本發(fā)明涉及一種Al－Mg－Si系鋁合金板，尤其涉及成形性、BH性及耐腐蝕性優(yōu)異的鋁合金板。本發(fā)明中所說(shuō)的鋁合金板是熱軋板和冷軋板等軋制板，其是指在實(shí)施了固溶處理和淬火處理等調(diào)質(zhì)之后且在進(jìn)行烘烤涂裝硬化處理之前的鋁合金板。另外，在以下的記載中也將鋁稱作Al。

背景技術(shù)：

近年來(lái)，考慮到地球環(huán)境等，汽車等車輛的輕量化的社會(huì)要求越來(lái)越高。為了應(yīng)對(duì)這一要求，作為汽車面板，特別是引擎罩、車門、車頂?shù)鹊拇笮蛙圀w面板(外面板，內(nèi)面板)的材料，代替鋼板等的鋼鐵材料，成形性和烘烤涂裝硬化性優(yōu)異且更輕量的鋁合金材的應(yīng)用正在增加。

在該汽車的大型車體面板結(jié)構(gòu)體中，研究了在引擎罩、擋泥板、車門、車頂、行李箱蓋等的外面板(外板)中還使用Al－Mg－Si系的AA乃至JIS 6000系鋁合金板作為薄壁且高強(qiáng)度鋁合金板。

眾所周知，上述汽車外面板通過(guò)對(duì)作為原材的6000系鋁合金板復(fù)合進(jìn)行沖壓成形中的脹出成形時(shí)、彎曲成形等成形加工來(lái)制作。例如，在引擎罩和車門等大型的外面板中，通過(guò)脹出等的沖壓成形，形成作為外面板的成形品形狀，接著，通過(guò)該外面板周邊部的平卷邊等的卷邊(hemming)加工，進(jìn)行與內(nèi)面板的接合，而成為面板結(jié)構(gòu)體。

該6000系鋁合金具有具備優(yōu)異的BH性的優(yōu)點(diǎn)(烘烤硬化性)，而另一方面，其具有室溫時(shí)效性，利用固溶淬火處理后的室溫保持而發(fā)生時(shí)效硬化，使強(qiáng)度增加，由此存在對(duì)面板的成形性降低的課題。進(jìn)而，還會(huì)產(chǎn)生以下問(wèn)題：在此種室溫時(shí)效大的情況下，BH性降低，利用成形后的面板的涂裝烘烤處理等較低溫的人工時(shí)效(硬化)處理時(shí)的加熱，屈服強(qiáng)度仍無(wú)法提高到作為面板所需要的強(qiáng)度。

一直以來(lái)提出大量對(duì)其的冶金性的對(duì)策，作為其中之一，包括在6000系鋁合金板中積極添加Sn來(lái)實(shí)現(xiàn)室溫時(shí)效的抑制和BH性的提高的方法。例如，在專利文獻(xiàn)1中提出了通過(guò)添加適量Sn、并且在固溶處理后實(shí)施預(yù)備時(shí)效而兼具室溫時(shí)效抑制性和BH性的方法。另外，在專利文獻(xiàn)2中提出以下方法：在6000系鋁合金板中添加Sn和提高成形性的Cu，從而提高成形性、烘烤涂裝性、耐腐蝕性。

現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)1：日本特開(kāi)平09-249950號(hào)公報(bào)

專利文獻(xiàn)2：日本特開(kāi)平10－226894號(hào)公報(bào)

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

發(fā)明要解決的課題

就這些以往的積極添加了Sn的6000系鋁合金板而言，作為汽車的外面板用的原材，在復(fù)合兼具長(zhǎng)時(shí)間的室溫時(shí)效后的良好的成形性和高BH性、以及優(yōu)異的耐絲狀銹蝕性等諸多特性上尚有改善的余地。

例如，耐絲狀銹蝕性的提高對(duì)于汽車外面板(用于外部使用的面板)是必須的。汽車外面板雖然被涂裝后再使用，但是被曝露在作為汽車的行駛環(huán)境的海水、鹽水等腐蝕環(huán)境(涂膜下腐蝕環(huán)境)中。因此，存在以下問(wèn)題：在涂膜下的鋁合金板表面產(chǎn)生并生長(zhǎng)以被稱作絲狀銹蝕的析出物、夾雜物作為起點(diǎn)的絲狀的銹，引起構(gòu)件的強(qiáng)度的降低和外觀不良。因此，為了將添加了Sn的Al－Mg－Si系鋁合金板使用于汽車外面板，需要具有優(yōu)異的耐絲狀銹蝕性。

