專利名稱：：鋁合金板的制作方法
技術領域：
：本發(fā)明的
技術領域：
涉及鋁合金板，特別是涉及烘烤、涂裝硬化性和彎曲加工性(特別是平面折邊(flathem)加工性)優(yōu)異，且常溫穩(wěn)定性(室溫時效抑制)優(yōu)異的Al—Mg—Si系鋁合金板(鋁以下也稱Al)。這里，所謂常溫穩(wěn)定性是指因室溫時效造成的材質(zhì)的降低(強度上升導致的成形性和彎曲性的降低等)的發(fā)生難度。常溫穩(wěn)定性優(yōu)異是室溫時效導致的材質(zhì)的降低難以發(fā)生。即，在室溫下材質(zhì)的時效變化少。
背景技術：
：近年來，針對廢氣等造成的地球環(huán)境問題，機動車等運輸機械開始追求通過車體的輕量化來實現(xiàn)燃油效率的提高。因此，特別是針對機動車的車體，成形性和烘烤硬化性優(yōu)異的更為輕量化的Al合金材的適應正在增加，并取一直以來所使用的鋼材。其中，在機動車的車頭罩(hood)、翼板(fender)、門、頂蓋(roof)、行李箱蓋(trunklid)等的板件(panel)結(jié)構(gòu)體的外板(outpanel)和內(nèi)板(innerpanel)等的板件中，作為薄壁且高強度Al合金板，Al—Mg—Si系的AA至JIS6000系(以下僅稱為6000系)的Al合金板的使用受得研究。6000系A1合金板，基本上必須含有Si、Mg，因為具有優(yōu)異的時效硬化能，所以在擠壓成形和彎曲加工時因低屈服點化而確保了成形性，同時通過成形后的板件的涂裝烘烤處理等比較低溫的人工時效(硬化)處理的加工熱而進行時效硬化以提高屈服點，從而具有能夠確保必要的強度的BH性(烘烤硬化性bakehaidening、人工時效硬化能、涂裝烘烤硬化性)。另外，6000系A1合金板，與Mg量等的合金量多的其他5000系Al合金等相比，合金元素量少。因此，將這些6000系A1合金板的廢料作為Al合金熔解材(熔解原料)再利用時，容易得到原來的6000系Al合金鑄錠，循環(huán)性也優(yōu)異。另一方面，機動車的外板眾所周知，其制造是對鋁合金板復合進行擠壓成形中的拉伸成形和彎曲成形等的成形加工。例如，在車頭罩和門等大型的外板中，通過拉伸等的擠壓成形，成為作為外板的成品形狀，接著，通過該外板邊緣部的平面折邊等的折邊(hemming)加工，與內(nèi)板進行接合，成為板件結(jié)構(gòu)體。這時，在6000系A1合金板中，有室溫時效這一現(xiàn)象。特別是若經(jīng)歷大概3個月6個月的室溫時效，則由于屈服點的上升和原子的集合體的形成，會導致烘烤、涂裝硬化性和彎曲加工性顯著降低的問題。為了防止這種室溫時效帶來的材質(zhì)的降低(提高常溫穩(wěn)定性)，主要是原子集合體的控制，特別是控制Mg—Si原子集合體(在固溶和淬火處理后的室溫放置中形成)被紛紛提出。例如，對于烘烤硬化性(BH性)來說，提出有控制固溶處理條件的冷卻速度，著眼于差示熱分析曲線的峰值高度(特愿2003—38004)。特開平10—219382號公報、特開2000—273567號公報中，記述了關于Mg—Si原子的集合體的抑制(Si/空位原子的集合體、GPI)。特開2003—27170號公報中記載了關于Si/空位原子的集合體的抑制，DSC的峰值。專利文獻1特開平10—219382號公報專利文獻2特開2000—273567號公報專利文獻3特開2003—27170號公報作為因室溫時效造成的材質(zhì)降低(常溫穩(wěn)定性的提高)的防止技術，以前提出的技術是通過固溶條件的模式控制，和復原處理(固溶化后的熱處理)。在利用這種固溶條件的模式控制中，存在的問題點是帶來生產(chǎn)性降低，在利用復原處理等的熱處理的追加中存在的問題點是退火工序的追加，帶來成本上升。
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明鑒于這種情況而進行，其目的在于，提供一種常溫穩(wěn)定性優(yōu)異的(難以發(fā)生因室溫時效導致的材質(zhì)的降低)鋁合金板。本發(fā)明者們?yōu)榱诉_成上述目的而進行銳意研究，結(jié)果直到完成本發(fā)明。根據(jù)本發(fā)明能夠達成上述目的。如此完成的能夠在成上述目的的本發(fā)明，關于鋁合金板，有發(fā)明17所述的鋁合金板(第17發(fā)明的鋁合金板)，其以如下方式構(gòu)成。艮P，發(fā)明1所述的鋁合金板，是Al—Mg—Si系鋁合金板，含有Mg:0.351.0質(zhì)量％、Si:0.51.5質(zhì)量％、Mn:0.011.0質(zhì)量％、Cu:0扁1.0質(zhì)量％，余量是Al和不可避免的雜質(zhì)，其中，固溶Si量0.550.80質(zhì)量％、固溶Mg量0.350.60質(zhì)量％，并且，固溶Si量/固溶Mg量1.12(第一發(fā)明)。根據(jù)權利要求1所述的鋼板，發(fā)明2所述的鋼板，由Si與Mg的質(zhì)量比Si量/Mg量為1以上的過剩Si型AI—Mg—Si系鋁合金板構(gòu)成(第二發(fā)明)。根據(jù)發(fā)明l或2所述的鋁合金板，發(fā)明3所述的鋼板，作為所述不可避免的雜質(zhì)含有Fe:1.0質(zhì)量％以下、Cr:0.3質(zhì)量％以下、Zr:0.3質(zhì)量%以下、V:0.3質(zhì)量％以下、Ti:0.1質(zhì)量％以下、Ag:0.2質(zhì)量％以下、Zn:1.0質(zhì)量％以下(第三發(fā)明)。