线状的表面裂纹;5:断裂
[0297] 发明例如表4的合金编号23~32、表5的编号38、39、45、51、57~62各自所示，各发 明例是在本发明成分组成范围内且优选的条件范围内进行制造、调质处理。因此，运些各发 明例如表6所示满足本实施方式中规定的团簇条件。即，满足本实施方式中既定的条件的团 簇满足优选的平均数密度（3.0 X 1024个/m3W上），并且N。luster相对于上述Nt。tal的比例 (Nciuster/Ntotai) X 100为1 % W上且15% W下，并且当量圆直径的平均半径为1.20nmW上且 1.50nmW下。
[0298] 结果:对于各发明例而言，如表6所示，即使为100天等长期的室溫时效后，BH性也 优异，As屈服强度也较低，因此面向汽车面板等的冲压成形性优异，卷边加工性也优异。即， 可知:根据本发明例，即使为在100天的长时间室溫时效后进行车体涂装烘烤处理的情况， 也可W提供能够发挥屈服强度差为100M化W上的更高的BH性、冲压成形性、弯曲加工性的 A^Si-Mg系侣合金板。
[0299] 表5的比较例39~44、46~50、52~56使用表4的发明合金例24、25、26。但是，运些 各比较例如表5所示偏离固溶及泽火处理结束后的2个阶段的再加热处理条件所优选的条 件。
[0300] 比较例40、46、52中，再加热处理仅为第2阶段的1段。
[0301] 比较例41、47、53中，第1阶段的再加热处理溫度过低。
[030引比较例42、48、54中，第1阶段的再加热处理溫度过高。
[030引比较例43、49、55中，第2阶段的再加热处理溫度过高。
[0304]比较例44、50、56中，第2阶段的再加热处理溫度过低。
[030引因此，运些各比较例如表6所示，上述原子集合体的当量圆直径的平均半径不足 1.20nm或超过1.50nm，或者由上述Nciuster/NtotaiX 100计算出的原子集合体中所含的Mg、Si 原子的平均比例不足1%或超过15%，偏离本实施方式的规定。结果：与为相同合金组成的 发明例39、45、51分别相比，室溫保持100天后的As屈服强度较高，因此面向汽车面板等的冲 压成形性、卷边加工性变差，或BH性变差。
[0306] 另外，表5的比较例63~72中，虽然在包括上述调质处理而优选的范围进行制造， 但是使用表4的合金编号33~42,必须元素的Mg、Si、Cu的含量偏离各自在本发明的范围，或 者杂质元素量过多。结果:运些比较例如表6所示与各发明例相比BH性、卷边加工性均变差。 尤其Sn过少的表6的比较例65中，团簇的数密度变多，上述的Ncluster相对于Ntotal的平均比例 (Ncluster/NtDtal) X 100也超过15 %而过高。结果:室溫时效并未受到抑制，室溫保持100天后 的As屈服强度过高，冲压成形性、卷边加工性变差，BH性也不高，按屈服强度增加量计不足 lOOMPa。另外，Sn过多的比较例66在热社时产生裂纹而无法进行板的制造。
[0307] 比较例63为表4的合金33, Si过少。
[030引比较例64为表4的合金34, Si过多。
[0309] 比较例65为表4的合金35,如过少。
[0310] 比较例66为表4的合金36，Sn过多。 邮川比较例67为表4的合金37，Fe过多。
[0引引比较例68为表4的合金38，Mn过多。
[0引；3]比较例69为表4的合金39，Cu过多。
[0314]比较例70为表4的合金40, Cr过多。
[0引引比较例71为表4的合金41，Τ巧日Zn过多。
[0316]比较例72为表4的合金42，Zr和V过多。
[0317]由W上的实施例的结果证明：即使在烘烤涂装前的强度变高的情况下，为了能够 发挥更高的BH性、BH后屈服强度，需要满足上述本实施方式中规定的团簇的条件。另外还证 明用于得到此种团簇条件、BH性等的本实施方式的成分组成的各要件或优选的制造条件的 临界意义或效果。
