高強度鋁合金板的制作方法
【專利摘要】提供一種不阻礙彎曲加工性而高強度化的6000系鋁合金板。以不大幅改變Al－Mg－Si系鋁合金板的鋁合金組成和制造條件為前提，通過對制造的板進(jìn)行調(diào)質(zhì)，使固溶Mg量和固溶Si量保持平衡地增加，促進(jìn)Mg和Si的原子數(shù)保持平衡的Mg－Si團(tuán)簇的形成，即使在室溫時效后，也不阻礙彎曲加工性，實現(xiàn)BH后的高強度化。
【專利說明】
局強度鍋合金板
技術(shù)領(lǐng)域
[0001] 本發(fā)明涉及A1 - Mg - Si系鋁合金板。本發(fā)明中所謂的鋁合金板，是指熱乳板和冷 乳板等的乳制板，是在實施固溶處理和淬火處理等的調(diào)質(zhì)之后，被彎曲加工成使用的構(gòu)件， 或進(jìn)行涂裝烘烤硬化處理之前的鋁合金板。另外，以下的記述中也將鋁稱為鋁和A1。
【背景技術(shù)】
[0002] 近年來，從地球環(huán)境等的考慮出發(fā)，汽車等的車輛的輕量化的社會的要求越發(fā)高 漲。為了應(yīng)對這樣的要求，作為汽車的材料，除了鋼板等的鐵鋼材料以外，成形性和涂裝烘 烤硬化性(烘烤硬化性，以下也稱為BH性)優(yōu)異的、更輕量的鋁合金材的應(yīng)用正在增加。
[0003] 作為汽車的外面板、內(nèi)面板等的大型面板材用的鋁合金板，代表性地可例示A1 - Mg - Si系的AA至JIS 6000系（以下，也僅稱為6000系）鋁合金板。該6000系鋁合金板具有以 Si、Mg為必須含有的組成，涂裝烘烤硬化性優(yōu)異，即，成形時在低屈服強度(低強度)下確保 成形性，而成形后的面板經(jīng)過涂裝烘烤處理等的人工時效(硬化)處理時的加熱，屈服強度 (強度)提高，能夠確保必要的強度。
[0004] 為了使汽車車體更輕量化，汽車構(gòu)件之中，除了所述面板材以外，車架、立柱等的 骨架材料，或保險杠加強材、車門防撞梁等的加強材等的汽車構(gòu)造構(gòu)件中也希望擴大鋁合 金材料的應(yīng)用。
[0005] 但是，這些汽車結(jié)構(gòu)構(gòu)件，與所述汽車面板相比，需要進(jìn)一步的高強度化。因此，為 了將所述汽車面板材所使用的6000系鋁合金板，適用于這些骨架材或加強材，需要使之更 高強度化。
[0006] 但是，不大幅改變現(xiàn)有的6000系鋁合金板的組成和制造條件，另外不阻礙彎曲加 工性等的其他的特性，而達(dá)成這樣的高強度化并不容易。
[0007] 一直以來，為了使BH性等作為所述面板材的6000系鋁合金板的特性提高，提出了 種種控制固溶Mg量和固溶Si量的技術(shù)。
[0008] 例如，在專利文獻(xiàn)1中，作為所述面板材，以得到常溫穩(wěn)定性優(yōu)異(室溫時效造成的 材質(zhì)的降低難以發(fā)生）的Al-Mg -Si系鋁合金板為目的。為此，提出使Al-Mg -Si系鋁合金 板的固溶Si量為0.55~0.80質(zhì)量％，固溶Mg量為0.35~0.60質(zhì)量％，并且，使固溶Si量/固 溶Mg量為1.1~2。而且，該鋁合金板在其實施例中，對于板制造后15天的室溫時效后的板， 在賦予2%的應(yīng)變后進(jìn)行170°CX 20分鐘的人工時效處理，之后的0.2%屈服強度即便高也 不過是210MPa左右的強度。
[0009] 【現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)】
[0010] 【專利文獻(xiàn)】
[0011]【專利文獻(xiàn)1】日本特開2008 -174797號公報
[0012] 在所述專利文獻(xiàn)1等現(xiàn)有的固溶Mg量和固溶Si量的控制中，也是以所述面板材為 用途，在所述骨架材或加強材的用途中，強度不足。
[0013] 另外，作為所述骨架材或加強材，雖然不需要像所述面板材這樣的高沖壓成形性， 但是將原材板加工成所述骨架材或加強材時，主要進(jìn)行彎曲加工，因此要求在V彎曲加工中 沒有裂紋這種程度的彎曲加工性。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0014] 本發(fā)明為了解決這樣的課題而形成，其目的在于，提供一種高強度的6000系鋁合 金板，其作為所述骨架材料或加強材用，能夠不大幅改變現(xiàn)有的6000系鋁合金板的組成和 制造條件而進(jìn)行制造，也能夠加工成構(gòu)件。