根據(jù)發(fā)明13中任一項所述的鋁合金板，發(fā)明4所述的鋁合金板還含有Ti:0.0050.2質(zhì)量％、或Ti:0.0050.2質(zhì)量％和B:0細10.05質(zhì)量％(第四發(fā)明)。根據(jù)發(fā)明14中任一項所述的鋁合金板，發(fā)明5所述的鋁合金板由根據(jù)下述方法制造而成的鋁合金板構(gòu)成將鋁合金的鑄錠進行均質(zhì)化熱處理后先冷卻，之后進行再加熱并進行熱軋后，不進行退火就進行冷軋(第五發(fā)明)。根據(jù)發(fā)明5所述的鋁合金板，發(fā)明6所述的鋁合金板，所述熱軋的粗軋的進入側(cè)溫度為490380。C，粗軋的終止溫度為430350°C，且粗軋時間為IO分鐘以下(第六發(fā)明)。根據(jù)發(fā)明16中任一項所述的鋁合金板，發(fā)明7所述的鋁合金板為機動車外板用(第七發(fā)明)。本發(fā)明的鋁合金板常溫穩(wěn)定性優(yōu)異，(室溫時效導致的材質(zhì)的降低難以發(fā)生)。圖1是表示橫切Mg2Si和單體Si的析出鼻尖(nose)的溫度過程的模式圖。具體實施方式關于室溫時效的作用機理提出有各種說法，但是己知與Mg—Si系的納米團簇(nanocluster)的形成有關。本發(fā)明者等發(fā)現(xiàn)，如果研究常溫穩(wěn)定性優(yōu)異的板的固溶、析出狀態(tài)，特別是對固溶Si量和固溶Mg量的平衡進行控制，則即使在長時間的常溫保持后，強度上升仍可受到抑制，不會使其后的成形性、彎曲加工性和烘烤硬化性劣化。以下對本發(fā)明的A1合金板特別說明其數(shù)值限定理由。(固溶Si量和固溶Mg量的范圍)關于6000系合金發(fā)生時效變化(室溫保持中的強度上升)原因，在現(xiàn)在的學術解釋中，室溫保持中固溶在鋁基體中的Mg、Si原子被解釋為Mg—Si、Si—Si和Mg—Mg的納米團簇形成的原因。這些現(xiàn)象當然固溶Mg量、固溶Si量越多越容易發(fā)生變化。因此，需要規(guī)定固溶量的上限。但是，另一方面，作為6000系機動車板材所要求的諸特性，還有烘烤硬化性。因此，還有用于確保最低限度的烘烤硬化性、烘烤后強度的固溶量的下限值。從以上幾點出發(fā)，需要使固溶Si量0.550.80%、固溶Mg量0.350.60質(zhì)量％(質(zhì)量％以下也稱％)。若各固溶量都超過上限，則容易發(fā)生時效劣化。優(yōu)選固溶Si量0.78%以下，固溶Mg量0.55%以下。另一方面，當?shù)陀谙孪拗禃r，則不能確保烘烤后強度、烘烤硬化性。優(yōu)選固溶Si量0.6%以上，固溶Mg量0.38%以上。(固溶Si量個溶Mg量的比)本發(fā)明者們還對時效劣化發(fā)生的作用機理進行銳意研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，僅僅在上述的固溶量范圍抑制時效變化是不充分的，適當控制固溶Si量/固溶Mg量的比很重要。作為此作用機理尚有不明之處，但被推測是因為，基體中實質(zhì)固溶的固溶Si量和固溶Mg量的比，會導致在室溫保持中形成的Mg—Si的團簇，在室溫保持中變化為難以生成團簇的形態(tài)或生成速度遲緩的形態(tài)。適當?shù)墓倘躍i量個溶Mg量的比為1.12。艮卩，需要使固溶Si量/固溶Mg量1.12。固溶Si量個溶Mg量的值低于l.l時，烘烤后強度不足，另一方面若超過2，則時效變化變大。更優(yōu)選該值為1.2以上和/或1.8以下。還有，在現(xiàn)有的發(fā)現(xiàn)中，是對添加的Mg量、Si量和其比進行控制，但僅是這樣卻存在并不能充分抑制時效變化的現(xiàn)狀?，F(xiàn)有的材料處于固溶Si量/固溶Mg量超過2的水準時，時效變化大。(化學成分組成)作為機動車的外板用的板等，要求優(yōu)異的成形性和BH性、強度、焊接性、耐腐蝕性等的諸特性。為了滿足這樣的要求，本發(fā)明的Al合金板的組成含有Mg:0.351.0%、Si:0.51.5%、Mn:0.011.0%、Cu:0.0011.0%，余量由Al和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。6000系Al合金板容易產(chǎn)生凹痕(ridingmark),但本發(fā)明優(yōu)選應用BH性更優(yōu)異的、Si與Mg的質(zhì)量比Si/Mg為1以上的這種過剩Si型的6000系A1合金板。即，本發(fā)明的Al合金板優(yōu)選Si與Mg的質(zhì)量比Si量Mg量為1以上的過剩Si型Al—Mg—Si系鋁合金板(第二發(fā)明)。6000系A1合金板，在擠壓成形和彎曲加工時由于低屈服點化而能夠確保成形性，并且通過成形后的板件的涂裝烘烤處理等較低溫的人工時效處理時的加熱而時效硬化，屈服點提高，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Al合金板，與質(zhì)量比Si/Mg低于l的6000系Al系合金板相比，其BH性更優(yōu)異。Mg、Si、Mn、Cu以外的其他元素基本上是雜質(zhì)，為遵循AA至JIS等規(guī)格的各雜質(zhì)水平的含量(允許量)。但是，從再循環(huán)的觀點出發(fā)，作為熔解材不僅在使用高純度Al鑄錠時，而且將6000系合金和其他Al合金廢料、低純度Al鑄錠等作為瑢解原料大量使用時，雜質(zhì)元素混入的可能性都很高。