CN106661680A

CN106661680A - 铝合金板

Info

Publication number: CN106661680A
Application number: CN201580043382.9A
Authority: CN
Inventors: 宍户久郎; 松本克史; 有贺康博; 高田悟; 小泽敬祐; 巽明彦
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2014-08-27
Filing date: 2015-08-27
Publication date: 2017-05-10
Anticipated expiration: 2035-08-27
Also published as: WO2016031941A1; KR20170038857A; US20170349978A1; CN106661680B; JP2016047948A; KR20180095116A; JP6315582B2

Abstract

本发明涉及一种铝合金板，其特征在于，其是以质量％计分别包含Mg：0.3～1.0％、Si：0.5～1.5％、Sn：0.005～0.2％、Fe：0.02～1.0％及Mn：0.02～0.6％，且余量由Al及不可避免的杂质构成的Al－Mg－Si系铝合金板，其中，作为上述铝合金板的组织，利用500倍的SEM来测定，在利用X射线光谱装置所识别的化合物中，含有Mn及Fe、Sn的含量为1.0质量％以上且圆当量直径为0.3～20μm的范围的Sn化合物的平均数密度为500～3000个/mm²的范围，并且上述Sn化合物与铝基材的界面的长度以上述Sn化合物的总周长除以上述SEM的测定面积所得的值来计平均为3～20/mm的范围。本发明的铝合金板清除掉作为汽车外面板的室温时效后的成形性、BH性的要求，并且耐丝状锈蚀性也优异。

Description

铝合金板

技术领域

本发明涉及一种Al－Mg－Si系铝合金板，尤其涉及成形性、BH性及耐腐蚀性优异的铝合金板。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调质之后且在进行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

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，作为汽车面板，特别是引擎罩、车门、车顶等的大型车体面板(外面板，内面板)的材料，代替钢板等的钢铁材料，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。

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乃至JIS 6000系铝合金板作为薄壁且高强度铝合金板。

众所周知，上述汽车外面板通过对作为原材的6000系铝合金板复合进行冲压成形中的胀出成形时、弯曲成形等成形加工来制作。例如，在引擎罩和车门等大型的外面板中，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。

该6000系铝合金具有具备优异的BH性的优点(烘烤硬化性)，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降低的课题。进而，还会产生以下问题：在此种室温时效大的情况下，BH性降低，利用成形后的面板的涂装烘烤处理等较低温的人工时效(硬化)处理时的加热，屈服强度仍无法提高到作为面板所需要的强度。

一直以来提出大量对其的冶金性的对策，作为其中之一，包括在6000系铝合金板中积极添加Sn来实现室温时效的抑制和BH性的提高的方法。例如，在专利文献1中提出了通过添加适量Sn、并且在固溶处理后实施预备时效而兼具室温时效抑制性和BH性的方法。另外，在专利文献2中提出以下方法：在6000系铝合金板中添加Sn和提高成形性的Cu，从而提高成形性、烘烤涂装性、耐腐蚀性。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平09-249950号公报

专利文献2：日本特开平10－226894号公报

发明内容

发明要解决的课题

就这些以往的积极添加了Sn的6000系铝合金板而言，作为汽车的外面板用的原材，在复合兼具长时间的室温时效后的良好的成形性和高BH性、以及优异的耐丝状锈蚀性等诸多特性上尚有改善的余地。

例如，耐丝状锈蚀性的提高对于汽车外面板(用于外部使用的面板)是必须的。汽车外面板虽然被涂装后再使用，但是被曝露在作为汽车的行驶环境的海水、盐水等腐蚀环境(涂膜下腐蚀环境)中。因此，存在以下问题：在涂膜下的铝合金板表面产生并生长以被称作丝状锈蚀的析出物、夹杂物作为起点的丝状的锈，引起构件的强度的降低和外观不良。因此，为了将添加了Sn的Al－Mg－Si系铝合金板使用于汽车外面板，需要具有优异的耐丝状锈蚀性。

以往，在6000系铝合金板中也提出各种提高耐丝状锈蚀性的母材侧的组成、组织等的改善技术。但是，添加了Sn时的冶金性的行为与不添加Sn的情况具有不同之处，并不确定上述以往的母材侧的改善技术到底在添加Sn的情况下是否也有效。因此，为了使积极添加了Sn的6000系铝合金板的耐丝状锈蚀性与成形性、BH性等上述其他特性一起提高，需要寻求单独对添加Sn的6000系铝合金板的改善策略。

另外，在上述成形性上，也存在对汽车的外面板用的原材6000系铝合金板所要求的课题日益严苛的倾向。汽车的外面板需要直接体现无应变的美观曲面构成和所设计的特征。这是由外面板独特的设计所带来的问题，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)。

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，在成形性比钢板差的6000系铝合金板中容易产生面应变，难以实现上述无应变的美观曲面构成和特征。因此，在6000系铝合金板中，在对汽车外面板的成形时必须抑制该面应变的产生。此种面应变的问题并不仅为上述的凹部(胀出部)的问题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。

针对此种课题，为了抑制上述面应变的产生，期望降低被冲压成形时的(在制造后为室温时效)6000系铝合金板的0.2％屈服强度。但是，若如此地降低冲压成形时的屈服强度，则反而难以得到烘烤涂装硬化处理(烘烤硬化)后的高屈服强度。