[0015] 為了達(dá)成這一目的，本發(fā)明的高強度鋁合金板的要旨是，以質(zhì)量％計，分別含有 1%:0.6~2.0%、510.6~2.0%、]?11:1.0%以下(但是，不含0%)、卩6:0.5%以下(但是，不含 〇%)，余量由A1和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的A1 - Mg-Si系鋁合金板，其中，作為該板的固溶Mg 量和固溶S i量，通過由熱酚進(jìn)行的殘渣萃取法而分離的溶液中的M g含量和S i含量均為 0.6%以上，這些固溶Mg量和固溶Si量的和為1.4%以上，并且，這些固溶Si量與固溶Mg量之 比（固溶Si/固溶Mg)為0.8~1.2。
[0016] 【發(fā)明的效果】
[0017] 在本發(fā)明中，以不大幅改變現(xiàn)有的鋁合金組成和制造條件為前提，重新審視6000 系鋁合金板的固溶Mg量和固溶Si量與強度的關(guān)系。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)，通過使固溶Mg量和固溶Si 量保持平衡地增加，經(jīng)過后述的制造的板的調(diào)質(zhì)，能夠促進(jìn)Mg和Si的原子數(shù)保持平衡的 Mg - Si團(tuán)簇的形成。該Mg和Si保持平衡的Mg - Si團(tuán)簇，在涂裝烘烤處理時，容易變成Mg - Si 析出物，明顯地有助于高強度化。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)，即使在室溫時效后，也能夠不阻礙彎曲加工 性，而使185°C X 20分鐘的冊后的0.2%屈服強度達(dá)到260MPa以上，優(yōu)選為280MPa以上，更優(yōu) 選為300MPa以上。
[0018] 因此，本發(fā)明適合作為比面板材要求有更高強度的汽車等的骨架材或加強材用。
【具體實施方式】
[0019] 以下，對于本發(fā)明的實施的方式，就每個要件具體地加以說明。
[0020](化學(xué)成分組成）
[0021 ]首先，以下對于本發(fā)明的A1-Mg -Si系（以下，也稱為6000系)鋁合金板的化學(xué)成 分組成進(jìn)行說明。在本發(fā)明中，除了所述面板材，其還作為所述骨架材料或加強材用，不大 幅改變現(xiàn)有的組成和制造條件，不使彎曲加工性降低，而使之高強度化。
[0022] 為了從組成的方面滿足這樣的課題，6000系鋁合金板的組成，以質(zhì)量％計，分別含 有 Mg:0.6~2.0%、51:0.6~2.0%、]?11:1.0%以下(但是，不含0%)、？6:0.5%以下(但是，不 含〇%)，余量由A1和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。還有，各元素的含量的％顯示全部是質(zhì)量％的意 思。
[0023] 以下，對于上述6000系鋁合金中的各元素的含有范圍與意義，或容許量進(jìn)行說明。
[0024] Si:0.6 ~2.0%
[0025] Si與Mg-起，在固溶強化和烘烤涂裝處理等的人工時效處理時，形成有助于強度 提高的Mg - Si系析出物，發(fā)揮時效硬化能力，是用于得到汽車的外面板所需強度（屈服強 度）的必須元素。若Si含量過少，則烘烤涂裝處理前的固溶Si量減少，Mg - Si系析出物的生 成量不足，因此BH性顯著降低。另一方面，若Si含量過多，則粗大的晶化物和析出物形成，熱 乳中大幅的板裂縫發(fā)生。因此，Si為0.6~2.0%的范圍。Si的優(yōu)選的值為0.8%，優(yōu)選的上限 值為1.5%。
[0026] Mg:0.6 ~2.0%