而且，將這些雜質(zhì)元素降低至例如檢測界限以下會導致自身成本上升，需要允許一定程度的含有。另外，實質(zhì)量含有也是不妨礙本發(fā)明的目的和效果的含有范圍，在該范圍內(nèi)仍有各種含有效果。因此，分別允許各自在以下規(guī)定量以下的范圍內(nèi)含有。艮P，也可以含有Fe:1.0%以下、Cr:0.3%以下、Zr:0.3%以下、V:0.3%以下、Ti:0.1%以下。另外，取代它們或在它們之外還可以含有Ag:0.2%以下、Zn:1.0%以下(第三發(fā)明)。以下說明本發(fā)明的Al合金板中的Si、Mg、Cu、Mn的作用及Si量、Mg量、Cu量、Mn量的限定理由等。(Si:0.51.5%)Si與Mg—起在固溶強化和涂裝烘烤處理等的所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，是用于獲得作為機動車的外板必要的特性，例如170MPa以上的必要強度(屈服點)必須的元素。因此，作為本發(fā)明的過剩Si型的6000系Al合金板，其是用于使擠壓成形性、折邊加工性等諸特性兼?zhèn)涞淖钪匾脑?。另外，為了使對板件的成形后的低溫涂裝烘烤處理后(施加2%拉伸后進行17(TCX20分鐘的低溫時效處理時)的屈服點發(fā)揮170MPa以上這樣的優(yōu)異的低溫時效硬化能，還優(yōu)選使Si/Mg以質(zhì)量比計為1.0以上，成為使Si相對于Mg過剩含有的過剩Si型6000系Al合金板組成(第二發(fā)明)。Si量低于0.5%時，則不能兼具所述進效硬化能，還有各用途所要求的擠壓成形性、折邊加工性等的諸特性。另一方面，若Si超過1.5。/。，則折邊加工性和擠壓成形性尤其受到顯著阻礙，此外還顯著阻礙焊接性。因此，Si量為0.51.5。/。。優(yōu)選Si量的下限值為0.6。/。。還有，在外板中，因為特別重視折邊加工性，所以為了進一步使折邊加工性與擠壓成形性一起提高，優(yōu)選Si量的上限值1.2%，例如優(yōu)選使&量處于0.61.2°/。這樣更低的范圍。(Mg:0.351.0%)Mg在固溶強化和涂裝烘烤處理等所述人工時效處理時，與Si—起形成有助于強度提高時效析出物，發(fā)揮時效硬化能，對于板件為來，例如是用于獲得170MPa以上必要屈服點所必須的元素。Mg量低于0.35%時，因為絕對量不足，所以不能在人工時效處理時形成所述化合物相，不能發(fā)揮時效硬化能。因此，無法獲得作為板件所需要的170MPa以上的必要屈服點。另一方面，Mg量超過1.0n/。時，擠壓成形性和彎曲加工性等的成形性反而被顯著阻礙。因此，Mg量為0.351.0°/。。還有，成為過剩Si型6000系Al合金組成時，要使Si量/Mg量成為1以上的量。另外，為了使平面折邊加工性進一步提高，而使Si量處于0.61.2%這一更低的范圍時，與之相應，為了成為過剩Si型6000系Al合金組成，也期望使Mg量的上限值為0.7%，例如優(yōu)選使Mg含量處于0.20.7%這樣低的范圍。(Cu:0.0011.0%)Cu具有的效果是，在比較低溫短時間的人工時效處理的條件下，促進Al合金材組織的晶粒內(nèi)的有助于強度提高的時效析出的形成。另外，固溶的Cu也有提高成形性的效果。Cu量低于0.001%時沒有該效果。另一方面，若01量超過1.0%，則使耐應力腐蝕性和涂裝后的耐腐蝕性之中的耐絲狀腐蝕性及焊接性顯著劣化。因此，在重視耐腐蝕性的作為結(jié)構(gòu)材用途等的情況下，優(yōu)選為0.8%以下。(Mn:0.011.0%)Mn具有的效果是，在均質(zhì)化熱處理時生成分散粒子(分散相)，這些分散粒子具有妨礙再結(jié)晶后的晶界移動的效果，因此能夠得到微細的晶粒。如后述，Al合金組織的結(jié)晶粒越微細，本發(fā)明的Al合金板的擠壓成形性和折邊加工性越得到提高。在這一點上，Mn含量低于0.01%時則沒有這些效果。另一方面，如果Mn量多，則熔解、鑄造時容易生成粗大的Al—Fe—Si—(Mn、Cr、Zr)系的金屬間化合物和結(jié)晶析出物，這成為使Al合金板的機械的性質(zhì)降低的原因。因此，Mn處于0.011.0。/。的范圍。特別是在由于前述復雜形狀和薄壁化，或者內(nèi)板端部和外板邊緣彎曲部內(nèi)面之間存在間隙等而導致加工條件嚴酷的平面折邊加工中，Mn量超過0.15%時，折邊加工性降低。如此實施加工條件嚴酷的折邊加工時，優(yōu)選為Mn:0.010.15%。實用上，為了確保作為因時效變化而劣化的主要特性的彎曲加工性，作為必須的組織形態(tài)也優(yōu)選使平均晶粒直徑微細化。即，優(yōu)選在從板的最表面部至1/4部的任意的板表面部和板厚中心部這兩處，各平均晶粒直徑分別為45(im以下。換言之，通過不僅僅對板的最表面部，而且至板厚中心部的平均晶粒直徑進行控制，則具有彎曲加工性和凹痕的抑制的效果。另外，通過將晶粒直徑細小到該范圍，能夠確保甚至提高彎曲加工性和擠壓成形性。晶粒直徑超過45jxm而粗大化時，即使控制結(jié)晶方位，彎曲加工性和拉伸等的擠壓成形性仍顯著降低，成形時的裂紋和皸裂等不良問題容易產(chǎn)生。在此，平均晶粒直徑是采用SEM—EBSP和其測定條件，分別測定在規(guī)定的測定區(qū)域內(nèi)所觀察到各晶粒的最大直徑，計算得到的結(jié)果的平均值。還有，SEM是掃描型電子顯微鏡的簡稱，EBSP是ElectronBackScatteringPattern的簡稱。作為所述Si、Mg、Cu、Mn之外的添加元素，若添加Ti、B則有晶粒徑細化效果。