烘烤涂装硬化性优异的铝合金板的制作方法
【专利摘要】本发明的铝合金板为一种在轧制后作为调质处理进行固溶淬火处理及再加热处理的特定组成的6000系铝合金板，在差示扫描热分析曲线中，将特定温度范围内的放热峰值高度A、B、C的关系设为特定范围，将实施低温、短时间的人工时效硬化处理时的0.2％屈服强度的增加量提高至100MPa以上。
【专利说明】烘烤涂装硬化性优异的铝合金板
【技术领域】
[0001] 本发明涉及一种A1 - Mg - Si系铝合金板。本发明所述铝合金板为热轧板、冷轧 板等轧制板，是指实施了固溶处理以及淬火处理等调质的、在冲压成形为面板或面板状态 下的烘烤涂装硬化处理前的铝合金板。另外，在以下的记载中，也将铝称为A1。
【背景技术】
[0002] 近年来，出于对地球环境等的考虑，汽车等车辆的轻量化的社会性要求日益提高。 为了响应该要求，作为汽车面板、尤其是发动机罩、车门、车顶等大型车身面板（外面板、内 面板）的材料，取代钢板等钢铁材料，成形性和烘烤涂装硬化性优异的、更轻量的铝合金材 的应用正在增加。
[0003] 其中，在汽车的发动机罩、挡泥板、车门、车顶、行李箱盖等面板结构体的外面板 (外板）、内面板（内板）等面板中，作为薄壁且高强度铝合金板，使用的是A1 - Mg - Si 系的AA或JIS6000系（以下，也仅称为6000系）铝合金板。
[0004] 该6000系（A1 - Mg - Si系）铝合金板必须含有Si、Mg，特别是过剩Si型的6000 系铝合金具有这些Si/Mg的质量比为1以上的组成，具有强制加热时的优异的人工时效硬 化能。因此，在冲压成形、弯曲加工时通过低屈服强度化来确保成形性，并且通过成形后的 面板的涂装烘烤处理等的、较低温的人工时效（硬化）处理时的强制加热，来进行人工时效 硬化，从而屈服强度提高，具有能够确保作为面板的必要的强度的烘烤涂装硬化性（以下， 也称为Bake Hard性=BH性、烘烤硬化性）。
[0005] 此外，6000系铝合金板与Mg量等合金量多的其他的5000系铝合金等相比，合金元 素量较少。因此，在将这些6000系铝合金板的碎片作为铝合金熔解材料（熔解原料）再利 用时，容易得到原来的6000系铝合金铸锭，再利用性也优异。
[0006] 另一方面，众所周知，汽车的外面板等是通过对铝合金板复合进行冲压成形中的 胀出成形时或弯曲成形等成形加工而制作的。例如，在发动机罩、车门等大型的外面板中， 通过胀出等冲压成形，制成作为外面板的成形品形状，接着，通过该外面板周边部的平卷边 (flat hem)等的卷边（hemming)加工，进行与内面板的接合，制成面板结构体。
[0007] 在上述汽车等的外面板等中，为了使其轻量化，倾向于更薄壁化，在薄壁化的基础 上，要求耐凹陷性优异这样的高强度化。因此，在冲压成形时，使铝合金板更低屈服强度化， 确保成形性，通过成形后的面板的涂装烘烤处理等较低温的人工时效处理时的加热，进行 时效硬化，从而屈服强度提高，更需要即使在薄壁化的基础上也能确保必要的强度的人工 时效硬化能（烘烤涂装硬化性）。
[0008] -直以来，对于这样的6000系铝合金板的烘烤涂装硬化性，提出了各种抑制Mg - Si系团簇（在固溶及淬火处理后的室温放置中形成）的方案。在制造板时，它们主要通过 固溶及淬火处理后的热处理等来提高烘烤涂装硬化性。而且，最近提出了在通过6000系铝 合金板的差示扫描热分析曲线（以下也称为DSC)的吸热波峰、放热波峰测定这些Mg - Si 系团簇的基础上进行控制的技术。
[0009] 例如，在专利文献1、2中，提出了控制作为阻碍低温时效硬化能的主要原因的这 些Mg- Si系团簇、特别是Si/空穴团簇（GPI)的生成量。在这些技术中，为了控制阻碍 室温时效抑制和低温时效硬化能的GPI的生成量，规定在T4材（固溶处理后自然时效后） 的DSC中，没有相当于GPI的熔解的150?250°C的温度范围内的吸热波峰。另外，在这些 技术中，为了抑制或控制该GPI的生成，在固溶及淬火处理到室温为止后，实施在上述70? 150°C下保持0. 5?50小时左右的低温热处理。
[0010] 的确如上述专利文献1、2所述，固溶及淬火处理后在室温放置中形成的GPI在 涂装烘烤时崩解，基体的溶质浓度降低，因此，阻碍有助于强度上升的GP区域（Mg 2Si析出 相）一侧的析出，低温时效硬化能被阻碍。另外，该GPI的形成还引起强度上升，阻碍室温 时效抑制。因此，若抑制该GPI的形成，则室温时效抑制和低温时效硬化能提高。但是，为 了提高近年要求的烘烤涂装硬化性（低温人工时效硬化能）的特性，仅仅抑制该GPI的形 成仍不充分。例如，对于上述专利文献1、2所公开的烘烤涂装硬化性在175°C X30分钟或 170°C X20分钟的人工时效处理条件下的BH后的屈服强度而言，即使最大也是168MPa左 右的水平，不能达到这种面板用途所要求的200MPa以上。
[0011] 因此，在专利文献3中提出了一种过剩Si型的6000系铝合金材，在包括该铝合金 材的固溶及淬火处理的调质处理后的DSC中，相当于Si/空穴团簇（GPI)的熔解的150? 250°C的温度范围内的负吸热峰值高度为lOOOyW以下，且相当于Mg/Si团簇（GPII)的析 出的250?300°C的温度范围内的正放热峰值高度为2000 μ W以下。该铝合金材具有的特 性为：作为上述调质处理后至少4个月的室温时效后的特性，屈服强度为110?160MPa的 范围，且与刚完成上述调质处理后的屈服强度差为15MPa以内，伸长率为28%以上，进而赋 予2%的应变后150°C X20分钟的低温时效处理时的屈服强度为180MPa以上。