以往，在6000系鋁合金板中也提出各種提高耐絲狀銹蝕性的母材側(cè)的組成、組織等的改善技術(shù)。但是，添加了Sn時(shí)的冶金性的行為與不添加Sn的情況具有不同之處，并不確定上述以往的母材側(cè)的改善技術(shù)到底在添加Sn的情況下是否也有效。因此，為了使積極添加了Sn的6000系鋁合金板的耐絲狀銹蝕性與成形性、BH性等上述其他特性一起提高，需要尋求單獨(dú)對(duì)添加Sn的6000系鋁合金板的改善策略。

另外，在上述成形性上，也存在對(duì)汽車的外面板用的原材6000系鋁合金板所要求的課題日益嚴(yán)苛的傾向。汽車的外面板需要直接體現(xiàn)無(wú)應(yīng)變的美觀曲面構(gòu)成和所設(shè)計(jì)的特征。這是由外面板獨(dú)特的設(shè)計(jì)所帶來(lái)的問(wèn)題，在外面板安裝把手座、燈座、執(zhí)照(車牌)座等器具或構(gòu)件、或者部分地設(shè)置像描繪輪拱那樣的規(guī)定深度的凹部(脹出部、壓花部)。

在對(duì)此種凹部連同該凹部形狀周圍的連續(xù)的曲面進(jìn)行沖壓成形的情況下，在成形性比鋼板差的6000系鋁合金板中容易產(chǎn)生面應(yīng)變，難以實(shí)現(xiàn)上述無(wú)應(yīng)變的美觀曲面構(gòu)成和特征。因此，在6000系鋁合金板中，在對(duì)汽車外面板的成形時(shí)必須抑制該面應(yīng)變的產(chǎn)生。此種面應(yīng)變的問(wèn)題并不僅為上述的凹部(脹出部)的問(wèn)題而且還是車門外面板的鞍形部、前擋泥板的縱壁部、后擋泥板的風(fēng)角部、行李箱蓋或引擎罩外部的特征的消失部、后擋泥板柱的安裝基部等局部具有會(huì)產(chǎn)生面應(yīng)變的凹部(脹出部)那樣的汽車面板所共同的課題。

針對(duì)此種課題，為了抑制上述面應(yīng)變的產(chǎn)生，期望降低被沖壓成形時(shí)的(在制造后為室溫時(shí)效)6000系鋁合金板的0.2％屈服強(qiáng)度。但是，若如此地降低沖壓成形時(shí)的屈服強(qiáng)度，則反而難以得到烘烤涂裝硬化處理(烘烤硬化)后的高屈服強(qiáng)度。

本發(fā)明是為了解決此種課題而完成的發(fā)明，其目的在于提供清除掉作為汽車外面板的上述室溫時(shí)效后的成形性、BH性的要求并且還提高了耐絲狀銹蝕性的含有Sn的6000系鋁合金板。

用于解決課題的手段

為了達(dá)成該目的，本發(fā)明的鋁合金板的要旨在于提供一種鋁合金板，其是以質(zhì)量％計(jì)分別包含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及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的Al－Mg－Si系鋁合金板，作為上述鋁合金板的組織，利用500倍的SEM來(lái)測(cè)定，在利用X射線光譜裝置所識(shí)別的化合物中，含有Mn及Fe、Sn的含量為1.0質(zhì)量％以上且圓當(dāng)量直徑為0.3～20μm的范圍的Sn化合物的平均數(shù)密度為500～3000個(gè)/mm²的范圍，并且上述Sn化合物與鋁基材的界面的長(zhǎng)度以上述Sn化合物的總周長(zhǎng)除以上述SEM的測(cè)定面積所得的值來(lái)計(jì)平均為3～20/mm的范圍。

