成形性和烘烤涂装硬化性优异的铝合金板

摘要

本发明的目的在于提供能够使成形时的0.2％屈服强度为110MPa以下、BH后的0.2％屈服强度为170MPa以上的铝合金板。本发明涉及一种成形性和烘烤涂装硬化性优异的铝合金板，其以质量％计包含Mg：0.2～1.0％及Si：0.2～1.0％，且满足{(Mg含量)+(Si含量)}≤1.2％，在差示扫描热分析曲线中，在230～330℃的温度范围内具有高度为20～50μW/mg的放热峰。

权利要求

1.一种成形性和烘烤涂装硬化性优异的铝合金板，其特征在于，其是以质量％计包含Mg：0.2～1.0％及Si：0.2～1.0％，满足{(Mg含量)+(Si含量)}≤1.2％，且余量由Al及不可避免的杂质构成的Al-Mg-Si系铝合金板，在所述铝合金板的差示扫描热分析曲线中，在230～330℃的温度范围内仅存在1个放热峰(i)或仅存在两个峰间的温度差为50℃以下的放热峰(ii)，并且所述放热峰(i)的高度、或所述放热峰(ii)中的峰高度较大的一个高度为20～50μW/mg的范围。

2.根据权利要求1所述的成形性和烘烤涂装硬化性优异的铝合金板，其中，所述铝合金板还包含选自Fe：超过0％且0.5％以下、Mn：超过0％且0.3％以下、Cr：超过0％且0.3％以下、Zr：超过0％且0.1％以下、V：超过0％且0.1％以下、Ti：超过0％且0.1％以下、Cu：超过

0％且0.5％以下、Ag：超过0％且0.1％以下及Zn：超过0％且0.5％以下中的1种或2种以上的元素。

说明书

成形性和烘烤涂装硬化性优异的铝合金板

技术领域

[0001] 本发明涉及Al-Mg-Si系铝合金板。本发明中所说的铝合金板是热轧板和冷轧板等轧制板，其是指在实施了固溶处理和淬火处理等的调质之后且在进行冲压成形或烘烤涂装硬化处理之前的铝合金板。另外，在以下的记载中也将铝称作Al。

背景技术

[0002] 近年来，考虑到地球环境等，汽车等车辆的轻量化的社会要求越来越高。为了应对这一要求，作为汽车的大型车体面板结构体(外面板、内面板)的材料，除了钢板等钢铁材料以外，成形性和烘烤涂装硬化性优异且更轻量的铝合金材的应用正在增加。

[0003] 在该汽车的大型车体面板结构体中，研究了在引擎罩、挡泥板、车门、车顶、行李箱盖等的外面板(外板)中还使用Al-Mg-Si系的AA至JIS 6000系(以下，也简称作6000系)铝合金板作为薄壁且高强度铝合金板。

[0004] 该6000系铝合金板必须含有Si、Mg，特别是过量Si型的6000系铝合金，其具有Si/Mg质量比为1以上的组成，具有优异的时效硬化能力。因此，在对汽车的上述外面板进行冲压成形、弯曲加工时，利用低屈服强度化来确保成形性。而且，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)处理时的加热来进行时效硬化，从而屈服强度提高，且具有可以确保作为面板的所需强度的烘烤涂装硬化性(以下，也称作bake hard性、BH性或烘烤硬化性)。

[0005] 另一方面，众所周知，汽车的上述外面板通过对铝合金板复合进行冲压成形时的胀出成形、弯曲成形等的成形加工来制作。例如，在引擎罩和车门等的大型的外面板中，通过胀出等的冲压成形，形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等的卷边(hemming)加工，进行与内面板的接合，而成为面板结构体。

[0006] 在此，6000系铝合金具有具备优异的BH性的优点，而另一方面，其具有室温时效性，利用固溶淬火处理后的室温保持而发生时效硬化，使强度增加，由此存在对面板的成形性，特别是弯曲加工性降低的课题。例如，在将6000系铝合金板用于汽车面板用途时，在铝制造厂经固溶淬火处理后(制造后)，在由汽车厂成形加工成面板之前通常要在室温下放置1个月左右(室温放置)，其间会发生相当的时效硬化(室温时效)。特别是在面临严酷的弯曲加工的外面板中，即使在刚制造之后能够无问题地进行成形，在经过1个月后也会有卷边加工时产生裂纹的情况等。因此，在汽车面板用、特别是外面板用的6000系铝合金板中需要抑制长达1个月间左右的较长期的室温时效。

[0007] 进而，还会产生以下情况：在此种室温时效大的情况下，BH性降低，利用上述的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)处理时的加热，屈服强度仍难以提高到作为面板所需要的强度。

[0008] 以往，对于由此种6000系铝合金板的室温时效所致的成形性和BH性的降低，提出了各种对在板的调质后(固溶化及淬火处理后)的室温放置中所形成的Mg-Si系团簇进行控制的方法。作为其中之一，提出了利用6000系铝合金板的差示扫描热分析曲线(也称作差示扫描热量分析曲线，以下，还称作DSC)的吸热峰或放热峰来限制这些Mg-Si系团簇的技术。

[0009] 例如，在专利文献1、2中提出了限制抑制室温时效和阻碍低温时效硬化能力的Mg-Si系团簇、尤其是Si/空穴团簇(GPI)的生成量的技术。在这些技术中，为了限制GPI的生成量，而限制为在T4材(固溶处理后自然时效后)的DSC中没有相当于GPI熔化的在150～250℃的温度范围的吸热峰。另外，在这些技术中，为了抑制至控制该GPI的生成，而在固溶化及淬火处理至室温实施在70～150℃保持0.5～50小时左右的低温热处理。

[0010] 在专利文献3中提出了在包括过量Si型的6000系铝合金材的包括固溶化及淬火处理的调质处理后的DSC中相当于Si/空穴团簇(GPI)熔化的在150～250℃的温度范围的负吸热峰高度为1000μW以下、且相当于Mg/Si团簇(GPII)析出的在250～300℃的温度范围的正放热峰高度为2000μW以下的技术。该铝合金材具有以下特性作为上述调质处理后至少4个月的室温时效后的特性，即，屈服强度为110～160MPa的范围，且与刚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％的应变后在150℃×20分钟的低温时效处理时的屈服强度为180MPa以上。

