CN107532246A

CN107532246A - 高强度铝合金板

Info

Publication number: CN107532246A
Application number: CN201680024759.0A
Authority: CN
Inventors: 宍户久郎; 松本克史; 有贺康博
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2015-05-28
Filing date: 2016-05-27
Publication date: 2018-01-02
Also published as: US20180105900A1; WO2016190408A1; JP2016222958A

Abstract

通过使含有Mn、Cr、Zr中的一种或两种以上，并且，满足0.6≤([Mg]/[Si]－0.15[Mn]－0.3[Cr]－0.1[Zr])≤1.8这一组成的Al－Mg－Si系铝合金板的晶粒的长宽比增大，由此不会降低弯曲加工性，而显著提高涂装烘烤处理等人工时效处理后(BH后)的强度，满足作为汽车结构构件用的要求强度。

Description

高强度铝合金板

技术领域

本发明涉及Al－Mg－Si系铝合金板。本发明中所说的铝合金板，是指热轧板和冷轧板等的轧制板，在实施过固溶化处理和淬火处理等的调质(T4)之后，成形为所要使用的结构构件之前的铝合金板。另外，以下的记述中，也将铝称为铝和Al。

背景技术

近年来，从地球环境等方面考虑，汽车等车辆的轻量化的社会要求日益高涨。为了应对这一要求，作为汽车的材料，除了钢板等的钢铁材料以外，成形性和涂装烘烤硬化性(bake hardening ability，以下也称为BH性)优异，更轻量的铝合金材的应用正在增加。

作为汽车的外面板、内面板等的大型面板材用的铝合金板，代表性地可例示Al－Mg－Si系的AA至JIS 6000系(以下，也仅称为6000系)铝合金板。该6000系铝合金板，具有必须含有Si、Mg的组成，成形时以低屈服强度(低强度)确保成形性，成形后的面板经过涂装烘烤处理等的人工时效(硬化)处理时的加热，屈服强度(强度)提高，能够确保需要的强度，即涂装烘烤硬化性优异。

为了使汽车车体进一步轻量化，在汽车构件之中，除了所述面板材，还期望在车架、梁柱等的骨架材，或保险杆加强材、车门防撞梁等加强材等的汽车结构构件中扩大铝合金材料的应用。

但是，这些汽车结构构件与所述汽车面板相比，需要进一步的高强度化。因此，为了让所述汽车面板材所使用的6000系铝合金板，适用于这些骨架材或加强材，需要进一步使之高强度化。

但是，达成这样的高强度化，而不大幅改变现有的6000系铝合金板的组成、制造条件，还不阻碍弯曲加工性等并不那么容易。

一直以来，为了提高BH性等这样作为所述面板材的6000系铝合金的特性，作为板的组织，提出有各种控制晶粒的长宽比的方式。

例如，在专利文献1中提出，为了提高面向所述汽车面板材的成形性，在6000系铝合金板的包括固溶化和淬火处理在内的调质处理后的板中，使具有倾角15°以上的取向差的大角晶界的晶粒的平均晶粒直径为60μm以下，并且粒度分布的标准偏差为15μm以下，且使长宽比小至2.5以下。

在专利文献2中，为了使高强度的5000系铝合金板面向所述汽车面板材的成形性提高，将晶粒的长宽比增大至3.0以上，使强度―延伸率平衡提高。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本国特开2009－173973号公报

专利文献2：日本国特开2009－24219号公报

但是，这些现有的长宽比的控制，以所述面板材为用途，以提高成形性为目的，而作为所述骨架材或加强材而言，则强度不足。

相对于此，即便使所述人工时效处理温度更高温化而使之高强度化，从处理效率、经费、烘烤的涂料的劣化、过时效造成的强度降低等方面考虑，在人工时效(硬化)处理的温度当然存在界限和制约，也有不能高温化的情况，BH后的强度有限度。

另外，作为所述骨架材或加强材，虽然不需要所述面板材这样高的冲压成形性，但是将原材板成形为所述汽车用结构构件时的成形性，例如，会要求在V形弯曲加工中具有不开裂这种程度的弯曲加工性。因此，也要求不阻碍这样的成形性而进行高强度化。