[0012] 但是，在该专利文献3中，也难以使刚调质处理（制造）后的As屈服强度低于 135MPa的铝合金板的、烘烤涂装硬化后（赋予2%的应变后170°C X20分钟的条件）的BH 后屈服强度接近240MPa、或成为这以上的高屈服强度。即，难以具有BH后屈服强度与As屈 服强度之差为120MPa以上这样的烘烤涂装硬化特性（BH性）。
[0013] 在专利文献4中，为了得到这样的低温短时间的烘烤涂装硬化下的BH性，在6000 系铝合金板的调质处理后的差示扫描热分析曲线中，将100?200°C的温度范围内的放热 峰值高度W1设为50 μ W以上，并将200?300°C的温度范围内的放热峰值高度W2与上述放 热峰值高度W1之比W2/W1设为20. 0以下。
[0014] 在此，上述放热波峰W1对应于称为人工时效硬化处理时的β "(Mg2Si相）的核生 成点的GP区域的析出，W1的峰值高度越高，则成为人工时效硬化处理时的β "的核生成点 的GP区域在调质处理后的板上越完全形成并被确保。其结果是，在成形后的烘烤涂装硬化 处理时，β "迅速生长，从而提高烘烤涂装硬化性（人工时效硬化能）。另一方面，上述放热 波峰W2对应于β"自身的析出峰值，为了使调质处理后（制造后）的成形前的板低屈服强 度化至屈服强度低于135MPa而确保成形性，应尽量减小该放热波峰W2高度。
[0015] 现有技术文献
[0016] 专利文献
[0017] 专利文献1 :日本国特开平10 - 219382号公报
[0018] 专利文献2 :日本国特开2000 - 273567号公报
[0019] 专利文献3 :日本国特开2003 - 27170号公报
[0020] 专利文献4 :日本国特开2005 - 139537号公报
【发明内容】
[0021] 发明要解决的课题
[0022] 但是，无论在该专利文献4中还是在其他现有技术中，都难以使刚调质处理（制 造）后的As屈服强度低于135MPa的铝合金板的、在低温短时间条件下的烘烤涂装硬化处 理后（赋予2%的应变后170°C X20分钟的条件）的BH后屈服强度成为按与上述As屈服 强度的屈服强度差计稳定提高l〇〇MPa以上的高屈服强度。
[0023] 本发明是鉴于上述问题而完成的方案，提供即使是在室温时效后低温且短时间化 的条件的车身涂装烘烤处理，也可以稳定得到高BH性的A1 - Si - Mg系铝合金板。
[0024] 用于解决问题的方法
[0025] 为了达成该目的，本发明的烘烤涂装硬化性优异的铝合金板的关键在于，以质 量％计含有Mg :0. 2?2. 0%、Si :0. 3?2. 0%，余量由A1及不可避免的杂质构成，该铝合 金板是在轧制后作为调质处理进行了固溶淬火处理及再加热处理的A1 - Mg - Si系铝合 金板，其中，在差示扫描热分析曲线中，在将230?270°C的温度范围内的放热峰值高度作 为A、将280?320°C的温度范围内的放热峰值高度作为B、将330?370°C的温度范围内的 放热波峰高度作为C时，上述放热峰值高度B为20 μ W/mg以上，并且同时控制上述放热峰 值高度A和C，以使上述放热峰值高度A、C相对于上述放热峰值高度B的各比例，即A/B为 0.45以下，C/B为0.6以下，在赋予2%的应变后实施了 170°C X 20分钟的人工时效硬化处 理时，与轧制方向平行的方向的0. 2%屈服强度的增加量为lOOMPa以上。
[0026] 发明效果
[0027] 根据本发明，能够在长条的板卷材中稳定地得到如下的高屈服强度，S卩，以使刚调 质处理（制造）后的As屈服强度低于135MPa的铝合金板的、在低温短时间条件下的烘烤 涂装硬化处理后（赋予2%的应变后170°C X20分钟的条件）的BH后屈服强度与上述As 屈服强度的屈服强度差提高l〇〇MPa以上的高屈服强度。
[0028] 通过冷轧制造的卷状的宽幅且长条的铝合金板在轧制长度方向的全体部位，被冲 压成形为数百张的大量上述汽车等的面板。即使通过化合物的大小、密度等的光学或SEM、 TEM等显微镜分析微观地规定这样的铝合金板的组织，这也不一定在轧制长度方向的全体 部位保障卷状的宽幅且长条的铝合金板的特性。
[0029] 这在通过6000系铝合金板的差示扫描热分析曲线（DSC)的吸热波峰、放热波峰测 定的基础上控制的上述现有技术中也同样。即使是这样的DSC控制，若不在轧制长度方向 的全部部位保障卷状的宽幅且长条的铝合金板的特性，则不能同时提高或保障1张板的轧 制长度方向的全体部位的、由各成形部位成形的大量的面板的、在上述低温短时间条件下 的BH性。
[0030] 本发明在这样的DSC控制中，可以在轧制长度方向的全体部位保障卷状的宽幅且 长条的铝合金板的特性，可以同时提高或保障由1张板（卷材）的轧制长度方向的全体各 部位分别选取而成形的多个面板的、在上述低温短时间条件下的BH性。
【专利附图】
【附图说明】
[0031] 图1是表示测定的铝合金板的差示扫描热分析曲线（DSC)的说明图。
【具体实施方式】
[0032] 以下，对于本发明的实施方式，逐个要件地具体说明。需要说明的是，本发明所述 铝合金板是指如上所述在冷轧后在实施调质处理后进行了室温时效的板（轧板）。因此，本 发明所规定的各要件也不仅指在刚调质处理后（板刚制造后）的铝合金板，还指在从调质 处理后（板制造后）到冲压成形或弯曲加工为止的任意的期间（例如从板制造后经过1个 月以上之后）的铝合金板。