本发明是为了解决此种课题而完成的发明，其目的在于提供清除掉作为汽车外面板的上述室温时效后的成形性、BH性的要求并且还提高了耐丝状锈蚀性的含有Sn的6000系铝合金板。

用于解决课题的手段

为了达成该目的，本发明的铝合金板的要旨在于提供一种铝合金板，其是以质量％计分别包含Mg：0.3～1.0％、Si：0.5～1.5％、Sn：0.005～0.2％、Fe：0.02～1.0％及Mn：0.02～0.6％且余量由Al及不可避免的杂质构成的Al－Mg－Si系铝合金板，作为上述铝合金板的组织，利用500倍的SEM来测定，在利用X射线光谱装置所识别的化合物中，含有Mn及Fe、Sn的含量为1.0质量％以上且圆当量直径为0.3～20μm的范围的Sn化合物的平均数密度为500～3000个/mm²的范围，并且上述Sn化合物与铝基材的界面的长度以上述Sn化合物的总周长除以上述SEM的测定面积所得的值来计平均为3～20/mm的范围。

发明效果

在6000系铝合金板的组织中，Sn具有在室温状态捕获原子空穴(捕捉、trap)的作用。利用该Sn的作用，抑制在室温的Mg、Si的扩散，抑制室温时效(硬化)，抑制强度增加，在板成形为面板时还带来提高卷边加工性、深拉加工、胀出加工等冲压成形性的效果。另一方面，在面板的涂装烘烤处理等人工时效处理时，Sn还具有以下效果：由于会释放所捕获的空穴，因此反而促进Mg或Si的扩散，可以提高BH性。

但是，根据本发明人等的见解，这些Sn的原子空穴的捕获、释放效果最初通过使Sn固溶于基材而发挥的。然而，Sn在基材中的固溶量极少(低)，利用通常的板的制造方法，即使将Sn的添加量抑制在理论固溶量以下，其大部分也不固溶而以化合物的形式晶化或析出。这样以化合物形式晶化或析出的Sn虽然具有后述的耐丝状锈蚀性的提高效果，但是没有原子空穴的捕获、释放效果。

因此，在本发明中，板的制造方法也是经过复查后，如后述那样对均热处理等的制造条件下工夫，控制特定的组成和尺寸的含Sn化合物的数密度，控制所含有的Sn的固溶与析出的平衡，并且还确保Sn的固溶量。而且，发挥固溶Sn的原子空穴的捕获、释放效果、由存在上述特定的组成和尺寸的Sn化合物所带来的效果，抑制时效，实现成形性、BH性的提高。即，作为所制造的板的室温时效后的特性，对汽车外面板的冲压成形时(烘烤涂装前)的屈服强度为110MPa以下，卷边加工性在实施例中按照后述的基准为2.0以下，并且汽车外面板在185℃×20分钟的烘烤涂装条件下的人工时效硬化量(BH性)为100MPa以上。

另一方面，本发明中，为了提高耐丝状锈蚀性，以使上述特定的组成和尺寸的Sn化合物与铝基材的界面变多(变长)的方式析出或晶化。由此，可以使不含有Sn的化合物与基材的界面变少(变短)，可以提供兼具成形性、BH性与良好的耐丝状锈蚀性的6000系铝合金板。

具体实施方式

以下，对于本发明的实施方式按照要件进行具体说明。

(化学成分组成)

首先，对本发明的Al－Mg－Si系(以下也称作6000系)铝合金板的化学成分组成如下地进行说明。本发明的对象物6000系铝合金板作为汽车的外面板用的板而被要求具有上述室温时效后的优异的成形性、BH性、耐丝状锈蚀性等诸多特性。

作为为了满足此种要求所需的板的特性，就在板制造后T6等调质后经过30天室温时效后的特性而言，优选：对汽车外面板的冲压成形时(烘烤涂装前)的屈服强度为110MPa以下，卷边加工性在实施例中按照后述的基准为2.0以下，并且汽车外面板在185℃×20分钟的烘烤涂装条件下的人工时效硬化量(BH性)为100MPa以上。

作为用于满足此种优选的板特性的来自合金组成侧的条件，铝合金板的合金组成在6000系的中也是以质量％计分别包含Mg：0.3～1.0％、Si：0.5～1.5％、Sn：0.005～0.2％、Fe：0.02～1.0％及Mn：0.02～0.6％且余量由Al及不可避免的杂质构成的特定组成。予以说明，各元素的含量的％表述是指总质量％。另外，在说明书中，以质量为基准的百分率(质量％)与以重量为基准的百分率(重量％)相同。另外，关于各化学成分的含量，有时将“X％以下(但是，不包括0％)”表示为“超过0％且X％以下”。

在此，上述合金组成中，优选为BH性更优选、Si与Mg的质量比Si/Mg为1以上这样的过量Si型的6000系铝合金板。

作为上述合金组成的除Mg、Si、Sn、Fe、Mn以外的其他元素为不可避免的杂质，为依据AA乃至JIS规格等的各元素水平的含量(容许量)。即，从资源再循环的观点出发，在本发明中，作为合金的熔炼原料，不仅使用高纯度Al锭料，而且在大量使用6000系合金、其他铝合金废料材、低纯度Al锭料等的情况下，必然会以实质量混入除Mg、Si、Sn、Fe、Mn以外的其他元素。而且，降低这些元素的精炼本身成本上升，需要在不阻碍本发明目的、效果的含有范围容许一定程度的含有。