发明内容

本发明为了解决这样的课题而做，其目的在于，作为所述骨架材或加强材等的汽车结构构件用途，提供一种不用大幅改变现有的6000系铝合金板的组成、制造条件，便能够使之高强度化，也能够成形为构件的6000系铝合金板。

为了达成这一目的，本发明的高强度铝合金板的要旨如下：

一种Al－Mg－Si系铝合金板，其以质量％计含有Mg：0.6～2.0％、Si：0.6～2.0％，并且含有Mn、Cr、Zr中的一种或两种以上合计为0.2～1.0％，并且，Mg、Si和Mn、Cr、Zr的各含量满足0.6≤([Mg]/[Si]－0.15[Mn]－0.3[Cr]－0.1[Zr])≤1.8的平衡式(其中，[Mg]、[Si]、[Mn]、[Cr]和[Zr]分别是Mg、Si、Mn、Cr和Zr的各浓度(质量％)。)，余量由Al和不可避免的杂质构成，其中，在该板的轧制平行截面，由SEM－EBSD观察到的1000μm×1000μm的区域中，设晶粒的长轴的平均长度D1，短轴的平均长度为D2时，D1为100μm以下，并且，作为D1/D2的长宽比为3.0以上且10.0以下。

在本发明中，以不大幅改变现有的铝合金组成、制造条件为前提，而重新看待6000系铝合金板的晶粒的长宽比与BH性的关系。其结果发现，增大晶粒的长宽比的方面，BH性提高，即使在室温时效后，也不会使弯曲加工性降低，而能够高强度化，使2％拉伸后经185℃×20分钟的BH处理后的0.2％屈服强度达到300MPa以上。

附带一提，6000系铝合金板的晶粒的长宽比，如所述虽是公知，但关于其与BH性的关系却尚未可知。

在本发明中，以增大6000系铝合金板的晶粒的长宽比这样的简便方法，就能够不使弯曲加工性降低，而显著提高涂装烘烤处理等人工时效处理后(BH后)的强度，因此能够满足比汽车面板材高强度的、作为汽车结构构件用的要求强度。

具体实施方式

以下，对于本发明的实施的方式，就各要件具体加以说明。

(化学成分组成)

首先，以下对于本发明的Al－Mg－Si系(以下，也称为6000系)铝合金板的化学成分组成进行说明。在本发明中，除了所述面板材，还作为所述骨架材或加强材用，不大幅改变现有的组成、制造条件，不使弯曲加工性降低而高强度化，使2％拉伸后185℃×20分钟的BH处理后的0.2％屈服强度达到300MPa以上。

为了从组成方面满足这样的课题，6000系铝合金板的组成如下，以质量％计含有Mg：0.6～2.0％、Si：0.6～2.0％，并含有Mn、Cr、Zr的一种或两种以上合计为0.2～1.0％，Mg、Si和Mn、Cr、Zr的各含量满足0.6≤([Mg]/[Si]－0.15[Mn]－0.3[Cr]－0.1[Zr])≤1.8的平衡式(其中，[Mg]、[Si]、[Mn]、[Cr]和[Zr]分别是Mg、Si、Mn、Cr和Zr的各浓度(质量％)。)，余量由Al和不可避免的杂质构成。

另外，除了上述组成以外，还能够含有Cu：0.05～0.5％、Ag：0.01～0.2％、Sn：0.005～0.3％中的一种或两种以上。

还有，各元素的含量的％表示全部是质量％的意思。

以下说明上述6000系铝合金中各元素的含有范围和意义或允许量。

Si：0.6～2.0％

Si与Mg一起，在涂装烘烤处理等的人工时效处理时，形成有助于强度提高的时效析出物，发挥人工时效硬化能力，是用于得到作为所述骨架材或加强材用所需要的强度(屈服强度)的必须元素。另外，在均热处理时和热轧时，与Mg、Mn、或杂质Fe等生成化合物，具有增大晶粒的长宽比的效果。

若Si的含量过少，则人工时效处理后的时效析出物的析出量少，烘烤涂装处理时的强度增加量变低。另外，在均热处理和热轧时生成的所述化合物变少，在固溶化处理时的再结晶时，容易成为晶粒的长宽比在3.0以下的球状的等轴晶，强度变低。

