烘烤涂裝硬化性優(yōu)異的鋁合金板的制作方法
【專利摘要】本發(fā)明的鋁合金板為一種在軋制后作為調(diào)質(zhì)處理進行固溶淬火處理及再加熱處理的特定組成的6000系鋁合金板，在差示掃描熱分析曲線中，將特定溫度范圍內(nèi)的放熱峰值高度A、B、C的關系設為特定范圍，將實施低溫、短時間的人工時效硬化處理時的0.2％屈服強度的增加量提高至100MPa以上。
【專利說明】烘烤涂裝硬化性優(yōu)異的鋁合金板

【技術領域】
[0001] 本發(fā)明涉及一種A1 - Mg - Si系鋁合金板。本發(fā)明所述鋁合金板為熱軋板、冷軋 板等軋制板，是指實施了固溶處理以及淬火處理等調(diào)質(zhì)的、在沖壓成形為面板或面板狀態(tài) 下的烘烤涂裝硬化處理前的鋁合金板。另外，在以下的記載中，也將鋁稱為A1。

【背景技術】
[0002] 近年來，出于對地球環(huán)境等的考慮，汽車等車輛的輕量化的社會性要求日益提高。 為了響應該要求，作為汽車面板、尤其是發(fā)動機罩、車門、車頂?shù)却笮蛙嚿砻姘澹ㄍ饷姘?、?nèi) 面板）的材料，取代鋼板等鋼鐵材料，成形性和烘烤涂裝硬化性優(yōu)異的、更輕量的鋁合金材 的應用正在增加。
[0003] 其中，在汽車的發(fā)動機罩、擋泥板、車門、車頂、行李箱蓋等面板結(jié)構體的外面板 (外板）、內(nèi)面板（內(nèi)板）等面板中，作為薄壁且高強度鋁合金板，使用的是A1 - Mg - Si 系的AA或JIS6000系（以下，也僅稱為6000系）鋁合金板。
[0004] 該6000系（A1 - Mg - Si系）鋁合金板必須含有Si、Mg，特別是過剩Si型的6000 系鋁合金具有這些Si/Mg的質(zhì)量比為1以上的組成，具有強制加熱時的優(yōu)異的人工時效硬 化能。因此，在沖壓成形、彎曲加工時通過低屈服強度化來確保成形性，并且通過成形后的 面板的涂裝烘烤處理等的、較低溫的人工時效（硬化）處理時的強制加熱，來進行人工時效 硬化，從而屈服強度提高，具有能夠確保作為面板的必要的強度的烘烤涂裝硬化性（以下， 也稱為Bake Hard性=BH性、烘烤硬化性）。
[0005] 此外，6000系鋁合金板與Mg量等合金量多的其他的5000系鋁合金等相比，合金元 素量較少。因此，在將這些6000系鋁合金板的碎片作為鋁合金熔解材料（熔解原料）再利 用時，容易得到原來的6000系鋁合金鑄錠，再利用性也優(yōu)異。
[0006] 另一方面，眾所周知，汽車的外面板等是通過對鋁合金板復合進行沖壓成形中的 脹出成形時或彎曲成形等成形加工而制作的。例如，在發(fā)動機罩、車門等大型的外面板中， 通過脹出等沖壓成形，制成作為外面板的成形品形狀，接著，通過該外面板周邊部的平卷邊 (flat hem)等的卷邊（hemming)加工，進行與內(nèi)面板的接合，制成面板結(jié)構體。
[0007] 在上述汽車等的外面板等中，為了使其輕量化，傾向于更薄壁化，在薄壁化的基礎 上，要求耐凹陷性優(yōu)異這樣的高強度化。因此，在沖壓成形時，使鋁合金板更低屈服強度化， 確保成形性，通過成形后的面板的涂裝烘烤處理等較低溫的人工時效處理時的加熱，進行 時效硬化，從而屈服強度提高，更需要即使在薄壁化的基礎上也能確保必要的強度的人工 時效硬化能（烘烤涂裝硬化性）。
[0008] -直以來，對于這樣的6000系鋁合金板的烘烤涂裝硬化性，提出了各種抑制Mg - Si系團簇（在固溶及淬火處理后的室溫放置中形成）的方案。在制造板時，它們主要通過 固溶及淬火處理后的熱處理等來提高烘烤涂裝硬化性。而且，最近提出了在通過6000系鋁 合金板的差示掃描熱分析曲線（以下也稱為DSC)的吸熱波峰、放熱波峰測定這些Mg - Si 系團簇的基礎上進行控制的技術。
[0009] 例如，在專利文獻1、2中，提出了控制作為阻礙低溫時效硬化能的主要原因的這 些Mg- Si系團簇、特別是Si/空穴團簇（GPI)的生成量。在這些技術中，為了控制阻礙 室溫時效抑制和低溫時效硬化能的GPI的生成量，規(guī)定在T4材（固溶處理后自然時效后） 的DSC中，沒有相當于GPI的熔解的150?250°C的溫度范圍內(nèi)的吸熱波峰。另外，在這些 技術中，為了抑制或控制該GPI的生成，在固溶及淬火處理到室溫為止后，實施在上述70? 150°C下保持0. 5?50小時左右的低溫熱處理。
[0010] 的確如上述專利文獻1、2所述，固溶及淬火處理后在室溫放置中形成的GPI在 涂裝烘烤時崩解，基體的溶質(zhì)濃度降低，因此，阻礙有助于強度上升的GP區(qū)域（Mg 2Si析出 相）一側(cè)的析出，低溫時效硬化能被阻礙。另外，該GPI的形成還引起強度上升，阻礙室溫 時效抑制。因此，若抑制該GPI的形成，則室溫時效抑制和低溫時效硬化能提高。但是，為 了提高近年要求的烘烤涂裝硬化性（低溫人工時效硬化能）的特性，僅僅抑制該GPI的形 成仍不充分。例如，對于上述專利文獻1、2所公開的烘烤涂裝硬化性在175°C X30分鐘或 170°C X20分鐘的人工時效處理條件下的BH后的屈服強度而言，即使最大也是168MPa左 右的水平，不能達到這種面板用途所要求的200MPa以上。
[0011] 因此，在專利文獻3中提出了一種過剩Si型的6000系鋁合金材，在包括該鋁合金 材的固溶及淬火處理的調(diào)質(zhì)處理后的DSC中，相當于Si/空穴團簇（GPI)的熔解的150? 250°C的溫度范圍內(nèi)的負吸熱峰值高度為lOOOyW以下，且相當于Mg/Si團簇（GPII)的析 出的250?300°C的溫度范圍內(nèi)的正放熱峰值高度為2000 μ W以下。該鋁合金材具有的特 性為：作為上述調(diào)質(zhì)處理后至少4個月的室溫時效后的特性，屈服強度為110?160MPa的 范圍，且與剛完成上述調(diào)質(zhì)處理后的屈服強度差為15MPa以內(nèi)，伸長率為28%以上，進而賦 予2%的應變后150°C X20分鐘的低溫時效處理時的屈服強度為180MPa以上。