發(fā)明效果

在6000系鋁合金板的組織中，Sn具有在室溫狀態(tài)捕獲原子空穴(捕捉、trap)的作用。利用該Sn的作用，抑制在室溫的Mg、Si的擴(kuò)散，抑制室溫時(shí)效(硬化)，抑制強(qiáng)度增加，在板成形為面板時(shí)還帶來(lái)提高卷邊加工性、深拉加工、脹出加工等沖壓成形性的效果。另一方面，在面板的涂裝烘烤處理等人工時(shí)效處理時(shí)，Sn還具有以下效果：由于會(huì)釋放所捕獲的空穴，因此反而促進(jìn)Mg或Si的擴(kuò)散，可以提高BH性。

但是，根據(jù)本發(fā)明人等的見(jiàn)解，這些Sn的原子空穴的捕獲、釋放效果最初通過(guò)使Sn固溶于基材而發(fā)揮的。然而，Sn在基材中的固溶量極少(低)，利用通常的板的制造方法，即使將Sn的添加量抑制在理論固溶量以下，其大部分也不固溶而以化合物的形式晶化或析出。這樣以化合物形式晶化或析出的Sn雖然具有后述的耐絲狀銹蝕性的提高效果，但是沒(méi)有原子空穴的捕獲、釋放效果。

因此，在本發(fā)明中，板的制造方法也是經(jīng)過(guò)復(fù)查后，如后述那樣對(duì)均熱處理等的制造條件下工夫，控制特定的組成和尺寸的含Sn化合物的數(shù)密度，控制所含有的Sn的固溶與析出的平衡，并且還確保Sn的固溶量。而且，發(fā)揮固溶Sn的原子空穴的捕獲、釋放效果、由存在上述特定的組成和尺寸的Sn化合物所帶來(lái)的效果，抑制時(shí)效，實(shí)現(xiàn)成形性、BH性的提高。即，作為所制造的板的室溫時(shí)效后的特性，對(duì)汽車外面板的沖壓成形時(shí)(烘烤涂裝前)的屈服強(qiáng)度為110MPa以下，卷邊加工性在實(shí)施例中按照后述的基準(zhǔn)為2.0以下，并且汽車外面板在185℃×20分鐘的烘烤涂裝條件下的人工時(shí)效硬化量(BH性)為100MPa以上。

另一方面，本發(fā)明中，為了提高耐絲狀銹蝕性，以使上述特定的組成和尺寸的Sn化合物與鋁基材的界面變多(變長(zhǎng))的方式析出或晶化。由此，可以使不含有Sn的化合物與基材的界面變少(變短)，可以提供兼具成形性、BH性與良好的耐絲狀銹蝕性的6000系鋁合金板。

具體實(shí)施方式

以下，對(duì)于本發(fā)明的實(shí)施方式按照要件進(jìn)行具體說(shuō)明。

(化學(xué)成分組成)

首先，對(duì)本發(fā)明的Al－Mg－Si系(以下也稱作6000系)鋁合金板的化學(xué)成分組成如下地進(jìn)行說(shuō)明。本發(fā)明的對(duì)象物6000系鋁合金板作為汽車的外面板用的板而被要求具有上述室溫時(shí)效后的優(yōu)異的成形性、BH性、耐絲狀銹蝕性等諸多特性。

作為為了滿足此種要求所需的板的特性，就在板制造后T6等調(diào)質(zhì)后經(jīng)過(guò)30天室溫時(shí)效后的特性而言，優(yōu)選：對(duì)汽車外面板的沖壓成形時(shí)(烘烤涂裝前)的屈服強(qiáng)度為110MPa以下，卷邊加工性在實(shí)施例中按照后述的基準(zhǔn)為2.0以下，并且汽車外面板在185℃×20分鐘的烘烤涂裝條件下的人工時(shí)效硬化量(BH性)為100MPa以上。

作為用于滿足此種優(yōu)選的板特性的來(lái)自合金組成側(cè)的條件，鋁合金板的合金組成在6000系的中也是以質(zhì)量％計(jì)分別包含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及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的特定組成。予以說(shuō)明，各元素的含量的％表述是指總質(zhì)量％。另外，在說(shuō)明書中，以質(zhì)量為基準(zhǔn)的百分率(質(zhì)量％)與以重量為基準(zhǔn)的百分率(重量％)相同。另外，關(guān)于各化學(xué)成分的含量，有時(shí)將“X％以下(但是，不包括0％)”表示為“超過(guò)0％且X％以下”。