另一方面，若Si的含量过高，则与作为杂质的Fe等形成粗大的晶化物，会使弯曲加工性等的成形性显著降低。另外，板在制造时容易发生热轧裂纹。

因此，Si的含量为0.6～2.0％的范围。

Mg：0.6～2.0％

Mg也是与Si一起形成有助于强度提高的时效析出物，发挥人工时效硬化能力，是用于得到高强度(屈服强度)的必须元素。另外，在均热处理时和热轧时，与Si、Mn、或作为杂质的Fe等生成化合物，具有增大晶粒的长宽比的效果。

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，强度降低。另外，在均热处理和热轧时生成的所述化合物变少，固溶化处理时的再结晶时，容易成为晶粒的长宽比在3.0以下的球状的等轴晶，强度变低。

另一方面，若Mg含量过高，则形成粗大的晶化物和析出物，也使弯曲加工性显著降低。

因此，Mg的含量为0.6～2.0％的范围。

Mn、Cr、Zr：合计为0.2～1.0％

Mn、Cr、Zr与Mg、Si、Fe等生成化合物，具有增大晶粒的长宽比的效果。

若这些元素的含量过少，则在均热和热轧中生成的所述化合物量变少，固溶化处理中容易发生再结晶，因此晶粒的长宽比低于3.0，容易成为球状的等轴晶。

另一方面，若含量过多，则形成粗大的化合物，使弯曲加工性大幅劣化。

因此，Mn、Cr、Zr含有一种或两种以上，使之合计在0.2～1.0％的范围。

平衡式

关于以上的组成，在本发明中，Mg、Si和Mn、Cr、Zr的各含量还要满足0.6≤([Mg]/[Si]－0.15[Mn]－0.3[Cr]－0.1[Zr])≤1.8的平衡式(其中，[Mg]、[Si]、[Mn]、[Cr]和[Zr]分别是Mg、Si、Mn、Cr和Zr的各浓度(质量％)。)。

如前述，Mg和Si形成有助于强化的时效析出物。因此，为了高效率地生成时效析出物，希望使固溶的Mg和Si的平衡达到一定的范围。另外，Mn、Cr、Zr与Mg和Si生成化合物，但本发明者们发现，Mn、Cr、Zr与Si的化合物形成得特别多，若Mn、Cr、Zr的含量与Si的含量的关系过多，则人工时效处理中生成的含有Si的析出物量降低，BH性降低。

因此，还考虑到Mn、Cr、Zr与Si生成化合物，固溶Si会减少的问题，为了使BH性提高，不仅是单纯的Mg与Si的平衡的问题，而且，还要加上与Mn、Cr、Zr的平衡，需要使彼此的含量平衡。

即，[Mg]/[Si]－0.15[Mn]－0.3[Cr]－0.1[Zr]的平衡式低于0.6时，即使各元素满足前述的各自含量，形成有助于强化的时效析出物的Mg原子也不足，人工时效处理中生成的析出物量降低，烘烤硬化量(BH性)变小。

另一方面，若[Mg]/[Si]－0.15[Mn]－0.3[Cr]－0.1[Zr]的平衡式变大而高于1.8，则即使各元素满足前述各自的含量，形成有助于强化的时效析出物的Si原子也不足，人工时效处理中生成的析出物量降低，烘烤硬化量(BH性)同样变小。

因此，Mg、Si和Mn、Cr、Zr的各含量满足0.6≤([Mg]/[Si]－0.15[Mn]－0.3[Cr]－0.1[Zr])≤1.8的平衡式。

其他的元素

另外在本发明中，为了铝合金板的高强度化，能够再含有Cu：0.05～0.5％、Ag：0.01～0.2％、Sn：0.005～0.3％中的一种或两种以上。

附带一提，这些元素共同具有使BH性提高，使板高强度的效果，因此可视为高强度化的同效元素，但其具体的机理当然有相同的部分，也有不同的部分。Cu、Ag对于提高人工时效硬化能力(BH性)有用，在比较低温、短时间的人工时效处理的条件下，具有促进板组织的GP区等的化合物相向晶粒内析出而高强度化的效果。Sn具有的效果是，捕获原子空位，抑制室温下的Mg和Si的扩散，抑制室温下的强度增加(室温时效)，在人工时效处理时，释放捕获的空位，促进Mg和Si的扩散，提高BH性而高强度化。