[0033] 差示热分析：
[0034] 在本发明中，对于在轧制后作为调质处理进行了固溶淬火处理及再加热处理的 6000系（A1 - Mg - Si系）铝合金板的组织，在差示扫描热分析曲线中，选出3个（3处） 特别涉及BH性的、特定的温度范围内的放热峰值高度。换言之，分别控制3个特别涉及BH 性的、特定的温度范围内的放热峰值高度，来提高BH性（烘烤涂装硬化特性）。
[0035] 在图1中，作为后述实施例的表1中的发明例1、2、比较例4这3种铝合金板的 DSC，分别用粗实线表示发明例1，用细实线表示发明例2,用虚线表示比较例4。
[0036] 在该图1中，作为特别涉及上述BH性的3个放热峰值高度，选择差示扫描热分析 曲线中的、230?270°C的温度范围内的放热峰值高度A、280?320°C的温度范围内的放热 峰值高度B、330?370°C的温度范围内的放热峰值高度C，来进行控制。需要说的是，在以 下说明中，将具有这些放热峰值高度A、B、C的各放热波峰分别称为放热波峰a、放热波峰b、 放热波峰c。
[0037] 上述差示扫描热分析曲线是利用基于以下条件的差示热分析测定上述调质处理 后的铝合金板的熔解过程中的热变化而得到的从固相开始的加热曲线。
[0038] 在本发明中，在必须包括上述调质处理后的铝合金板的长度方向全体的前端部、 中央部、后端部的10处进行该差示热分析。而且，对于上述各温度范围的放热波峰中的最 高放热峰值高度，将在上述测定10处平均化的值作为上述各放热峰值高度A、B、C。通过这 样的DSC控制，在轧制长度方向的全体部位保障卷状的宽幅且长条的铝合金板的特性，同 时提高或保障1张板的轧制长度方向的全体部位的、由各成形部位成形的大量面板的、在 上述低温短时间条件下的BH性。
[0039] 在上述板的各测定处的差示热分析中，在试验装置：Seiko Instruments制造的 DSC220G、标准物质：铝、试样容器：铝、升温条件：15°C /min、气氛：氩气（50ml/min)、试样 重量：24.5?26. 5mg的相同条件下分别进行。然后，将得到的差示热分析的曲线（yW)除 以试样重量进行归一化（μ W/mg)后，在上述差示热分析曲线上的0?100°C的区间中，将差 示热分析的曲线为水平的区域设为〇的基准水平，作为距离该基准水平的放热峰值高度， 将在上述测定10处平均化的上述各温度范围的放热波峰中的最高放热峰值高度作为上述 各放热峰值高度A、B、C。
[0040] 放热峰值高度B :
[0041] 上述放热峰值高度B为280?320°C之间的放热波峰b的高度，对应于β '（中间 相）的析出峰值。作为该β '的峰值的上述放热峰值高度Β变得足够高，这意味着Mg、Si 原子更大量地固溶，另外促进析出的、在固溶淬火时被冻结的过饱和原子空穴量多。其中， 特别是过饱和固溶Mg、Si、冻结空穴量多是对β "相的析出有利的方向。
[0042] 因此，将上述放热峰值高度Β确保为20 μ W/mg以上的一定量（一定高度）以上，提 高赋予2%的应变后实施了 170°C X20分钟的人工时效硬化处理时的BH(Bake Hard)性。 上述放热峰值高度B低于20 μ W/mg时，即使满足了其他DSC要件（A/B彡0. 45、C/B彡0. 6)， 也不能使在赋予2%的应变后实施了 170°C X20分钟的人工时效硬化处理时的与轧制方 向平行的方向的0.2%屈服强度的增加量为lOOMPa以上。其结果是，不能同时提高或保障 1张板的轧制长度方向的全体部位的、由各成形部位成形的大量面板的、在上述低温短时间 条件下的BH性（烘烤涂装硬化特性）。该放热峰值高度B的上限没有特别限定，但是若从 制造界限出发约为50 μ W/mg左右。因此，放热峰值高度B优选为20 μ W/mg?50 μ W/mg的 范围。
[0043] 放热峰值高度A :
[0044] 放热峰值高度A为230?270°C之间的放热波峰a的高度，对应于有助于人工时效 时的时效硬化的β "相的析出峰值。在以往的DSC控制中，为了提高低温短时间下的BH性， 若想确保成为β"相的核生成点的Mg/Si团簇，则应提高该放热峰值高度A。但是，在本发 明中，相反地控制该放热峰值高度A使其减小。事实上，对6000系铝合金轧板进行固溶淬 火处理及再加热处理，作为该再加热处理时的加热模式，通过控制加热速度和保持温度、保 持时间及冷却速度，从而该放热峰值高度A变低。在本发明中，为了使成为β"的核的Mg/ Si团簇、G.P.区域在固溶处理后已经形成，并且在其后的成形为面板后的烘烤涂装处理时 使β "迅速生长，进一步通过细致地控制与其他放热峰值高度的关系，来提高在上述低温短 时间条件下的ΒΗ性。
[0045] 放热峰值高度Α显著低于上述放热峰值高度Β意味着对应于Α的峰值的β "或其 核已经在DSC测定前形成，另外，Β的峰值越高意味着与β "的析出也相关的过饱和固溶Mg、 Si量也越多，冻结空穴量也越多。因此，将放热峰值高度A按照与上述放热峰值高度B的相 对关系，控制为上述放热峰值高度A相对于上述放热峰值高度B之比A/B为A/B < 0. 45之 小。若假设该A/B < 0. 45,则在与上述放热峰值高度B为20 μ W/mg以上的条件的协同效果 下，上述低温短时间条件下的BH性提高。