添加這些元素時，除了所述Si、Mg、Cu、Mn以外，還含有Ti:0.0050.2%、或者Ti:0.0050.2%%和B:0扁10.05%(第四發(fā)明)。Ti是晶粒微細化元素。要使該效果發(fā)揮時，含有Ti、B之中的Ti。這時的Ti的含量優(yōu)選為0.005%以上，更優(yōu)選為0.01%以上，進一步優(yōu)選為0.015%以上。還有，若Ti變得過剩，則巨大的A1—Ti系金屬間化合物結(jié)晶而阻礙成形性。因此，Ti含量的上限優(yōu)選為0.2%，更優(yōu)選為0.1%，進一步優(yōu)選為0.05%。Ti、B之中也可以只含有Ti，但也可以使微量的B—起含有。若與B一起含有時，晶粒的微細化效果進一步提高。這時的B的含量優(yōu)選為0.0001%以上，更優(yōu)選為0.0005%以上，進一步優(yōu)選為0.0008%以上。另一方面，若B過剩，則Ti一B系的粗大粒子生成而使成形性降低。因此，B含量的上限優(yōu)選為0.05%，更優(yōu)選為0.01%，進一步優(yōu)選為0.005%。作為不可避免的雜質(zhì)，為了不阻礙板特性，其含量基本上優(yōu)選少的方面，但在不阻礙板特性的范圍內(nèi)，允許含有的程度可至JIS規(guī)格等記載的6000系鋁合金的各元素的上限值。本發(fā)明的A1合金板，可以以如下方式制造。即，其制造是對鋁合金的鑄錠進行均質(zhì)化質(zhì)熱處理后即刻冷卻，之后再加熱并進行熱軋(以下也稱為熱軋)后，不退火就進行冷軋(第五發(fā)明)。在這種Al合金板的制造線中，使用比較大型的鑄錠，并且在熱軋后不實施退火就冷軋，以追求有效率的量產(chǎn)化。另外，同時在均質(zhì)化質(zhì)熱處理后即刻冷卻，之后再加熱并實施熱軋，還追求凹痕的防止。以下說明上述Al合金板的制造方法的詳情。(熔解、鑄造)首先，在熔解、鑄造工序中，適宜選擇連續(xù)鑄造軋制法、半連續(xù)鑄造法(DC鑄造法)等通常的熔解鑄造方法，對600系成分規(guī)格范圍內(nèi)被熔解調(diào)整的Al合金熔湯進行鑄造。(均質(zhì)化熱處理)其次，對上述被鑄造的Al合金鑄錠實施均質(zhì)化熱處理。均質(zhì)化熱處理的溫度本身如常規(guī)方法在500'C以上，適宜選擇低于熔點的均質(zhì)化溫度。該均質(zhì)化熱處理的目的在于組織的均質(zhì)化，即，杜絕鑄錠組織中的結(jié)晶粒內(nèi)的偏析。若該均質(zhì)化溫度低，則不能充分杜絕晶粒內(nèi)的偏析，其成為破壞的起點發(fā)揮作用，因此延伸凸緣性和彎曲加工性降低。在第一次均質(zhì)熱處理后，Al合金鑄錠立刻被冷卻到接近室溫等350°C以下的溫度，其后再加熱到開始熱軋的(熱粗軋)380490'C的溫度范圍，并開始熱軋(熱粗軋)(進行第一次均質(zhì)化熱處理，冷卻后進行再加熱，以下稱為2次均熱)。在此，均質(zhì)化熱處理后的冷卻速度優(yōu)選40'C/hr以上、100°C/hr以下的冷卻速度。通過處理該特定的冷卻速度范圍，即使在量產(chǎn)化的熱軋線上，也能夠控制鑄錠中的Mg2Si化合物作為熱軋中的再結(jié)晶粒的核生成點處于適當?shù)某叽?、分布上。其結(jié)果是，即使是過剩Si型的6000系Al合金板，也能夠抑制熱軋中的粗大的再結(jié)晶粒(熱纖維質(zhì)(fiber))的生成，實現(xiàn)再結(jié)晶時的組織的均質(zhì)化，從而使成形時的凹痕性提高。實際的鑄錠(板坯slab)具有厚400600mm,寬10002500mm，長510m的巨大尺寸。因此，在周期式均熱爐內(nèi)，均質(zhì)化熱處理后的冷卻速度為低于20°C/hr左右。另外，即使放置在爐外，仍為3040°C/hr左右。若以這種通常的冷卻方法進行冷卻，則冷卻速度不足，Mg2Si化合物等的析出物粗大化，在進行2次均熱的工序中，發(fā)生強度降低、烘烤硬化性能(烘烤硬化性后屈服點)的降低，彎曲性降低。在具有400mm以上的厚度的較大型鑄錠的情況下，為了使均質(zhì)化熱處理后的鑄錠的冷卻速度在上述4(TC/hr以上、100°C/hr以下的特定冷卻速度范圍內(nèi)，需要在均熱爐內(nèi)或爐外利用風扇對鑄錠進行強度空冷。這一點上，是使鑄錠在上述特定冷卻速度范圍均一地被冷卻，如此根據(jù)鑄錠的尺寸和配置來適宜配置風扇，在均熱爐內(nèi)或爐外進行強制空冷。另一方面，不用風扇，而是在均熱爐內(nèi)或爐外放冷時，在具有400mm以上的厚度的較大型鑄錠的情況下，則冷卻速度過小。因此，冷卻速度必然低于40°C/hr這一下限。特開平8—232052號公報、特開平7—228956號公報等之中，也記述了使均質(zhì)化熱處理后的冷卻速度為10(TC/hr以上、15(TC/hr以上等的數(shù)值，但是這一水平的高速冷卻速度雖然可針對小型的鑄錠，但對于具有400mm以上的厚度的較大型鑄錠來說，達到這一冷卻速度相當困難。因此，為這一水平的高速冷卻速度時，需要對鑄錠采取噴霧(mist)和噴淋(spray)進行水冷等其他途徑的冷卻方法。因此，利用強制性的冷卻方法會致使鑄錠的熱收縮而產(chǎn)生變形和翹曲等，也有發(fā)生使形狀產(chǎn)生異常的新問題的可能性。(熱軋)為了量產(chǎn)化，熱軋優(yōu)選利用由可逆(reverse)式的粗軋機和連續(xù)(tandem)式精軋機構(gòu)成的熱軋線，對較大型的鑄錠實施熱軋。該熱軋線通常由1臺構(gòu)成可逆式的粗軋機和通常35臺構(gòu)成的連續(xù)式的精軋機構(gòu)成。