[0012] 但是，在該專利文獻3中，也難以使剛調(diào)質(zhì)處理（制造）后的As屈服強度低于 135MPa的鋁合金板的、烘烤涂裝硬化后（賦予2%的應變后170°C X20分鐘的條件）的BH 后屈服強度接近240MPa、或成為這以上的高屈服強度。即，難以具有BH后屈服強度與As屈 服強度之差為120MPa以上這樣的烘烤涂裝硬化特性（BH性）。
[0013] 在專利文獻4中，為了得到這樣的低溫短時間的烘烤涂裝硬化下的BH性，在6000 系鋁合金板的調(diào)質(zhì)處理后的差示掃描熱分析曲線中，將100?200°C的溫度范圍內(nèi)的放熱 峰值高度W1設為50 μ W以上，并將200?300°C的溫度范圍內(nèi)的放熱峰值高度W2與上述放 熱峰值高度W1之比W2/W1設為20. 0以下。
[0014] 在此，上述放熱波峰W1對應于稱為人工時效硬化處理時的β "(Mg2Si相）的核生 成點的GP區(qū)域的析出，W1的峰值高度越高，則成為人工時效硬化處理時的β "的核生成點 的GP區(qū)域在調(diào)質(zhì)處理后的板上越完全形成并被確保。其結(jié)果是，在成形后的烘烤涂裝硬化 處理時，β "迅速生長，從而提高烘烤涂裝硬化性（人工時效硬化能）。另一方面，上述放熱 波峰W2對應于β"自身的析出峰值，為了使調(diào)質(zhì)處理后（制造后）的成形前的板低屈服強 度化至屈服強度低于135MPa而確保成形性，應盡量減小該放熱波峰W2高度。
[0015] 現(xiàn)有技術文獻
[0016] 專利文獻
[0017] 專利文獻1 :日本國特開平10 - 219382號公報
[0018] 專利文獻2 :日本國特開2000 - 273567號公報
[0019] 專利文獻3 :日本國特開2003 - 27170號公報
[0020] 專利文獻4 :日本國特開2005 - 139537號公報


【發(fā)明內(nèi)容】

[0021] 發(fā)明要解決的課題
[0022] 但是，無論在該專利文獻4中還是在其他現(xiàn)有技術中，都難以使剛調(diào)質(zhì)處理（制 造）后的As屈服強度低于135MPa的鋁合金板的、在低溫短時間條件下的烘烤涂裝硬化處 理后（賦予2%的應變后170°C X20分鐘的條件）的BH后屈服強度成為按與上述As屈服 強度的屈服強度差計穩(wěn)定提高l〇〇MPa以上的高屈服強度。
[0023] 本發(fā)明是鑒于上述問題而完成的方案，提供即使是在室溫時效后低溫且短時間化 的條件的車身涂裝烘烤處理，也可以穩(wěn)定得到高BH性的A1 - Si - Mg系鋁合金板。
[0024] 用于解決問題的方法
[0025] 為了達成該目的，本發(fā)明的烘烤涂裝硬化性優(yōu)異的鋁合金板的關鍵在于，以質(zhì) 量％計含有Mg :0. 2?2. 0%、Si :0. 3?2. 0%，余量由A1及不可避免的雜質(zhì)構成，該鋁合 金板是在軋制后作為調(diào)質(zhì)處理進行了固溶淬火處理及再加熱處理的A1 - Mg - Si系鋁合 金板，其中，在差示掃描熱分析曲線中，在將230?270°C的溫度范圍內(nèi)的放熱峰值高度作 為A、將280?320°C的溫度范圍內(nèi)的放熱峰值高度作為B、將330?370°C的溫度范圍內(nèi)的 放熱波峰高度作為C時，上述放熱峰值高度B為20 μ W/mg以上，并且同時控制上述放熱峰 值高度A和C，以使上述放熱峰值高度A、C相對于上述放熱峰值高度B的各比例，即A/B為 0.45以下，C/B為0.6以下，在賦予2%的應變后實施了 170°C X 20分鐘的人工時效硬化處 理時，與軋制方向平行的方向的0. 2%屈服強度的增加量為lOOMPa以上。
[0026] 發(fā)明效果
[0027] 根據(jù)本發(fā)明，能夠在長條的板卷材中穩(wěn)定地得到如下的高屈服強度，S卩，以使剛調(diào) 質(zhì)處理（制造）后的As屈服強度低于135MPa的鋁合金板的、在低溫短時間條件下的烘烤 涂裝硬化處理后（賦予2%的應變后170°C X20分鐘的條件）的BH后屈服強度與上述As 屈服強度的屈服強度差提高l〇〇MPa以上的高屈服強度。
[0028] 通過冷軋制造的卷狀的寬幅且長條的鋁合金板在軋制長度方向的全體部位，被沖 壓成形為數(shù)百張的大量上述汽車等的面板。即使通過化合物的大小、密度等的光學或SEM、 TEM等顯微鏡分析微觀地規(guī)定這樣的鋁合金板的組織，這也不一定在軋制長度方向的全體 部位保障卷狀的寬幅且長條的鋁合金板的特性。
[0029] 這在通過6000系鋁合金板的差示掃描熱分析曲線（DSC)的吸熱波峰、放熱波峰測 定的基礎上控制的上述現(xiàn)有技術中也同樣。即使是這樣的DSC控制，若不在軋制長度方向 的全部部位保障卷狀的寬幅且長條的鋁合金板的特性，則不能同時提高或保障1張板的軋 制長度方向的全體部位的、由各成形部位成形的大量的面板的、在上述低溫短時間條件下 的BH性。
[0030] 本發(fā)明在這樣的DSC控制中，可以在軋制長度方向的全體部位保障卷狀的寬幅且 長條的鋁合金板的特性，可以同時提高或保障由1張板（卷材）的軋制長度方向的全體各 部位分別選取而成形的多個面板的、在上述低溫短時間條件下的BH性。

【專利附圖】

【附圖說明】
[0031] 圖1是表示測定的鋁合金板的差示掃描熱分析曲線（DSC)的說明圖。

【具體實施方式】
[0032] 以下，對于本發(fā)明的實施方式，逐個要件地具體說明。需要說明的是，本發(fā)明所述 鋁合金板是指如上所述在冷軋后在實施調(diào)質(zhì)處理后進行了室溫時效的板（軋板）。因此，本 發(fā)明所規(guī)定的各要件也不僅指在剛調(diào)質(zhì)處理后（板剛制造后）的鋁合金板，還指在從調(diào)質(zhì) 處理后（板制造后）到?jīng)_壓成形或彎曲加工為止的任意的期間（例如從板制造后經(jīng)過1個 月以上之后）的鋁合金板。