[0046] 另一方面，若A/B超过0.45而变大（变高），则即使满足其他DSC要件（上述放热 峰值高度B为20 μ W/mg以上、C/B < 0. 6)，也不能使在赋予2%的应变后实施了 170°C X 20 分钟的人工时效硬化处理时的与轧制方向平行的方向的0. 2 %屈服强度的增加量达到 lOOMPa以上。其结果是，不能同时提高或保障1张板的轧制长度方向的全体部位的、由各 成形部位成形的大量面板的、在上述低温短时间条件下的BH性。该A/B的下限没有特别限 定，但若从制造界限出发则为约0. 1左右。因此，A/B优选为0. 1?0. 45的范围。
[0047] 放热峰值高度C :
[0048] 放热峰值高度C为330?370°C之间的放热波峰c的高度，对应于稳定的β相 (Mg2Si)的析出峰值。在本发明中，实验地发现该析出峰值小的一方在上述低温短时间条件 下的BH性优异。因此，按照与上述放热峰值高度B的相对关系，使上述放热峰值高度C相 对于上述放热峰值高度B之比即C/B为C/B < 0. 6,控制上述放热峰值高度A，并控制该放 热峰值高度C，将放热峰值高度C尽量小地控制。若该C/B < 0. 6,则上述放热峰值高度B 为20 μ W/mg以上，在与上述A/B < 0. 45的各条件的协同效果下，上述低温短时间条件下的 BH性提高。
[0049] 另一方面，若该C/B超过0.6而变大（变高），则即使满足其他DSC要件（上述 放热峰值高度B为20 μ W/mg以上、A/B < 0.45)，也不能使在赋予2 %的应变后实施了 170°C X 20分钟的人工时效硬化处理时的与轧制方向平行的方向的0. 2%屈服强度的增加 量达到lOOMPa以上。其结果是，不能同时提高或保障1张板的轧制长度方向的全体部位的、 由各成形部位成形的大量面板的、在上述低温短时间条件下的BH性（烘烤涂装硬化特性）。 该C/B的下限没有特别规定，但从制造界限出发约为0. 15左右。因此，C/B优选为0. 15? 0. 6的范围。
[0050] 该放热峰值高度C的机理尚不明确，但推断过饱和固溶的Mg、Si原子作为对强化 有效的β "相、进一步在高温域形成的β '相基本析出，因而没有变为由过饱和固溶的Mg、 Si直接作为β相析出这样的行为。推测的原因是：在升温中，由于成为β"的核的Mg/Si 团簇、G. P.区域等已经形成所以A的峰值小；以及对应于β '的析出的B的峰值高，若将以 上合并进行解析，则固溶淬火时的冻结空穴量多，或其后的后述预备时效处理中原子空穴 高效地活用于Mg/Si团簇等的形成，另外，以促进β '的析出这样的状态存在。
[0051] 原子空穴关系到这样的析出，但越低温其平衡论上存在的量就越少，淬火等造成 的非平衡地冻结的原子空穴量强烈关系到析出等的扩散。在DSC等的升温过程中，若达到 300°C左右以上的高温域，则平衡论上的原子空穴量也增大，比起冻结空穴的影响它们成为 支配性的，因此，冻结空穴不会直接关系到β相的析出。也就是说，推测在β "相、β '相 析出的低温域中，冻结空穴强烈关系到其析出行为，促进进一步析出，从而影响高温域中析 出的β相的行为。
[0052] 另外，这些各放热峰值高度A、B、C的各放热波峰a、b、c在室温下以"萌芽"的状 态存在，在制造的6000系铝合金板的状态（通常的室温）、即在轧制后作为调质处理进行固 溶淬火处理及再加热处理后的板的状态下，通常的分析手段完全不能分析也不能检测。换 言之，这些各放热峰值高度A、B、C的各放热波峰a、b、c在利用差示热分析不断加热上述调 质处理后的铝合金板时才开始出现。
[0053] 而且，在该差示热分析时的加热条件下，这些各放热峰值高度A、B、C或各放热波 峰a、b、c出现得相当晚，最初产生的A也在230°C以上这样的较高温下才开始产生的。因 此，到此为止无论进行多少差示热分析，若没有这些各放热波峰a、b、c，换言之，若在上述温 度范围内只能得到检测不出峰值那样的平稳的DSC加热曲线，也根本完全无法得知各放热 波峰a、b、c的存在本身及其行为。本发明成为关于这些各放热波峰a、b、c的存在本身及 其低温短时间内的对BH性的行为（有帮助）的见解的基础。
[0054] 化学成分组成：
[0055] 接着，对于6000系铝合金板的化学成分组成，在以下进行说明。本发明作为对象 的6000系铝合金板作为上述汽车的外板用的板等，要求优异的成形性、BH性、强度、熔接 性、耐蚀性等诸特性。
[0056] 为了满足这样的要求，铝合金板的组成以质量％计，含有Mg :0. 2?2. 0 %、Si : 0. 3?2. 0%，余量由A1及不可避免的杂质构成。需要说明的是，各元素的含量的％的表达 全部是指质量％。
[0057] 本发明作为对象的6000系铝合金板优选制成BH性更优异的、Si与Mg的质量比 Si/Mg为1以上的过剩Si型的6000系铝合金板。6000系铝合金板在冲压成形、弯曲加工 时通过低屈服强度化确保成形性，并且通过成形后的面板的涂装烘烤处理等较低温的人工 时效处理时的加热进行时效硬化，从而屈服强度提高，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系铝合金板与质量比Si/Mg低于1的6000 系铝合金板相比，其BH性更优异。
[0058] 在本发明中，除这些Mg、Si以外的其他元素基本为杂质或可以包含的元素，为按 照AA或JIS标准等的各元素水平的含量（容许量）。
[0059] S卩，从资源再利用的观点出发，在本发明中，作为合金的熔解原料，不仅包含高纯 度A1基材金属，还大量包含Mg、Si以外的其他元素作为添加元素（合金元素）的6000系 合金、其他铝合金碎片材料、低纯度A1基体等的情况下，下述那样的其他元素必然发生实 质量混入。而且，强行减少这些元素的精炼本身导致成本提高，需要容许含有一定程度。另 夕卜，即使实质量含有，也存在不阻碍本发明目的、效果的含有范围。