但是，若这些元素各自含量过多，则形成粗大的化合物等，板的制造困难，强度和弯曲加工性降低，另外，耐腐蚀性也劣化。因此，使之含有时，为所述范围的各含量。

杂质

其他的Fe、V、Ti、B、Zn等，是容易从作为铸块的熔炼原料的废料等之中混入的不可避免的杂质，优选少的方面，但也有熔化精炼的效率化，而使之为JIS等的规格所允许的含量。

(晶粒)

在成为以上的6000系合金的化学成分组成之后，在本发明中，规定经过T4调质的6000系铝合金板的组织。即，在该板的轧制平行截面中，由SEM－EBSD观察到的1000μm×1000μm的区域中，设晶粒的长轴的平均长度(晶粒的长轴的平均晶粒直径)为D1，短轴的平均长度(晶粒的短轴的平均晶粒直径)为D2时，使D1为100μm以下，并且，使作为长轴/短轴的D1/D2(平均轴比)的长宽比为3.0以上且10.0以下。

为了测量的再现性，在所述D1、D2的测量中，所述板的轧制平行截面中的测量部位为所述板的板厚中心部，测量方法优选用搭载有电子背散射衍射花样***的、倍率75倍、场发射型扫描电子显微镜(以下，也称为SEM－EBSD法)，在视野为所述1000μm×1000μm的区域(范围)进行。

该组织规定，是以不大幅改变现有的铝合金组成、制造条件，或不使成形性降低为前提，用于使6000系铝合金板的BH性提高而实现高强度化的重要且必须的手段。

晶粒的长轴的平均长度(晶粒的长轴的平均晶粒直径)D1粗大化而高于100μm时，例如即使满足所述长宽比的范围，BH性也不会提高。另外，作为D1/D2的长轴短轴比的长宽比低于3.0时，则成为与过去相同的球状的等轴晶，因此BH性不会提高。

另一方面，所述D1与D2相比而过大等，所述长宽比大而高于10.0时，BH性也不会提高。

在此，用所述SEM－EBSD法进行测量时，作为所述D1、D2的测量对象，或所述D1、D2的规定对象的晶粒，为倾角15°以上的晶粒。

倾角15°以上的晶粒，是结晶取向的差异(倾角)为15°以上且180°以下的大角晶界的晶粒，这样的大角晶界的晶粒的长宽比对BH性影响巨大。

另一方面，由所述SEM－EBSD法测量的晶粒之中，结晶取向的差异(倾角)低于15°的小角晶界的晶粒，其倾角越小，与所述大角晶界的晶粒相比，对BH性的提高效果(贡献)越小。

因此，通过基于所述SEM－EBSD法的D1、D2的测量对象，为倾角15°以上的大角晶界的晶粒，能够更确实地使BH性提高。

D1、D2、长宽比的测量

这些本发明中规定的所述D1、D2、长宽比，或大角晶界的晶粒的平均比例，均由所述SEM－EBSD法测量。这时的板的组织的测量部位与通常的这种组织的测量部位相同，为该板的宽度方向截面的板厚中央部(中心部)。然后，将从该板厚中央部的任意的位置提取的5个测量试验片(5处测量位置)的各测量值平均化，本发明对此平均值进行规定。

在测量区域中，针对板厚中央部(中心部)的任意3点，在与轧制方向平行的截面，对于1000μm×1000μm的区域，以1.0μm的间距照射电子射线测量将倾角15°以上的大角晶界的晶粒假定为球状时的晶粒的长轴D1和短轴D2的长度，并进行所述平均化。

关于所述SEM－EBSD法，作为集合组织的测量方法通用，是在场发射型扫描电子显微镜(Field Emission Scanning Electron Microscope：FESEM)上，搭载有电子背散射衍射花样[EBSD：Electron Backscatter Diffraction Pattern]***的结晶取向分析法。该测量方法与其他的集合组织的测量方法相比，因为分辨率高，所以测量精度高。于是，据此方法，具有能够同时高精度测量板的相同测量部位的所述D1、D2、长宽比的优点。

这些公开的所述SEM－EBSD法中，是对于放置在所述FESEM(FE－SEM)的镜筒内的Al合金板的试料，照射电子射线而将EBSD投影到屏幕上。用高灵敏度照相机对其拍摄，作为图像输入计算机。计算机分析该图像，与使用了已知的结晶系的模拟生成的图案比较，确定结晶的取向。计算出的结晶的各取向与位置坐标(x，y)等一起作为三维欧拉角来记录。该程序对于全部测量点自动进行，因此在测量结束时能够得到数万～数十万点的结晶取向数据。