[0027] Mg也是與Si-起，在固溶強化和烘烤涂裝處理等的人工時效處理時，形成有助于 強度提高的Mg - Si系析出物，發(fā)揮時效硬化能力，是用于得到作為面板所需屈服強度的必 須元素。若Mg含量過少，則烘烤涂裝處理前的固溶Mg量減少，Mg - Si系析出物的生成量不 足，因此BH性顯著降低。另一方面，若Mg含量過多，則粗大的晶化物和析出物形成，熱乳中大 幅的板裂紋發(fā)生。因此，Mg的含量為0.6~2.0 %的范圍。Mg的優(yōu)選的值為0.8 %，優(yōu)選的上限 值為1.5%。
[0028] 固溶Si量和固溶Mg量
[0029] 在所述專利文獻(xiàn)1等現(xiàn)有的汽車面板材用途中，控制6000系鋁合金板的固溶Mg量 和固溶Si量的代表性的想法是，為了抑制成為板的室溫時效的原因的Mg - Si、Si - Si和 Mg-Mg的團(tuán)簇的形成，要將固溶Mg量和固溶Si量抑制在BH性所需要的最低限度。
[0030] 相對于此，在本發(fā)明中，以不大幅改變現(xiàn)有的鋁合金組成和制造條件為前提，發(fā)現(xiàn) 通過使固溶Mg量和固溶Si量保持平衡地增加，便能夠促進(jìn)Mg和Si的原子數(shù)保持平衡的Mg - Si團(tuán)簇的形成。
[0031] 即認(rèn)識到，使固溶Mg量和固溶Si量保持平衡地增加，能夠抑制后述在制造的板的 調(diào)質(zhì)中（預(yù)時效處理中）生成的富Si的Mg -Si團(tuán)簇(Mg原子和Si原子的集合體)的形成，確保 在烘烤涂裝處理時形成而有助于高強度化的Mg - Si析出物量。
[0032]所述的富Si的Mg - Si團(tuán)簇，成為室溫時效的原因，也使彎曲加工性降低，涂裝烘烤 處理時難以變成Mg - Si析出物，很難對BH性提高和高強度化有所幫助。
[0033]與之相反，所述Mg和Si平衡的Mg - Si團(tuán)簇，不構(gòu)成為室溫時效的原因，不會使彎曲 加工性降低，在涂裝烘烤處理時，容易變成Mg - Si析出物，明顯有助于高強度化。
[0034]因此，如果抑制所述富Si的Mg -Si團(tuán)簇，使所述Mg和Si保持平衡的Mg -Si團(tuán)簇增 加，則在抑制室溫時效的基礎(chǔ)上，能夠提高BH性而使之顯著高強度化。即，即使在室溫時效 后，也能夠不降低彎曲加工性，而使185°CX20分鐘的BH后的0.2%屈服強度為260MPa以上， 優(yōu)選為280MPa以上，更優(yōu)選為300MPa以上。
[0035] 因此，在本發(fā)明中，使固溶Mg量和固溶Si量增加，作為該板的固溶Mg量和固溶Si 量，使通過利用熱酸進(jìn)行的殘渣萃取法而分離的溶液中的Mg含量和Si含量多達(dá)0.6 %以上。 SP，使該板的固溶Mg量和固溶Si量均多達(dá)0.6%以上，從而確保在涂裝烘烤處理時形成而有 助于高強度化的Mg - Si析出物量。為了增強這一效果，優(yōu)選使所述固溶Mg量和固溶Si量均 為0.7%以上。
[0036] 該板的固溶Mg量和固溶Si量的上限，當(dāng)然由該板的Mg含量和Si含量決定。
[0037] 同時，為了確保涂裝烘烤處理時形成而有助于高強度化的Mg - Si析出物量，使固 溶Mg量和固溶Si量的和（即所述溶液中的Mg含量和Si含量的和)也多達(dá)1.4%以上，優(yōu)選為 1.5%以上。該固溶Mg量和固溶Si量的和的上限，當(dāng)然也由該板的Mg含量和Si含量決定。
[0038] 此外，為了使這些固溶Mg量和固溶Si量平衡，還要使所述固溶Si量與固溶Mg量之 比（固溶Si/固溶Mg，即所述溶液中的Si含量與Mg含量之比）為0.8~1.2。
[0039]該固溶Si量與固溶Mg量的比（固溶Si/固溶Mg)的上限1.2,是為了抑制在Si固溶量 相對于Mg固溶量多時容易生成的富Si的Mg - Si團(tuán)簇在預(yù)時效處理中的生成，優(yōu)選為1.1以 下。
[0040]另一方面，相對于所述Si固溶量，Mg固溶量過多時，Mg和Si的原子數(shù)保持平衡的 Mg - Si團(tuán)簇的形成受到抑制。因此，固溶Si量與固溶Mg量的比的下限為0.8。
[0041 ] Μη:1·0%以下（但是，不含0%)
[0042] Μη通過固溶強化和晶粒微細(xì)化效果，使鋁合金的強度提高。但是，若高于1.0%而 過度地含有，則Α1 - Μη-Fe系金屬間化合物量變多，容易變成破壞的起點，有助于高強度化 的Mg - Si系析出物量降低。因此，Μη的含量為1.0%以下(但是，不含0%)。