[0011] 在专利文献4中提出了如下技术：为了得到在低温短时间的烘烤涂装硬化处理下的BH性，在6000系铝合金板的调质处理后的DSC中使在100～200℃的温度范围的放热峰高度W1为50μW以上，且在200～300℃的温度范围的放热峰高度W2与上述放热峰高度W1之比(W2/W1)为20.0以下。

[0012] 在此，上述放热峰W1与在人工时效硬化处理时成为β”(Mg2Si相)的核生成位点的GP区域的析出对应，W1的峰高度越高，越能确保在人工时效硬化处理时成为β”的核生成位点的GP区域已经形成在调质处理后的板上。其结果在成形后的烘烤涂装硬化处理时β”快速生长且使BH性提高。另一方面，上述放热峰W2与β”自身的析出峰对应，为了使所成形的板的屈服强度低屈服强度化至不足135MPa来确保成形性，而尽可能地减小该放热峰W2高度。

[0013] 在专利文献5中提出了以下技术：在DSC中，选择3个(3个部位)与BH性尤为相关的、在特定温度范围的放热峰高度分别进行控制，并且提高BH性(烘烤涂装硬化特性)。并且提出了以下方法：该3个放热峰为230～270℃的峰A、280～320℃的峰B、330～370℃的峰C，通过使峰B的高度为20μW/mg以上、且各峰的比(A/B)为0.45以下、(C/B)为0.6以下，从而在赋予2％的应变后实施170℃×20分钟的人工硬化处理时的0.2％屈服强度增加量为100MPa以上。

[0014] 现有技术文献

[0015] 专利文献

[0016] 专利文献1：日本特开平10-219382号公报

[0017] 专利文献2：日本特开2000-273567号公报

[0018] 专利文献3：日本特开2003-27170号公报

[0019] 专利文献4：日本特开2005-139537号公报

[0020] 专利文献5：日本特开2013-167004号公报

发明内容

[0021] 发明要解决的课题

[0022] 在设计性的方面，汽车的上述各种外面板需要实现无应变的美观的曲面构成和特征线。然而，随着为了轻量化的、更高强度的铝合金板原材的采用而变得难以进行成形，因此对此种要求的应对也逐年变得严苛。因此，近年来越发要求成形性更优异的高强度铝合金板。但是，利用上述以往的基于DSC的组织控制难以应对此种要求。

[0023] 例如，作为难以将高强度铝合金板应用在外面板中的一个原因，有外面板独特的形状。在外面板安装把手座、灯座、执照(车牌)座等器具或构件、或者部分地设置像描绘轮拱那样的规定深度的凹部(胀出部、压花部)。

[0024] 在对此种凹部连同该凹部形状周围的连续的曲面进行冲压成形的情况下，容易产生面应变，难以实现上述无应变的美观曲面构成和特征线。因此，具有在将高强度铝合金板应用在上述外面板时得到抑制面应变的发生且成形性得到提高的高强度铝合金板的课题。

[0025] 予以说明，此种与面应变有关的课题不仅为上述的凹部(胀出部)而且还是车门外面板的鞍形部、前挡泥板的纵壁部、后挡泥板的风角部、行李箱盖或引擎罩外部的特征的消失部、后挡泥板柱的安装基部等局部具有会产生面应变的凹部(胀出部)那样的汽车面板所共同的课题。

[0026] 针对此种课题，为了提高抑制上述面应变发生的成形性，期望使在制造后对经过室温时效后的板进行冲压成形时的0.2％屈服强度较低而不足110MPa。但是，若如此地使成形时的屈服强度降低，则难以使烘烤涂装硬化后(以下，也称作bake hard后或BH后)的0.2％屈服强度为170MPa以上，且难以使基于烘烤涂装硬化的0.2％屈服强度增加量为
70MPa以上。根据以上情况，利用专利文献1～5中公开的基于以往的DSC的组织控制难以解决上述课题。

[0027] 本发明是为了解决此种课题而完成的发明，其目的在于提供能够使汽车面板成形时的0.2％屈服强度低至110MPa以下、且能够使BH后的0.2％屈服强度为170MPa以上的兼具成形性和烘烤涂装硬化性的铝合金板。

[0028] 用于解决课题的手段

[0029] 本发明人等不断地进行深入研究，结果发现可以通过在包含Mg和Si的Al-Mg-Si系铝合金板中采用特定的组成和DSC中的特定放热峰而得到兼具成形性和烘烤涂装硬化性的铝合金板，由此完成本发明。

[0030] 即，本发明的成形性和烘烤涂装硬化性优异的铝合金板的主要特征在于：其是以质量％包含Mg：0.2～1.0％及Si：0.2～1.0％、满足{(Mg含量)+(Si含量)}≤1.2％、且余量由Al及不可避免的杂质构成的Al-Mg-Si系铝合金板，在上述铝合金板的差示扫描热分析曲线中，在230～330℃的温度范围内仅存在1个放热峰(i)、或者仅存在两个峰间的温度差为50℃以下的放热峰(ii)，且上述放热峰(i)的高度或上述放热峰(ii)中的峰高度较大的一个高度为20～50μW/mg的范围。

[0031] 但是，在上述板的各测定部位的差示热分析中，在试验装置：Seiko Instruments制DSC220G、标准物质：铝、试样容器：铝、升温条件：15℃/分钟、气氛：氩气(50ml/分钟)、试样重量：24.5～26.5mg的同一条件下分别进行，将所得的差示热分析的曲线(μW)除以试样重量进行标准化(μW/mg)后，在上述差示热分析曲线的0～100℃的区间中，将差示热分析的曲线处于水平的区域设为0的基准水平，并测定基于该基准水平的放热峰高度。