在此，上述合金組成中，優(yōu)選為BH性更優(yōu)選、Si與Mg的質(zhì)量比Si/Mg為1以上這樣的過(guò)量Si型的6000系鋁合金板。

作為上述合金組成的除Mg、Si、Sn、Fe、Mn以外的其他元素為不可避免的雜質(zhì)，為依據(jù)AA乃至JIS規(guī)格等的各元素水平的含量(容許量)。即，從資源再循環(huán)的觀點(diǎn)出發(fā)，在本發(fā)明中，作為合金的熔煉原料，不僅使用高純度Al錠料，而且在大量使用6000系合金、其他鋁合金廢料材、低純度Al錠料等的情況下，必然會(huì)以實(shí)質(zhì)量混入除Mg、Si、Sn、Fe、Mn以外的其他元素。而且，降低這些元素的精煉本身成本上升，需要在不阻礙本發(fā)明目的、效果的含有范圍容許一定程度的含有。

具體而言，以質(zhì)量％計(jì)，可以含有選自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％)中的一種或兩種以上。

以下，對(duì)于上述6000系鋁合金中的各元素的含有范圍和意義、或允許量依次進(jìn)行說(shuō)明。

Si：0.5～1.5％

Si是在固溶強(qiáng)化和涂裝烘烤處理等的人工時(shí)效處理時(shí)作為主要元素來(lái)形成有助于強(qiáng)度提高的Mg－Si系析出物而發(fā)揮時(shí)效硬化能力、并且是用于得到作為汽車的外面板所需的強(qiáng)度(屈服強(qiáng)度)而必須的元素。另外，為了在成形為面板后的涂裝烘烤處理中發(fā)揮優(yōu)異的時(shí)效硬化能力，優(yōu)選為Si/Mg質(zhì)量比為1.0以上、與一般所說(shuō)的過(guò)量Si型相比而使Mg中更過(guò)量地含有Si的6000系鋁合金組成。若Si含量過(guò)少，則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(guò)多，則粗大的結(jié)晶物及析出物形成于晶粒內(nèi)及晶界中，彎曲加工性及絲狀銹蝕性顯著降低。因此，Si為0.5～1.5％的范圍。更優(yōu)選的下限值為0.6％，更優(yōu)選的上限值為1.4％。

Mg：0.3～1.0％

Mg也是在固溶強(qiáng)化和涂裝烘烤處理等人工時(shí)效處理時(shí)作為主要元素來(lái)形成有助于強(qiáng)度提高的Mg－Si系析出物而發(fā)揮時(shí)效硬化能力、并且是用于得到作為面板所需的屈服強(qiáng)度而必須的元素。若Mg含量過(guò)少，則Mg－Si系析出物的生成量不足，因此BH性顯著降低。因此，無(wú)法得到作為面板所需的屈服強(qiáng)度。另一方面，若Mg含量過(guò)多，則形成粗大的結(jié)晶物和析出物，彎曲加工性顯著降低。因此，Mg的含量為0.3～1.0％的范圍。更優(yōu)選的下限值為0.4％，更優(yōu)選的上限值為0.8％。

Fe：0.02～1.0％

Fe是在均熱處理時(shí)及熱軋時(shí)與Al、其他的Si、Mn、Sn等一起以特定的數(shù)密度生成本發(fā)明中規(guī)定的含有Sn的特定尺寸的化合物的必要元素。若其含量過(guò)少，則含有Sn的上述特定的化合物的生成量變得過(guò)少，含有Sn的上述特定的化合物與基材的界面變少(變短)，提高絲狀銹蝕性的效果變小。另一方面，若Fe含量過(guò)多，則晶粒內(nèi)及晶界中含有Sn的上述特定的化合物的生成量變得過(guò)多，使卷邊加工性等成形性及絲狀銹蝕性變差。

Mn：0.02～0.6％

Mn與Fe同樣是在均熱處理時(shí)及熱軋時(shí)與Al、其他的Si、Fe、Sn等一起以特定的數(shù)密度生成本發(fā)明中規(guī)定的含有Sn的特定的尺寸的化合物的必要元素。若其含量過(guò)少，則含有Sn的上述特定的化合物的生成量變得過(guò)少，含有Sn的上述特定的化合物與基材的界面變少(變短)，提高絲狀銹蝕性的效果變小。另一方面，若Mn含量過(guò)多，則晶粒內(nèi)及晶界中含有Sn的上述特定的化合物的生成量變得過(guò)多，使卷邊加工性等成形性及絲狀銹蝕性變差。