[0033] 差示熱分析：
[0034] 在本發(fā)明中，對于在軋制后作為調(diào)質(zhì)處理進行了固溶淬火處理及再加熱處理的 6000系（A1 - Mg - Si系）鋁合金板的組織，在差示掃描熱分析曲線中，選出3個（3處） 特別涉及BH性的、特定的溫度范圍內(nèi)的放熱峰值高度。換言之，分別控制3個特別涉及BH 性的、特定的溫度范圍內(nèi)的放熱峰值高度，來提高BH性（烘烤涂裝硬化特性）。
[0035] 在圖1中，作為后述實施例的表1中的發(fā)明例1、2、比較例4這3種鋁合金板的 DSC，分別用粗實線表示發(fā)明例1，用細實線表示發(fā)明例2,用虛線表示比較例4。
[0036] 在該圖1中，作為特別涉及上述BH性的3個放熱峰值高度，選擇差示掃描熱分析 曲線中的、230?270°C的溫度范圍內(nèi)的放熱峰值高度A、280?320°C的溫度范圍內(nèi)的放熱 峰值高度B、330?370°C的溫度范圍內(nèi)的放熱峰值高度C，來進行控制。需要說的是，在以 下說明中，將具有這些放熱峰值高度A、B、C的各放熱波峰分別稱為放熱波峰a、放熱波峰b、 放熱波峰c。
[0037] 上述差示掃描熱分析曲線是利用基于以下條件的差示熱分析測定上述調(diào)質(zhì)處理 后的鋁合金板的熔解過程中的熱變化而得到的從固相開始的加熱曲線。
[0038] 在本發(fā)明中，在必須包括上述調(diào)質(zhì)處理后的鋁合金板的長度方向全體的前端部、 中央部、后端部的10處進行該差示熱分析。而且，對于上述各溫度范圍的放熱波峰中的最 高放熱峰值高度，將在上述測定10處平均化的值作為上述各放熱峰值高度A、B、C。通過這 樣的DSC控制，在軋制長度方向的全體部位保障卷狀的寬幅且長條的鋁合金板的特性，同 時提高或保障1張板的軋制長度方向的全體部位的、由各成形部位成形的大量面板的、在 上述低溫短時間條件下的BH性。
[0039] 在上述板的各測定處的差示熱分析中，在試驗裝置：Seiko Instruments制造的 DSC220G、標準物質(zhì)：鋁、試樣容器：鋁、升溫條件：15°C /min、氣氛：氬氣（50ml/min)、試樣 重量：24.5?26. 5mg的相同條件下分別進行。然后，將得到的差示熱分析的曲線（yW)除 以試樣重量進行歸一化（μ W/mg)后，在上述差示熱分析曲線上的0?100°C的區(qū)間中，將差 示熱分析的曲線為水平的區(qū)域設為〇的基準水平，作為距離該基準水平的放熱峰值高度， 將在上述測定10處平均化的上述各溫度范圍的放熱波峰中的最高放熱峰值高度作為上述 各放熱峰值高度A、B、C。
[0040] 放熱峰值高度B :
[0041] 上述放熱峰值高度B為280?320°C之間的放熱波峰b的高度，對應于β '（中間 相）的析出峰值。作為該β '的峰值的上述放熱峰值高度Β變得足夠高，這意味著Mg、Si 原子更大量地固溶，另外促進析出的、在固溶淬火時被凍結(jié)的過飽和原子空穴量多。其中， 特別是過飽和固溶Mg、Si、凍結(jié)空穴量多是對β "相的析出有利的方向。
[0042] 因此，將上述放熱峰值高度Β確保為20 μ W/mg以上的一定量（一定高度）以上，提 高賦予2%的應變后實施了 170°C X20分鐘的人工時效硬化處理時的BH(Bake Hard)性。 上述放熱峰值高度B低于20 μ W/mg時，即使?jié)M足了其他DSC要件（A/B彡0. 45、C/B彡0. 6)， 也不能使在賦予2%的應變后實施了 170°C X20分鐘的人工時效硬化處理時的與軋制方 向平行的方向的0.2%屈服強度的增加量為lOOMPa以上。其結(jié)果是，不能同時提高或保障 1張板的軋制長度方向的全體部位的、由各成形部位成形的大量面板的、在上述低溫短時間 條件下的BH性（烘烤涂裝硬化特性）。該放熱峰值高度B的上限沒有特別限定，但是若從 制造界限出發(fā)約為50 μ W/mg左右。因此，放熱峰值高度B優(yōu)選為20 μ W/mg?50 μ W/mg的 范圍。
[0043] 放熱峰值高度A :
[0044] 放熱峰值高度A為230?270°C之間的放熱波峰a的高度，對應于有助于人工時效 時的時效硬化的β "相的析出峰值。在以往的DSC控制中，為了提高低溫短時間下的BH性， 若想確保成為β"相的核生成點的Mg/Si團簇，則應提高該放熱峰值高度A。但是，在本發(fā) 明中，相反地控制該放熱峰值高度A使其減小。事實上，對6000系鋁合金軋板進行固溶淬 火處理及再加熱處理，作為該再加熱處理時的加熱模式，通過控制加熱速度和保持溫度、保 持時間及冷卻速度，從而該放熱峰值高度A變低。在本發(fā)明中，為了使成為β"的核的Mg/ Si團簇、G.P.區(qū)域在固溶處理后已經(jīng)形成，并且在其后的成形為面板后的烘烤涂裝處理時 使β "迅速生長，進一步通過細致地控制與其他放熱峰值高度的關系，來提高在上述低溫短 時間條件下的ΒΗ性。
[0045] 放熱峰值高度Α顯著低于上述放熱峰值高度Β意味著對應于Α的峰值的β "或其 核已經(jīng)在DSC測定前形成，另外，Β的峰值越高意味著與β "的析出也相關的過飽和固溶Mg、 Si量也越多，凍結(jié)空穴量也越多。因此，將放熱峰值高度A按照與上述放熱峰值高度B的相 對關系，控制為上述放熱峰值高度A相對于上述放熱峰值高度B之比A/B為A/B < 0. 45之 小。若假設該A/B < 0. 45,則在與上述放熱峰值高度B為20 μ W/mg以上的條件的協(xié)同效果 下，上述低溫短時間條件下的BH性提高。
[0046] 另一方面，若A/B超過0.45而變大（變高），則即使?jié)M足其他DSC要件（上述放熱 峰值高度B為20 μ W/mg以上、C/B < 0. 6)，也不能使在賦予2%的應變后實施了 170°C X 20 分鐘的人工時效硬化處理時的與軋制方向平行的方向的0. 2 %屈服強度的增加量達到 lOOMPa以上。其結(jié)果是，不能同時提高或保障1張板的軋制長度方向的全體部位的、由各 成形部位成形的大量面板的、在上述低溫短時間條件下的BH性。該A/B的下限沒有特別限 定，但若從制造界限出發(fā)則為約0. 1左右。因此，A/B優(yōu)選為0. 1?0. 45的范圍。