[0032] 上述成形性和烘烤涂装硬化性优异的铝合金板可以进一步包含选自Fe：超过0％且0.5％以下、Mn：超过0％且0.3％以下、Cr：超过0％且0.3％以下、Zr：超过0％且0.1％以下、V：超过0％且0.1％以下、Ti：超过0％且0.1％以下、Cu：超过0％且0.5％以下、Ag：超过0％且0.1％以下及Zn：超过0％且0.5％以下中的1种或2种以上的元素。

[0033] 发明效果

[0034] 在本发明中，通过降低Al-Mg-Si系铝合金板的主要元素即Mg、Si的含量，从而可以使制造后的板在室温时效后的成形时的0.2％屈服强度为110MPa以下，由此可以提高汽车的面板结构体的、特别是应用在面应变构成问题的汽车面板等时的成形性。

[0035] 而且，通过控制铝合金板的DSC中的热特性(组织)，从而可以保证作为汽车面板有用的、BH后的0.2％屈服强度为170MPa以上且0.2％屈服强度增加量为70MPa以上的高强度化。予以说明，DSC中的热特性(组织)的控制成为保证在烘烤涂装硬化处理后析出的析出物的量的基准。

[0036] 通过此种组成和组织的控制，即使不添加新的添加元素，仅利用Al-Mg-Si系铝合金的基本组成，而且不大幅改变采用常规方法的制造方法，便能提高兼具成形性和烘烤硬化性的铝合金板。

附图说明

[0037] 图1为表示实施例中的一部分例子的铝合金板的DSC的图。

具体实施方式

[0038] 以下，对于本发明的实施方式按照要件进行具体说明。予以说明，在本说明书中，“质量％”与“重量％”同义。

[0039] (化学成分组成)

[0040] 首先，对本发明的Al-Mg-Si系(以下也称作6000系)铝合金板(以下也简称为铝合金板)的化学成分组成如下地进行说明。

[0041] 对本发明的作为对象物的6000系铝合金板要求作为上述的汽车的外板用的板等而优异的成形性、BH性、强度、焊接性、耐腐蚀性等各特性，因此从组成的方面出发也要满足这些要求。而且，在本发明中，通过降低作为主要元素的Mg及Si的含量，从而使制造后的板在室温时效后的成形时的0.2％屈服强度低至110MPa以下，提高对汽车的面板结构体的、特别是面应变构成问题的汽车面板等的成形性。与此同时，从组成的方面出发，能够使烘烤涂装硬化后的0.2％屈服强度为170MPa以上。

[0042] 为了满足这样的课题，铝合金板的组成为以质量％包含Mg：0.2～1.0％及Si：0.2～1.0％、满足{(Mg含量)+(Si含量)}≤1.2％、且余量由Al及不可避免的杂质构成的组成。予以说明，在本说明书中，各元素的含量的表述％是指总质量％。另外，含量中的“～”是指其下限的数值以上且上限的数值以下。

[0043] 在本发明中，除这些Mg、Si及Al以外的其他元素基本上为杂质或可包含的元素。该其他元素的各自的含量为依据AA至JIS标准等或低于这些标准的水平的含量(容许量)。即，从资源再利用的观点出发，在本发明中，作为合金的熔炼原料，不仅会使用高纯度Al锭，而且还会大量使用包含大量除Mg及Si以外的其他元素作为添加元素(合金元素)的6000系合金、其他铝合金废料、低纯度Al锭等。此时，必然会以实质量混入下述所示的其他元素。而且，非要减少这些元素的精炼本身会使成本上升，因而需要允许含有一定程度的量。另外，即使以实质量含有这些元素，也存在不会阻碍本发明目的和效果的含有范围。

[0044] 因此，在本发明中，作为可以包含在铝合金中的其他元素，可列举下述元素，其被允许的含量为依据AA至JIS标准等的上限量以下的范围，如以下所示。

[0045] 即，上述铝合金板还可以以上述范围进一步包含选自Fe：0.5％以下(但是，不包括0％)、Mn：0.3％以下(但是，不包括0％)、Cr：0.3％以下(但是，不包括0％)、Zr：0.1％以下(但是，不包括0％)、V：0.1％以下(但是，不包括0％)、Ti：0.1％以下(但是，不包括0％)、Cu：
0.5％以下(但是，不包括0％)、Ag：0.1％以下(但是，不包括0％)及Zn：0.5％以下(但是，不包括0％)中的1种或2种以上的元素。

[0046] 在本说明书中，“但是，不包括0％”与其含量为“超过0％且”同义。

[0047] 以下，对本发明的6000系铝合金中的各元素的含有范围和意义、或允许量进行说明。

[0048] Si：0.2～1.0％

[0049] Si与Mg一起在涂装烘烤处理等的人工时效处理时形成有助于提高强度的时效析出物而发挥时效硬化能力，因而是用于得到作为汽车面板的所需强度(屈服强度)所必须的元素。若Si含量过少，则人工时效处理后的时效析出物量变得过少，导致烘烤涂装后的强度增加量变低。另一方面，若Si含量过多，则不仅板的刚制造后的强度变高，而且制造后的室温时效量也变高，成形前的强度变高。因此，导致对汽车的面板结构体的、特别是面应变构成问题的汽车面板等的成形性降低。另外，形成粗大的结晶物及析出物而使弯曲加工性显著降低。予以说明，Si含量的优选的上限值为0.8％。

[0050] 为了在成形为面板后的、更低温、短时间内的涂装烘烤处理中发挥优异的时效硬化能力，优选为Si/Mg质量比为1.0以上、与一般所说的过量Si型相比而使Mg中更过量地含有Si的6000系铝合金组成。

[0051] Mg：0.2～1.0％

[0052] Mg也与Si一起形成有助于提高强度的时效析出物而发挥时效硬化能力，因而是用于得到作为面板的所需屈服强度所必须的元素。若Mg含量过少，则人工时效处理后的析出物的析出量变得过少，导致烘烤涂装后的强度增加量变低。另一方面，若Mg含量过高，则不仅板的刚制造后的强度变高，而且制造后的室温时效量也变高，成形前的强度变得过高，因此导致对汽车的面板结构体的、特别是面应变构成问题的汽车面板等的成形性降低。予以说明，Mg含量的优选的上限值为0.8％。