[0043] Fe:0.5%以下（但是，不含0%)
[0044] Fe在鋁合金中形成A1 - Μη - Fe系金屬間化合物，因此若含量變多，則其化合物量 變多，容易成為破壞的起點，有助于高強度化的Mg - Si系析出物量也降低。而且，F(xiàn)e作為基 體金屬雜質(zhì)混入鋁合金中，作為熔化原料，鋁合金廢料量(相對于鋁基體金屬的比例)越增 加，含量越多，因此其含量越少越好，是應(yīng)該限制的元素。但是，將Fe減少至檢測極限以下等 會造成成本上升，因此需要允許一定程度的含有。因此，F(xiàn)e的含量為0.5%以下(但是，不含 0%)〇
[0045] 其他的元素
[0046] 另外，在本發(fā)明中，為了使鋁合金板高強度化，也可以含有Cu: 1.0%以下(但是，不 含0%)、0:0.3%以下（但是，不含0%)、2〇0.2%以下（但是，不含0%)、￥:0.2%以下（但 是，不含0%)、1^:0.1%以下（但是，不含0%)、211:0.5%以下（但是，不含0%)^8:0.2%以 下(但是，不含0%)、Sn:0.15%以下(但是，不含0%)中的一種或兩種以上。
[0047] 這些元素因為共同具有使板高強度化的效果，所以可視為高強度化的同效元素， 但在其具體的機理中，當(dāng)然有共通的部分，也有不同的部分。
[0048] Cr、Zr、V與Μη同樣，在均質(zhì)化熱處理時生成彌散粒子(彌散相），這些彌散粒子具有 妨礙再結(jié)晶后的晶界移動的效果，承擔(dān)著使晶粒微細(xì)化的作用。Ti生成晶化物，成為再結(jié)晶 晶粒的核，阻止晶粒的粗大化，承擔(dān)著使晶粒微細(xì)化的作用。另外，Cu使強度提高，但對應(yīng)高 強度化而使彎曲加工性劣化，因此優(yōu)選為0.7%以下的含量。Zn、Ag對于提高人工時效硬化 能力(BH性)有用，具有在比較低溫短時間的人工時效處理的條件下，促進(jìn)板組織的GP區(qū)等 的化合物相向結(jié)晶晶粒內(nèi)析出的效果。Sn具有的效果是，捕獲原子空穴，抑制室溫下的Mg和 Si的擴散，抑制室溫中的強度增加(室溫時效），在人工時效處理時，放出捕獲的空位穴，促 進(jìn)Mg和Si的擴散，提高BH性。
[0049] 但是，若這些元素各自的含量過大，則形成粗大的化合物等，板的制造困難，強度 和彎曲加工性降低，另外，耐腐蝕性也降低。特別是Cu若含量過多，則彎曲加工性顯著降低。 因此，使這些元素含有時，為所述各上限值以下的含量。
[0050] (制造方法）
[0051]接著，以下對于本發(fā)明鋁合金板的制造方法進(jìn)行說明。本發(fā)明鋁合金板，制造工序 本身是常規(guī)方法或公知的方法，是在鑄造后對于上述6000系成分組成的鋁合金鑄塊進(jìn)行均 質(zhì)化熱處理，實施熱乳、冷乳而成為既定的板厚，再實施固溶化淬火等的調(diào)質(zhì)處理而制造。
[0052]但是，在這些制造工序中，為了得到本發(fā)明規(guī)定的組織（固溶Mg量和固溶Si量），如 后述，使熱乳條件和固溶和淬火處理后的預(yù)時效處理條件為優(yōu)選的范圍。
[0053](熔化、鑄造冷卻速度）
[0054]首先，熔化、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)等的通 常的熔煉鑄造法，對于被熔煉調(diào)整至上述6000系成分組成范圍內(nèi)的鋁合金熔液進(jìn)行鑄造。 在此，為了在本發(fā)明的規(guī)定范圍內(nèi)控制團(tuán)簇，關(guān)于鑄造時的平均冷卻速度，優(yōu)選從液相線溫 度至固相線溫度盡可能大(快），為30°C/分鐘以上。
[0055]如果不像這樣在鑄造進(jìn)行的高溫區(qū)域的溫度(冷卻速度)控制，則該高溫區(qū)域的冷 卻速度必然變慢。高溫區(qū)域的平均冷卻速度像這樣慢時，則在該高溫區(qū)域的溫度范圍粗大 地生成的晶化物的量變多，鑄塊的板寬方向、厚度方向的晶化物的尺寸和量的偏差也變大。 其結(jié)果是，不能將所述規(guī)定團(tuán)簇控制在本發(fā)明的范圍內(nèi)的可能性變高。
