选分别选择使用风扇等的空冷，喷雾、喷淋、浸渍等的水冷方法和条件，成为冷却速度为1(TC/秒以上的急冷。在本发明中，为了进一步提高成形板件的涂装烘烤工序等人工时效硬化处理中的时效硬化性，为了在淬火处理后促进有助于强度提高的时效析出物的析出，也可以进行预备时效处理。该预备时间处理优选以如下方式进行在6015(TC，优选在70120'C的温度范围，进行124小时的必要时间保持。进行该预备时效处理时，可以将上述淬火处理的冷却结束温度提高至60150°C，在该处理(冷却结束)之后立即再加热，或者不进行再加热，而是直接在此状态下保持。或者，其进行也可以在固溶化处理后至常温的淬火处理之后，立刻(5分钟以内)再加热至6015(TC。此外，为了抑制室温时效，也可以在所述预备时效处理后，进行没有时间性的迟滞的、较低温的热处理(人工时效处理)。在此，至人工时效处理开始有时间性的迟滞时，在预备时效处理后，随着时间的经过仍会产生室温时效(自然时效)，在该室温时效产生后，则难以发挥由所述较低温下的热处理(人工时效处理)带来的效果。另外，进行连续固溶淬火处理时，在所述预备时效的温度范围结束淬火处理，直接在高温下巻取成巻。还有，可以在巻取成巻前再加热，也可以在巻取后保温。另外，也可以在到达常温的淬火处理之后，再加热到所述温度范围，在高温下巻取等。此外，根据用途和需要特性，当然也可以进一步进行高温的时效处理和稳定化处理，以实现更高强度化等。实施例以下说明本发明的实施例和比较例。还有，本发明不受该实施例限定，在符合本发明的宗旨的范围内可以每当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。以表2所示的条件对Al合金的铸锭实施均质化热处理(以下称为均热处理)，进行热轧，冷轧，之后进行固溶和淬火处理，制造表1所示的AM组成的6000系Al合金板。还有，在表1的各元素的含量的表示中，"_"表示的是在检测界限以下。上述Al合金板的更详细的制造条件如下。即，将表l所示的各组成的500mm厚、2000mm宽、7m长的Al合金铸锭，根据DC铸造法进行熔炼。对这些铸锭，除了一部分(No.10)，都进行2次均热。还有，No.10只进行l次均热，在55(TCX4hr的条件下实施均质化热处理后，不冷却，直接从该温度开始进行热轧的粗轧。在上述2次均热中，以55(TCX4hr的条件进行均质化热处理(第一次)，在该均质化热处理后，以6(TC/hr的冷却速度在均热炉内利用风扇将铸锭强制空冷到20(TC以下的温度。其后，再加热至400'C，在该温度开始热轧的粗轧。然后，热轧至2.5mm的厚度。g卩，进行热轧的粗轧，再精轧，得到厚2.5mm的热轧板。这时的粗轧的终止温度、精轧的终止温度如表2所示。对该热轧板省略初退火(不实施退火)，之后以60%的冷轧率进行直接冷轧，得到厚1.0mm的冷轧板。用连续式的热处理设备，并以30(TC/分钟的升温度速度对如此得到的冷轧板加热，在达到550。C的固溶处理温度的时刻进行保持5秒的固溶化处理，立刻通过100'C/秒以上的急冷淬火至室温。另外，在该淬火后5分钟以内(即刻)，实施在10(TC的温度下保持2小时的预备时效(再加热)处理。该预备时效处理后0.6'C/hr徐冷，得到T4调质材。从该T4调质材(调质处理后的Al合金板)上切下供试板(坯料(blank))，测定调质处理后15日的室温时效(室温放置)后，供试板的平均晶粒直径、固溶Si量、固溶Mg量和特性，并进行评价。这时，供试板的平均晶粒直径、固溶Si量、固溶Mg量的测定以如下方式进行。