[0053] {(Mg含量)+(Si含量)}≤1.2％

[0054] Mg与Si的总含量即{(Mg含量)+(Si含量)}对于作为成形前的6000系铝合金板的组织的、该铝合金板的DSC中的存在于230～330℃的温度范围内的放热峰产生大幅影响。

[0055] 通过以采用后述的适当制造方法为前提而使{(Mg含量)+(Si含量)}为1.2％以下，从而当在230～330℃的温度范围内仅存在两个放热峰(ii)的情况下，可以使这两个放热峰(ii)彼此的峰间的温度差为50℃以下，并且可以使峰高度较高的一方的峰高度为20～50μW/mg的范围。另外，当在上述温度范围内仅存在1个放热峰(i)的情况下，可以使该放热峰(i)的高度为20～50μW/mg的范围。

[0056] 因此，优选使{(Mg含量)+(Si含量)}尽可能低，但是，{(Mg含量)+(Si含量)}的下限量需要为用于发挥作为板的基本性能的Mg与Si的最低必要量，因此根据各下限含量来确定。若还考虑该点，则{(Mg含量)+(Si含量)}的下限优选为0.6％以上。

[0057] 另一方面，若{(Mg含量)+(Si含量)}超过1.2％而变得过大，则即使通过后述的适当的制造条件也难以将DSC的放热峰控制在规定范围内。即，当在230～330℃的温度范围存在两个放热峰的情况下，无法使这两个放热峰彼此的峰间的温度差为50℃以下。另外，当在上述温度范围内仅存在1个放热峰的情况下，无法使该放热峰的高度为20～50μW/mg的范围。因此，难以兼顾降低成形时(烘烤涂装前)的强度和增大烘烤涂装时的强度增加量。因此，{(Mg含量)+(Si含量)}的上限为1.2％以下、优选为1.0％以下。

[0058] (差示扫描热分析曲线、差示扫描热量分析曲线、DSC)

[0059] 在以上所述的组成的基础上，在本发明中，作为为了保证作为汽车面板等的高强度而保证在烘烤涂装硬化处理后析出的析出物的量的基准，控制了铝合金板的DSC中的峰。即，成为使以往在230～330℃的温度范围内相互分离存在的2个放热峰相互接近(温度差变小)而重叠的组织。由此，能够使汽车面板成形时的0.2％屈服强度低至110MPa以下，并且能够使烘烤涂装硬化后的0.2％屈服强度为170MPa以上。

[0060] 在此，差示扫描热分析曲线(DSC)是指：对板的调质处理后的铝合金板的熔解过程中的热变化利用基于以下条件的差示热分析测定得到的来自固相的加热曲线。

[0061] 即，在铝合金板的各测定部位的差示热分析中，在试验装置：Seiko Instruments制DSC220G、标准物质：铝、试样容器：铝、升温条件：15℃/分钟、气氛：氩气(50ml/分钟)、试样重量：24.5～26.5mg的同一条件下分别进行，将所得的差示热分析的曲线(μW)除以试样重量进行标准化(μW/mg)后，在上述差示热分析曲线的0～100℃的区间中，将差示热分析的曲线处于水平的区域设为0的基准水平，并测定基于该基准水平的放热峰高度。

[0062] 在该DSC中，就现有技术而言，在230～330℃的范围存在相互的峰间的温度差(距离)较远且分离存在的β”和β’两个放热峰。在本发明中，为了使该两个放热峰相互接近(减小温度差)而重叠，而对铝合金板的组织进行了规定。即，在铝合金板的DSC中，在230～330℃的温度范围内仅存在1个放热峰(i)或仅存在两个相互的峰间的温度差为50℃以下的放热峰(ii)。而且，上述仅1个放热峰(i)的高度或上述仅两个放热峰(ii)中的峰高度较大的(较高)一方的放热峰的高度为20～50μW/mg的范围。

[0063] 6000系铝合金板生成团簇、GP区域、强化相1(β”)、强化相2(β’)、平衡相(Mg2Si)和根据时效温度而成的各种析出相。其中，为了提高烘烤涂装(人工时效处理)后的强度，推测在烘烤涂装时生成β”、β’是有效的。但是，为了使板在室温时效后的成形时的0.2％屈服强度低至110MPa以下，在降低了Mg及Si的含量的本发明的6000系铝合金板中，与Mg及Si的含量较高的通常的6000系铝合金板相比，上述强化相1(β”)和强化相2(β’)的BH(人工时效处理)时的发生行为(发生温度)大不相同。

[0064] 能够在DSC中模拟这些β”、β’的BH时(涂装烘烤处理时)的发生行为的变化，这是本发明中的基于DSC的组织的规定的基础。

[0065] 若利用DSC模拟β”、β’的BH时的发生行为，则例如在Mg及Si的含量较高的通常的6000系铝合金板中，β”、β’的放热峰在230～330℃的范围内彼此更远距离地分离存在。更具体而言，以往的β”的放热峰更多地存在于上述温度范围中的、温度较低的前半部分的240～
260℃附近。另一方面，以往的β’的放热峰存在于上述温度范围中的、温度较高的后半部分的310～320℃附近，β”与β’以相互的峰间的温度差超过50℃的方式各自存在。

[0066] 予以说明，此种以往的放热峰的状态为代表例，该放热峰的发生行为自然还根据板的组成和制造条件而出现各自差异。例如，如上述专利文献5那样，在DSC中存在3个(3个部位)与BH性有关的放热峰，有时还分别为230～270℃的峰A、280～320℃的峰B、330～370℃的峰C。

[0067] 对此，若同样地利用DSC模拟该β”、β’的BH时的发生行为，则在降低了Mg及Si的含量的本发明的6000系铝合金板中，与上述通常的6000系铝合金板相比，β”、β’的放热峰的特征在于放热峰的发生位置(峰位置)、峰间的距离(温度差)相互接近(重叠)。而且，其特征还在于该现象的特征通过改变板的制造条件、特别是固溶化及淬火处理后的预备时效处理的条件而产生。