[0056](均質(zhì)化熱處理）
[0057]接著，對于所述鑄造的鋁合金鑄塊，在熱乳之前，實施均質(zhì)化熱處理。該均質(zhì)化熱 處理（均熱處理）除了通常的目的，即組織的均質(zhì)化（消除鑄塊組織中的晶粒內(nèi)的偏析）以 外，重要的是還為了使Si和Mg充分地固溶。只要是達(dá)成這一目的條件，便沒有特別限定，通 常的一次或一段的處理均可。
[0058]均質(zhì)化熱處理溫度為500°C以上、560°C以下，均質(zhì)(保持)時間從1小時以上的范圍 適宜選擇，使Si和Mg充分固溶。若該均質(zhì)化溫度低，則不能確保Si和Mg的固溶量，即使通過 后述的固溶?淬火處理后的預(yù)時效處理(再加熱處理），也不能達(dá)到本發(fā)明規(guī)定的組織（固 溶Mg量和固溶Si量）。另外，不能充分消除晶粒內(nèi)的偏析，因為其作為破壞的起點起作用，所 以彎曲加工性降低。
[0059]進(jìn)行該均質(zhì)化熱處理之后，進(jìn)行熱乳，但截止到均質(zhì)化熱處理后的熱態(tài)下的粗乳 開始，都需要使鑄塊的溫度不降至500°C以下，以確保Si和Mg的固溶量。至粗乳開始之前，如 果鑄塊的溫度下降至500°C以下，則Si和Mg析出，用于形成本發(fā)明規(guī)定的組織（固溶Mg量和 固溶Si量)的Si和Mg的固溶量不能確保的可能性變高。
[0060](熱乳）
[0061 ]熱乳根據(jù)乳制的板厚，由鑄塊(板坯）的粗乳工序和終乳工序構(gòu)成。在此粗乳制工 序、終乳工序中，適宜使用可逆式或串列式等的乳機。
[0062]從熱粗乳的開始至結(jié)束的乳制中，需要使溫度不要降低到450°C以下，以確保Si和 Mg的固溶量。若乳制時間變長等，道次間的粗乳板的最低溫度降低到450°C以下，則Mg - Si 系的化合物容易析出，固溶Mg和固溶Si量降低。因此，用于形成本發(fā)明規(guī)定的組織（固溶Mg 量和固溶Si量)的Si和Mg的固溶量不能確保的可能性變高。
[0063]在這樣的熱粗乳后，進(jìn)行結(jié)束溫度為300~360°C的范圍的熱終乳。該熱終乳的結(jié) 束溫度過低而低于300°C時，乳制載荷變高，生產(chǎn)率降低。另一方面，為了不大量殘留加工組 織而作為再結(jié)晶組織，而提高熱終乳的結(jié)束溫度時，若該溫度高于360°C，則Mg - Si系的化 合物容易析出，固溶Mg量和固溶Si量降低。因此，用于成為本發(fā)明規(guī)定的組織（固溶Mg量和 固溶Si量)的Si和Mg的固溶量不能確保的可能性變高。
[0064](熱乳板的退火）
[0065] 該熱乳板在冷乳制前不需要退火(粗退火），但也可以實施。
[0066] (冷乳）
[0067] 在冷乳中，乳制上述熱乳板，制成期望的最終板厚的冷乳板(也包括卷材）。但是， 為了使晶粒更微細(xì)化，優(yōu)選冷乳率為30%以上，另外，出于與所述粗退火同樣的目的，也可 以在冷乳道次間進(jìn)行中間退火。
[0068](固溶和淬火處理）
[0069] 冷乳后，進(jìn)行固溶處理，繼而進(jìn)行至室溫的淬火處理。在該固溶淬火處理中，可以 使用通常的連續(xù)熱處理線。但是，為了得到Mg、Si等的各元素的充分的固溶量，優(yōu)選以550°C 以上、熔融溫度以下的固溶處理溫度保持10秒以上后，使該保持溫度至l〇〇°C的平均冷卻速 度為20°C/秒以上。比550°C低的溫度，或比10秒短的保持時間時，在固溶處理前生成的A1 - Μη-Fe系和Mg - Si系等的化合物的再固溶不充分，固溶Mg量和固溶Si量降低。因此，用于成 為本發(fā)明規(guī)定的組織(固溶Mg量和固溶Si量)的Si和Mg的固溶量不能確保的可能性變高。
[0070] 另外，平均冷卻速度低于20°C/秒時，冷卻中主要生成Mg-Si系的析出物，固溶Mg 量和固溶Si量降低，不能確保Si和Mg的固溶量的可能性仍然高。為了確保該冷卻速度，淬火 處理分別選擇風(fēng)扇等的空冷、噴霧、噴水、浸漬等的水冷手段和條件。
[0071] (預(yù)時效處理:再加熱處理）