[0引8]【表4】
[0319]
[0320] *各元素的数值为空白的栏表示检测限W下。
[0321] 【表5】
[0322]
[0323] 【表6】
[0324]
[0325] 接着，对本发明的第3实施方式的实施例进行说明。根据从固溶及泽火处理结束后 到开始再加热处理为止的时间、固溶及泽火处理结束后的表皮光社的加工率、再加热处理 条件等分别制作本实施方式中规定的组成、团簇条件不同的6000系侣合金板。而且，分别评 价了运些各例在室溫保持100天后的BH性(涂装烘烤硬化性）。并且，还评价了作为弯曲加工 性的卷边加工性。
[0326] 在示出各例的6000系侣合金板的组成的表7中的各元素的含量的表示中，将各元 素的数值作为空白的表示是指其含量为检测限w下。
[0327] 侣合金板的具体制造条件如下。利用DC铸造法同样地烙炼表7所示的各组成的侣 合金铸锭。此时，各例均同样地W50°C/分钟的铸造时的平均冷却速度从液相线溫度冷却到 固相线溫度。接着，各例均同样地对于铸锭进行540°CX4小时均热处理后，开始热粗社。而 且，各例均同样地继续进行精社，热社到厚度3.5mm，制成热社板。将热社后的侣合金板各例 均同样地实施500°C XI分钟的粗退火后，冷社道次途中不进行中间退火，进行加工率70% 的冷社，各例均同样地制成厚度1.0mm的冷社板。
[0328] 进而，各例均同样地用550°C的硝石炉对该各冷社板进行固溶处理，到达目标溫度 后保持10秒，通过水冷进行泽火处理。该泽火处理结束后，立刻用社机施加表8所示的0~ 5%的应变量的表皮光社，直至开始再加热处理，在室溫下保持表8中记载的时间。之后，使 用大气退火炉，利用表8所示的溫度、保持条件进行再加热处理，在保持规定时间后进行水 冷。
[0329] 从运些调质处理后室溫放置100天后的各最终制品板切出供试板(空白），测定、评 价各供试板的特性。另外，使用上述3DAP的组织观察仅对该调质处理后100天后的试样实 施。将它们的结果示于表9中。
[0330] (团簇）
[0331] 首先，通过上述3DAP法分析上述供试板的板厚中央部的组织，按照各自的上述方 法分别求出本实施方式中规定的团簇的平均数密度（X 1023个/V)、Mg原子数与Si原子数之 比(Mg/Si)为1/2W上的原子集合体的平均比例。将它们的结果示于表9中。
[0332] 予W说明，表9中，在上述本实施方式规定的团簇条件中，将"包含总计10个W上的 Mg原子或Si原子中的任一者或两者"仅简略地记载为"Mg、Si原子10个W上"。另外，将"无论 W其所包含的Mg原子或Si原子中的任一个原子作为基准，成为该基准的原子与相邻的其他 原子中的任一原子之间的相互距离为0.75nmW下"仅简略地记载为"距离0.75nmW下"。
[0333] (涂装烘烤硬化性）
[0334] 作为上述调质处理后室溫放置100天后的各供试板的机械特性，通过拉伸试验求 出0.2%屈服强度(As屈服强度）。另外，通过拉伸试验求出使运些各供试板分别同样地进行 100天的室溫时效后进行185°C X 20分的人工时效硬化处理后(BH后）的、供试板的0.2%屈 服强度(BH后屈服强度）。而且，根据运些0.2%屈服强度彼此的差（屈服强度的增加量)评价 各供试板的BH性。
[0335] 上述拉伸试验是从上述各供试板分别采集JIS Z 2201的5号试验片（25mmX 50mm化X板厚），在室溫下进行拉伸试验。此时的试验片的拉伸方向为社制方向的垂直方 向。拉伸速度在直至0.2%屈服强度之前为5mm/分钟，在屈服强度W后为20mm/分钟。机械特 性测定的N数设为5,分别W平均值算出。予W说明，对于上述BH后的屈服强度测定用的试验 片，在通过该拉伸试验机将模拟了板的冲压成形的2%的预应变给予该试验片后，进行上述 BH处理。