具体而言，以质量％计，可以含有选自Cr：0.4％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0％)、Ti：0.1％以下(但不包括0％)、Cu：0.4％以下(但不包括0％)、Ag：0.2％以下(但不包括0％)及Zn：1.0％以下(但不包括0％)中的一种或两种以上。

以下，对于上述6000系铝合金中的各元素的含有范围和意义、或允许量依次进行说明。

Si：0.5～1.5％

Si是在固溶强化和涂装烘烤处理等的人工时效处理时作为主要元素来形成有助于强度提高的Mg－Si系析出物而发挥时效硬化能力、并且是用于得到作为汽车的外面板所需的强度(屈服强度)而必须的元素。另外，为了在成形为面板后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。若Si含量过少，则Mg－Si系析出物的生成量不足，因此BH性显著降低。

另一方面，若Si含量过多，则粗大的结晶物及析出物形成于晶粒内及晶界中，弯曲加工性及丝状锈蚀性显著降低。因此，Si为0.5～1.5％的范围。更优选的下限值为0.6％，更优选的上限值为1.4％。

Mg：0.3～1.0％

Mg也是在固溶强化和涂装烘烤处理等人工时效处理时作为主要元素来形成有助于强度提高的Mg－Si系析出物而发挥时效硬化能力、并且是用于得到作为面板所需的屈服强度而必须的元素。若Mg含量过少，则Mg－Si系析出物的生成量不足，因此BH性显著降低。因此，无法得到作为面板所需的屈服强度。另一方面，若Mg含量过多，则形成粗大的结晶物和析出物，弯曲加工性显著降低。因此，Mg的含量为0.3～1.0％的范围。更优选的下限值为0.4％，更优选的上限值为0.8％。

Fe：0.02～1.0％

Fe是在均热处理时及热轧时与Al、其他的Si、Mn、Sn等一起以特定的数密度生成本发明中规定的含有Sn的特定尺寸的化合物的必要元素。若其含量过少，则含有Sn的上述特定的化合物的生成量变得过少，含有Sn的上述特定的化合物与基材的界面变少(变短)，提高丝状锈蚀性的效果变小。另一方面，若Fe含量过多，则晶粒内及晶界中含有Sn的上述特定的化合物的生成量变得过多，使卷边加工性等成形性及丝状锈蚀性变差。

Mn：0.02～0.6％

Mn与Fe同样是在均热处理时及热轧时与Al、其他的Si、Fe、Sn等一起以特定的数密度生成本发明中规定的含有Sn的特定的尺寸的化合物的必要元素。若其含量过少，则含有Sn的上述特定的化合物的生成量变得过少，含有Sn的上述特定的化合物与基材的界面变少(变短)，提高丝状锈蚀性的效果变小。另一方面，若Mn含量过多，则晶粒内及晶界中含有Sn的上述特定的化合物的生成量变得过多，使卷边加工性等成形性及丝状锈蚀性变差。

Sn：0.005～0.2％

Sn是必须的元素，其具有以下效果：在固溶的状态下，通过在室温下捕获原子空穴，从而抑制在室温下的Mg、Si的扩散，长期抑制室温下的强度增加(室温时效)，该室温时效后的板冲压成形为面板时使冲压成形性、尤其卷边加工性提高。而且，另一方面，由于在所成形的面板的涂装烘烤处理等人工时效处理时会释放所捕获的空穴，因此反而促进Mg或Si的扩散，可以提高BH性。

这些Sn的效果最初通过固溶Sn而发挥。若Sn的含量过少，则Sn的固溶量减少，不能充分捕获空穴，无法发挥上述Sn的室温时效抑制效果。其结果为：可以抑制在室温的强度增加，屈服强度变高，不仅卷边加工性变差，BH处理时的Mg－Si系析出物的生成量也减少，BH性容易变低。

在本发明中，除上述固溶的Sn以外，另一方面，使一定量的Sn以含有Sn的化合物的形式析出或晶化，从而提高耐丝状锈蚀性。但是，若Sn的含量过少，则含有Sn的化合物也减少。

因此，在含有Mn及Fe的化合物中，Sn的含量为1.0质量％以上且圆当量直径为0.3～20μm的范围的化合物的平均数密度不足。其结果为：这些化合物与铝基材的界面的长度也不足，无法提高耐丝状锈蚀性。

但是，即使Sn的含量过多，Sn的固溶量也存在界限，并不使固溶量增加。另外，若Sn的含量过多，则Sn在晶界偏析，成为晶界裂纹的原因，在板的制造工序的热轧时容易产生裂纹。

因此，Sn的含量为0.005～0.2％的范围。更优选的下限值为0.01％，更优选的上限值为0.18％。

(组织)

接着，对本发明的6000系铝合金板的组织进行如下说明。

Sn化合物：

在本发明中，作为制造后(调质后)的板的组织，利用500倍的SEM来测定，并规定为利用X射线光谱装置所识别的、特定的组成和尺寸的Sn化合物的平均数密度与铝基材的界面的多少。