[0072] 在這樣的固溶處理后進(jìn)行淬火處理而冷卻至室溫后，在1小時以內(nèi)對于冷乳板進(jìn) 行預(yù)時效處理（再加熱處理）。截至室溫的淬火處理結(jié)束后，若至預(yù)時效處理開始（加熱開 始)的室溫保持時間過長，則由于室溫時效導(dǎo)致所述的富Si的Mg - Si團(tuán)簇生成，難以使所述 Mg和Si保持平衡的Mg - Si團(tuán)簇增加。因此，該室溫保持時間越短越好，固溶和淬火處理和再 加熱處理，也可以幾乎沒有時間差而連續(xù)進(jìn)行，下限的時間沒有特別設(shè)定。
[0073] 該預(yù)時效處理，使60~120°C下的保持時間為10小時以上、40小時以下而進(jìn)行保 持。由此，可形成本發(fā)明所規(guī)定的所述Mg和Si保持平衡的Mg - Si團(tuán)簇。
[0074]預(yù)時效溫度低于60°C或保持時間低于10小時，則與沒有進(jìn)行該預(yù)時效處理的情況 同樣，難以抑制所述富Si的Mg - Si團(tuán)簇，并難以使所述Mg和Si保持平衡的Mg - Si團(tuán)簇增加， 烘烤涂裝后的屈服強度容易變低。
[0075]另一方面，若預(yù)時效條件高于120°C，或高于40小時，則析出核的生成量會過多，烘 烤涂裝前的彎曲加工時的強度變得過高，彎曲加工性容易劣化。
[0076]以下，列舉實施例更具體地說明本發(fā)明，本發(fā)明當(dāng)然不受下述實施例限制，也可以 在能夠符合前?后述的宗旨的范圍內(nèi)適當(dāng)加以變更實施，這些均包含在本發(fā)明的技術(shù)范圍 內(nèi)。
[0077]【實施例】
[0078]改變組成和制造條件，分別制造以本發(fā)明的固溶Mg量和固溶Si量規(guī)定的組織不同 的6000系鋁合金板。然后，制板后在室溫下保持100天，分別測量、評價此后的As屈服強度和 BH性(涂裝烘烤硬化性）、彎曲加工性。這些結(jié)果顯示在表1、2中。
[0079]具體的所述作分別制作的方法，是對于表1所示的組成的6000系鋁合金板，如表2 所示，將均熱溫度、熱粗乳的道次間的粗乳制板達(dá)到最低的溫度(表2中記述為最低溫度）、 熱終乳的結(jié)束溫度、固溶處理的保持溫度、保持時間、平均冷卻速度、預(yù)時效處理的溫度和 保持時間等的制造條件進(jìn)行種種改變而進(jìn)行。在此，在表1中的各元素的含量的顯示中，各 元素的數(shù)值為空白的顯示，表示其含量在在檢測極限以下。
[0080]鋁合金板的具體的制造條件如下。對于表1所示的各組成的鋁合金鑄塊，通用DC鑄 造法進(jìn)行熔煉。這時，各例均共通，關(guān)于鑄造時的平均冷卻速度，從液相線溫度至固相線溫 度為50°C/分鐘。接著，對于鑄塊，各例均以表2所示的溫度條件，共同進(jìn)行6小時的均熱處理 后，以此溫度開始熱粗乳。這時的熱粗乳的最低(道次)溫度也顯示在表2中。
[0081]然后，各例均共通，繼續(xù)在終乳中，各例均以表2所示的結(jié)束溫度，熱乳至厚度 4.0mm，作為熱乳板。對于熱乳后的鋁合金板，各例均共通，實施500°C X 1分鐘的粗退火后， 取消冷乳道次途中的中間退火，進(jìn)行加工率50 %的冷乳，成為厚2.0_的冷乳板。
[0082]此外，對于該各冷乳板，各例均共通，以連續(xù)式的熱處理設(shè)備反繞，一邊卷取，一邊 連續(xù)地進(jìn)行調(diào)質(zhì)處理(T4)。具體來說，使截止到500°C的平均加熱速度為10°C/秒，在達(dá)到 540°C的目標(biāo)溫度后保持20秒而進(jìn)行固溶處理，之后，進(jìn)行平均冷卻速度為100°C/秒的水 冷，冷卻至室溫。緊接該冷卻之后，以表2所示的溫度(°C)、保持時間(hr)，進(jìn)行預(yù)時效處理。 預(yù)時效處理后進(jìn)行緩冷(放冷）。
[0083]從這些調(diào)質(zhì)處理后進(jìn)行100天室溫放置后的各最終制品板上，切下供試板(坯料）， 測量、評價由各供試板的所述固溶Mg量和固溶Si量規(guī)定的組織和特性。這些結(jié)果顯示在表 2〇
[0084](固溶Mg量i固溶Si量的測定）