[0336] (卷边加工性）
[0337] 卷边加工性是仅对上述调质处理后室溫放置100天后的各供试板进行的。试验使 用30mm宽的长方形试验片，在下部凸缘(down flange)的内弯曲R1.0mm的90°弯曲加工后， 夹住1.0mm厚的内部，将弯折部进一步向内侧依次进行弯折约130度的预卷边加工、进行弯 折180度使端部紧贴内部的平卷边加工。
[0338] 目测观察该平卷边的弯曲部(缘曲部）的表面粗糖、微小裂纹、大裂纹的产生等表 面状态，按照W下基准进行目测评价。
[0339] 0:无裂纹、表面粗糖;1:轻度的表面粗糖;2:深的表面粗糖;3:微小表面裂纹;4:连 续成线状的表面裂纹;5:断裂
[0340] 如表7的合金编号43~52、表8的编号73、74、80、86、92~97各自所示，各发明例是 在本发明成分组成范围内且优选的条件范围内进行制造、调质处理。因此，运些各发明例如 表8所示满足本实施方式中规定的团簇条件。即，满足本实施方式中既定的条件的团簇满足 优选的平均数密度(3.0 X 1024个/m3W上），并且Mg原子数与Si原子数之比(Mg/Si)为l/2W 上的原子集合体的平均比例是0.70W上。
[0341] 结果:对于各发明例而言，如表9所示，即使为上述调质处理后的长期的室溫时效 后，BH性也优异，As屈服强度也较低，因此面向汽车面板等的冲压成形性优异，卷边加工性 也优异。即，可知:根据本发明例，即使为在100天的长时间室溫时效后进行车体涂装烘烤处 理的情况，也可W提供能够发挥屈服强度差为lOOMPaW上的更高BH性、冲压成形性、弯曲加 工性的Al-Si-Mg系侣合金板。
[0342] 表8的比较例75、81、87使用表9的发明合金例44、45、46。但是，运些各比较例如表8 所示从固溶及泽火处理结束后到开始再加热处理所花费的时间过长。结果：如表9所示，虽 然本实施方式中规定的团簇的平均数密度（X 1023个/V)满足规定，但是Mg原子数与Si原子 数之比(Mg/Si)为1/2W上的原子集合体的平均比例过少，与为相同合金组成的发明例74、 80、86分别相比，室溫经时变大，尤其室溫保持100天后的BH性变差。
[0343] 表8的比较例76、82、88使用表9的发明合金例44、45、46。但是，运些各比较例是如 表8所示除固溶泽火处理后的表皮光社W外，在优选的制造条件下制造的。因此，本实施方 式中规定的团簇的平均数密度（X 1023个/V)满足规定。但是，由于未进行表皮光社(加工）， 因此如表9所示，在满足运些条件的原子集合体中，Mg原子数与Si原子数之比(Mg/Si)为1/2 W上的原子集合体的平均比例过少，与为相同合金组成的发明例74、80、86分别相比，室溫 经时大，尤其室溫保持100天后的BH性变差。
[0344] 表8的比较例77~79、83~85、89~91使用表7的发明合金例44、45、46。但是，运些 各比较例如表8所示偏离再加热处理条件所优选的范围。结果:原子集合体的平均数密度或 者Mg原子数与Si原子数之比(Mg/Si)为1/2W上的原子集合体的平均比例过少，与为相同合 金组成的发明例74、80、86相比，尤其室溫保持100天后的BH性、卷边加工性变差。
[034引另外，表9的比较例98~107中，虽然在包括上述调质处理而优选的范围进行制造， 但是使用表7的合金编号53~62,必须元素的Mg、Si、Sn的含量偏离各自在本发明的范围，或 者杂质元素量过多。因此，运些比较例如表9所示与各发明例相比尤其室溫保持100天后的 BH性、卷边加工性均变差。尤其，Sn过少的表9的比较例100中，室溫时效并不受到抑制，室溫 保持100天后的As屈服强度过高，冲压成形性、卷边加工性变差，BH性也不高，按屈服强度增 加量计不足lOOMPa。另外，Sn过多的比较例101在热社时产生裂纹而无法进行板的制造。