[0060] 因此，在本发明中，容许分别按照以下规定的AA或JIS标准等的上限量以下的范 围内含有这样的下述元素。具体来说，可以按照以下范围在上述基本组成的基础上进一步 包含Μη :1· 0%以下（但不包括0% )、Cu :1· 0%以下（但不包括0% )、Fe :1· 0%以下（但 不包括0% )、Cr :0· 3%以下（但不包括0% )、Zr :0· 3%以下（但不包括0% )、V :0· 3% 以下（但不包括〇% )、Ti :0· 05%以下（但不包括0% )、Zn :1· 0%以下（但不包括0% )、 Ag :0· 2以下（但不包括0*%)中的1种或2种以上。
[0061] 对于上述6000系铝合金中的各元素的含有范围和意义、或容许量在以下进行说 明。
[0062] Si :0.3 ?2.0%
[0063] Si与Mg同样是在满足对本发明所规定的BH性有效的上述DSC中的各放热峰值 高度A、B、C的控制、规定方面重要的元素。另外，Si是用于在固溶强化和涂装烘烤处理等 上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，得到 作为汽车的外面板必要的强度（屈服强度）的必须元素。进而，在本发明6000系铝合金板 中，Si是用于兼具影响冲压成形性的总伸长率等诸特性的最重要元素。
[0064] 另外，为了发挥成形为面板后的更低温、短时间内的涂装烘烤处理中的优异的时 效硬化能，优选将Si/Mg设为质量比为1. 0以上，形成比通常所说的过剩Si型进一步使Si 相对于Mg过剩地含有的6000系铝合金组成。
[0065] 若Si含量过少，则由于Si的绝对量不足，因而不能满足对本发明所规定的BH性 有效的上述DSC中的各放热峰值高度A、B、C的控制、规定，BH性显著降低。进而，不能兼具 各用途中要求的总伸长率等诸特性。另一方面，若Si含量过多，则形成粗大的晶出物及析 出物，弯曲加工性、总伸长率等显著降低。进而，熔接性也显著受到阻碍。因此，Si为0.3? 2. 0%的范围。
[0066] Mg :0.2 ?2.0%
[0067] Mg也与Si同样是在满足对本发明所规定的BH性有效的上述DSC中的各放热峰值 高度A、B、C的控制、规定方面重要的元素。另外，若固溶强化，则在涂装烘烤处理等上述人 工时效处理时，Mg与Si -起形成促进强度提高的时效析出物，发挥时效硬化能，是用于得 到作为面板的必要屈服强度的必需的元素。
[0068] 若Mg含量过少，则由于Mg的绝对量不足，而不能满足对本发明所规定的BH性有 效的上述DSC中的各放热峰值高度A、B、C的控制、规定，BH性显著降低。因此不能得到作 为面板必要的屈服强度。另一方面，若Mg含量过多，则形成粗大的晶出物及析出物，弯曲加 工性、总伸长率等显著降低。因此，Mg的含量为0. 2?2. 0%的范围，优选Si/Mg以质量比 计成为1.0以上这样的量。
[0069] 制造方法：
[0070] 接着，对于本发明铝合金板的制造方法在以下进行说明。对于本发明铝合金板而 言，制造工序本身是通常方法或公知的方法，是将上述6000系成分组成的铝合金铸锭在铸 造后进行均质化热处理，实施热轧、冷轧来制成规定的板厚，进一步实施固溶淬火等调质处 理而制造的。
[0071] 但是，在这些制造工序中，为了满足对本发明所规定的BH性有效的上述DSC中的 各放热峰值高度A、B、C的控制、规定，如下所述，需要进一步适当地控制固溶及淬火处理后 的再加热处理条件。另外，在其他工序中，也有用于将上述DSC中的各放热峰值高度A、B、C 控制在本发明的规定范围内的优选条件。
[0072](熔解、铸造冷却速度）
[0073] 首先，在熔解、铸造工序中，适宜选择连续铸造法、半连续铸造法（DC铸造法）等通 常的熔解铸造法来铸造被熔解调整到上述6000系成分组成范围内的铝合金熔液。在此，为 了在本发明的规定范围内控制Mg - Si系团簇，对于铸造时的平均冷却速度，优选从液相线 温度到固相线温度以30°C /分钟以上这样尽量增大（加快）。
[0074] 在不进行这样的铸造时的高温区域下的温度（冷却速度）控制的情况下，该高温 区域下的冷却速度必然变慢。像这样在高温区域下的平均冷却速度变慢的情况下，在该高 温区域下的温度范围内，粗大地生成的晶出物的量变多，在铸锭的板宽方向、厚度方向上的 晶出物的尺寸、量的偏差也变大。其结果是，不能满足对上述本发明所规定的BH性有效的 上述DSC中的各放热峰值高度A、B、C的控制、规定的可能性变高。
[0075] (均质化热处理）
[0076] 接着，对于上述铸造的铝合金铸锭，在热轧之前，实施均质化热处理。该均质化热 处理（均热处理）的目的在于组织的均质化，即消除铸锭组织中的结晶粒内的偏析。只要 是达成该目的的条件，就没有特别限定，可以是通常的1次或1阶的处理。
[0077] 均质化热处理温度为500°C以上且低于熔点，均质化时间从4小时以上的范围适 当选择。若该均质化温度低，则不能充分消除结晶粒内的偏析，其作为破坏的起点发挥作 用，因而延伸凸缘性、弯曲加工性降低。之后，马上开始热轧或冷却保持到适当的温度后开 始热轧，都能满足对上述本发明所规定的BH性有效的上述DSC中的各放热峰值高度A、B、C 的控制、规定。