[0047] 放熱峰值高度C :
[0048] 放熱峰值高度C為330?370°C之間的放熱波峰c的高度，對應于穩(wěn)定的β相 (Mg2Si)的析出峰值。在本發(fā)明中，實驗地發(fā)現(xiàn)該析出峰值小的一方在上述低溫短時間條件 下的BH性優(yōu)異。因此，按照與上述放熱峰值高度B的相對關系，使上述放熱峰值高度C相 對于上述放熱峰值高度B之比即C/B為C/B < 0. 6,控制上述放熱峰值高度A，并控制該放 熱峰值高度C，將放熱峰值高度C盡量小地控制。若該C/B < 0. 6,則上述放熱峰值高度B 為20 μ W/mg以上，在與上述A/B < 0. 45的各條件的協(xié)同效果下，上述低溫短時間條件下的 BH性提高。
[0049] 另一方面，若該C/B超過0.6而變大（變高），則即使?jié)M足其他DSC要件（上述 放熱峰值高度B為20 μ W/mg以上、A/B < 0.45)，也不能使在賦予2 %的應變后實施了 170°C X 20分鐘的人工時效硬化處理時的與軋制方向平行的方向的0. 2%屈服強度的增加 量達到lOOMPa以上。其結(jié)果是，不能同時提高或保障1張板的軋制長度方向的全體部位的、 由各成形部位成形的大量面板的、在上述低溫短時間條件下的BH性（烘烤涂裝硬化特性）。 該C/B的下限沒有特別規(guī)定，但從制造界限出發(fā)約為0. 15左右。因此，C/B優(yōu)選為0. 15? 0. 6的范圍。
[0050] 該放熱峰值高度C的機理尚不明確，但推斷過飽和固溶的Mg、Si原子作為對強化 有效的β "相、進一步在高溫域形成的β '相基本析出，因而沒有變?yōu)橛蛇^飽和固溶的Mg、 Si直接作為β相析出這樣的行為。推測的原因是：在升溫中，由于成為β"的核的Mg/Si 團簇、G. P.區(qū)域等已經(jīng)形成所以A的峰值?。灰约皩讦?'的析出的B的峰值高，若將以 上合并進行解析，則固溶淬火時的凍結(jié)空穴量多，或其后的后述預備時效處理中原子空穴 高效地活用于Mg/Si團簇等的形成，另外，以促進β '的析出這樣的狀態(tài)存在。
[0051] 原子空穴關系到這樣的析出，但越低溫其平衡論上存在的量就越少，淬火等造成 的非平衡地凍結(jié)的原子空穴量強烈關系到析出等的擴散。在DSC等的升溫過程中，若達到 300°C左右以上的高溫域，則平衡論上的原子空穴量也增大，比起凍結(jié)空穴的影響它們成為 支配性的，因此，凍結(jié)空穴不會直接關系到β相的析出。也就是說，推測在β "相、β '相 析出的低溫域中，凍結(jié)空穴強烈關系到其析出行為，促進進一步析出，從而影響高溫域中析 出的β相的行為。
[0052] 另外，這些各放熱峰值高度A、B、C的各放熱波峰a、b、c在室溫下以"萌芽"的狀 態(tài)存在，在制造的6000系鋁合金板的狀態(tài)（通常的室溫）、即在軋制后作為調(diào)質(zhì)處理進行固 溶淬火處理及再加熱處理后的板的狀態(tài)下，通常的分析手段完全不能分析也不能檢測。換 言之，這些各放熱峰值高度A、B、C的各放熱波峰a、b、c在利用差示熱分析不斷加熱上述調(diào) 質(zhì)處理后的鋁合金板時才開始出現(xiàn)。
[0053] 而且，在該差示熱分析時的加熱條件下，這些各放熱峰值高度A、B、C或各放熱波 峰a、b、c出現(xiàn)得相當晚，最初產(chǎn)生的A也在230°C以上這樣的較高溫下才開始產(chǎn)生的。因 此，到此為止無論進行多少差示熱分析，若沒有這些各放熱波峰a、b、c，換言之，若在上述溫 度范圍內(nèi)只能得到檢測不出峰值那樣的平穩(wěn)的DSC加熱曲線，也根本完全無法得知各放熱 波峰a、b、c的存在本身及其行為。本發(fā)明成為關于這些各放熱波峰a、b、c的存在本身及 其低溫短時間內(nèi)的對BH性的行為（有幫助）的見解的基礎。
[0054] 化學成分組成：
[0055] 接著，對于6000系鋁合金板的化學成分組成，在以下進行說明。本發(fā)明作為對象 的6000系鋁合金板作為上述汽車的外板用的板等，要求優(yōu)異的成形性、BH性、強度、熔接 性、耐蝕性等諸特性。
[0056] 為了滿足這樣的要求，鋁合金板的組成以質(zhì)量％計，含有Mg :0. 2?2. 0 %、Si : 0. 3?2. 0%，余量由A1及不可避免的雜質(zhì)構成。需要說明的是，各元素的含量的％的表達 全部是指質(zhì)量％。
[0057] 本發(fā)明作為對象的6000系鋁合金板優(yōu)選制成BH性更優(yōu)異的、Si與Mg的質(zhì)量比 Si/Mg為1以上的過剩Si型的6000系鋁合金板。6000系鋁合金板在沖壓成形、彎曲加工 時通過低屈服強度化確保成形性，并且通過成形后的面板的涂裝烘烤處理等較低溫的人工 時效處理時的加熱進行時效硬化，從而屈服強度提高，具有能夠確保必要的強度的優(yōu)異的 時效硬化能（BH性）。其中，過剩Si型的6000系鋁合金板與質(zhì)量比Si/Mg低于1的6000 系鋁合金板相比，其BH性更優(yōu)異。
[0058] 在本發(fā)明中，除這些Mg、Si以外的其他元素基本為雜質(zhì)或可以包含的元素，為按 照AA或JIS標準等的各元素水平的含量（容許量）。
[0059] S卩，從資源再利用的觀點出發(fā)，在本發(fā)明中，作為合金的熔解原料，不僅包含高純 度A1基材金屬，還大量包含Mg、Si以外的其他元素作為添加元素（合金元素）的6000系 合金、其他鋁合金碎片材料、低純度A1基體等的情況下，下述那樣的其他元素必然發(fā)生實 質(zhì)量混入。而且，強行減少這些元素的精煉本身導致成本提高，需要容許含有一定程度。另 夕卜，即使實質(zhì)量含有，也存在不阻礙本發(fā)明目的、效果的含有范圍。