该特定的组成和尺寸的Sn的化合物是含有Mn及Fe两者或者含有Mn或Fe中的任一者、Sn的含量为1.0质量％以上且圆当量直径为0.3～20μm的范围的Sn化合物(含有Sn的化合物)。

满足此种规定的Sn化合物的平均数密度为500～3000个/mm²的范围、优选为500～2000个/mm²的范围，以确保用于发挥固溶Sn的上述室温时效抑制效果所需的Sn的固溶量。

另外，满足此种规定的Sn化合物与铝基材的界面的长度以该Sn化合物的总周长除以上述SEM的测定面积所得的值来计平均为3～20/mm的范围、优选平均为3～10/mm的范围。这样，通过以使上述特定的组成和尺寸的Sn化合物的铝基材的界面变多的方式析出或晶化，从而减少降低耐丝状锈蚀性的不含有Sn的化合物与基材的界面，提高耐丝状锈蚀性。

Sn化合物的平均数密度：

在上述特定的组成和尺寸的Sn化合物的平均数密度超过3000个/mm²而过多的情况下，Sn的固溶量减少，无法发挥上述Sn的室温时效抑制效果。其结果为：可以抑制在室温的强度增加，屈服强度变高，不仅卷边加工性变差，BH处理时的Mg－Si系析出物的生成量也减少，BH性容易变低。

其另一方面，本发明中，为了提高耐丝状锈蚀性，而以使该Sn化合物与基材的界面变多(变长)的方式使Sn以特定的组成和尺寸的化合物的形式一定程度地析出或晶化。

本发明人等对Sn的添加与耐丝状锈蚀性的关系进行了研究。其结果可知：在Al－Mg－Si系铝合金板的组织中，基于一定的制造条件，所添加的Sn进入到粗大化合物中，而产生不易成为丝状锈蚀的起点这一特异的现象。

在此，粗大化合物是在铸造、均热、热轧处理中产生的Al－Fe系、Al－Fe－Mn系、Al－Fe－Si系、Al－Fe－Mn－Si系的金属间化合物，是指圆当量直径为几μm～数十μm的较大的金属间化合物。若这些粗大化合物存在于铝合金中，则电位比周围的铝更高，作为所谓阴极位点发挥作用。

因此，在这些粗大化合物与铝母材的界面，产生较大的电位差，处于腐蚀非常容易加剧的状态。此种腐蚀现象像上述的汽车面板那样在铝合金板(面板)表面被树脂皮膜覆盖的状态下以丝状锈蚀(丝状拉伸的锈)的形式体现。

对此，通过使上述粗大化合物含有Sn，从而与周围的铝的电位差变小，不易作为阴极位点发挥作用，不易成为丝状锈蚀的起点。即，通过使Sn化合物与铝基材的界面的长度为一定以上的范围，并且减少降低耐丝状锈蚀性的不含有Sn的化合物与基材的界面，从而可以提高丝状锈蚀性。

由此，兼具成形性、BH性与良好的耐丝状锈蚀性。

因此，上述特定的组成与尺寸的Sn化合物的平均数密度的规定也是使Sn仅析出或晶化一定量(一定数密度和一定周长)而提高耐丝状锈蚀性的Sn的析出量或晶化量的基准。在上述特定的Sn化合物的平均数密度不足500个/mm²而过少的情况下，无法得到含有Mn及Fe的上述特定的Sn化合物本身，无法提高耐丝状锈蚀性。

含有Mn及Fe的Sn化合物：

Sn在上述板的合金组成中与其所含有的Mn及Fe一起形成上述特定的组成和尺寸的Sn化合物，因此若板不含有这些Mn及Fe，则上述特定的组成和尺寸的Sn化合物本身就不会产生。但是，该Sn化合物中的Mn及Fe只要以能够利用后述的EDX进行检测的水平(范围)存在即可，无需将Sn化合物中的含量分别进行定量性地规定。

Sn化合物的Sn含量和尺寸：

另外，在Sn化合物中，Sn含量不足1.0质量％和Sn过少的化合物、或者圆当量直径不足0.3μm的过小的化合物即使若干满足上述平均数密度、或上述化合物的界面的多少而存在，也不会保证Sn的固溶量。而且，提高上述的成形性、BH性、耐丝状锈蚀性等的效果小。因此，将这些化合物从上述特定的组成和尺寸的Sn化合物中排除。

该特定的Sn化合物的Sn含量的上限并无特别规定，但是上限值从制造限界出发为10质量％左右。另外，若为该特定的Sn化合物的圆当量直径超过20μm这样的粗大化合物，则成为裂纹的原因，在板的制造工序的热轧时等容易产生裂纹。

Sn化合物的界面的长度(多少)：

作为上述特定的组成和尺寸的Sn化合物的板组织中的存在状态，若使这些含Sn化合物与基材的界面变长(变多)，则耐丝状锈蚀性提高。在这些含Sn化合物与基材的界面过少的情况下，提高耐丝状锈蚀性的效果变小。即，在这些Sn化合物与铝基材的界面的长度以这些化合物的总周长(上述特定的组成和尺寸的所有Sn化合物的周长的合计)除以上述SEM的测定面积所得的值来计不足3/mm的情况下，Sn化合物与基材的界面变短。因此，降低耐丝状锈蚀性的不含有Sn的化合物与基材的界面变长(变多)，提高耐丝状锈蚀性的效果变小。