[0078] 还可以进行2阶段的均质化热处理，即在进行该均质化热处理后，在300°C? 500°C之间以20?100°C /hr的平均冷却速度冷却至室温，接着，以20?100°C /hr的平均 加热速度再加热至350°C?450°C，在该温度域开始热轧。
[0079] 若脱离该均质化热处理后的平均冷却速度及随后的再加热速度的条件，则形成粗 大的Mg - Si化合物的可能性变高。
[0080] (热轧）
[0081] 热轧根据轧制的板厚，由铸锭（钢坯）的粗轧工序和精轧工序构成。在这些粗轧 工序、精乳工序中，可以适宜使用可逆（reverse)式或串列（tandem)式等的乳机。
[0082] 此时，在热轧（粗轧）开始温度超过固相线温度的条件下，由于发生燃烧 (burning)，所以热轧本身变得困难。另外，热轧开始温度低于350°C时，热轧时的荷重变得 过高，热轧本身变得困难。因此，热轧（粗轧）开始温度为350°C?固相线温度的范围，进一 步优选为400°C?固相线温度的范围。
[0083](热轧板的退火）
[0084] 该热轧板的冷轧前的退火（粗退火）虽然未必是必要的，但通过结晶粒的微细化、 集合组织的适当化，也可以实施以进一步提高成形性等特性。
[0085] (冷轧）
[0086] 在冷轧中，将上述热轧板轧制，制作成所期望的最终板厚的冷轧板（还包括卷 材）。但是，为了使结晶粒更微细化，期望冷轧率为60%以上，另外，可以按照与上述粗退火 同样的目的，在冷轧道间进行中间退火。
[0087](固溶及淬火处理）
[0088] 在冷轧后，进行固溶淬火处理。对于固溶处理淬火处理，可以是利用通常的连续热 处理生产线的加热、冷却，没有特别限定。但是，为了得到各元素的充分的固溶量、以及如上 所述，期望结晶粒更微细，所以优选在以加热速度5°C/秒以上加热到520°C以上的固溶处 理温度、并保持〇?10秒钟的条件下进行。
[0089] 另外，从抑制使成形性、卷边加工性降低的粗大的粒界化合物形成的观点出发，优 选淬火时的冷却速度以50°C /秒以上进行。若冷却速度慢，则粒界上容易析出Si、Mg2Si等， 容易成为冲压成形、弯曲加工时的裂纹的起点，这些成形性降低。为了确保该冷却速度，淬 火处理分别选择使用鼓风机等空冷手段或条件；喷雾、喷射、浸渍等水冷手段或条件。
[0090] (再加热处理）
[0091] 在淬火冷却到该室温后，在1时间以内对冷轧板进行再加热处理。该再加热处理 保持在2阶段的温度，控制加热速度和保持温度、保持时间及冷却速度。即，第1阶段以平 均加热速度（升温速度）10°c /秒（S)以上再加热到100?250°C的温度域，在到达再加热 温度保持5秒钟?30分钟。第2阶段从该再加热温度域以冷却速度1°C /秒⑶以上冷却 到70?130°C的温度域后，在70?130°C的温度域内保持10分钟?2小时。然后，由该第 2阶段再加热温度域开始，以平均冷却速度1°C /秒（S)以上冷却到室温。
[0092] 若从淬火冷却结束后到再加热处理为止的室温保持（放置）时间超过1小时或平 均加热速度（升温速度）低于10°c /秒（S)，则通过室温保持（室温时效）形成的Si/空 穴团簇（GPI)首先生成，不能满足对上述本发明所规定的BH性有效的上述DSC中的各放热 峰值高度A、B、C的控制、规定，不能得到上述室温时效后的低温短时间内的BH性。其中，优 选从淬火冷却结束后到再加热处理为止的室温保持（放置）时间更短的方案。另外，平均 加热速度（升温速度）优选更快的方案，优选利用高频加热等高速加热手段，以15°C /秒 (S)以上、优选以20°C /秒（S)以上进行加热。
[0093](第1阶段再加热处理）
[0094] 第1阶段再加热处理为100?250°C的温度。即使上述再加热温度低于100°C，也 不能得到对上述本发明所规定的BH性有效的上述DSC中的各放热峰值高度A、B、C的规定， 不能得到上述室温时效后的低温短时间内的BH性。另外，在加热温度超过250°C的条件下， 超过本发明所规定的指定的团簇密度而形成、或形成不同于团簇的β '等金属间化合物相， 反而降低成形性、弯曲加工性。
[0095] 在该第1阶段再加热处理中，与再加热温度同时，平均加热速度（升温速度）、到达 再加热温度的保持时间也显著影响对上述本发明所规定的ΒΗ性有效的上述DSC中的各放 热峰值高度A、B、C的控制。若平均加热速度低于10°C /秒（S)而过慢、或保持时间低于5 秒而过短，则不能得到对上述本发明所规定的BH性有效的上述DSC中的各放热峰值高度A、 B、C的规定，不能得到上述室温时效后的低温短时间内的BH性。另外，若保持过长时间，则 超过本发明所规定的指定的团簇密度而形成或形成不同于团簇的β '等金属间化合物相， 有降低成形性、弯曲加工性的可能性。
[0096](第2阶段再加热处理）
[0097] 第2阶段再加热处理由第1阶段再加热处理的温度域直接冷却，为70?130°C的 温度域。该第2阶段再加热是为了使通过第1阶段提高到高温域，在冻结空穴的帮助下促 进形成的、Mg/Si团簇（GPII)进一步稳定地生长的必要的工艺。即使第2阶段再加热温 度低于70°C，也不能得到对上述本发明所规定的BH性有效的上述DSC中的各放热峰值高 度A、B、C的规定，不能得到上述室温时效后的低温短时间内的BH性。另外，在加热温度超 过130°C的条件下，容易超过本发明所规定的指定的团簇密度而形成，或形成不同于团簇的 β '等金属间化合物相，降低成形性、弯曲加工性。