用這些粗軋機和精軋機，分別實施多個軋道組成的軋制。以下，對于控制在本發(fā)明規(guī)定的固溶Si量、固溶Mg量、固溶Si量/固溶Mg量的方法進行說明。對Al合金的鑄錠進行均質(zhì)化熱處理，冷卻，再加熱并熱軋后，不退火就冷軋，得到Al合金板，對該Al合金進行固溶化再加熱工序時的Al合金板(最終板)中的固溶量根據(jù)如下幾點決定在均熱工序結(jié)束后(熱軋開始前)生成的析出物狀態(tài)；熱軋結(jié)束后的Mg—Si系析出物尺寸和固溶Mg量、固溶Si量；根據(jù)固溶化條件范圍至成為熱軋板(冷軋前)時存在的Mg—Si析出物再固溶的量。固溶條件，再加熱條件為后述的推薦條件，但是在實際的制造工序中，從生產(chǎn)性的觀點出發(fā)，因不并不能使之完全再固溶，所以限定為能夠控制的范圍。因此，為了控制在本發(fā)明規(guī)定的固溶量狀態(tài)，控制至成為熱軋板時的析出尺寸分布很重要。為此的熱軋條件的指南是，根據(jù)熱粗軋中的經(jīng)過時間和該部位的溫度的關系，以比通常的溫度過程快的速度進行熱軋。即，使橫切Mg2Si系的析出鼻尖溫度、單體Si析出物的析出鼻尖溫度的溫度過程縮短。圖1中例示該鼻尖溫度和溫度過程。本發(fā)明者們進行了大量的實驗，其結(jié)果可知，根據(jù)從粗軋進入側(cè)到輸出側(cè)的溫度過程，Mg—Si系析出物的尺寸分布會發(fā)生變化，從而能夠控制最終的固溶狀態(tài)。具體來說，通過使粗軋的軋制時間縮短得比通常的粗軋的軋制時間短，能夠使固溶Si量/固溶Mg量在2以下，進而能夠掌控室溫下的材質(zhì)的時效變化。其理由能夠做如下考慮。作為基本的傾向，本發(fā)明的Al合金板的組成范圍中，在高溫側(cè)存在Mg2Si系析出物的鼻端溫度，由于在該區(qū)域的析出，導致Mg固溶量處于減少的傾向。因此，通過縮短粗軋中的軋制時間，便具有促進高溫側(cè)的析出，減小生成的Mg2Si析出物尺寸，最終確保固溶Mg量的效果。由此，能夠?qū)⒐倘躍i量/固溶Mg量之比抑制在2以下。這時，優(yōu)選粗軋的進入側(cè)溫度為490380°C，粗軋的終止溫度為430350°C，且從粗軋進入側(cè)至輸出側(cè)的軋制時間為IO分鐘以內(nèi)(第六發(fā)明)。若粗軋的進入側(cè)溫度超過490°C，則析出物粗大，另一方面，當?shù)陀?80t:時，單體Si的析出變多。粗軋的進入側(cè)溫度更優(yōu)選為450380'C。軋制時間更優(yōu)選為9分鐘以內(nèi)。粗軋的開始溫度(粗軋的進入側(cè)溫度)為490'C或其附近的溫度時，因為高溫致使析出速度大，因此軋制時間更優(yōu)選8分鐘以內(nèi)。還有，在現(xiàn)有的通常的粗軋中，軋制時間約為15分鐘左右，達不到最佳的固溶量的平衡。以下，對于用于確保或提高Al合金板的彎曲加工性和抑制凹痕的推薦事項進行說明。(晶粒直徑的控制)為了在從板的最表面部至板厚1/4的任意的板的表面部和板厚中心部的兩處，滿足期望的晶粒直徑，優(yōu)選軋熱中的粗軋的開始溫度(粗軋的進入側(cè))為350500。C，使熱軋中的精軋的總加工率為卯％以上，并且使精軋結(jié)束溫度為35(TC以下，此外，使巻取時的板的平均張力為20MPa以上。熱軋中的粗軋開始溫度低于350'C時，在熱軋結(jié)束后再結(jié)晶不推進，加工集合組織發(fā)達，容易發(fā)生凹痕，另一方面，粗軋開始溫度超過500°C時，再結(jié)晶發(fā)生，在熱軋時粗大的再結(jié)晶粒生成，作為凹痕成原的結(jié)晶方位成分的再結(jié)晶粒排列成條狀的情況變多。熱軋中的精軋結(jié)束溫度超過35(TC時，特別容易生成粗大的再結(jié)晶粒，成為凹痕的原因的板的特定方位的再結(jié)晶粒排列成條狀的情況變多。這與巻取時的板的平均張力低于20MPa的情況也一樣。精軋結(jié)束溫度低于28(TC時，熱軋結(jié)束后再結(jié)晶不推進，加工集合組織發(fā)達，容易發(fā)生凹痕。因此，熱軋中的精軋結(jié)束溫度優(yōu)選280'C以上、350'C以下。(熱軋板的退火)熱軋板在冷軋前的退火(初退火)基本不進行，為了制造的效率化和降低制造成本，優(yōu)選省略這一工序。(冷軋)熱軋后進行冷軋，制造期望的板厚的冷軋板(也包括線材)。(固溶化和淬火處理)通過前述的Al合金鑄錠的均熱(均質(zhì)化處理)，作為熱軋中的再結(jié)晶粒的核生成點，活用控制在適當?shù)某叽绾头植枷碌姆稚⒘Ｗ?，在最終的固溶和淬火處理中，作為用于抑制凹痕的再結(jié)晶核，為了成為具有隨機(mndom)方位的再結(jié)晶方位，優(yōu)選使最終的固溶化處理的升溫速度為100'C/分鐘以上。在該最終的固溶處理的100'C/分鐘以上的升溫過程中，上述分散粒子作為隨機的再結(jié)晶結(jié)晶方位的形成核起作用。最終的固溶處理的升溫速度更優(yōu)選為200'C/分鐘以上，進一步優(yōu)選為30(TC/分鐘以上。還有，固溶處理時，為了通過板的擠壓成形后的涂裝烘烤硬化處理等的人工時效處理，而使晶內(nèi)充分析出有助于強度提高的時效析出物，優(yōu)選使固溶處理為50(TC以上、熔點以下的溫度。在從固溶處理溫度開始的淬火處理中，若冷卻速度慢，則在晶界上容易析出Si、Mg2Si等，并容易成為擠壓成形和彎曲加工時的裂紋的起點，使成形性降低。