另一方面，若这些Sn化合物与基材的界面超过20/mm而过多，则含Sn化合物的数密度变多，固溶Sn量降低，无法得到低屈服强度和高BH性。因此，含Sn化合物与基材的界面以这些化合物的总周长除以上述SEM的测定面积所得的值来计平均为3～20/mm。更优选平均为3～10/mm的范围。

Sn化合物的测定：

圆当量直径为0.3～20μm的范围、含有1.0质量％以上的Sn并且含有Mn及Fe两者的化合物的数密度的测定利用500倍的SEM(扫描型电子显微镜、Scanning ElectronMicroscope)来进行。而且，这些特定的组成和尺寸的Sn化合物利用SEM附带的X射线光谱装置来识别，并且与Sn的含量不足1.0质量％或者不含有Mn或Fe的化合物相区分。另外，利用上述SEM还可以区分不满足上述范围的尺寸的化合物。

利用上述SEM的测定对从供试板的表面起板厚方向1/4部的任意的10个部位的点进行(采集10个试样)，将这些各试样的上述特定的组成和尺寸的Sn化合物的数密度平均化而得到平均数密度(个/mm²)。具体而言，对刚调质处理后的供试板的板厚方向的直角截面，通过从表面起板厚方向1/4部的任意的点，对与板表面平行的面，使用500倍的SEM进行测定。关于试样，从上述部位抽取10个试样，对板截面试样表面进行机械研磨，利用机械研磨磨掉从板表面起约0.25mm，再进行抛光研磨，准备对表面调整后的试样。接着，利用SEM的反射电子图像，采用自动解析装置测定上述圆当量直径范围的化合物的个数，计算数密度。测定部位为试样研磨表面，每1个试样的测定区域为240μm×180μm。

X射线光谱装置作为采用能量色散型X射线光谱法(Energy Dispersive X－raySpectroscopy)的分析装置被公知，通常称作EDX，并附属于上述SEM，对上述圆当量直径范围的化合物的组成进行定量分析。而且，在测定上述圆当量直径范围的化合物的个数时，根据Sn的含量和是否实质性地含有Mn和Fe，与其他化合物相区分。仅识别上述特定的组成和尺寸的Sn化合物。在本发明中，在即使利用X射线光谱装置也无法在化合物中检测Mn或Fe的情况下，与Sn的含量不足1.0质量％的情况同样，作为不含Mn或Fe的化合物而看作与上述特定的组成和尺寸的Sn化合物不同的其他化合物。

进而，由上述SEM的反射电子图像的解析，求得上述特定的组成和尺寸的Sn化合物的总周长(mm)，该Sn化合物与铝基材的界面的长度(/mm)以将该总周长除以上述SEM的测定面积(SEM的视野面积：将240μm×180μm换算为mm²)所得的值(mm/mm²)来计进行上述试样数的平均来求得。

与现有技术的不同：

这样，在Sn的固溶状态的方面及与使该固溶状态析出或晶化的Sn化合物平衡的方面，本发明的含有Sn的6000系铝合金板在组织上或特性上与同样(同量)含有Sn的6000系铝合金板不同。即，若均热处理等的制造条件不同，则Sn的固溶量、Sn的化合物的上述组成、数密度以及与上述基材的界面的多少等存在形态也大不相同。

换言之，在通常的板的制造条件(常法)下，Sn容易以化合物的形式析出，固溶量显著低(少)。另外，Sn的化合物的上述组成、数密度也不同，而且与上述基材的界面也变少。因此，即使同样(同量的)含有Sn，也未必成为像本发明那样具有以高水平抑制室温时效并且提高BH性、卷边加工性的效果的组织且得到优异的耐丝状锈蚀性的组织。

顺便说一下，以往的加入Sn的6000系铝合金板不能充分发挥此种Sn的效果。其理由推测为：以往常常着眼于作为主要元素的Mg、Si的固溶或析出，但是对于仅为选择性的添加元素之一的Sn的固溶、析出的存在形态并不怎么关注。另外，利用常规方法制造的板的、Sn的主要存在形态为以化合物形式的晶化或析出(以下也简称为析出)。与此不同，还推测其理由在于：使Sn固溶本身较难，Sn的固溶状态为极为稀少的存在形态，因此不易对由Sn的固溶所发挥的效果有所了解。

(制造方法)

接着，以下对于本发明铝合金板的制造方法进行说明。本发明铝合金板，其制造工序本身是常规方法或公知的方法，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、冷轧而成为既定的板厚，再实施固溶淬火等调质处理而制造。

但是，在这些制造工序中，作为制造后(调质后)的板的组织，为了使上述特定的含Sn组成和尺寸的Sn化合物的平均数密度为规定范围内而使Sn固溶且使Sn的固溶与析出平衡，如后述那样，除控制铸造时的平均冷却速度外，规定冷轧途中的中间退火也成为优选的条件。若不为此种中间退火条件，则难以使Sn固溶。

进而，除此之外，作为制造后(调质后)的板的组织，为了使上述特定的含Sn组成和尺寸的Sn化合物与铝基材的界面的多少为规定范围内，均热处理按照特定条件下的2阶段的均热处理来进行。

熔炼、铸造冷却速度：

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，为了像本发明所规定那样使Sn固溶，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。