(平均晶粒直径)从板的最表面部至板厚1/4部的任意的板的表面部和板厚中心部的两处，从板面方向，采用SEM—EBSO进行评价。还有，作为SEM装置，例如采用日本电子社制SEM(JEOLJSM5410)，作为EBSP测定分析系统，例如采用EBSP:TSL社制(OIM)。试料的测定区域为10a0^mX1000pm，测定梯级间隔例如在3Kim以下。结晶晶界方位差为15°以上。(供试板的固溶Si量、固溶Mg量分析)用所述调质处理后15天的室温时效后的供试板进行固溶量分析。固溶量的评价方法如下。即，通过苯酚提取残渣分析法，采用孔径尺寸0,1pm的筛网提取残渣(材料中的分散粒子)，对被过滤的溶液中的Si量、Mg量通过ICP发光分析而得到的分析值作为固溶Si量、固溶Mg量。因此，严格来该值为还包括0.1pm以下的粒子中的Si量、Mg量的值。关于供试板的特性的测定、评价，是测定作为所述调质处理后15天的室温时效后的供试板的特性，包括凹痕性、0.2%屈服点(AS屈服点MPa)、人工时效硬化处理后的0.2%屈服点(BH后屈服点MPa)，并进行评价。另外，对于弯曲性进行调查。这上测定、评价、调查以如下方式进行。(凹痕性)制造的铝合金板的凹痕性，实际上在挤压成形后不进行涂装处理也能够评价。即，在与供试板的轧制方向成直角的方向，通过拉伸试验进行15%的拉伸后，测定表面粗糙度Ra。然后，15y。拉伸后的表面粗糙度Ra满足10pm以下的评价为成形性的凹痕性优异。这时，板的表面粗糙度Ra(算术平均粗糙度)分别基于JISB0601所规定的定义和测定法，由触针式粗糙度仪测定并求得板表面的凹凸。所述用于施加拉伸的拉伸试验，其进行是从所述调质处理后15天的室温时效后的Al合金板提取JISZ2201的5号试验片(25mmX50mmGL(标点距离)X板厚)，进行室温拉伸。这时的试验片的提取方向是轧制方向的"直角方向"，使拉伸方向成为与轧制方向成直角的方向。拉伸速度达到0.2%屈服点为5mm/min，屈服点以下为20mm/min。另外，为了证实来自所述拉伸的凹痕性评价，对于所述调质处理后15天的室温时效后的Al合金板进行拉深成形，目视观察之后的成形品表面整个面的皲裂，完全无皲裂的评价为，虽然有皲裂，但为部分性小皲裂的评价为O，皲裂大得遍布整个面的评价为x。该拉深成形以如下方式进行。即，通过打孔由所述调质处理后15天的室温时效后的供试板制作10Omm0的试验片，润滑油采用稀释ij50%的CastrolNo.700(商品名)，利用埃里克森(Erichsen)试验机将该试验片成形为杯状，冲头5Omm0—肩R4.5mm，冲模65.1mm0—肩R14mm，(foWpressure):500kgf，拉深比2(拉深率=50%)。(AS屈服点)从上述调质处理之后的Al合金板，提取相对于轧制方向成垂直方向的JISZ2201的5号试验片(25mmX50mmGLX板厚)，进行室温拉伸试验。室温拉伸试验基于JISZ2241(1980)(金属材料拉伸试验方法)，在室温2(TC进行试验。这时，十字头速度为5mm/分，以此恒定的速度进行直至试验片断裂。根据该方法，求得0.2%屈服点，此为AS屈服点(N数=5的平均值)。(BH屈服点)为了调查人工时效处理能(BH性)，通过模拟Al合金板挤压成形为板件的工序制造试验片，求得BH后屈服点。B卩，对所述JIS5号试验片施加2%的应变后，实施170'CX20分钟的低温短时间的人工时效硬化处理，对于该处理后的试验片在与上述同样的条件下进行室温拉伸，求得0.2%屈服点，将其作为BH后屈服点(MPa)。还有，这时的拉伸方向为与轧制方向平行的方向。BH后屈服点满足190MPa以上的为良好。