[0068] 就采用常规方法的制造而言，在降低了Mg及Si的含量的本发明的6000系铝合金板中，也与Mg及Si的含量较高的通常的6000系铝合金板同样，β”、β’的放热峰在230～330℃的宽泛的温度范围峰间距离分离为隔开50℃以上的温度差的2个峰。作为其典型例，以后述的图1所示的虚线表示的DSC、实施例表2的比较例19相当于此种情况。

[0069] 与此相对，在改变制法且在板的轧制后的调质中改变固溶化及淬火处理后的预备时效处理的条件的情况下，β”、β’的放热峰的相互的峰的温度差较小而不足50℃，可知相互的峰发生重叠(接近)。

[0070] 根据本发明人等的见解，β”的放热峰(也称作第一峰或前半峰)的发生温度从比目前的温度低250～260℃附近的位置(温度)向比该温度高270～290℃附近的位置(温度)移动。一方的β’的放热峰(也称作第二峰或后半峰)的发生温度从比目前的温度高300～310℃附近的位置(温度)向比该温度低290～300℃附近的位置(温度)移动。

[0071] 而且，这样，可知：在β”和β’的相互的放热峰的、相互的峰间的温度差较小不足50℃而发生相互的峰接近或重叠的情况下，能够保证提高BH后的屈服强度的人工时效析出物量。即，通过使β”与β’的放热峰相互接近或重叠，能够使面板成形时的0.2％屈服强度低至110MPa以下，并且能够使BH后的面板的0.2％屈服强度高达170MPa以上。与此相对，在这2个放热峰的相互的峰间的温度差较大而超过50℃的情况下，变得无法发挥上述特性。

[0072] 这样，对β”、β’的相互的放热峰重叠的情况进行了具体地规定，但是这只是本发明的特征之一。即，在6000系铝合金板的DSC中，在230～330℃的温度范围内、优选250～320℃的温度范围内存在共计两个放热峰、即相互的峰间的温度差为50℃以下、优选30℃以下的低温侧的β”的放热峰和高温侧的β’的放热峰，其中的任一峰高度较大(较高)一方的放热峰的高度为20～50μW/mg的范围。另外，当在230～330℃的温度范围内低温侧的β”和高温侧的β’的相互的放热峰更为接近且重叠而无法判别(测量)这些相互的峰间的温度差、所谓的判别为仅存在1个所合成的(重复的)放热峰的情况下，该放热峰的高度为20～50μW/mg的范围。

[0073] 在本发明中，当在230～330℃的温度范围内、优选250～320℃的温度范围内仅存在相互的峰间的温度差为50℃以下、优选30℃以下的两个放热峰的情况下，β”的放热峰优选以低温侧的第一峰或前半峰的形成存在于270～290℃附近。另外，β’的放热峰优选以高温侧的第二峰或后半峰的形式存在于290～300℃附近。而且，这些放热峰的相互的峰间的温度差为50℃以下、且这些放热峰中的峰高度较大的一方的放热峰的高度为20～50μW/mg的范围的情况为后述的图1的DSC中的粗实线和实施例表2中的发明例0、1、16、17、19及21等的例子。

[0074] 另外，后述的图1的DSC中的细实线和实施例表2中的发明例5、6、12、15、18及20等为在230～330℃的温度范围内、优选270～300℃的温度范围内低温侧的β”与高温侧的β’的相互的放热峰更重叠而无法判别这些相互的峰间的温度差的、仅存在1个被合成的放热峰的情况。

[0075] 为了保证该BH性，自然表示BH时的人工时效析出物量的放热峰高度也较为重要。即，在230～330℃的温度范围内存在的放热峰为2个的情况下，有助于BH性的、峰高度较大的一方的放热峰即β’的放热峰(后述的实施例中的发明例中大致发生在300℃附近)的峰的高度(μW/mg)为20～50μW/mg的范围。

[0076] 另外，在230～330℃的温度范围内存在的放热峰为1个的情况下，即，在上述β”的放热峰(第一峰或前半峰、优选270～290℃附近)与上述β’的放热峰(第二峰或后半峰、优选290～300℃附近)重叠而形成仅1个所合成的放热峰的情况下，该放热峰的高度为20～50μW/mg的范围。

[0077] 由此，能够使面板成形时的屈服强度低至110MPa以下，并且使BH后的屈服强度为170MPa以上。换言之，能够保证像BH后的屈服强度为170MPa以上那样的、在BH时生成的β”和β’的时效析出物量。若这些放热峰的高度低于或高于20～50μW/mg的范围，则意味着利用烘烤涂装硬化处理会使对BH性有效果的所需β”、β’等的时效析出物量过少或过多而无法析出所需的量。因此，必然无法使面板成形时的屈服强度低至110MPa以下，并且无法使BH后的屈服强度为170MPa以上。

[0078] (制造方法)

[0079] 接着，对本发明铝合金板的制造方法如下进行说明。本发明铝合金板的制造工序本身是常规方法或公知的方法，通过在铸造后对上述6000系成分组成的铝合金铸块进行均质化热处理，实施热轧、冷轧而成为规定的板厚，再实施固溶淬火等的调质处理来制造。

[0080] 但是，在这些制造工序中，为了得到本发明的DSC中规定的组织，而如后述那样使固溶化及淬火处理后的预备时效处理条件为优选的范围。予以说明，在其他工序中也具有用于得到本发明的DSC中规定的组织而优选的条件。若不为此种优选的条件，则难以得到本发明的DSC中规定的组织。

[0081] (熔炼、铸造冷却速度)

[0082] 首先，在熔炼、铸造工序中，适宜选择连续铸造法、半连续铸造法(DC铸造法)等通常的熔炼铸造法来铸造被熔炼调整到上述6000系成分组成范围内的铝合金熔液。在此，为了将团簇控制在本发明的规定范围内，而优选使铸造时的平均冷却速度从液相线温度到固相线温度尽可能加大(加快)至30℃/分钟以上。