在不进行这样的在铸造时的高温区域的温度(冷却速度)时，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缓慢时，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。其结果为：在本发明的规定范围无法使Sn固溶的可能性变高。

均质化热处理：

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。

但是，在本发明中，作为在上述调质处理后进行室温时效后的、制造后(调质后)的板的组织，为了使上述特定的组成与尺寸的Sn化合物与铝基材的界面的多少为规定范围内，按照以下的特定条件进行均热处理。

均热处理的第1阶段在400～500℃的范围保持1～10小时。由此，使上述特定的组成与尺寸的Sn化合物微细分散，并且使该化合物的数密度与铝基材的界面的多少为上述规定范围内。若该均热温度不足400℃或保持时间不足1小时，则使上述特定的含Sn组成与尺寸的Sn化合物微细分散，Sn化合物与铝基材的界面的多少以这些化合物的总周长除以上述SEM的测定面积所得的值来计难以达到平均为3/mm以上。另外，若该第1阶段的保持时间超过10小时，则上述特定的组成和尺寸的Sn化合物的数密度超过3000个/mm²而过多，抑制室温时效所需的Sn的固溶量不足。

接着，进一步加热的第2阶段的均热处理在520～560℃的范围保持3小时以上。在该第2阶段的均热处理中，使以铸锭结晶物形式存在的Mg－Si－Sn系的化合物固溶，并且使固溶Sn量增加。若该第2阶段的均热处理的温度不足520℃或保持时间不足3小时，则以铸锭结晶物形式存在的Mg－Si－Sn系的化合物的固溶不充分，抑制室温时效所需的Sn的固溶量不足。另一方面，若该第2阶段的均热温度超过560℃，则铸锭熔损。另外，该第2阶段的保持时间可以较长，但是在生产效率、经济性方面，无需超过20小时。

若能使400℃～500℃的温度区域的保持时间为1～10小时，则如后述的实施例所示，作为2阶段的均热处理，可以在一定的温度下进行保持，也可以为通过升温、缓慢冷却等而依次改变温度的热处理。总之，即使利用升温、缓慢冷却等而连续地发生温度变化，只要在400～500℃的温度区域保持1小时以上且10小时以下即可。

热轧：

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。

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。

热轧板的退火：

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。

冷轧：

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，期望无论道次数为何而使总冷轧率为60％以上。

中间退火：

优选的是：在该冷轧前(热轧后)或冷轧的途中(道次间)，将板在480℃以上且熔点以下的高温保持0.1～10秒，接着，进行以3℃/秒以上的平均冷却速度强制冷却(急冷)至室温的中间退火，使利用到此为至的热轧工序等以化合物形式生成的Sn固溶。利用常规方法，Sn容易析出，一旦析出的Sn很难再度固溶，为了像本发明所规定那样使Sn固溶，难以仅利用后述的固溶处理使Sn固溶，需要利用中间退火进行高温的热处理。

对该中间退火条件，若板的温度不足480℃，则Sn的固溶量不足。另外，若退火后的冷却不为3℃/秒以上的平均冷却速度的利用空气冷却、喷雾、水冷等冷却至室温的强制冷却(急冷)，即平均冷却速度不足3℃/秒，则一旦固溶的Sn会再析出而形成化合物。

此种条件下的退火还包括急冷，利用箱式炉难以办到，需要边将板退卷边向炉中通板而进行卷取的连续热处理炉。

固溶和淬火处理：

冷轧后，进行固溶淬火处理。关于固溶处理和淬火处理，可以用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使板组织的晶粒更微细，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并保持0～10秒的条件下进行。而且，从固溶化温度至淬火停止温度的平均冷却速度优选为3℃/秒以上。若该冷却速度小，则上述Sn化合物的数密度变多，固溶Sn变得过少。因此，难以满足成形时的0.2％屈服强度为110MPa以下的低屈服强度、卷边加工性为2.0以下且在185℃×20分钟的条件下的BH性为100MPa以上。另外，冷却中Mg－Si系化合物等容易析出，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风扇等强制空气冷却、喷雾、喷水、浸渍等的水冷机构和条件。

顺便说一下，该固溶淬火处理、上述热轧后的粗退火条件的温度等也与上述中间退火条件近似，若无上述中间退火或即使进行也不满足上述520℃以上的温度等诸多条件，则仅进行该固溶淬火处理、上述热轧后的粗退火，无法使Sn仅以上述所需量或上述规定量固溶。

预备时效处理(再加热处理)：

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(60分钟)以内的尽可能短的时间内对板进行预备时效处理(再加热处理)。

至室温为止的淬火处理结束后，若直至预备时效处理开始(加热开始)为止的室温保持时间超过1小时而过长，则室温时效进行而使BH性降低。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。

该预备时效处理的温度和保持时间优选为在80～150℃的温度范围保持3小时以上且50小时以下。此时，可以将该80～150℃下的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、慢冷却依次改变温度的热处理。总之，即使利用慢冷却或升温等连续地进行温度变化，只要在80～150℃的温度区域保持3小时以上且50小时以下即可。再加热处理后至室温的冷却，可以自然冷却，而为了生产的效率化，也可以使用上述淬火时的冷却机构进行强制急冷。

若予备时效处理不在这些优选的条件范围内，则将汽车面板成形时的板的0.2％屈服强度降低至110MPa以下，并且不易使BH性为100MPa以上。

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、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。