[0085] 所述各供試板的固溶Mg量和固溶Si量的測量，通過利用熱酚的殘渣萃取法，熔化 作為測量對象的板的試料，用篩孔為〇. Ιμπι的過濾器將固液進(jìn)行過濾分離，將分離的溶液中 的Mg和Si的含量，分別作為固溶Mg量和固溶Si量進(jìn)行測量。
[0086] 由熱酚進(jìn)行的殘渣萃取法，具體來說以如下方式進(jìn)行。首先，在分解燒瓶加入酚而 加熱后，將作為測量對象的各供試板試料移入該分解燒瓶中進(jìn)行加熱分解。其次，加熱苯甲 醇后，由所述過濾器進(jìn)行吸濾，將固液進(jìn)行過濾分離，定量分析分離的溶液中的Mg和Si的合 計含量。在此定量分析中，適宜使用原子吸光分析法(AAS)和電感耦合等離子體發(fā)射光譜法 (ICP - 0ES)等。在所述吸濾中，如前述，使用篩孔(捕集粒徑)為0.1μηι，φ47π?π?的膜濾器。 該測量和計算，對于從所述供試板的板寬方向的中央部1處，和從該中央部向板寬方向的兩 端部2處共計3處提取的各3個試料進(jìn)行，使各試料的Mg、Si的固溶量(質(zhì)量％)平均化。然后， 由其固溶Si量和固溶Mg量，計算固溶Mg量和固溶Si量之和，固溶Si量與固溶Mg量之比（固溶 Si/固溶 Mg)。
[0087] (涂裝烘烤硬化性）
[0088] 作為所述供試板的機械的特性，這些各供試板分別共通，在模擬了彎曲加工的2% 的拉伸后，通過拉伸試驗求得185°CX 20分鐘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，根據(jù)這些0.2%屈服強度之間的差（屈服強度的增加 量)評價各供試板的BH性。
[0089]所述拉伸試驗，是從所述各供試板，分別提取JISZ2201的5號試驗片（25mmX 50mmGLX板厚），在室溫下進(jìn)行拉伸試驗。使這時試驗片的拉伸方向為乳制方向的直角方 向。拉伸速度截止〇. 2%屈服強度為5mm/分鐘，屈服強度以后為20mm/分鐘。機械的特性測量 的N數(shù)為5,分別以平均值計算出。還有，對于所述BH后的屈服強度測量用的試驗片，在利用 此拉伸試驗機對該試驗片施加模擬板的沖壓成形的2%的預(yù)應(yīng)變后，進(jìn)行所述BH處理。
[0090] (彎曲加工性）
[0091] 彎曲加工性對于所述各供試板進(jìn)行。試驗沿乳制方向取長軸，制成寬30mmX長 35mm的試驗片，依據(jù)JISZ2248，施加2000kgf的載荷，以彎曲半徑2.0mm進(jìn)行90°的V形彎曲。
[0092]目視觀察該V形彎曲部的粗糙、微小的裂紋、大的裂紋的發(fā)生等的表面狀態(tài)，按以 下的標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行目視評價L，6點以上為合格。（表2中只記述合格與否（〇X))9:無裂紋，無粗 糙，8:無裂紋，稍有粗糙，7:無裂紋，有粗糙，6:稍有微小的裂紋，5:有微小的裂紋，4:遍布微 小的裂紋，3:有大的裂紋，2:有大的裂紋，即將斷裂，1:斷裂。
[0093]如表1、2分別所示，發(fā)明例1~8,在本發(fā)明的成分組成范圍內(nèi)，且在優(yōu)選的條件范 圍制造。因此，這些各發(fā)明例，如表2所示，如本發(fā)明規(guī)定，通過用熱酚的殘渣萃取法分離的 溶液中的固溶Mg量和固溶Si量均為0.6 %以上，這些固溶Mg量和固溶Si量之和為1.4 %以 上，并且，這些固溶Si量與固溶Mg量之比（固溶Si/固溶Mg)為0.8~1.2。
[0094] 其結(jié)果是，各發(fā)明例1~8,即使在室溫時效后，如表2所示，BH后的0.2%屈服強度 仍高，為高強度，彎曲加工性也優(yōu)異。
[0095] 相對于此，表2的比較例9~14，使用與表1的發(fā)明例相同的合金例1。但是，這些各 比較例如表2所示，均熱溫度、熱粗乳的最低溫度、熱終乳的結(jié)束溫度、固溶處理的保持溫度 和時間、平均冷卻速度、預(yù)時效處理的溫度和保持時間等的制造條件，脫離優(yōu)選的條件。其 結(jié)果是，固溶Mg量和固溶Si量脫離本發(fā)明所規(guī)定的范圍，與作為相同的合金組成的發(fā)明例1 相比，室溫時效后的BH性和彎曲加工性差。