[0098] 在该第2阶段再加热处理中，与再加热温度同时，由第1阶段再加热温度域开始的 平均冷却速度、到达再加热温度的保持时间也显著影响对上述本发明所规定的ΒΗ性有效 的上述DSC中的各放热峰值高度A、B、C的控制。若第2阶段保持时间过短，则不能得到对 上述本发明所规定的BH性有效的上述DSC中的各放热峰值高度A、B、C的规定，不能得到上 述室温时效后的低温短时间内的BH性。另外，若由第1阶段再加热温度域开始的平均冷却 速度过慢、或在第2阶段保持温度保持过长时间，则可能超过本发明所规定的指定的团簇 密度而形成，或形成不同于团簇的β '等金属间化合物相，有降低成形性、弯曲加工性的可 能性。
[0099](再加热处理后的冷却）
[0100] 6000系铝合金轧板经过这一系列的调质后的、到ΒΗ处理的室温经时时间越长，越 阻碍ΒΗ处理时的析出物的析出而降低ΒΗ性。另一方面，上述室温经时时间越短的6000系 铝合金板，越促进ΒΗ处理时的析出物的析出，提高ΒΗ性。但是，这样的调质后的到ΒΗ处理 的室温经时时间根据汽车的制造生产线的情况而改变，难以控制。
[0101] 因此，在本发明中，根据该调质中的再加热处理条件、特别是根据该再加热处理后 的冷却，在室温经时前，预先使得满足对上述本发明所规定的ΒΗ性有效的上述DSC中的各 放热峰值高度A、B、C的规定。具体来说，平均冷却速度为1°C /hr以上。
[0102] 即使满足此前的制造条件和其他再加热处理条件，若再加热处理后的上述2阶段 的细致的冷却条件等一个条件不适当，则不能满足对上述本发明所规定的BH性有效上述 DSC中的各放热峰值高度A、B、C的控制、规定的可能性变高。
[0103] 具体来说，若平均冷却速度低于1°C /hr，则对上述本发明所规定的BH性有效的上 述DSC中的各放热波峰a、c大量产生且不能控制，并不能满足这些规定。
[0104] 以下，举实施例更具体地说明本发明，本发明当然不受下述实施例的制限，也可以 在能够符合上文、下文的主旨的范围内适当地进行变更来实施，这些均包含于本发明的技 术范围内。
[0105] 实施例
[0106] 接着，说明本发明的实施例。在固溶及淬火处理后的再加热处理条件下，区分制作 本发明所规定的上述DSC中的各放热峰值高度A、B、C的高度分别不同的6000系铝合金板， 分别评价调质后的低温短时间内的BH性（涂装烘烤硬化性）。并且，还评价作为冲压成形 性、弯曲加工性的卷边加工性。
[0107] 上述区分制作是如表2所示，将固溶及淬火处理后的再加热处理条件、加热温度 (°C )(在表2中记为到达温度）、保持时间（hr)、特别是这些加热保持后的冷却条件进行各 种改变，来制造表1所示组成的6000系铝合金板。需要说明的是，在表1中的各元素的含 量的表示中，将各元素的数值为空白的表示是指其含量在检测界限以下。
[0108] 铝合金板的具体制造条件如下。利用DC铸造法共同熔制表1所示的各组成的铸 锭。此时，各例均共同地，对于铸造时的平均冷却速度而言，从液相线温度到固相线温度为 50°C /分钟。接着，各例均共同地对铸锭进行540°C X6小时均热处理后，以热轧（粗轧） 开始温度为500°C开始热粗轧。然后，各例均共同地继续进行精轧，热轧到厚度3. 5_，制成 热轧板（卷材）。将热轧后的铝合金板各例均共同地实施500°C XI分钟的粗退火后，冷轧 轧道途中不进行中间退火，进行加工率70%的冷轧，各例均共同地制成厚度1. 0_的冷轧 板（卷材）。
[0109] 进一步，各例均共同地用连续式的热处理设备对该各冷轧板进行调质处理（T4)。 具体来说，到500°C的平均加热速度为10°C /秒，加热到表2中记载的固溶处理温度，立即 以表2中记载的平均冷却速度冷却到室温，进行固溶及淬火处理。然后，各例均按表2所示 的各条件，在相同连续式的热处理设备内通过联机进行再加热处理。
[0110] 从这些调质处理后室温放置2个月后的各最终制品板任意切出供试板（坯料），测 定、评价各供试板的组织和特性。它们的结果示于表3中。
[0111] 差示热分析：
[0112] 但是，仅对于差示热分析中的试样提取，由必需分别包括上述调质处理后的铝合 金板的长度方向全体的前端部、中央部、后端部的10处进行提取。而且，在上述试验条件 下，将在上述测定10处平均化的上述各温度范围的放热波峰中的最高放热峰值高度作为 上述各放热峰值高度A、B、C。
[0113] (涂装烘烤硬化性）
[0114] 作为上述调质处理后室温放置1个月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）和总伸长率（As总伸长率）。另外，通过拉伸试验求出 将这些各供试板分别共同地在赋予2%的应变后进行170°C X20分钟的低温、短时间的人 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）。然后，由这些 0.2%屈服强度彼此之差（屈服强度的增加量）评价各供试板的BH性。
[0115] 上述拉伸试验是由上述各供试板分别提取JISZ2201的5号试验片 (25mmX50mmGLX板厚），在室温下进行拉伸试验。将此时的试验片的拉伸方向作为轧制方 向的垂直方向。对于拉伸速度，到0. 2%屈服强度为止为5mm/分钟，屈服强度以后为20mm/ 分钟。机械特性测定的N数为5,分别以平均值算出。需要说明的是，对于上述BH后的屈服 强度测定用的试验片，通过该拉伸试验机对该试验片赋予模拟了板的冲压成形的2%的预 应变后，进行上述BH处理。
[0116] (卷边加工性）