[0060] 因此，在本發(fā)明中，容許分別按照以下規(guī)定的AA或JIS標準等的上限量以下的范 圍內(nèi)含有這樣的下述元素。具體來說，可以按照以下范圍在上述基本組成的基礎上進一步 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種或2種以上。
[0061] 對于上述6000系鋁合金中的各元素的含有范圍和意義、或容許量在以下進行說 明。
[0062] Si :0.3 ?2.0%
[0063] Si與Mg同樣是在滿足對本發(fā)明所規(guī)定的BH性有效的上述DSC中的各放熱峰值 高度A、B、C的控制、規(guī)定方面重要的元素。另外，Si是用于在固溶強化和涂裝烘烤處理等 上述低溫下的人工時效處理時，形成有助于強度提高的時效析出物，發(fā)揮時效硬化能，得到 作為汽車的外面板必要的強度（屈服強度）的必須元素。進而，在本發(fā)明6000系鋁合金板 中，Si是用于兼具影響沖壓成形性的總伸長率等諸特性的最重要元素。
[0064] 另外，為了發(fā)揮成形為面板后的更低溫、短時間內(nèi)的涂裝烘烤處理中的優(yōu)異的時 效硬化能，優(yōu)選將Si/Mg設為質(zhì)量比為1. 0以上，形成比通常所說的過剩Si型進一步使Si 相對于Mg過剩地含有的6000系鋁合金組成。
[0065] 若Si含量過少，則由于Si的絕對量不足，因而不能滿足對本發(fā)明所規(guī)定的BH性 有效的上述DSC中的各放熱峰值高度A、B、C的控制、規(guī)定，BH性顯著降低。進而，不能兼具 各用途中要求的總伸長率等諸特性。另一方面，若Si含量過多，則形成粗大的晶出物及析 出物，彎曲加工性、總伸長率等顯著降低。進而，熔接性也顯著受到阻礙。因此，Si為0.3? 2. 0%的范圍。
[0066] Mg :0.2 ?2.0%
[0067] Mg也與Si同樣是在滿足對本發(fā)明所規(guī)定的BH性有效的上述DSC中的各放熱峰值 高度A、B、C的控制、規(guī)定方面重要的元素。另外，若固溶強化，則在涂裝烘烤處理等上述人 工時效處理時，Mg與Si -起形成促進強度提高的時效析出物，發(fā)揮時效硬化能，是用于得 到作為面板的必要屈服強度的必需的元素。
[0068] 若Mg含量過少，則由于Mg的絕對量不足，而不能滿足對本發(fā)明所規(guī)定的BH性有 效的上述DSC中的各放熱峰值高度A、B、C的控制、規(guī)定，BH性顯著降低。因此不能得到作 為面板必要的屈服強度。另一方面，若Mg含量過多，則形成粗大的晶出物及析出物，彎曲加 工性、總伸長率等顯著降低。因此，Mg的含量為0. 2?2. 0%的范圍，優(yōu)選Si/Mg以質(zhì)量比 計成為1.0以上這樣的量。
[0069] 制造方法：
[0070] 接著，對于本發(fā)明鋁合金板的制造方法在以下進行說明。對于本發(fā)明鋁合金板而 言，制造工序本身是通常方法或公知的方法，是將上述6000系成分組成的鋁合金鑄錠在鑄 造后進行均質(zhì)化熱處理，實施熱軋、冷軋來制成規(guī)定的板厚，進一步實施固溶淬火等調(diào)質(zhì)處 理而制造的。
[0071] 但是，在這些制造工序中，為了滿足對本發(fā)明所規(guī)定的BH性有效的上述DSC中的 各放熱峰值高度A、B、C的控制、規(guī)定，如下所述，需要進一步適當?shù)乜刂乒倘芗按慊鹛幚砗?的再加熱處理條件。另外，在其他工序中，也有用于將上述DSC中的各放熱峰值高度A、B、C 控制在本發(fā)明的規(guī)定范圍內(nèi)的優(yōu)選條件。
[0072](熔解、鑄造冷卻速度）
[0073] 首先，在熔解、鑄造工序中，適宜選擇連續(xù)鑄造法、半連續(xù)鑄造法（DC鑄造法）等通 常的熔解鑄造法來鑄造被熔解調(diào)整到上述6000系成分組成范圍內(nèi)的鋁合金熔液。在此，為 了在本發(fā)明的規(guī)定范圍內(nèi)控制Mg - Si系團簇，對于鑄造時的平均冷卻速度，優(yōu)選從液相線 溫度到固相線溫度以30°C /分鐘以上這樣盡量增大（加快）。
[0074] 在不進行這樣的鑄造時的高溫區(qū)域下的溫度（冷卻速度）控制的情況下，該高溫 區(qū)域下的冷卻速度必然變慢。像這樣在高溫區(qū)域下的平均冷卻速度變慢的情況下，在該高 溫區(qū)域下的溫度范圍內(nèi)，粗大地生成的晶出物的量變多，在鑄錠的板寬方向、厚度方向上的 晶出物的尺寸、量的偏差也變大。其結(jié)果是，不能滿足對上述本發(fā)明所規(guī)定的BH性有效的 上述DSC中的各放熱峰值高度A、B、C的控制、規(guī)定的可能性變高。
[0075] (均質(zhì)化熱處理）
[0076] 接著，對于上述鑄造的鋁合金鑄錠，在熱軋之前，實施均質(zhì)化熱處理。該均質(zhì)化熱 處理（均熱處理）的目的在于組織的均質(zhì)化，即消除鑄錠組織中的結(jié)晶粒內(nèi)的偏析。只要 是達成該目的的條件，就沒有特別限定，可以是通常的1次或1階的處理。
[0077] 均質(zhì)化熱處理溫度為500°C以上且低于熔點，均質(zhì)化時間從4小時以上的范圍適 當選擇。若該均質(zhì)化溫度低，則不能充分消除結(jié)晶粒內(nèi)的偏析，其作為破壞的起點發(fā)揮作 用，因而延伸凸緣性、彎曲加工性降低。之后，馬上開始熱軋或冷卻保持到適當?shù)臏囟群箝_ 始熱軋，都能滿足對上述本發(fā)明所規(guī)定的BH性有效的上述DSC中的各放熱峰值高度A、B、C 的控制、規(guī)定。
[0078] 還可以進行2階段的均質(zhì)化熱處理，即在進行該均質(zhì)化熱處理后，在300°C? 500°C之間以20?100°C /hr的平均冷卻速度冷卻至室溫，接著，以20?100°C /hr的平均 加熱速度再加熱至350°C?450°C，在該溫度域開始熱軋。