(弯曲性)从所述调质处理后15天的室温时效后的供试板，提取长150mmX宽30mm的弯曲加工试验片，假定进行机动车外板的平面折边加工评价弯曲性。即，对于上述弯曲加工试验片，预先施加10%的应变后，进行角度180°的贴紧弯曲(内侧弯曲半径R-约0.25mm)。弯曲性的评价，是通过目视确认弯曲加工后的试验片边缘弯曲部的裂纹发生程度，基于下述标准以5个阶段进行评价。0:没有皲裂也没有裂纹。1:仅有皲裂发生(没有裂纹)。2:虽然有皲裂发生，但没有裂纹(微小的裂纹也没有)。3:微小的裂纹发生。4:大的裂纹发生(比下述5的阶段的情况轻微)、5:大的裂纹发生多个或大量发生。上述05的等级之内，02的阶段作为机动车的外板合格，35的阶段不合格。还有，为了反映被所述折边部夹紧的内板的薄板化的严格的折边加工条件，不对内板的折边部折入。(室温进效造成的材质的时效变化由弯曲性评价)对于从所述T4调质材(调质处理后的Al合金板)切下的供试板进行3个月的室温时效(室温放置)，即，受到调质处理后3个月的室温时效(室温放置)的供试板，调査其弯曲性。该弯曲性的调查，通过与前述弯曲性的评价试验的情况同样的方法进行。即，从上述3个月的室温时效后的供试板提取长150mmX宽30mm的弯曲加工试验片，对于该试验片预先施加10%的应变后，进行角度180°的贴紧弯曲(内侧弯曲半径R-约0.25mm)。弯曲性的评价，与前述的弯曲性的评价试验的情况相同，以5个阶段进行评价。上述测定、评价、调查的结果显示在表34中。由该表34或还有表12可知，比较例的(No.1017)，其成形时的凹痕性、BH后屈服点、调质处理后15天的室温时效后的弯曲性、高质处理后3个月的室温时效后的弯曲性的l种以上不优异，另外，它们之中，因室温时效造成的弯曲性的时效变化(调质处理后3个月的室温时效后的弯曲性与调质处理后15日的室温时效后的弯曲性的差，或者调质处理后3个月的室温时效后的弯曲性与调质处理后15日的室温时效后的弯曲性的差/高质处理后15日的室温时效后的弯曲性)大。艮P，No.lO其15。/。拉伸后的表面粗糙度Ra不满足l(Him以下，成形时的凹痕性不优异。另外，调质处理后15天的室温时效后的弯曲性在1的阶段，虽然优异，但是调质处理后3个月的室温时效后的弯曲性为3的阶段，并不优异。此外，室温时效造成的弯曲性的时效变化也大((3_1)/1=2)。No.ll其BH屈服点不满足190MPa以上，为不良。No.l213其BH后屈服点不满足190MPa以上，为不良，另外，调质处理后3个月的室温时效后的弯曲性为3的阶段，为不优异，弓l外，室温时效造成的弯曲性的时效变化也大((3—1)/1=2)。No.l4其BH屈服点不满足190MPa以上，为不良，另外，15c/。拉伸后的表面粗糙度Ra不满足l(^m以下，成形时的凹痕性不优异，此外，拉深成形后的成形品表面为X(皲裂大得遍布整个面)，凹痕性不良。No.l5其调质处理后3个月的室温时效后的弯曲性为4的阶段，为不优异。No.1617其调质处理后15天的室温时效后的弯曲性为3的阶段，为不优异，调质处理后3个月的室温时效后的弯曲性为5的阶段，为不良。该No.l617之中，No.l7成形时的凹痕性也不良。相对于此，本发明的实施例(No.19)，成形时的凹痕性、BH后屈服点、调质处理后15天的室温时效后的弯曲性、调质处理后3个月的室温时效后的弯曲性均优异，另外，室温时效造成的弯曲性的时效变化也小。艮口，本发明的实施例15。/。拉伸后的表面粗糙度Ra均满足10|im以下，拉深成形后的成形品表面为(完全没有皲裂)或〇(虽有皲裂但为部分性小皲裂)，凹痕性良好，另外BH后屈服点均满足190MPa以上，为良好。