如此，在所述SEM－EBSD法，与使用透射电子显微镜的电子射线衍射法相比，具有的优点是，观察视野宽，能够在数小时以内，得到数百个以上的大量的晶粒所对应的所述D1、D2、长宽比的信息。另外还具有的优点是，不用对每个晶粒进行测量，而是以任意的一定间隔扫描指定的区域而进行测量，因此，能够网罗测量区域整体而得到与上述大量测量点相关的上述各信息。此FESEM搭载有EBSD***的结晶取向分析法的详情，详细记述在神户制钢技报/Vol.52No.2(Sep.2002)P66－70等中。

在此，所述D1、D2的各平均晶粒直径，根据长轴和短轴各自的平均晶粒直径＝(∑x)/n(在此，n表示测量的晶粒的数量，x表示各个晶粒直径)的算式，分别计算。

(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，制造工序本身是常规方法或公知的方法，在铸造上述6000系成分组成的铝合金铸块后，进行均质化热处理，并实施热轧、冷轧而成为规定的板厚，再实施固溶化淬火处理等的调质处理而制造。

但是，在这些制造工序中，为了得到以本发明的长宽比规定的组织，如后述，使规定的工序在优选的条件范围。如果不是这样优选的条件，则难以得到由本发明的长宽比规定的组织。

熔化、铸造冷却速度

首先，在熔化、铸造工序中，对于熔化调整至上述6000系成分组成范围内的熔融Al合金，适宜选择连续铸造轧制法、半连续铸造法(DC铸造法)等的通常的熔炼铸造法进行铸造。在此，为了在本发明的规定范围内控制长宽比，关于铸造时的平均冷却速度，优选从液相线温度至固相线温度尽可能大(快)，为30℃/分钟以上。

这样的在铸造时的高温区域的温度(冷却速度)未进行控制时，该高温区域的冷却速度必然慢。如此在高温区域的平均冷却速度变慢时，则在该高温区域的温度范围内粗大生成的晶化物的量变多，不能在本发明的范围内控制本发明的长宽比所规定的组织的可能性变高。

均质化热处理

其次，对于所述铸造好的铝合金铸块，在热轧之前，实施均质化热处理。该均质化热处理(均热处理)，除了通常的目的，即组织的均质化(消除铸块组织中的晶粒内的偏析)以外，重要的是在均质化热处理中，达成由本发明的长宽比规定的组织。因此，优选以二次均热或二段均热实施均质化热处理。

所谓二次均热，就是在第一次均热后，先冷却至包括室温在内的200℃以下的温度，再进行再加热，以此温度维持一定时间后，开始热轧。相对于此，所谓二段均热，就是在第一次均热后虽然进行冷却，但是不冷却至低于200℃，而是在更高温度停止冷却后，以此温度维持后，直接以此温度或再加热至更高温度后开始热轧。

二次均热的第一次、或二段均热的第一段的均热条件，从500℃以上且低于熔点的温度范围，2小时以上的保持时间的范围中适宜选择。

但是，为了此第一次、第一段的均热时的从室温至均热温度的平均升温速度为80℃/hr以上的急速加热，使微细的含有Mn、Cr、Zr的粒子(以下也称为“过渡元素系弥散粒子”)生成，在本发明的规定范围内控制所述D1和长宽比，而加快平均升温速度。若平均升温速度慢而低于80℃/hr，则过渡元素系弥散粒子粗大化，有可能不能成为所述D1和长宽比所规定的组织。

另一方面，第一次均热后的从均热温度至室温的平均冷却速度，第一段均热后的从均热温度至200℃以上的冷却停止温度的平均冷却速度，为40℃/hr以下，优选为30℃/hr以下，与常规方法相反，使平均冷却速度尽可能小(慢)，从而促进冷却中的所述微细的过渡元素系弥散粒子的析出和生长，控制为所述D1和长宽比所规定的组织。