為了確保能夠?qū)ζ浼右苑乐沟睦鋮s速度，淬火處理優(yōu)選分別選擇使用風扇等的空冷，噴霧、噴淋、浸漬等的水冷方法和條件，成為冷卻速度為1(TC/秒以上的急冷。在本發(fā)明中，為了進一步提高成形板件的涂裝烘烤工序等人工時效硬化處理中的時效硬化性，為了在淬火處理后促進有助于強度提高的時效析出物的析出，也可以進行預備時效處理。該預備時間處理優(yōu)選以如下方式進行在6015(TC，優(yōu)選在70120'C的溫度范圍，進行124小時的必要時間保持。進行該預備時效處理時，可以將上述淬火處理的冷卻結(jié)束溫度提高至60150°C，在該處理(冷卻結(jié)束)之后立即再加熱，或者不進行再加熱，而是直接在此狀態(tài)下保持?；蛘?，其進行也可以在固溶化處理后至常溫的淬火處理之后，立刻(5分鐘以內(nèi))再加熱至6015(TC。此外，為了抑制室溫時效，也可以在所述預備時效處理后，進行沒有時間性的遲滯的、較低溫的熱處理(人工時效處理)。在此，至人工時效處理開始有時間性的遲滯時，在預備時效處理后，隨著時間的經(jīng)過仍會產(chǎn)生室溫時效(自然時效)，在該室溫時效產(chǎn)生后，則難以發(fā)揮由所述較低溫下的熱處理(人工時效處理)帶來的效果。另外，進行連續(xù)固溶淬火處理時，在所述預備時效的溫度范圍結(jié)束淬火處理，直接在高溫下巻取成巻。還有，可以在巻取成巻前再加熱，也可以在巻取后保溫。另外，也可以在到達常溫的淬火處理之后，再加熱到所述溫度范圍，在高溫下巻取等。此外，根據(jù)用途和需要特性，當然也可以進一步進行高溫的時效處理和穩(wěn)定化處理，以實現(xiàn)更高強度化等。實施例以下說明本發(fā)明的實施例和比較例。還有，本發(fā)明不受該實施例限定，在符合本發(fā)明的宗旨的范圍內(nèi)可以每當加以變更實施，這些均包含在本發(fā)明的技術范圍內(nèi)。以表2所示的條件對Al合金的鑄錠實施均質(zhì)化熱處理(以下稱為均熱處理)，進行熱軋，冷軋，之后進行固溶和淬火處理，制造表1所示的AM組成的6000系Al合金板。還有，在表1的各元素的含量的表示中，"_"表示的是在檢測界限以下。上述Al合金板的更詳細的制造條件如下。即，將表l所示的各組成的500mm厚、2000mm寬、7m長的Al合金鑄錠，根據(jù)DC鑄造法進行熔煉。對這些鑄錠，除了一部分(No.10)，都進行2次均熱。還有，No.10只進行l(wèi)次均熱，在55(TCX4hr的條件下實施均質(zhì)化熱處理后，不冷卻，直接從該溫度開始進行熱軋的粗軋。在上述2次均熱中，以55(TCX4hr的條件進行均質(zhì)化熱處理(第一次)，在該均質(zhì)化熱處理后，以6(TC/hr的冷卻速度在均熱爐內(nèi)利用風扇將鑄錠強制空冷到20(TC以下的溫度。其后，再加熱至400'C，在該溫度開始熱軋的粗軋。然后，熱軋至2.5mm的厚度。g卩，進行熱軋的粗軋，再精軋，得到厚2.5mm的熱軋板。這時的粗軋的終止溫度、精軋的終止溫度如表2所示。對該熱軋板省略初退火(不實施退火)，之后以60%的冷軋率進行直接冷軋，得到厚1.0mm的冷軋板。用連續(xù)式的熱處理設備，并以30(TC/分鐘的升溫度速度對如此得到的冷軋板加熱，在達到550。C的固溶處理溫度的時刻進行保持5秒的固溶化處理，立刻通過100'C/秒以上的急冷淬火至室溫。另外，在該淬火后5分鐘以內(nèi)(即刻)，實施在10(TC的溫度下保持2小時的預備時效(再加熱)處理。該預備時效處理后0.6'C/hr徐冷，得到T4調(diào)質(zhì)材。從該T4調(diào)質(zhì)材(調(diào)質(zhì)處理后的Al合金板)上切下供試板(坯料(blank))，測定調(diào)質(zhì)處理后15日的室溫時效(室溫放置)后，供試板的平均晶粒直徑、固溶Si量、固溶Mg量和特性，并進行評價。這時，供試板的平均晶粒直徑、固溶Si量、固溶Mg量的測定以如下方式進行。(平均晶粒直徑)從板的最表面部至板厚1/4部的任意的板的表面部和板厚中心部的兩處，從板面方向，采用SEM—EBSO進行評價。還有，作為SEM裝置，例如采用日本電子社制SEM(JEOLJSM5410)，作為EBSP測定分析系統(tǒng)，例如采用EBSP:TSL社制(OIM)。試料的測定區(qū)域為10a0^mX1000pm，測定梯級間隔例如在3Kim以下。結(jié)晶晶界方位差為15°以上。(供試板的固溶Si量、固溶Mg量分析)用所述調(diào)質(zhì)處理后15天的室溫時效后的供試板進行固溶量分析。固溶量的評價方法如下。即，通過苯酚提取殘渣分析法，采用孔徑尺寸0,1pm的篩網(wǎng)提取殘渣(材料中的分散粒子)，對被過濾的溶液中的Si量、Mg量通過ICP發(fā)光分析而得到的分析值作為固溶Si量、固溶Mg量。因此，嚴格來該值為還包括0.1pm以下的粒子中的Si量、Mg量的值。關于供試板的特性的測定、評價，是測定作為所述調(diào)質(zhì)處理后15天的室溫時效后的供試板的特性，包括凹痕性、0.2%屈服點(AS屈服點MPa)、人工時效硬化處理后的0.2%屈服點(BH后屈服點MPa)，并進行評價。另外，對于彎曲性進行調(diào)查。這上測定、評價、調(diào)查以如下方式進行。(凹痕性)制造的鋁合金板的凹痕性，實際上在擠壓成形后不進行涂裝處理也能夠評價。即，在與供試板的軋制方向成直角的方向，通過拉伸試驗進行15%的拉伸后，測定表面粗糙度Ra。然后，15y。拉伸后的表面粗糙度Ra滿足10pm以下的評價為成形性的凹痕性優(yōu)異。