此外，调质处理后15天的室温时效后的弯曲性为1的阶段，为优异，调质处理后3个月的室温时效后的弯曲性除了一部分(No.8)均为2的阶段，优异，它们因室温时效造成的弯曲性的时效变化也小，为良好((2—1)/1=1)。还有，No.8其调质处理后3个月的室温时效后的弯曲性为2.5，这表示在2的阶段和3的阶段之间，但因为接近2的阶段，所以说不上明确地合格，而是能够允许的级别。本发明的实施例之中，对于凹痕性来说，No.l2及No.4特别优异。表1化学成分量(数值)的单位_一质量％<table>tableseeoriginaldocumentpage20</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table>表3<table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table>表4<table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table>产业上的利用可能性本发明的铝合金板常温稳定性优异(室温时效引起的材质的降低难以发生)，能够适合用作机动车外板用等。权利要求1.一种铝合金板，是Al-Mg-Si系铝合金板，其特征在于，含有Mg0.35～1.0质量％、Si0.5～1.5质量％、Mn0.01～1.0质量％、Cu0.001～1.0质量％，余量是Al和不可避免的杂质，其中，固溶Si量0.55～0.80质量％、固溶Mg量0.35～0.60质量％，并且，固溶Si量/固溶Mg量1.1～2。2.根据权利要求1所述的铝合金板，其特征在于，由Si与Mg的质量比Si量/Mg量为1以上的过剩Si型Al—Mg—Si系铝合金板构成。3.根据权利要求1或2所述的铝合金板，其特征在于，作为所述不可避免的杂质含有Fe:1.0质量％以下、Cr:0.3质量％以下、Zr:0.3质量％以下、V:0.3质量％以下、Ti:0.1质量％以下、Ag:0.2质量％以下、Zn:1.0质量％以下。4.根据权利要求13中任一项所述的铝合金板，其特征在于，还含有Ti:0.0050.2质量％、或Ti:0.0050.2质量％和B:0細10.05质量％。5.根据权利要求14中任一项所述的铝合金板，其特征在于，所述铝合金板由根据下述方法制造而成的铝合金板构成将铝合金的铸锭进行均质化热处理后先冷却，之后进行再加热并进行热轧后，不进行退火就进行冷轧。6.根据权利要求5所述的铝合金板，其特征在于，所述热轧中的粗轧的进入侧温度为490380°C，粗轧的终止温度为430350°C，并且，粗轧时间为IO分钟以下。7.根据权利要求16中任一项所述的铝合金板，其特征在于，所述铝合金板作为机动车外板使用。全文摘要提供一种常温稳定性优异的(室温时效造成的材质的降低难以发生)铝合金板。(1)是含有Mg0.35～1.0质量％、Si0.5～1.5质量％、Mn0.01～1.0质量％、Cu0.001～1.0质量％，余量由Al和不可避免的杂质构成Al-Mg-Si系铝合金板，其中，固溶Si量0.55～0.80质量％、固溶Mg量0.35～0.60质量％，且固溶Si量/固溶Mg量1.1～2。(2)在所述铝合金板中，还含有Ti0.005～0.2质量％或者Ti0.005～0.2质量％和B0.0001～0.05质量％等。文档编号C22C21/00GK101225491SQ20071019949公开日2008年7月23日申请日期2007年12月13日优先权日2007年1月18日发明者工藤健,有贺康博,松本克史,梶原桂申请人:株式会社神户制钢所