[0346] 比较例98为表7的合金53, Si过少。
[0347] 比较例99为表7的合金54, Si过多。
[034引比较例100为表7的合金55,如过少。
[0349] 比较例101为表7的合金56，ai过多。
[0巧0] 比较例102为表7的合金57，Fe过多。
[0351]比较例103为表7的合金58，Mn过多。
[0巧2]比较例104为表7的合金59,化过多。
[0巧3]比较例105为表7的合金60,化过多。
[0巧4] 比较例106为表7的合金61，Ti和化过多。
[03巧]比较例107为表7的合金62, Zr和V过多。
[0356]由W上的实施例的结果证明：为了提高长期室溫时效后的BH性，需要全部满足上 述本实施方式中规定的团簇的各条件。另外还证明用于得到此种团簇条件、BH性等的本实 施方式的成分组成的各要件或优选的制造条件的临界意义或效果。
[0巧7]【表7】
[0；35 引
[0359] *各元素的数值为空白的栏表示检测限W下。
[0360] 【表8】
[0361]
[0362] 【表9】
[0363]
[0364]参照特定的实施方式详细说明了本发明，对于本领域技术人员来说，在不脱离本 发明的精神和范围的情况下能够进行各种变更和修改是清楚的。
[036引予W说明，本申请是基于2013年9月6日申请的日本专利申请（日本特愿2013-185197)、2013年9月6日申请的日本专利申请（日本特愿2013-185198)及2013年9月6日申请 的日本专利申请（日本特愿2013-185199)，其内容作为参考援引于此。
[0366] 产业上的可利用性
[0367] 根据本发明，可W提供还兼具长期室溫时效后的低溫短时间条件下的BH性、长期 室溫时效后的成形性的6000系侣合金板。另外，即使在烘烤涂装前的强度变高的室溫时效 的情况下，也可W提供能够发挥更高BH性的6000系侣合金板。结果:能够将6000系侣合金板 应用于汽车、船舶或车辆等运输机、家电制品、建筑、结构物的构件或部件用途，另外，还能 将6000系侣合金板尤其扩大应用于汽车等运输机的部件。例如，适合于W薄板的形式使用 在W汽车用的面板材料为代表的作为汽车的骨架部件或结构部件的中立柱（center pillar)等立柱类、侧臂等车臂类、或者保险杆加强组件、车口防撞梁等的增强材料、W及汽 车W外的骨架部件、结构部件中的情况。
【主权项】
1. 一种烘烤涂装硬化性优异的铝合金板，其特征在于，其为以质量％计分别包含Mg: 0.2~2.0%、Si :0.3~2.0%、Sn:0.005~0.3%且余量由A1及不可避免的杂质组成的A1-Mg-Si系铝合金板， 作为利用三维原子探针电场离子显微镜测定的原子集合体，该原子集合体包含总计10 个以上的Mg原子或Si原子中的任一者或两者，并且无论以其所包含的Mg原子或Si原子中的 任一个原子作为基准，成为该基准的原子与相邻的其他原子中的任一原子之间的相互距离 均为0 · 75nm以下， 以2.5 X 1023个/V以上且20.0 X 1023个/V以下的平均数密度包含满足这些条件的原子 集合体，并且满足这些条件的原子集合体的、当量圆直径的平均半径为1.15nm以上且 1.45nm以下，且该当量圆直径的半径的标准偏差为0.45nm以下。2. 根据权利要求1所述的烘烤涂装硬化性优异的铝合金板，其中，所述铝合金板以质 量％计还包含Μη:超过0%且1.0%以下、Cu:超过0%且1.0%以下、？6:超过0%且1.0%以 下、Cr:超过0%且0.3%以下、Zr:超过0%且0.3%以下、V:超过0%且0.3%以下、Ti:超过 0%且0.1 %以下、Zn:超过0%且1.0%以下、Ag:超过0%且0.2%以下中的1种或2种以上。