[0083] 如果不进行这样的在铸造时的高温区域的温度(冷却速度)控制，则该高温区域的冷却速度必然变慢。像这样高温区域的平均冷却速度变慢时，在该高温区域的温度范围粗大地生成的结晶物的量变多，铸块的板宽方向、厚度方向的结晶物的尺寸和量的偏差也变大。其结果是不能将上述规定团簇控制在本发明的范围的可能性变高。

[0084] (均质化热处理)

[0085] 接着，在对上述铸造后的铝合金铸块热轧之前实施均质化热处理。该均质化热处理(均热处理)以组织的均质化，即消除铸块组织中的晶粒内的偏析为目的。只要是达成该目的的条件，则并无特别限定，通常可以采取一次或一段处理。

[0086] 均质化热处理温度从500℃以上且低于熔点的范围进行适当选择，均质化时间从4小时以上的范围进行适当选择。若该均质化温度低，则不能充分消除晶粒内的偏析，其作为破裂的起点起作用，因此拉伸凸缘性、弯曲加工性降低。其后，无论是立即开始热轧或是冷却保持至适当的温度之后再开始热轧，均能够控制在本发明所规定的团簇的数密度下。

[0087] 也可以在进行该均质化热处理后，在300℃～500℃之间以20～100℃/小时的平均冷却速度冷却至室温，接着，以20～100℃/小时的平均加热速度再加热至350℃～450℃，并且在该温度区域开始热轧。

[0088] 若偏离该均质化热处理后的平均冷却速度和其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。

[0089] (热轧)

[0090] 热轧根据轧制的板厚而由铸块(板坯)的粗轧工序和终轧工序构成。在这些粗轧工序和终轧工序中，适宜使用的是可逆式或串列式等的轧机。

[0091] 这时，在热轧(粗轧)开始温度超过固相线温度的条件下，会发生过烧，因此热轧本身难以进行。另外，在热轧开始温度不足350℃时，热轧时的载荷过高，热轧本身难以进行。因此，热轧开始温度优选为350℃～固相线温度、更优选为400℃～固相线温度的范围。

[0092] (热轧板的退火)

[0093] 未必需要进行该热轧板的冷轧前的退火(粗退火)，但为了通过晶粒的微细化和集合组织的优化来进一步提高成形性等特性，也可以实施该热轧板的冷轧前的退火。

[0094] (冷轧)

[0095] 在冷轧中，轧制上述热轧板，制作成期望的最终板厚的冷轧板(也包括卷材)。但是，为了使晶粒进一步微细化，优选冷轧率为60％以上，另外出于与上述粗退火同样的目的，也可以在冷轧道次间进行中间退火。

[0096] (固溶和淬火处理)

[0097] 冷轧后进行固溶处理和接下来的直至室温的淬火处理。关于该固溶退火处理，可以由通常的连续热处理线进行加热、冷却，没有特别限定。但是，由于期望得到各元素的充分的固溶量以及如上述那样使晶粒更微细，所以期望在以5℃/秒以上的加热速度加热到520℃以上且熔融温度以下的固溶处理温度保持0.1～10秒的条件下进行。

[0098] 另外，从抑制使成形性和卷边加工性降低的粗大的晶界化合物形成的观点出发，优选从固溶温度至室温的淬火停止温度的平均冷却速度为3℃/秒以上。若固溶处理后的直至室温的淬火处理的平均冷却速度较小，则导致在冷却中生成粗大的Mg2Si及单质Si，并且导致成形性变差。另外，固溶化后的固溶量降低，导致BH性降低。为了确保该冷却速度，淬火处理分别选择使用风扇等的空气冷却、喷雾、喷水、浸渍等的水冷机构和条件。

[0099] (预备时效处理：再加热处理)

[0100] 在此种固溶处理后进行淬火处理而冷却至室温后，在1小时以内对冷轧板进行预备时效处理(再加热处理)。若直至室温的淬火处理结束后且预备时效处理开始(加热开始)之前的室温保持时间过长，则导致生成容易因室温时效而熔化的团簇，无法形成作为前提的本发明的DSC中规定的放热峰。因此，该室温保持时间越短越好，固溶和淬火处理以及再加热处理也可以采取几乎没有时间差的方式连续进行，下限的时间没有特别设定。

[0101] 该预备时效处理各自确保在80～120℃的较高温侧的区域和在60～40℃的较低温侧的区域的保持时间较为重要。由此形成在本发明的DSC中规定的放热峰。

[0102] 在此，即使对上述80～120℃的高温侧区域和上述60～40℃的低温侧区域按照温度进行2阶段等阶段性地划分，也可以连续地改变温度。另外，可以将在上述高温侧区域的温度保持设为在该温度范围保持一定的温度或通过升温依次改变温度的热处理。另外，可以将在上述低温侧区域的温度保持设为在该温度范围保持一定的温度或通过降温依次改变温度的热处理。总之，即使利用升温或降温(缓慢冷却)等连续地进行温度变化，只要在各个温度区域仅保持各自所需的保持时间即可。而且，可以将在这些高温侧和低温侧的温度保持设为对温度按照阶段进行划分的连续的2阶段的热处理，也可以将保持温度设为在各个规定的温度范围保持一定温度或适合组合了升温、降温、自然冷却等的连续的热处理。预备时效处理后的冷却可以为自然冷却，也可以为骤冷。

[0103] 在前半的上述80～120℃的高温侧区域的保持时间也包括在板的升温过程中在80～120℃的温度范围的板的停留时间在内优选为5～40小时。另外，在后半的上述60～40℃的低温侧区域的保持时间包括从在上述高温侧区域的保持起的降温时间、或在自然冷却或骤冷的冷却过程的60～40℃的温度范围的板的停留时间在内优选为20～300小时。

[0104] 若这些温度、保持时间分别过低或过短，则与不进行预备时效处理的情况同样，难以成为DSC中规定的本发明的组织，在230～330℃的温度范围内不产生放热峰，或者即使产生放热峰，两个放热峰的相互的峰间的温度差也超过50℃或规定的放热峰的高度超过50μW/mg。

[0105] 相反，即使这些温度、保持时间分别过高或过长，也难以成为DSC中规定的本发明的组织，在230～330℃的温度范围内不产生放热峰，但是，规定的放热峰的高度超过50μW/mg。