這時，板的表面粗糙度Ra(算術平均粗糙度)分別基于JISB0601所規(guī)定的定義和測定法，由觸針式粗糙度儀測定并求得板表面的凹凸。所述用于施加拉伸的拉伸試驗，其進行是從所述調(diào)質(zhì)處理后15天的室溫時效后的Al合金板提取JISZ2201的5號試驗片(25mmX50mmGL(標點距離)X板厚)，進行室溫拉伸。這時的試驗片的提取方向是軋制方向的"直角方向"，使拉伸方向成為與軋制方向成直角的方向。拉伸速度達到0.2%屈服點為5mm/min，屈服點以下為20mm/min。另外，為了證實來自所述拉伸的凹痕性評價，對于所述調(diào)質(zhì)處理后15天的室溫時效后的Al合金板進行拉深成形，目視觀察之后的成形品表面整個面的皸裂，完全無皸裂的評價為，雖然有皸裂，但為部分性小皸裂的評價為O，皸裂大得遍布整個面的評價為x。該拉深成形以如下方式進行。即，通過打孔由所述調(diào)質(zhì)處理后15天的室溫時效后的供試板制作10Omm0的試驗片，潤滑油采用稀釋ij50%的CastrolNo.700(商品名)，利用埃里克森(Erichsen)試驗機將該試驗片成形為杯狀，沖頭5Omm0—肩R4.5mm，沖模65.1mm0—肩R14mm，(foWpressure):500kgf，拉深比2(拉深率=50%)。(AS屈服點)從上述調(diào)質(zhì)處理之后的Al合金板，提取相對于軋制方向成垂直方向的JISZ2201的5號試驗片(25mmX50mmGLX板厚)，進行室溫拉伸試驗。室溫拉伸試驗基于JISZ2241(1980)(金屬材料拉伸試驗方法)，在室溫2(TC進行試驗。這時，十字頭速度為5mm/分，以此恒定的速度進行直至試驗片斷裂。根據(jù)該方法，求得0.2%屈服點，此為AS屈服點(N數(shù)=5的平均值)。(BH屈服點)為了調(diào)查人工時效處理能(BH性)，通過模擬Al合金板擠壓成形為板件的工序制造試驗片，求得BH后屈服點。B卩，對所述JIS5號試驗片施加2%的應變后，實施170'CX20分鐘的低溫短時間的人工時效硬化處理，對于該處理后的試驗片在與上述同樣的條件下進行室溫拉伸，求得0.2%屈服點，將其作為BH后屈服點(MPa)。還有，這時的拉伸方向為與軋制方向平行的方向。BH后屈服點滿足190MPa以上的為良好。(彎曲性)從所述調(diào)質(zhì)處理后15天的室溫時效后的供試板，提取長150mmX寬30mm的彎曲加工試驗片，假定進行機動車外板的平面折邊加工評價彎曲性。即，對于上述彎曲加工試驗片，預先施加10%的應變后，進行角度180°的貼緊彎曲(內(nèi)側(cè)彎曲半徑R-約0.25mm)。彎曲性的評價，是通過目視確認彎曲加工后的試驗片邊緣彎曲部的裂紋發(fā)生程度，基于下述標準以5個階段進行評價。0:沒有皸裂也沒有裂紋。1:僅有皸裂發(fā)生(沒有裂紋)。2:雖然有皸裂發(fā)生，但沒有裂紋(微小的裂紋也沒有)。3:微小的裂紋發(fā)生。4:大的裂紋發(fā)生(比下述5的階段的情況輕微)、5:大的裂紋發(fā)生多個或大量發(fā)生。上述05的等級之內(nèi)，02的階段作為機動車的外板合格，35的階段不合格。還有，為了反映被所述折邊部夾緊的內(nèi)板的薄板化的嚴格的折邊加工條件，不對內(nèi)板的折邊部折入。(室溫進效造成的材質(zhì)的時效變化由彎曲性評價)對于從所述T4調(diào)質(zhì)材(調(diào)質(zhì)處理后的Al合金板)切下的供試板進行3個月的室溫時效(室溫放置)，即，受到調(diào)質(zhì)處理后3個月的室溫時效(室溫放置)的供試板，調(diào)査其彎曲性。該彎曲性的調(diào)查，通過與前述彎曲性的評價試驗的情況同樣的方法進行。即，從上述3個月的室溫時效后的供試板提取長150mmX寬30mm的彎曲加工試驗片，對于該試驗片預先施加10%的應變后，進行角度180°的貼緊彎曲(內(nèi)側(cè)彎曲半徑R-約0.25mm)。彎曲性的評價，與前述的彎曲性的評價試驗的情況相同，以5個階段進行評價。上述測定、評價、調(diào)查的結(jié)果顯示在表34中。由該表34或還有表12可知，比較例的(No.1017)，其成形時的凹痕性、BH后屈服點、調(diào)質(zhì)處理后15天的室溫時效后的彎曲性、高質(zhì)處理后3個月的室溫時效后的彎曲性的l種以上不優(yōu)異，另外，它們之中，因室溫時效造成的彎曲性的時效變化(調(diào)質(zhì)處理后3個月的室溫時效后的彎曲性與調(diào)質(zhì)處理后15日的室溫時效后的彎曲性的差，或者調(diào)質(zhì)處理后3個月的室溫時效后的彎曲性與調(diào)質(zhì)處理后15日的室溫時效后的彎曲性的差/高質(zhì)處理后15日的室溫時效后的彎曲性)大。艮P，No.lO其15。/。拉伸后的表面粗糙度Ra不滿足l(Him以下，成形時的凹痕性不優(yōu)異。另外，調(diào)質(zhì)處理后15天的室溫時效后的彎曲性在1的階段，雖然優(yōu)異，但是調(diào)質(zhì)處理后3個月的室溫時效后的彎曲性為3的階段，并不優(yōu)異。此外，室溫時效造成的彎曲性的時效變化也大((3_1)/1=2)。No.ll其BH屈服點不滿足190MPa以上，為不良。No.l213其BH后屈服點不滿足190MPa以上，為不良，另外，調(diào)質(zhì)處理后3個月的室溫時效后的彎曲性為3的階段，為不優(yōu)異，弓l外，室溫時效造成的彎曲性的時效變化也大((3—1)/1=2)。No.l4其BH屈服點不滿足190MPa以上，為不良，另外，15c/。