Sn：0.005～0.2％

Sn是必須的元素，其具有以下效果：在固溶的狀態(tài)下，通過(guò)在室溫下捕獲原子空穴，從而抑制在室溫下的Mg、Si的擴(kuò)散，長(zhǎng)期抑制室溫下的強(qiáng)度增加(室溫時(shí)效)，該室溫時(shí)效后的板沖壓成形為面板時(shí)使沖壓成形性、尤其卷邊加工性提高。而且，另一方面，由于在所成形的面板的涂裝烘烤處理等人工時(shí)效處理時(shí)會(huì)釋放所捕獲的空穴，因此反而促進(jìn)Mg或Si的擴(kuò)散，可以提高BH性。

這些Sn的效果最初通過(guò)固溶Sn而發(fā)揮。若Sn的含量過(guò)少，則Sn的固溶量減少，不能充分捕獲空穴，無(wú)法發(fā)揮上述Sn的室溫時(shí)效抑制效果。其結(jié)果為：可以抑制在室溫的強(qiáng)度增加，屈服強(qiáng)度變高，不僅卷邊加工性變差，BH處理時(shí)的Mg－Si系析出物的生成量也減少，BH性容易變低。

在本發(fā)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，從而提高耐絲狀銹蝕性。但是，若Sn的含量過(guò)少，則含有Sn的化合物也減少。

因此，在含有Mn及Fe的化合物中，Sn的含量為1.0質(zhì)量％以上且圓當(dāng)量直徑為0.3～20μm的范圍的化合物的平均數(shù)密度不足。其結(jié)果為：這些化合物與鋁基材的界面的長(zhǎng)度也不足，無(wú)法提高耐絲狀銹蝕性。

但是，即使Sn的含量過(guò)多，Sn的固溶量也存在界限，并不使固溶量增加。另外，若Sn的含量過(guò)多，則Sn在晶界偏析，成為晶界裂紋的原因，在板的制造工序的熱軋時(shí)容易產(chǎn)生裂紋。

因此，Sn的含量為0.005～0.2％的范圍。更優(yōu)選的下限值為0.01％，更優(yōu)選的上限值為0.18％。

(組織)

接著，對(duì)本發(fā)明的6000系鋁合金板的組織進(jìn)行如下說(shuō)明。

Sn化合物：

在本發(fā)明中，作為制造后(調(diào)質(zhì)后)的板的組織，利用500倍的SEM來(lái)測(cè)定，并規(guī)定為利用X射線光譜裝置所識(shí)別的、特定的組成和尺寸的Sn化合物的平均數(shù)密度與鋁基材的界面的多少。

該特定的組成和尺寸的Sn的化合物是含有Mn及Fe兩者或者含有Mn或Fe中的任一者、Sn的含量為1.0質(zhì)量％以上且圓當(dāng)量直徑為0.3～20μm的范圍的Sn化合物(含有Sn的化合物)。

滿足此種規(guī)定的Sn化合物的平均數(shù)密度為500～3000個(gè)/mm²的范圍、優(yōu)選為500～2000個(gè)/mm²的范圍，以確保用于發(fā)揮固溶Sn的上述室溫時(shí)效抑制效果所需的Sn的固溶量。

另外，滿足此種規(guī)定的Sn化合物與鋁基材的界面的長(zhǎng)度以該Sn化合物的總周長(zhǎng)除以上述SEM的測(cè)定面積所得的值來(lái)計(jì)平均為3～20/mm的范圍、優(yōu)選平均為3～10/mm的范圍。這樣，通過(guò)以使上述特定的組成和尺寸的Sn化合物的鋁基材的界面變多的方式析出或晶化，從而減少降低耐絲狀銹蝕性的不含有Sn的化合物與基材的界面，提高耐絲狀銹蝕性。