3. -种烘烤涂装硬化性优异的铝合金板，其特征在于，其为以质量％计分别包含Mg: 0.2~2.0%、Si :0.3~2.0%、Sn:0.005~0.3%且余量由A1及不可避免的杂质组成的A1-Mg-Si系铝合金板， 在将利用三维原子探针电场离子显微镜测定的全部的Mg原子和Si原子的个数之和设 为NtQtal，另一方面，作为利用该三维原子探针电场离子显微镜测定的原子集合体，满足包含 总计10个以上的Mg原子或Si原子中的任一者或两者，并且将无论以这些Mg原子或Si原子中 的任一个原子作为基准，成为该基准的原子与相邻的其他原子中的任一个原子之间的相互 距离均为〇. 75nm以下的条件的全部原子集合体中所含有的、全部的Mg原子与Si原子的个数 之和设为Ncluster时，该Ncluster相对于所述Ntotal的比例即化1_ (^/爪_1\100为1%以上且 15%以下，且所述原子集合体的当量圆直径的平均半径为1 · 20nm以上且1 · 50nm以下。4. 根据权利要求3所述的烘烤涂装硬化性优异的铝合金板，其中，所述铝合金板以质 量％计还包含Μη:超过0%且1.0%以下、Cu:超过0%且1.0%以下、？6:超过0%且1.0%以 下、Cr:超过0%且0.3%以下、Zr:超过0%且0.3%以下、V:超过0%且0.3%以下、Ti:超过 0%且0.1 %以下、Zn:超过0%且1.0%以下、Ag:超过0%且0.2%以下中的1种或2种以上。5. -种烘烤涂装硬化性优异的铝合金板，其特征在于，其为以质量％计分别包含Mg: 0.2~2.0%、Si :0.3~2.0%、Sn:0.005~0.3%且余量由A1及不可避免的杂质组成的A1-Mg-Si系铝合金板， 作为利用三维原子探针电场离子显微镜测定的原子集合体，满足包含总计10个以上的 Mg原子或Si原子中的任一者或两者，并且无论以其所包含的Mg原子或Si原子中的任一个原 子作为基准，成为该基准的原子与相邻的其他原子中的任一个原子之间的相互距离均为 0.75nm以下的条件的、原子集合体的平均数密度为3.0 X 1023个/m3以上且25.0 X 1023个/m3 以下，并且在满足这些条件的原子集合体中Mg原子数与Si原子数之比即Mg/Si为1/2以上的 原子集合体的平均比例为0.70以上。6. 根据权利要求5所述的烘烤涂装硬化性优异的铝合金板，其中，所述铝合金板以质 量％计还包含Μη:超过0%且1.0%以下、Cu:超过0%且1.0%以下、？6:超过0%且1.0%以 下、Cr:超过Ο %且0.3%以下、Zr:超过Ο %且0.3 %以下、V:超过Ο %且0.3%以下、Ti:超过 0%且0.1 %以下、Zn:超过0%且1.0%以下、Ag:超过0%且0.2%以下中的1种或2种以上。
【专利摘要】本发明的目的之一在于提供兼具长期室温时效后的BH性、长期室温时效后的成形性的6000系铝合金板。在本发明的一个实施方式中，含有Sn的6000系铝合金板包含一定数密度以上的对BH性效果大的特定团簇，该特定团簇利用三维原子探针电场离子显微镜来测定，并且通过使满足这些条件的原子集合体的尺寸一致而使当量圆直径的平均半径处于一定的范围，并且减小该当量圆直径的半径的标准偏差，使长期室温时效后的BH性进一步提高。
【IPC分类】C22F1/05, C22C21/06, C22F1/00, C22C21/02
【公开号】CN105518168
【申请号】CN201480048607
【发明人】穴户久郎, 松本克史, 有贺康博
【申请人】株式会社神户制钢所
【公开日】2016年4月20日
【申请日】2014年9月4日
【公告号】US20160201168, WO2015034024A1