[0079] 若脫離該均質(zhì)化熱處理后的平均冷卻速度及隨后的再加熱速度的條件，則形成粗 大的Mg - Si化合物的可能性變高。
[0080] (熱軋）
[0081] 熱軋根據(jù)軋制的板厚，由鑄錠（鋼坯）的粗軋工序和精軋工序構成。在這些粗軋 工序、精乳工序中，可以適宜使用可逆（reverse)式或串列（tandem)式等的乳機。
[0082] 此時，在熱軋（粗軋）開始溫度超過固相線溫度的條件下，由于發(fā)生燃燒 (burning)，所以熱軋本身變得困難。另外，熱軋開始溫度低于350°C時，熱軋時的荷重變得 過高，熱軋本身變得困難。因此，熱軋（粗軋）開始溫度為350°C?固相線溫度的范圍，進一 步優(yōu)選為400°C?固相線溫度的范圍。
[0083](熱軋板的退火）
[0084] 該熱軋板的冷軋前的退火（粗退火）雖然未必是必要的，但通過結(jié)晶粒的微細化、 集合組織的適當化，也可以實施以進一步提高成形性等特性。
[0085] (冷軋）
[0086] 在冷軋中，將上述熱軋板軋制，制作成所期望的最終板厚的冷軋板（還包括卷 材）。但是，為了使結(jié)晶粒更微細化，期望冷軋率為60%以上，另外，可以按照與上述粗退火 同樣的目的，在冷軋道間進行中間退火。
[0087](固溶及淬火處理）
[0088] 在冷軋后，進行固溶淬火處理。對于固溶處理淬火處理，可以是利用通常的連續(xù)熱 處理生產(chǎn)線的加熱、冷卻，沒有特別限定。但是，為了得到各元素的充分的固溶量、以及如上 所述，期望結(jié)晶粒更微細，所以優(yōu)選在以加熱速度5°C/秒以上加熱到520°C以上的固溶處 理溫度、并保持〇?10秒鐘的條件下進行。
[0089] 另外，從抑制使成形性、卷邊加工性降低的粗大的粒界化合物形成的觀點出發(fā)，優(yōu) 選淬火時的冷卻速度以50°C /秒以上進行。若冷卻速度慢，則粒界上容易析出Si、Mg2Si等， 容易成為沖壓成形、彎曲加工時的裂紋的起點，這些成形性降低。為了確保該冷卻速度，淬 火處理分別選擇使用鼓風機等空冷手段或條件；噴霧、噴射、浸漬等水冷手段或條件。
[0090] (再加熱處理）
[0091] 在淬火冷卻到該室溫后，在1時間以內(nèi)對冷軋板進行再加熱處理。該再加熱處理 保持在2階段的溫度，控制加熱速度和保持溫度、保持時間及冷卻速度。即，第1階段以平 均加熱速度（升溫速度）10°c /秒（S)以上再加熱到100?250°C的溫度域，在到達再加熱 溫度保持5秒鐘?30分鐘。第2階段從該再加熱溫度域以冷卻速度1°C /秒⑶以上冷卻 到70?130°C的溫度域后，在70?130°C的溫度域內(nèi)保持10分鐘?2小時。然后，由該第 2階段再加熱溫度域開始，以平均冷卻速度1°C /秒（S)以上冷卻到室溫。
[0092] 若從淬火冷卻結(jié)束后到再加熱處理為止的室溫保持（放置）時間超過1小時或平 均加熱速度（升溫速度）低于10°c /秒（S)，則通過室溫保持（室溫時效）形成的Si/空 穴團簇（GPI)首先生成，不能滿足對上述本發(fā)明所規(guī)定的BH性有效的上述DSC中的各放熱 峰值高度A、B、C的控制、規(guī)定，不能得到上述室溫時效后的低溫短時間內(nèi)的BH性。其中，優(yōu) 選從淬火冷卻結(jié)束后到再加熱處理為止的室溫保持（放置）時間更短的方案。另外，平均 加熱速度（升溫速度）優(yōu)選更快的方案，優(yōu)選利用高頻加熱等高速加熱手段，以15°C /秒 (S)以上、優(yōu)選以20°C /秒（S)以上進行加熱。
[0093](第1階段再加熱處理）
[0094] 第1階段再加熱處理為100?250°C的溫度。即使上述再加熱溫度低于100°C，也 不能得到對上述本發(fā)明所規(guī)定的BH性有效的上述DSC中的各放熱峰值高度A、B、C的規(guī)定， 不能得到上述室溫時效后的低溫短時間內(nèi)的BH性。另外，在加熱溫度超過250°C的條件下， 超過本發(fā)明所規(guī)定的指定的團簇密度而形成、或形成不同于團簇的β '等金屬間化合物相， 反而降低成形性、彎曲加工性。
[0095] 在該第1階段再加熱處理中，與再加熱溫度同時，平均加熱速度（升溫速度）、到達 再加熱溫度的保持時間也顯著影響對上述本發(fā)明所規(guī)定的ΒΗ性有效的上述DSC中的各放 熱峰值高度A、B、C的控制。若平均加熱速度低于10°C /秒（S)而過慢、或保持時間低于5 秒而過短，則不能得到對上述本發(fā)明所規(guī)定的BH性有效的上述DSC中的各放熱峰值高度A、 B、C的規(guī)定，不能得到上述室溫時效后的低溫短時間內(nèi)的BH性。另外，若保持過長時間，則 超過本發(fā)明所規(guī)定的指定的團簇密度而形成或形成不同于團簇的β '等金屬間化合物相， 有降低成形性、彎曲加工性的可能性。
[0096](第2階段再加熱處理）
[0097] 第2階段再加熱處理由第1階段再加熱處理的溫度域直接冷卻，為70?130°C的 溫度域。該第2階段再加熱是為了使通過第1階段提高到高溫域，在凍結(jié)空穴的幫助下促 進形成的、Mg/Si團簇（GPII)進一步穩(wěn)定地生長的必要的工藝。即使第2階段再加熱溫 度低于70°C，也不能得到對上述本發(fā)明所規(guī)定的BH性有效的上述DSC中的各放熱峰值高 度A、B、C的規(guī)定，不能得到上述室溫時效后的低溫短時間內(nèi)的BH性。另外，在加熱溫度超 過130°C的條件下，容易超過本發(fā)明所規(guī)定的指定的團簇密度而形成，或形成不同于團簇的 β '等金屬間化合物相，降低成形性、彎曲加工性。