[0106] 实施例

[0107] 以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例限制，在能够符合前述、后述的宗旨的范围内也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。

[0108] 以下，对本发明的实施例进行说明。在本发明中，改变固溶化及淬火处理后的预备时效处理的条件，分别制造了DSC中规定的组织不同的6000系铝合金板。然后，对在板制造后于室温保持30天后的BH性(涂装烘烤硬化性)、作为冲压成形性的指标的As屈服强度、作为弯曲加工性的卷边加工性分别进行测定、评价。

[0109] 上述做法通过将表1所示组成的6000系铝合金板按照表2所示那样分别改变固溶化及淬火处理后的预备时效处理的温度、保持时间等条件来进行。在此，表1中的各元素的含量的表示中，各元素的数值表示为空白的情况显示其含量为检测限以下。

[0110] 铝合金板的具体的制造条件如下。统一通过DC铸造法熔炼表1所示的各组成的铝合金铸块。这时，各例均共同将铸造时的平均冷却速度从液相线温度至固相线温度设为50℃/分钟。接着，各例均共同将铸锭进行540℃×6小时的均热处理后，在该温度开始热粗轧。然后，各例均共同紧接利用终轧热轧至厚度3.5mm，制成热轧板。各例均共同对热轧后的铝合金板实施500℃×1分钟的粗退火后，无冷轧道次途中的中间退火而进行加工率70％的冷轧，制成厚度1.0mm的冷轧板。

[0111] 进而，各例均共同将该各冷轧板利用连续式的热处理设备进行退卷，并且边进行卷取边连续地进行调质处理(T4)。具体而言，固溶处理通过将直至500℃的平均加热速度设为10℃/秒、并在到达540℃的目标温度后保持5秒来进行，之后，进行将平均冷却速度设为100℃/秒的水冷，由此冷却至室温。该冷却后，利用表2所示的温度(℃)、保持时间(hr)进行高温侧区域和低温侧区域的2阶段的预备时效处理。具体而言，关于该2阶段的预备时效处理，作为高温侧区域，使用油浴并保持规定的温度、时间后，作为低温侧区域，使用恒温炉，保持规定的温度、时间，之后，进行缓慢冷却(自然冷却)。

[0112] 在预备时效处理中，在上述高温侧区域的保持时间也包括在板的升温过程中在80～120℃的温度范围的板的停留时间。另外，在上述低温侧区域的保持时间也包括从在上述高温侧区域的保持起的降温、或在自然冷却的冷却过程的60～40℃的温度范围的板的停留时间。

[0113] 从这些调质处理后又经过30天室温放置之后的各最终制品板上，切下供试板(坯体)，并对各供试板的上述DSC、特性进行了测定、评价。它们的结果如表2所示。

[0114] (DSC)

[0115] 对上述供试板的板厚中央部的10个部位的组织的上述DSC进行测定，利用这10个部位的平均值对在该板的DSC(差示扫描热分析曲线)中存在于230～330℃的温度范围的放热峰进行测定。即，在该放热峰为2个的情况下，求出这些相互的放热峰间的温度差(℃)和峰高度较大的一方的放热峰高度的峰的高度(μW/mg)。另外，在该放热峰仅为1个的情况下，分别求出该放热峰的高度(μW/mg)。

[0116] 但是，在上述供试板的各测定部位的差示热分析中，在试验装置：Seiko Instruments制DSC220G、标准物质：铝、试样容器：铝、升温条件：15℃/分钟、气氛：氩气(50ml/分钟)、试样重量：24.5～26.5mg的同一条件下分别进行。所得的差示热分析的曲线(μW)除以试样重量进行标准化(μW/mg)后，在上述差示热分析曲线的0～100℃的区间，将差示热分析的曲线达到水平的区域设为0的基准水平，并测定基于该基准水平的放热峰高度。它们的结果如表2所示。

[0117] (涂装烘烤硬化性)

[0118] 作为上述调质处理后再室温放置30天后的各供试板的机械特性，通过拉伸试验求得0.2％屈服强度(As屈服强度)。另外，将这些各供试板分别共同利用拉伸试验求得其在30天的室温时效之后再进行170℃×20分钟的人工时效硬化处理之后(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％屈服强度之间的差(屈服强度的增加量)评价了各供试板的BH性。

[0119] 所述拉伸试验是从上述各供试板上分别采取JIS Z 2201的5号试验片(25mm×50mmGL×板厚)，在室温下进行拉伸试验。使这时的试验片的拉伸方向为轧制方向的直角方向。拉伸速度在达到0.2％屈服强度之前为5mm/分钟，在屈服强度以下为20mm/分钟。机械的特性测量的N数为5，以各个平均值计算。予以说明，在上述BH后的屈服强度测量用的试验片中，利用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，再进行上述BH处理。

[0120] (卷边加工性)

[0121] 卷边加工性仅对上述调质处理后在室温放置30天后的各供试板进行。试验使用30mm宽的狭条状试验片，经由向下凸缘形成的内弯曲R1.0mm的90°弯曲加工后，进行夹隔
1.0mm厚的内部，再将折叠弯曲部进向内侧依次进行折叠弯曲至大约130度的预卷边加工、折叠弯曲180度而使端部与内部密接的平卷边加工。

[0122] 目视观察该平卷边的弯曲部(边缘弯曲部)的表面粗糙、微小的裂纹、大的裂纹的发生等表面状态，并按照以下的基准进行目视评价。在下述的基准下，0～2为合格线，3以上为不合格。

[0123] 0：无裂纹、表面粗糙、1：轻度的表面粗糙、2：重度的表面粗糙、3：微小表面裂纹、4：以线状连续的表面裂纹

[0124] 如表1的合金编号0～9、表2的编号0、1、5、6、12、15～21分别所示，各发明例在本发明成分组成范围内且优选的条件范围来制造，并且包括预备时效处理的调质处理也在优选的条件范围内进行。因此，如表2所示，这些各发明例满足本发明中规定的DSC条件。即，在该板的DSC中，在230～330℃的温度范围仅存在1个放热峰或仅存在两个放热峰，在上述放热峰仅为两个的情况下，即使相互的峰间的温度差为50℃以下，并且放热峰高度较高的一侧的放热峰高度也为20～50μW/mg的范围。另外，在上述放热峰为1个的情况下，该放热峰的高度为20～50μW/mg的范围。