[0117] 卷边加工性是仅对上述调质处理后室温放置2个月后的各供试板进行的。试验使 用30mm宽的长方形状试验片，在下部凸缘（down flange)的内弯曲Rl. 0mm的90°弯曲加 工后，夹住1. 〇mm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。
[0118] 目视观察该平卷边的弯曲部（缘曲部）的表面粗糙、微小裂纹、大裂纹的产生等表 面状态，按照以下基准进行目视评价。
[0119] 0 :无裂纹、表面粗糙；1 :轻度的表面粗糙；2 :深度表面粗糙；3 :微小表面裂纹；4 : 连续成线状的表面裂纹；5 :断裂
[0120] 如表1?3所示，各发明例在本发明成分组成范围内、且在优选条件范围内进行制 造、调质处理。即，在本发明中，在固溶及淬火冷却到室温后，在1小时以内对冷轧板进行再 加热处理。而且，作为该再加热处理的加热模式的控制，第1阶段再加热处理以平均加热速 度10°C /秒（S)以上再加热到100?250°C的温度域，在到达再加热温度后保持5秒?30 分钟。然后，以平均冷却速度1°C /秒（S)以上冷却到第2阶段再加热温度域后，在70? 130°C的温度域内保持10分钟?2小时。另外，从上述第2阶段再加热温度域开始的平均 冷却速度为1°C /hr以上。
[0121] 因此，各发明例如表3所示，满足对上述本发明所规定的BH性有效的上述DSC中 的各放热峰值高度A、B、C的控制、规定，即使是在上述调质处理后的长期的室温时效后且 是低温短时间内的涂装烘烤硬化，BH性也优异。另外，各发明例即使在上述调质处理后的 长期的室温时效后，伸长率、卷边加工性也优异。
[0122] 表2、3的比较例3?10使用表1的发明合金例2。但是，这些各比较例如表2所 示，再加热处理条件脱离优选范围。其结果是，这些比较例脱离对上述本发明所规定的BH 性有效的上述DSC中的各放热峰值高度A、B、C的规定，与作为相同合金组成的发明例2相 t匕，特别是BH性差。
[0123] 表2、3的比较例12?16使用表1的发明合金例5。但是，这些各比较例如表2所 示，再加热处理条件脱离优选范围。其结果是，这些比较例脱离对上述本发明所规定的BH 性有效的上述DSC中的各放热峰值高度A、B、C的规定，与作为相同合金组成的发明例11相 t匕，特别是BH性差。
[0124] 表2、3的比较例18?22使用表1的发明合金例8。但是，这些各比较例如表2所 示，再加热处理条件脱离优选范围。其结果是，这些比较例18?22脱离对上述本发明所规 定的BH性有效的上述DSC中的各放热峰值高度A、B、C的规定，与作为相同合金组成的发明 例17相比，特别是BH性差。
[0125] 另外，表2、3的比较例34?40包括再加热处理条件并在优选范围内制造，但必需 元素 Mg或Si的含量分别脱离本发明范围，或杂质元素量过多。因此，这些比较例34?40 如表3所示，本发明所规定的团簇的条件的任意一个脱离，与各发明例相比，BH性、卷边加 工性差。
[0126] 比较例34为表1的合金16, Si过多。
[0127] 比较例35为表1的合金17, Zr过多。
[0128] 比较例36为表1的合金18, Fe过多。
[0129] 比较例37为表1的合金19, V过多。
[0130] 比较例38为表1的合金20, Ti过多。
[0131] 比较例39为表1的合金21，Cu过多。
[0132] 比较例40为表1的合金22, Zn过多。
[0133] 因此，由以上实施例的结果证明，对于长期室温时效后的低温短时间条件下的BH 性提高，有满足全部上述本发明所规定的各放热峰值高度A、B、C的规定的必要性。另外，还 证明了用于得到这样的团簇条件、BH性等的、本发明中的成分组成的各要件或优选制造条 件的临界性意义或效果。
[0134] 【表1】
[0135] 表 1
[0136]
【权利要求】
1. 一种铝合金板，其特征在于，以质量％计含有Mg :0. 2?2. 0%、Si :0. 3?2. 0%，余 量由A1及不可避免的杂质构成，所述铝合金板是在轧制后作为调质处理进行了固溶淬火 处理及再加热处理的A1 - Mg - Si系铝合金板， 其中，在差示扫描热分析曲线中，在将230?270°C的温度范围内的放热峰值高度作为 A、将280?320°C的温度范围内的放热峰值高度作为B、将330?370°C的温度范围内的放 热峰值高度作为C时，所述放热峰值高度B为20 μ W/mg以上，并且同时控制所述放热峰值 高度A和C，以使所述放热峰值高度A、C相对于所述放热峰值高度B的各比例，即A/B为 0.45以下，C/B为0.6以下，在赋予2%的应变后实施了 170°C X 20分钟的人工时效硬化处 理时，与轧制方向平行的方向的0. 2%屈服强度的增加量为lOOMPa以上。
2. 如权利要求1所述的铝合金板，其中，所述铝合金板还包含以下的1种或2种以上： Mn :1.0%以下，其中不包括0% ;Cu :1.0%以下，其中不包括0% ;Fe :1.0%以下，其中不包 括0% ;Cr:0. 3%以下，其中不包括0% ;Zr:0. 3%以下，其中不包括0% ;V:0. 3%以下，其 中不包括〇%;Ti :0.05%以下，其中不包括0%;Zn:1.0%以下，其中不包括0% ;Ag:0.2% 以下，其中不包括0%。
【文档编号】C22F1/00GK104114726SQ201380009485
【公开日】2014年10月22日 申请日期:2013年1月29日 优先权日:2012年2月16日
【发明者】松本克史, 有贺康博, 宍户久郎 申请人:株式会社神户制钢所