[0098] 在該第2階段再加熱處理中，與再加熱溫度同時，由第1階段再加熱溫度域開始的 平均冷卻速度、到達再加熱溫度的保持時間也顯著影響對上述本發(fā)明所規(guī)定的ΒΗ性有效 的上述DSC中的各放熱峰值高度A、B、C的控制。若第2階段保持時間過短，則不能得到對 上述本發(fā)明所規(guī)定的BH性有效的上述DSC中的各放熱峰值高度A、B、C的規(guī)定，不能得到上 述室溫時效后的低溫短時間內(nèi)的BH性。另外，若由第1階段再加熱溫度域開始的平均冷卻 速度過慢、或在第2階段保持溫度保持過長時間，則可能超過本發(fā)明所規(guī)定的指定的團簇 密度而形成，或形成不同于團簇的β '等金屬間化合物相，有降低成形性、彎曲加工性的可 能性。
[0099](再加熱處理后的冷卻）
[0100] 6000系鋁合金軋板經(jīng)過這一系列的調(diào)質(zhì)后的、到ΒΗ處理的室溫經(jīng)時時間越長，越 阻礙ΒΗ處理時的析出物的析出而降低ΒΗ性。另一方面，上述室溫經(jīng)時時間越短的6000系 鋁合金板，越促進ΒΗ處理時的析出物的析出，提高ΒΗ性。但是，這樣的調(diào)質(zhì)后的到ΒΗ處理 的室溫經(jīng)時時間根據(jù)汽車的制造生產(chǎn)線的情況而改變，難以控制。
[0101] 因此，在本發(fā)明中，根據(jù)該調(diào)質(zhì)中的再加熱處理條件、特別是根據(jù)該再加熱處理后 的冷卻，在室溫經(jīng)時前，預先使得滿足對上述本發(fā)明所規(guī)定的ΒΗ性有效的上述DSC中的各 放熱峰值高度A、B、C的規(guī)定。具體來說，平均冷卻速度為1°C /hr以上。
[0102] 即使?jié)M足此前的制造條件和其他再加熱處理條件，若再加熱處理后的上述2階段 的細致的冷卻條件等一個條件不適當，則不能滿足對上述本發(fā)明所規(guī)定的BH性有效上述 DSC中的各放熱峰值高度A、B、C的控制、規(guī)定的可能性變高。
[0103] 具體來說，若平均冷卻速度低于1°C /hr，則對上述本發(fā)明所規(guī)定的BH性有效的上 述DSC中的各放熱波峰a、c大量產(chǎn)生且不能控制，并不能滿足這些規(guī)定。
[0104] 以下，舉實施例更具體地說明本發(fā)明，本發(fā)明當然不受下述實施例的制限，也可以 在能夠符合上文、下文的主旨的范圍內(nèi)適當?shù)剡M行變更來實施，這些均包含于本發(fā)明的技 術范圍內(nèi)。
[0105] 實施例
[0106] 接著，說明本發(fā)明的實施例。在固溶及淬火處理后的再加熱處理條件下，區(qū)分制作 本發(fā)明所規(guī)定的上述DSC中的各放熱峰值高度A、B、C的高度分別不同的6000系鋁合金板， 分別評價調(diào)質(zhì)后的低溫短時間內(nèi)的BH性（涂裝烘烤硬化性）。并且，還評價作為沖壓成形 性、彎曲加工性的卷邊加工性。
[0107] 上述區(qū)分制作是如表2所示，將固溶及淬火處理后的再加熱處理條件、加熱溫度 (°C )(在表2中記為到達溫度）、保持時間（hr)、特別是這些加熱保持后的冷卻條件進行各 種改變，來制造表1所示組成的6000系鋁合金板。需要說明的是，在表1中的各元素的含 量的表示中，將各元素的數(shù)值為空白的表示是指其含量在檢測界限以下。
[0108] 鋁合金板的具體制造條件如下。利用DC鑄造法共同熔制表1所示的各組成的鑄 錠。此時，各例均共同地，對于鑄造時的平均冷卻速度而言，從液相線溫度到固相線溫度為 50°C /分鐘。接著，各例均共同地對鑄錠進行540°C X6小時均熱處理后，以熱軋（粗軋） 開始溫度為500°C開始熱粗軋。然后，各例均共同地繼續(xù)進行精軋，熱軋到厚度3. 5_，制成 熱軋板（卷材）。將熱軋后的鋁合金板各例均共同地實施500°C XI分鐘的粗退火后，冷軋 軋道途中不進行中間退火，進行加工率70%的冷軋，各例均共同地制成厚度1. 0_的冷軋 板（卷材）。
[0109] 進一步，各例均共同地用連續(xù)式的熱處理設備對該各冷軋板進行調(diào)質(zhì)處理（T4)。 具體來說，到500°C的平均加熱速度為10°C /秒，加熱到表2中記載的固溶處理溫度，立即 以表2中記載的平均冷卻速度冷卻到室溫，進行固溶及淬火處理。然后，各例均按表2所示 的各條件，在相同連續(xù)式的熱處理設備內(nèi)通過聯(lián)機進行再加熱處理。
[0110] 從這些調(diào)質(zhì)處理后室溫放置2個月后的各最終制品板任意切出供試板（坯料），測 定、評價各供試板的組織和特性。它們的結(jié)果示于表3中。
[0111] 差示熱分析：
[0112] 但是，僅對于差示熱分析中的試樣提取，由必需分別包括上述調(diào)質(zhì)處理后的鋁合 金板的長度方向全體的前端部、中央部、后端部的10處進行提取。而且，在上述試驗條件 下，將在上述測定10處平均化的上述各溫度范圍的放熱波峰中的最高放熱峰值高度作為 上述各放熱峰值高度A、B、C。
[0113] (涂裝烘烤硬化性）
[0114] 作為上述調(diào)質(zhì)處理后室溫放置1個月后的各供試板的機械特性，通過拉伸試驗求 出0.2%屈服強度（As屈服強度）和總伸長率（As總伸長率）。另外，通過拉伸試驗求出 將這些各供試板分別共同地在賦予2%的應變后進行170°C X20分鐘的低溫、短時間的人 工時效硬化處理后（BH后）的、供試板的0.2%屈服強度（BH后屈服強度）。然后，由這些 0.2%屈服強度彼此之差（屈服強度的增加量）評價各供試板的BH性。
[0115] 上述拉伸試驗是由上述各供試板分別提取JISZ2201的5號試驗片 (25mmX50mmGLX板厚），在室溫下進行拉伸試驗。將此時的試驗片的拉伸方向作為軋制方 向的垂直方向。對于拉伸速度，到0. 2%屈服強度為止為5mm/分鐘，屈服強度以后為20mm/ 分鐘。機械特性測定的N數(shù)為5,分別以平均值算出。需要說明的是，對于上述BH后的屈服 強度測定用的試驗片，通過該拉伸試驗機對該試驗片賦予模擬了板的沖壓成形的2%的預 應變后，進行上述BH處理。
[0116] (卷邊加工性）