实施例

以下，对本发明的实施例进行说明。根据上述均热处理条件、中间退火条件而分别制作上述组成和尺寸的Sn化合物的平均数密度量、该Sn化合物与铝基材的界面的多少不同的6000系铝合金板，在制造后对该板评价在室温保持30天后的强度、BH性(涂装烘烤硬化性)、卷边加工性、耐丝状锈蚀性。其结果如表2所示。

这些铝合金板的具体的制造条件如下。共同通过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。予以说明，在表示各例的6000系铝合金板的组成的表1中的各元素的含量的显示中，将各元素的数值作为空白的显示，表示其含量在检测极限以下且为不包含这些元素的0％。

将上述铸锭在表2所示的各条件下进行均热处理后，在第2阶段的各例的温度下开始热粗轧。而且，各例均共同紧接利用终轧热轧至厚度2.5mm，制成热轧板。各例均共同将该热轧板在冷轧的道次途中(道次间)按照表2所示那样在各种条件下进行利用连续退火炉的中间退火，最终制成厚度1.0mm的冷轧板(制品板)。

进而，各例均共同将上述的各冷轧板在560℃的硝石炉中进行固溶处理，到达目标温度后保持10秒，利用从固溶化温度到淬火停止温度的平均冷却速度为50℃/秒的水冷进行淬火处理。在刚该淬火后进行在100℃保持5小时的预备时效处理(保持后以0.6℃/小时的进行缓慢冷却)。

从这些刚调质处理后的各板切割供试板(空白)，作为各供试板的组织，测定上述组成和尺寸的Sn化合物的平均数密度量、该Sn化合物与铝基材的界面的多少。另外，从在上述调质处理后在室温放置30天后的各板切割供试板(空白)，并对各供试板的强度(AS屈服强度：板制造后进行30天室温时效后的0.2％屈服强度)和BH性进行了调查。它们的结果如表2所示。

(供试板的组织)

在调质处理不久的各供试板的、含有Mn及Fe的化合物中，Sn的含量为1.0质量％以上且圆当量直径为0.3～20μm的范围的化合物的平均数密度(个/mm²)利用使用上述的500倍的SEM和X射线光谱装置的测定方法来求得。另外，利用使用上述的500倍的SEM和X射线光谱装置的测定方法，将上述组成和尺寸的Sn化合物与铝基材的界面的长度以上述组成和尺寸的Sn化合物的总周长(上述组成和尺寸的所有Sn化合物的周长的合计)除以上述SEM的测定面积所得的值(/mm)的形式求得。

(抗拉试验)

关于上述抗拉试验，从上述调质处理后在室温放置30天后的各供试板抽取各个JISZ2201的5号试验片(25mm×50mmGL×板厚)，在室温进行拉伸试验。使此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。

作为上述30天室温时效后成形时的板的特性，将表2所示的As0.2％屈服强度(成形时的0.2％屈服强度)为110MPa以下、卷边加工性在实施例中按照后述的基准为2以下的情况设为汽车外面板用的原材板的成形性合格。

(BH性)

将各供试板分别共同利用上述拉伸试验求得其在上述30天的室温时效之后再进行185℃×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后的0.2％屈服强度)。而且，根据表2所示的屈服强度的增加量(上述BH后的0.2％屈服强度与上述As0.2％屈服强度之差)，评价各供试板的BH性，将0.2％屈服强度的增加量为100MPa以上的情况设为BH性合格。

(卷边加工性)

卷边加工性仅对上述室温放置30天后的各供试板进行。试验使用30mm宽的狭条状试验片，经过由向下凸缘形成的内弯曲R1.0mm的90°弯曲加工后，进行夹持1.0mm厚的内部件，再将折叠弯曲部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度而使端部与内部件密接的平卷边加工。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，并将直至基准0～2设为合格。

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、5：破裂

(耐丝状锈蚀性)

对上述经过室温时效后的各供试板的耐丝状锈蚀性进行了评价。关于用于评价的试验方法，从上述经过3天室温时效后的各供试板切割80×150mm的板，在碳酸钠系脱脂浴中浸渍40℃×2分钟(并进行利用搅拌器的搅拌)，对供试材表面进行了脱脂处理。接着，在室温的锌系表面调整浴中浸渍1分钟(进行利用搅拌器的搅拌)后，在35℃磷酸锌浴中浸渍2分钟，实施磷酸锌处理，再按照通常的汽车用构件的涂装工序进行电沉积涂装(厚度20μm)，在185℃进行20分钟的烘烤处理。之后，使涂膜带入长度50mm的交叉切割瑕疵，将盐水喷雾24小时→湿润(湿度85％、40℃)120小时→自然干燥(室温)24小时的循环进行8个循环，测定交叉切割部的单侧的锈的宽度作为丝状锈蚀的长度。

关于耐丝状锈蚀性的评价，以上述交叉切割部的单侧的锈的最大的宽度来进行评价，将最大的宽度不足1mm的情况评价为◎，将1mm以上且不足2mm的情况评价为○，将2mm以上且不足3mm的情况评价为△，将3mm以上的长度的情况评价×，将◎及○的情况判断为耐丝状锈蚀性优异的材料(合格)。