[0125] 予以说明，就在表2的230～330℃的温度范围存在的放热峰仅为两个时的峰高度而言，在发明例、比较例中均是在300℃附近产生的峰比在低温侧产生的峰的峰高度更大，因此求出该放热峰高度的峰的高度(μW/mg)。

[0126] 其结果为：各发明例即使在上述调质处理后的室温时效后进行低温短时间的涂装烘烤硬化，BH性也优异。另外，如表2所示，即使在上述调质处理后的室温时效后，As屈服强度也较低，因此对汽车面板等的冲压成形性优异，卷边加工性也优异。即，根据本发明例，即使在室温时效后对车身底部部件进行涂装烘烤处理的情况下，也能够发挥0.2％屈服强度差为70MPa以上且BH后的0.2％屈服强度为170MPa以上的高BH性、As0.2％屈服强度为110MPa以下的冲压成形性、良好的弯曲加工性。

[0127] 与此相对，表2的比较例2～4、7～11、13及14中使用了与表1的发明例相同的合金例1、2或3。但是，如表2所示，这些各比较例偏离了预备时效处理条件所优选的条件。其结果为：与DSC偏离本发明中规定的范围且相同合金组成的发明例相比，室温时效大，特别是室温保持30天后的As屈服强度较高，因此对汽车面板等的冲压成形性、卷边加工性差，且BH性也差。

[0128] 其中，比较例2及9中，固溶及直至室温为止的淬火处理后且预备时效处理(加热开始)之间的时间过长而为120分钟。因此，导致大量生成无助于强度的Mg-Si团簇，虽然在230～330℃的温度范围存在的2个放热峰的相互的峰间的温度差为50℃以下，但是该放热峰的高度超过50μW/mg。

[0129] 比较例3中，预备时效处理的高温侧区域的保持时间过长而为48小时。因此，在230～330℃的温度范围存在的1个放热峰的高度过小而为不足20μW/mg。

[0130] 比较例4、11及14中，预备时效处理的低温侧区域的保持时间过短而为2小时。因此，虽然在230～330℃的温度范围存在的两个放热峰的相互的峰间的温度差为50℃以下，但是该放热峰的高度超过50μW/mg，或者即使在230～330℃的温度范围存在的放热峰为1个的情况下，该放热峰的高度也超过50μW/mg。

[0131] 比较例10及13中，预备时效处理的高温侧区域的保持时间过短而为2小时。因此，即使在230～330℃的温度范围存在的放热峰为1个，该放热峰的高度也超过50μW/mg。

[0132] 比较例7中，预备时效处理的高温侧区域的温度过低而为70℃。因此，虽然在230～330℃的温度范围存在的两个放热峰的相互的峰间的温度差为50℃以下，但是较高的一方的放热峰的高度超过50μW/mg。

[0133] 比较例8中，预备时效处理的高温侧区域的温度过高而为130℃。因此，即使在230～330℃的温度范围存在的放热峰为1个，该放热峰的高度也不足20μW/mg。

[0134] 另外，在表2的比较例22～30中，虽然在包括上述预备时效处理条件在内的优选的范围进行制造，但是使用表1的合金编号10～18，必须元素Mg、Si的含量偏离各自的本发明范围或杂质元素量过多。因此，如表2所示，与各发明例相比，在这些比较例22～30中，特别是室温保持30天后的As屈服强度相对过高，对汽车面板等的冲压成形性或卷边加工性差或BH性差。予以说明，以下对比较例22～30的组成进行详细叙述。

[0135] 比较例22为表1的合金10，Si过少。

[0136] 比较例23为表1的合金12，Mg+Si过多。

[0137] 比较例24为表1的合金11，Si过多，Mg+Si过多。

[0138] 比较例25为表1的合金13，Fe过多。

[0139] 比较例26为表1的合金14，Mn过多。

[0140] 比较例27为表1的合金15，Cr及Ti过多。

[0141] 比较例28为表1的合金16，Cu过多。

[0142] 比较例29为表1的合金17，Zn过多。

[0143] 比较例30为表1的合金18，Zr及V过多。

[0144] 从这些发明例、比较例选择的DSC如图1所示。在图1中，较粗的实线表示发明例1，较细的实线表示发明例12，虚线表示比较例23。

[0145] 在发明例1的DSC中，第一个β”的放热峰在270℃附近产生，第二个β’的放热峰在与其接近的300℃附近产生，如表2所示，相互的峰间的温度差为27℃且为规定的50℃以下。

[0146] 在发明例12的DSC中，第一个β”的放热峰与第二个β’的放热峰重叠而构成1个合成峰，该合成峰在290℃附近产生，如表2所示，其峰高度为35.9μW/mg，处于20～50μW/mg的范围。

[0147] 与此相对，在比较例23的DSC中，第一个β”的放热峰在260℃附近产生，第二个β’的放热峰在310℃附近产生，如表2所示，相互的峰间的温度差为53℃，超出规定的50℃。

[0148] 由以上的实施例的结果证明：对于提高室温时效后的成形性和BH性而言，需要全部满足本发明中规定的组成、DSC的各条件。

[0149] 【表1】

[0150] [表1]

[0151]

[0152] [表2]

[0153]

[0154] 详细并参照特定的实施方式说明了本发明，但能够在不脱离本发明的精神和范围的前提下进行各种各样的变更和修改，这对于本领域技术人员来说是不言而喻的。本申请基于2014年3月31日申请的日本专利申请(日本特愿2014-074044)，并将其内容作为参考援引于此。

[0155] 产业上的可利用性

[0156] 根据本发明，可以提高还兼具室温时效后的BH性和成形性的6000系铝合金板。其结果为能够将6000系铝合金板的应用扩大到汽车的面板、特别是美观的曲面构成、特征等设计性构成问题的外面板中。