第二次或第二段均热条件，是从热轧开始温度以上且500℃以下的温度范围、2小时以上的保持时间的范围中选择，再加热第一次均热、冷却后的铸块，冷却至热轧开始温度，或者再加热至热轧开始温度，在其邻域保持。另外，也可以将第一段均热后的铸块冷却至热轧开始温度，在其邻域保持。此第二次或第二段的均热温度，比第一次或第一段的均热温度低。

另外，达到此第二次或第二段的均热温度的平均升温速度、均热后的从均热温度起的平均冷却速度，也与所述第一次或第一段的平均升温速度、平均冷却速度为相同的条件。

热轧

进行了均质化热处理的铸块的热轧，根据轧制的板厚，由铸块(板坯)的粗轧工序和终轧工序构成。在此粗轧工序和终轧工序中，适宜使用可逆式或串联式等的轧机。

作为热轧开始温度的热粗轧的开始温度为350℃以上、400℃以下。热粗轧的开始温度低于350℃时，热轧困难，反之高于400℃时，过渡元素系弥散粒子粗大析出，不能控制为由所述长宽比规定的组织的可能性变高。

在这样的热粗轧后，优选进行结束温度在300～350℃的范围的热终轧。该热终轧的结束温度过低而低于300℃时，轧制载荷高，生产率降低。另一方面，为了不大量残留加工组织而成为再结晶组织，为此提高热终轧的结束温度时，若其温度高于350℃，则过渡元素系弥散粒子粗大析出，不能控制为由所述长宽比规定的组织的可能性变高。

冷轧

在冷轧中，轧制上述热轧板，制作成希望的最终板厚的冷轧板(也包括卷材)。但是，为了使晶粒更微细化，希望冷轧率为60％以上，另外出于与所述粗退火同样的目的，也可以在冷轧道次间进行中间退火。

固溶化和淬火处理

冷轧后，进行固溶化处理、和继此至室温的淬火处理。在此固溶化淬火处理中，可以使用通常的连续热处理线。但是，为了使Mg、Si等的各元素的充分固溶，得到高析出强化量，优选以530℃以上、熔融温度以下的温度保持10秒以上后，使从这一保持温度至100℃的平均冷却速度为20℃/秒以上。

预时效处理：再加热处理

这样的固溶化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时效处理(再加热处理)。至室温的淬火处理结束后，若至预时效处理开始(加热开始)的室温保持时间过长，则由于室温时效导致所述富Si的Mg－Si团簇生成，难以使所述Mg与Si保持平衡的Mg－Si团簇增加。因此，该室温保持时间越短越好，固溶化和淬火处理与再加热处理，也可以几乎没有时间差而连续，下限的时间没有特别设定。

该预时效处理中，使60～120℃下的保持时间为10小时以上、40小时以下而进行保持。由此，可形成本发明中规定的所述Mg与Si保持平衡的Mg－Si团簇。

若预时效温度低于60℃，或保持时间低于10小时，则与没有该预时效处理的情况同样，难以抑制所述富Si的Mg－Si团簇，难以使所述Mg与Si保持平衡的Mg－Si团簇增加，烘烤涂装后的屈服强度容易变低。

另一方面，预时效条件高于120℃，或超过40小时，则析出核的生成量过多，烘烤涂装前的弯曲加工时的强度变得过高，弯曲加工性容易劣化。

以下，列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限制，在能够符合前·后述的宗旨的范围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

接下来说明本发明的实施例。改变组成和制造条件，分别制造由本发明的所述长宽比规定的组织不同的6000系铝合金板。而后，分别测量、评价板制造后在室温下保持100天后的As屈服强度和BH性(涂装烘烤硬化性)、弯曲加工性。其结果显示在表1、2中。

具体的所述分别制作方法，是对于表1所示的组成的6000系铝合金板如表2所示，使均热条件、热粗轧开始温度、固溶化处理温度等的条件进行各种改变来进行。在此，在表1中的各元素的含量的表示中，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。

(板的制造条件)

铝合金板的具体的制造条件如下。对于表1所示的各组成的铝合金铸块，共同通过DC铸造法熔炼。这时，各例均一样，关于铸造时的平均冷却速度，从液相线温度至固相线温度为50℃/分钟。接下来，对于铸块，各例均以表2所示的从室温至均热温度的平均升温速度、均热温度、均热时间、从均热温度至室温的平均冷却速度，进行第一次均热处理后，再进行第二次均热处理。第二次均热处理也是以各例都相同的条件进行，从室温至均热温度的平均升温速度为100℃/hr，均热温度为480℃，保持时间为6hr，表2所示的至各热轧开始温度，从均热温度起的平均冷却速度为20℃/hr。