拉伸后的表面粗糙度Ra不滿足l(^m以下，成形時的凹痕性不優(yōu)異，此外，拉深成形后的成形品表面為X(皸裂大得遍布整個面)，凹痕性不良。No.l5其調(diào)質(zhì)處理后3個月的室溫時效后的彎曲性為4的階段，為不優(yōu)異。No.1617其調(diào)質(zhì)處理后15天的室溫時效后的彎曲性為3的階段，為不優(yōu)異，調(diào)質(zhì)處理后3個月的室溫時效后的彎曲性為5的階段，為不良。該No.l617之中，No.l7成形時的凹痕性也不良。相對于此，本發(fā)明的實施例(No.19)，成形時的凹痕性、BH后屈服點、調(diào)質(zhì)處理后15天的室溫時效后的彎曲性、調(diào)質(zhì)處理后3個月的室溫時效后的彎曲性均優(yōu)異，另外，室溫時效造成的彎曲性的時效變化也小。艮口，本發(fā)明的實施例15。/。拉伸后的表面粗糙度Ra均滿足10|im以下，拉深成形后的成形品表面為(完全沒有皸裂)或〇(雖有皸裂但為部分性小皸裂)，凹痕性良好，另外BH后屈服點均滿足190MPa以上，為良好。此外，調(diào)質(zhì)處理后15天的室溫時效后的彎曲性為1的階段，為優(yōu)異，調(diào)質(zhì)處理后3個月的室溫時效后的彎曲性除了一部分(No.8)均為2的階段，優(yōu)異，它們因室溫時效造成的彎曲性的時效變化也小，為良好((2—1)/1=1)。還有，No.8其調(diào)質(zhì)處理后3個月的室溫時效后的彎曲性為2.5，這表示在2的階段和3的階段之間，但因為接近2的階段，所以說不上明確地合格，而是能夠允許的級別。本發(fā)明的實施例之中，對于凹痕性來說，No.l2及No.4特別優(yōu)異。表1化學成分量(數(shù)值)的單位_一質(zhì)量％<table>tableseeoriginaldocumentpage20</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table>表3<table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table>表4<table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table>產(chǎn)業(yè)上的利用可能性本發(fā)明的鋁合金板常溫穩(wěn)定性優(yōu)異(室溫時效引起的材質(zhì)的降低難以發(fā)生)，能夠適合用作機動車外板用等。權利要求1.一種鋁合金板，是Al-Mg-Si系鋁合金板，其特征在于，含有Mg0.35～1.0質(zhì)量％、Si0.5～1.5質(zhì)量％、Mn0.01～1.0質(zhì)量％、Cu0.001～1.0質(zhì)量％，余量是Al和不可避免的雜質(zhì)，其中，固溶Si量0.55～0.80質(zhì)量％、固溶Mg量0.35～0.60質(zhì)量％，并且，固溶Si量/固溶Mg量1.1～2。2.根據(jù)權利要求1所述的鋁合金板，其特征在于，由Si與Mg的質(zhì)量比Si量/Mg量為1以上的過剩Si型Al—Mg—Si系鋁合金板構(gòu)成。3.根據(jù)權利要求1或2所述的鋁合金板，其特征在于，作為所述不可避免的雜質(zhì)含有Fe:1.0質(zhì)量％以下、Cr:0.3質(zhì)量％以下、Zr:0.3質(zhì)量％以下、V:0.3質(zhì)量％以下、Ti:0.1質(zhì)量％以下、Ag:0.2質(zhì)量％以下、Zn:1.0質(zhì)量％以下。4.根據(jù)權利要求13中任一項所述的鋁合金板，其特征在于，還含有Ti:0.0050.2質(zhì)量％、或Ti:0.0050.2質(zhì)量％和B:0細10.05質(zhì)量％。5.根據(jù)權利要求14中任一項所述的鋁合金板，其特征在于，所述鋁合金板由根據(jù)下述方法制造而成的鋁合金板構(gòu)成將鋁合金的鑄錠進行均質(zhì)化熱處理后先冷卻，之后進行再加熱并進行熱軋后，不進行退火就進行冷軋。6.根據(jù)權利要求5所述的鋁合金板，其特征在于，所述熱軋中的粗軋的進入側(cè)溫度為490380°C，粗軋的終止溫度為430350°C，并且，粗軋時間為IO分鐘以下。7.根據(jù)權利要求16中任一項所述的鋁合金板，其特征在于，所述鋁合金板作為機動車外板使用。全文摘要提供一種常溫穩(wěn)定性優(yōu)異的(室溫時效造成的材質(zhì)的降低難以發(fā)生)鋁合金板。(1)是含有Mg0.35～1.0質(zhì)量％、Si0.5～1.5質(zhì)量％、Mn0.01～1.0質(zhì)量％、Cu0.001～1.0質(zhì)量％，余量由Al和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成Al-Mg-Si系鋁合金板，其中，固溶Si量0.55～0.80質(zhì)量％、固溶Mg量0.35～0.60質(zhì)量％，且固溶Si量/固溶Mg量1.1～2。(2)在所述鋁合金板中，還含有Ti0.005～0.2質(zhì)量％或者Ti0.005～0.2質(zhì)量％和B0.0001～0.05質(zhì)量％等。文檔編號C22C21/00GK101225491SQ20071019949公開日2008年7月23日申請日期2007年12月13日優(yōu)先權日2007年1月18日發(fā)明者工藤健,有賀康博,松本克史,梶原桂申請人:株式會社神戶制鋼所