[0096] 其中，比較例9其熱粗乳的最低溫度和熱終乳的結(jié)束溫度過低。因此，固溶Mg量和 固溶Si量之和脫離下限而變得過少，另一方面，固溶Si量與固溶Mg量之比（固溶Si/固溶Mg) 脫離上限而過多，BH性低，BH后的0.2%屈服強度過低。
[0097]比較例10其熱粗乳的最低溫度過低。因此，固溶Mg量，和固溶Mg量和固溶Si量之和 脫離下限而過少，另一方面，（固溶Si/固溶Mg)脫離上限而過多，BH性低，BH后的0.2%屈服 強度過低。
[0098]比較例11其固溶處理的保持溫度過低。因此，固溶Mg量、固溶Si量、固溶Mg量和固 溶Si量之和脫離下限而過少，BH性低，BH后的0.2%屈服強度過低。
[0099] 比較例12其固溶處理的保持時間過短。因此，固溶Mg量，固溶Si量，固溶Mg量和固 溶Si量之和脫離下限而過少，BH性低，BH后的0.2%屈服強度過低。
[0100] 比較例13其固溶處理后的平均冷卻速度過小。因此，固溶Mg量，固溶Mg量和固溶Si 量之和脫離下限而過少，另一方面，（固溶Si/固溶Mg)脫離上限而過多，BH性低，BH后的 0.2%屈服強度過低。
[0101] 比較例14其均熱溫度和熱粗乳的最低溫度過低。因此，固溶Mg量，及固溶Mg量和固 溶Si量之和過少，另一方面，（固溶Si/固溶Mg)脫離上限而過多，BH性低，BH后的0.2%屈服 強度過低。另外，彎曲加工性也低。
[0102] 表2的比較例15~20雖然在優(yōu)選的條件范圍制造，但是使用表1的合金編號10~ 15,必須元素的1%5^11、？6的含量分別脫離本發(fā)明范圍。因此，這些比較例如表2所示，固 溶Mg量令固溶Si量，或其關(guān)系脫離本發(fā)明規(guī)定的范圍，與發(fā)明例相比，BH后的強度差。
[0103] 其中，在比較例16、18中，粗大的晶化物和析出物形成，熱乳中大幅的板裂紋發(fā)生， 板的制造本身不能進(jìn)行，不能評價組織和特性。
[0104] 比較例15是表1的合金10，Mg過少。
[0105] 比較例16是表1的合金11，Mg過多。
[0106]比較例17是表1的合金12，Si過少。
[0107]比較例18是表1的合金13，Si過多。
[0108]比較例19是表1的合金14，F(xiàn)e過多。
[0109]比較例20是表1的合金15，Mn過多。
[0110]因此，由以上的實施例的結(jié)果證明，為了在室溫時效后，仍不阻礙彎曲加工性，使 之高強度化，全面滿足本發(fā)明所規(guī)定的組成和組織有其必要性。
[0111]【表1】
[0112]
[0113]【表2】
[0114]
12 【產(chǎn)業(yè)上的可利用性】 2 根據(jù)本發(fā)明，能夠提供不阻礙彎曲加工性，而使之高強度化的6000系鋁合金板。其 結(jié)果是，除了面板材以外，還能夠?qū)?000系鋁合金板的應(yīng)用擴大為車架、立柱等的骨架材， 或保險杠加強材、車門防撞梁等的加強材等的汽車結(jié)構(gòu)構(gòu)件。
【主權(quán)項】
1. 一種高強度鋁合金板，其特征在于，是以質(zhì)量％計，分別含有Mg:0.6~2.0%、Si :0.6 ~2.0%111:1.0%以下但不含0%、？6:0.5%以下但不含0%，余量由41和不可避免的雜質(zhì) 構(gòu)成的A1 - Mg - Si系鋁合金板， 作為該板的固溶Mg量和固溶Si量，通過由熱酚進(jìn)行的殘渣萃取法分離的溶液中的Mg含 量和Si含量均為0.6%以上，該固溶Mg量和固溶Si量之和為1.4%以上，并且該固溶Si量與 固溶Mg量之比即固溶Si/固溶Mg為0.8~1.2。2. 根據(jù)權(quán)利要求1所述的高強度鋁合金板，其中，所述鋁合金板還含有Cu: 1.0%以下但 不含0%、0:0.3%以下但不含0%、2^0.2%以下但不含0%、￥:0.2%以下但不含0%、1^ : 0.1 %以下但不含0%、Zn:0.5%以下但不含0%、Ag:0.2%以下但不含0%、Sn:0.15%以下 但不含0%中的一種或兩種以上。
【文檔編號】C22C21/00GK105838927SQ201610055956
【公開日】2016年8月10日
【申請日】2016年1月27日
【發(fā)明人】有賀康博, 宍戶久郎, 松本克史
【申請人】株式會社神戶制鋼所