各例均共通，热粗轧后，接着进行终轧，各例均使结束温度为300～350℃的范围，热轧至厚度5.0mm，作为热轧板。对于热轧后的铝合金板，各例均没有冷轧道次途中的中间退火而进行加工率60％的冷轧，成为厚度2.0mm的冷轧板。

各例均共通，进一步对于该各冷轧板用连续式的热处理设备进行重绕，一边卷取，一边连续性地进行调质处理(T4)。具体来说，其进行表2所示的各固溶化处理温度，使达到该固溶化处理温度的平均加热速度为10℃/秒，到达目标固溶化处理温度后保持5秒，之后，进行平均冷却速度为100℃/秒的水冷，由此冷却至室温。紧接该冷却之后，各例均共通，进行100℃×8小时的预时效处理。预时效处理后进行缓冷(放冷)。

从这些调质处理后室温放置100天后的各最终制品板的板厚中央切下供试板(坯料)，将测量对象作为倾角15°以上的大角晶界的晶粒，以所述方法测量各供试板的晶粒组织的所述D1、D2、长宽比。另外，测量、评价这些各供试板的强度和弯曲加工性。

这些结果显示在表2中。

(BH性)

通过拉伸试验，分别求得所述各供试板的0.2％屈服强度(As屈服强度：T4材＝成形与BH前的板的屈服强度)、2％的拉伸后经人工时效硬化处理之后(BH后)的0.2％屈服强度。

所述2％的拉伸，是作为原材板向结构构件的成形而模拟弯曲加工的拉伸，人工时效硬化处理(BH)为185℃×20分钟的条件。

在表2中，按顺序表示所述As0.2％屈服强度、所述BH后0.2％屈服强、作为BH性在所述BH后0.2％屈服强度从所述As0.2％屈服强度开始的增加量。

所述拉伸试验中，从所述各供试板上，分别提取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与轧制方向为平行方向。另外，以标距50mm，拉伸速度为5mm/分钟，在一定的速度下进行直至试验片断裂。机械的特性测量的N数为5，分别以平均值计算。

(弯曲加工性)

对于所述各供试板进行弯曲加工性的评价，试验条件为，在轧制方向取长轴，制成宽30mm×长35mm的试验片，依据JIS Z 2248，施加2000kgf的载荷，以弯曲半径2.0mm进行90°的V字弯曲。

目视观察该V形弯曲部发生表面粗糙、微小的裂纹，大的裂纹等的表面状态，按以下的标准进行目视评价，6点以上为合格。

9：无裂纹，无表面粗糙；8：无裂纹，稍有表面粗糙；7：无裂纹，有表面粗糙；6：稍有微小的裂纹；5：有微小的裂纹；4：微小的裂纹遍布整体面；3：有大的裂纹；2：有大的裂纹并即将断裂；1：断裂。

表2所示的发明例1～7，如表1，在本发明的成分组成范围内，也满足0.6≤Mg/[Si－0.15Mn－0.3Cr－0.1Zr]≤1.8的平衡式，且在优选的条件范围内制造。因此，这些各发明例如表2所示，所述长宽比在本发明所规定的范围内。

其结果是，各发明例即使在室温时效后，如表2所示，2％拉伸后185℃×20分钟的BH处理后的0.2％屈服强度也在300MPa以上，BH性优异，且弯曲加工性也优异。

相对于此，表2的比较例1～4，使用与发明例相同的表1的合金例1。但是，这些各比较例如表2所示，均热条件、热粗轧的开始温度、固溶化处理温度等的制造条件脱离优选的条件。其结果是，比较例1～4如表2所示，所述长宽比脱离本发明所规定的范围，与作为相同合金组成的发明例1相比，室温时效后的BH性或弯曲加工性的任意一方或是双方差。