[0117] 卷邊加工性是僅對上述調(diào)質(zhì)處理后室溫放置2個月后的各供試板進行的。試驗使 用30mm寬的長方形狀試驗片，在下部凸緣（down flange)的內(nèi)彎曲Rl. 0mm的90°彎曲加 工后，夾住1. 〇mm厚的內(nèi)部，將彎折部進一步向內(nèi)側(cè)依次進行彎折約130度的預卷邊加工、 進行彎折180度使端部緊貼內(nèi)部的平卷邊加工。
[0118] 目視觀察該平卷邊的彎曲部（緣曲部）的表面粗糙、微小裂紋、大裂紋的產(chǎn)生等表 面狀態(tài)，按照以下基準進行目視評價。
[0119] 0 :無裂紋、表面粗糙；1 :輕度的表面粗糙；2 :深度表面粗糙；3 :微小表面裂紋；4 : 連續(xù)成線狀的表面裂紋；5 :斷裂
[0120] 如表1?3所示，各發(fā)明例在本發(fā)明成分組成范圍內(nèi)、且在優(yōu)選條件范圍內(nèi)進行制 造、調(diào)質(zhì)處理。即，在本發(fā)明中，在固溶及淬火冷卻到室溫后，在1小時以內(nèi)對冷軋板進行再 加熱處理。而且，作為該再加熱處理的加熱模式的控制，第1階段再加熱處理以平均加熱速 度10°C /秒（S)以上再加熱到100?250°C的溫度域，在到達再加熱溫度后保持5秒?30 分鐘。然后，以平均冷卻速度1°C /秒（S)以上冷卻到第2階段再加熱溫度域后，在70? 130°C的溫度域內(nèi)保持10分鐘?2小時。另外，從上述第2階段再加熱溫度域開始的平均 冷卻速度為1°C /hr以上。
[0121] 因此，各發(fā)明例如表3所示，滿足對上述本發(fā)明所規(guī)定的BH性有效的上述DSC中 的各放熱峰值高度A、B、C的控制、規(guī)定，即使是在上述調(diào)質(zhì)處理后的長期的室溫時效后且 是低溫短時間內(nèi)的涂裝烘烤硬化，BH性也優(yōu)異。另外，各發(fā)明例即使在上述調(diào)質(zhì)處理后的 長期的室溫時效后，伸長率、卷邊加工性也優(yōu)異。
[0122] 表2、3的比較例3?10使用表1的發(fā)明合金例2。但是，這些各比較例如表2所 示，再加熱處理條件脫離優(yōu)選范圍。其結(jié)果是，這些比較例脫離對上述本發(fā)明所規(guī)定的BH 性有效的上述DSC中的各放熱峰值高度A、B、C的規(guī)定，與作為相同合金組成的發(fā)明例2相 t匕，特別是BH性差。
[0123] 表2、3的比較例12?16使用表1的發(fā)明合金例5。但是，這些各比較例如表2所 示，再加熱處理條件脫離優(yōu)選范圍。其結(jié)果是，這些比較例脫離對上述本發(fā)明所規(guī)定的BH 性有效的上述DSC中的各放熱峰值高度A、B、C的規(guī)定，與作為相同合金組成的發(fā)明例11相 t匕，特別是BH性差。
[0124] 表2、3的比較例18?22使用表1的發(fā)明合金例8。但是，這些各比較例如表2所 示，再加熱處理條件脫離優(yōu)選范圍。其結(jié)果是，這些比較例18?22脫離對上述本發(fā)明所規(guī) 定的BH性有效的上述DSC中的各放熱峰值高度A、B、C的規(guī)定，與作為相同合金組成的發(fā)明 例17相比，特別是BH性差。
[0125] 另外，表2、3的比較例34?40包括再加熱處理條件并在優(yōu)選范圍內(nèi)制造，但必需 元素 Mg或Si的含量分別脫離本發(fā)明范圍，或雜質(zhì)元素量過多。因此，這些比較例34?40 如表3所示，本發(fā)明所規(guī)定的團簇的條件的任意一個脫離，與各發(fā)明例相比，BH性、卷邊加 工性差。
[0126] 比較例34為表1的合金16, Si過多。
[0127] 比較例35為表1的合金17, Zr過多。
[0128] 比較例36為表1的合金18, Fe過多。
[0129] 比較例37為表1的合金19, V過多。
[0130] 比較例38為表1的合金20, Ti過多。
[0131] 比較例39為表1的合金21，Cu過多。
[0132] 比較例40為表1的合金22, Zn過多。
[0133] 因此，由以上實施例的結(jié)果證明，對于長期室溫時效后的低溫短時間條件下的BH 性提高，有滿足全部上述本發(fā)明所規(guī)定的各放熱峰值高度A、B、C的規(guī)定的必要性。另外，還 證明了用于得到這樣的團簇條件、BH性等的、本發(fā)明中的成分組成的各要件或優(yōu)選制造條 件的臨界性意義或效果。
[0134] 【表1】
[0135] 表 1
[0136]

【權利要求】
1. 一種鋁合金板，其特征在于，以質(zhì)量％計含有Mg :0. 2?2. 0%、Si :0. 3?2. 0%，余 量由A1及不可避免的雜質(zhì)構成，所述鋁合金板是在軋制后作為調(diào)質(zhì)處理進行了固溶淬火 處理及再加熱處理的A1 - Mg - Si系鋁合金板， 其中，在差示掃描熱分析曲線中，在將230?270°C的溫度范圍內(nèi)的放熱峰值高度作為 A、將280?320°C的溫度范圍內(nèi)的放熱峰值高度作為B、將330?370°C的溫度范圍內(nèi)的放 熱峰值高度作為C時，所述放熱峰值高度B為20 μ W/mg以上，并且同時控制所述放熱峰值 高度A和C，以使所述放熱峰值高度A、C相對于所述放熱峰值高度B的各比例，即A/B為 0.45以下，C/B為0.6以下，在賦予2%的應變后實施了 170°C X 20分鐘的人工時效硬化處 理時，與軋制方向平行的方向的0. 2%屈服強度的增加量為lOOMPa以上。
2. 如權利要求1所述的鋁合金板，其中，所述鋁合金板還包含以下的1種或2種以上： 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%。
【文檔編號】C22F1/00GK104114726SQ201380009485
【公開日】2014年10月22日 申請日期:2013年1月29日 優(yōu)先權日:2012年2月16日
【發(fā)明者】松本克史, 有賀康博, 宍戶久郎 申請人:株式會社神戶制鋼所