表2的编号1～3、9、12、14～21所示的各发明例在本发明成分组成范围内(表1的合金番号1～11)且包括均热处理、中间退火的上述优选条件范围内来制造。因此，如表2所示，上述各发明例满足本发明所规定的上述组成和尺寸的Sn化合物的平均数密度、该Sn化合物与铝基材的界面的多少，Sn的固溶与析出取得平衡。

其结果为：如表2所示，在上述各发明例中，即使在上述调质处理后30天的室温时效后，也可以使对汽车外面板的冲压成形时(烘烤涂装前)的As0.2％屈服强度为110MPa以下、卷边加工性的评价优良而为0～2、且汽车外面板在185℃×20分钟的烘烤涂装条件下的人工时效硬化量(BH性)为100MPa以上。另外，耐丝状锈蚀性也优异。

另一方面，正如由表2所获知的那样，在虽然使用本发明成分组成范围内的表1的合金编号1、2、3或18、19但均热处理条件或中间退火条件处于优选范围外的比较例4～8、10、11、13、28、29中，如表2所示，本发明中规定的上述组成和尺寸的Sn化合物的平均数密度、该Sn化合物与铝基材的界面的多少中的任一者均偏离规定，并未取得Sn的固溶与析出的平衡。

其结果为：如表2所示那样，在上述各比较例中，上述调质处理后30天的室温时效后的、对汽车外面板的冲压成形时的、屈服强度过高而超过110MPa，或者BH性过低而不足100MPa，或者耐丝状锈蚀性差。

在比较例4、6、13中，第1阶段的均热处理的保持时间过短，或者未实施第1阶段的均热处理。因此，上述组成和尺寸的Sn化合物的平均数密度过少，Sn化合物与基材的界面不足3/mm，丝状锈蚀性差。

在比较例5、7、10中，第1阶段的均热处理的保持时间过长，或者第2阶段的均热处理温度过低。因此，Sn化合物过多，无法充分确保固溶Sn，因此AS屈服强度高，屈服强度增加量也低。另外，在比较例7中也未实施中间退火，在比较例10中，中间退火后的冷却速度也过低。

在比较例8、11中，中间退火温度过低。因此，Sn化合物过多，无法充分确保固溶Sn，因此AS屈服强度过高，屈服强度增加量也低。

在比较例28、29中，虽然使用本发明成分组成范围内的表1的合金编号18、19，但是未施以中间退火温度，中间退火后的冷却速度过低。因此，Sn化合物过多，无法充分确保固溶Sn，因此AS屈服强度过高，屈服强度增加量也低。

另外，在表2的比较例22～27、30～32中，虽然在上述优选的条件范围进行制造，但是使用表1的合金编号12～17、20～22，必须元素的Mg、Si、Sn中的任一者的各自的含量均在本发明范围以外。因此，在这些比较例22～27、30～32中，如表2所示，上述调质处理后30天的室温时效后的冲压成形时的屈服强度过高而超过110MPa，或者BH性过低而不足100MPa，或者耐丝状锈蚀性差。

比较例22为表1的合金12，Si过少。

比较例23为表1的合金13，Si过多。

比较例24为表1的合金14，Sn过少。

比较例25为表1的合金15，Sn含量过多。因此，在热轧时产生裂纹，热轧板本身无法进行制造。

比较例26为表1的合金16，Fe过多。

比较例27为表1的合金17，Mn过多。

比较例30为表1的合金20，Fe、Mn过少。

比较例31为表1的合金21，Mg过少。

比较例32为表1的合金22，Mg过多。

根据以上的实施例的结果，对于兼具包含Sn的6000系铝合金板的室温时效后的强度、成形性尤其卷边加工性、BH性、耐丝状锈蚀性，证实了本发明中规定的组成、Sn的固溶与析出相平衡、或者优选的制造条件的临界意义乃至效果。

[表1]

[表2]

参照特定的方式详细地说明了本发明，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。

予以说明，本申请基于2014年8月27日申请的日本专利申请(日本特愿2014－173277)，其整体通过引用而被援引于此。

产业上的可利用性

根据本发明，可以提供清除掉作为汽车外面板的室温时效后的成形性、BH性的要求并且还提高了耐丝状锈蚀性的含有Sn的6000系铝合金板。其结果尤其可以扩大6000系铝合金板在汽车外面板中的应用。

Claims

1.一种铝合金板，其特征在于，其是以质量％计分别包含Mg：0.3～1.0％、Si：0.5～1.5％、Sn：0.005～0.2％、Fe：0.02～1.0％及Mn：0.02～0.6％，且余量由Al及不可避免的杂质构成的Al－Mg－Si系铝合金板，其中，

作为所述铝合金板的组织，利用500倍的SEM来测定，在利用X射线光谱装置所识别的化合物中，含有Mn及Fe，且Sn的含量为1.0质量％以上且圆当量直径为0.3～20μm的范围的Sn化合物的平均数密度为500～3000个/mm²的范围，并且所述Sn化合物与铝基材的界面的长度以所述Sn化合物的总周长除以所述SEM的测定面积所得的值来计算平均为3～20/mm的范围。

2.根据权利要求1所述的铝合金板，其中，以质量％计还含有选自Cr：超过0％且0.4％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、Cu：超过0％且0.4％以下、Ag：超过0％且0.2％以下及Zn：超过0％且1.0％以下中的一种或两种以上。