其中，比较例1其第一次均热时的平均升温速度太慢。因此，所述长宽比脱离本发明所规定的范围而过小，成为等轴晶，BH性低，弯曲加工性也差。

比较例2其第一次均热后的平均冷却速度过快。因此，所述长宽比脱离本发明所规定的范围而过小，成为等轴晶，BH性低，弯曲加工性也差。

比较例3其固溶化处理温度过低。因此，所述D1高于100μm而粗大化，长宽比也脱离本发明所规定的范围而过大。因此，虽然BH后的0.2％屈服强度高，但是因为As 0.2％屈服强度高，所以BH性本身低，弯曲加工性差。

比较例4是只有一次的均热处理。因此，所述长宽比脱离本发明所规定的范围而过小，成为等轴晶，BH性低，BH后的0.2％屈服强度过低。

表2的比较例5～10，虽然在优选的条件范围制造，但是分别使用表1的合金编号8～13，合金组成分别脱离本发明范围。

因此，这些比较例如表2所示，其结果是，所述长宽比脱离本发明所规定的范围，或例如即使其在范围内，与发明例相比，室温时效后的BH性或弯曲加工性的任意一方或双方也差。

比较例5是表1的合金8，Mg过少。因此，BH性比发明例差。

比较例6是表1的合金9，Si过少。因此，所述长宽比脱离本发明所规定的范围而过小，成为等轴晶，BH性低，BH后的0.2％屈服强度过低。

比较例7是表1的合金10，Si过多。因此，发生热轧裂纹，不能制造轧制板。

比较例8是表1的合金11，Mn、Cr、Zr中的一种或两种以上的合计量过少。因此，所述长宽比脱离本发明所规定的范围而过小，成为等轴晶，BH性低，BH后的0.2％屈服强度过低。

比较例9、10是表1的合金12、13，Mn、Cr、Zr中的一种或两种以上的合计量过多。因此，所述D1高于100μm而粗大化，长宽比也脱离本发明所规定的范围而过大。因此，BH性低，弯曲加工性也差。

表2的比较例11、12，如表1的合金14、15，虽然各元素的含量本身分别在规定范围内，但组成脱离0.6≤([Mg]/[Si]－0.15[Mn]－0.3[Cr]－0.1[Zr])≤1.8的平衡式。

比较例11如表1的合金14，所述平衡式超出下限。因此，BH性低，BH后的0.2％屈服强度过低。

比较例12如表1的合金15，所述平衡式超出上限。因此，仍旧是BH性低，BH后的0.2％屈服强度过低。

由以上的实施例的结果可证明，为了在室温时效后，也不会阻碍弯曲加工性，使185℃×20分钟的BH后的0.2％屈服强度高强度化至300MPa以上，而满足本发明所规定的组成和所述长宽比的必要性。

[表1]

详细并参照特定的实施方式说明了本发明，但不脱离本发明的精神和范围能够加以各种变更和修改，这对从业者来说很清楚。

本申请基于2015年5月28日申请的日本专利申请(专利申请2015－108595)，其内容在此参照编入。

产业上的可利用性

根据本发明，能够提供不阻碍弯曲加工性而高强度化的6000系铝合金板。其结果是，除了面板材以外，6000系铝合金板还能够作为车架、梁柱等的骨架材，或保险杆加强材、车门防撞梁等的加强材等的汽车结构构件而扩大其应用。

Claims

1.一种高强度铝合金板，其特征在于，是如下的Al－Mg－Si系铝合金板，

其以质量％计含有Mg：0.6～2.0％、Si：0.6～2.0％を，且含有Mn、Cr、Zr中的一种或两种以上合计为0.2～1.0％，

并且，Mg、Si和Mn、Cr、Zr的各含量满足0.6≤[Mg]/([Si]－0.15[Mn]－0.3[Cr]－0.1[Zr])≤1.8的平衡式，其中，[Mg]、[Si]、[Mn]、[Cr]和[Zr]分别是以质量％计的Mg、Si、Mn、Cr和Zr的各浓度，

余量由Al和不可避免的杂质构成；

在该板的轧制平行截面中，由SEM－EBSD观察到的1000μm×1000μm的区域中，设晶粒的长轴的平均长度为D1，短轴的平均长度为D2时，D1为100μm以下，并且，作为D1/D2即长宽比为3.0以上且10.0以下。

2.根据权利要求1所述的高强度铝合金板，其中，所述铝合金板中还含有Cu：0.05～0.5％、Ag：0.01～0.2％、Sn：0.005～0.3％中的一种或两种以上。