Sn化合物的平均數(shù)密度：

在上述特定的組成和尺寸的Sn化合物的平均數(shù)密度超過(guò)3000個(gè)/mm²而過(guò)多的情況下，Sn的固溶量減少，無(wú)法發(fā)揮上述Sn的室溫時(shí)效抑制效果。其結(jié)果為：可以抑制在室溫的強(qiáng)度增加，屈服強(qiáng)度變高，不僅卷邊加工性變差，BH處理時(shí)的Mg－Si系析出物的生成量也減少，BH性容易變低。

其另一方面，本發(fā)明中，為了提高耐絲狀銹蝕性，而以使該Sn化合物與基材的界面變多(變長(zhǎng))的方式使Sn以特定的組成和尺寸的化合物的形式一定程度地析出或晶化。

本發(fā)明人等對(duì)Sn的添加與耐絲狀銹蝕性的關(guān)系進(jìn)行了研究。其結(jié)果可知：在Al－Mg－Si系鋁合金板的組織中，基于一定的制造條件，所添加的Sn進(jìn)入到粗大化合物中，而產(chǎn)生不易成為絲狀銹蝕的起點(diǎn)這一特異的現(xiàn)象。

在此，粗大化合物是在鑄造、均熱、熱軋?zhí)幚碇挟a(chǎn)生的Al－Fe系、Al－Fe－Mn系、Al－Fe－Si系、Al－Fe－Mn－Si系的金屬間化合物，是指圓當(dāng)量直徑為幾μm～數(shù)十μm的較大的金屬間化合物。若這些粗大化合物存在于鋁合金中，則電位比周圍的鋁更高，作為所謂陰極位點(diǎn)發(fā)揮作用。

因此，在這些粗大化合物與鋁母材的界面，產(chǎn)生較大的電位差，處于腐蝕非常容易加劇的狀態(tài)。此種腐蝕現(xiàn)象像上述的汽車面板那樣在鋁合金板(面板)表面被樹脂皮膜覆蓋的狀態(tài)下以絲狀銹蝕(絲狀拉伸的銹)的形式體現(xiàn)。

對(duì)此，通過(guò)使上述粗大化合物含有Sn，從而與周圍的鋁的電位差變小，不易作為陰極位點(diǎn)發(fā)揮作用，不易成為絲狀銹蝕的起點(diǎn)。即，通過(guò)使Sn化合物與鋁基材的界面的長(zhǎng)度為一定以上的范圍，并且減少降低耐絲狀銹蝕性的不含有Sn的化合物與基材的界面，從而可以提高絲狀銹蝕性。

由此，兼具成形性、BH性與良好的耐絲狀銹蝕性。

因此，上述特定的組成與尺寸的Sn化合物的平均數(shù)密度的規(guī)定也是使Sn僅析出或晶化一定量(一定數(shù)密度和一定周長(zhǎng))而提高耐絲狀銹蝕性的Sn的析出量或晶化量的基準(zhǔn)。在上述特定的Sn化合物的平均數(shù)密度不足500個(gè)/mm²而過(guò)少的情況下，無(wú)法得到含有Mn及Fe的上述特定的Sn化合物本身，無(wú)法提高耐絲狀銹蝕性。

含有Mn及Fe的Sn化合物：

Sn在上述板的合金組成中與其所含有的Mn及Fe一起形成上述特定的組成和尺寸的Sn化合物，因此若板不含有這些Mn及Fe，則上述特定的組成和尺寸的Sn化合物本身就不會(huì)產(chǎn)生。但是，該Sn化合物中的Mn及Fe只要以能夠利用后述的EDX進(jìn)行檢測(cè)的水平(范圍)存在即可，無(wú)需將Sn化合物中的含量分別進(jìn)行定量性地規(guī)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質(zhì)量％和Sn過(guò)少的化合物、或者圓當(dāng)量直徑不足0.3μm的過(guò)小的化合物即使若干滿足上述平均數(shù)密度、或上述化合物的界面的多少而存在，也不會(huì)保證Sn的固溶量。而且，提高上述的成形性、BH性、耐絲狀銹蝕性等的效果小。因此，將這些化合物從上述特定的組成和尺寸的Sn化合物中排除。

該特定的Sn化合物的Sn含量的上限并無(wú)特別規(guī)定，但是上限值從制造限界出發(fā)為10質(zhì)量％左右。另外，若為該特定的Sn化合物的圓當(dāng)量直徑超過(guò)20μm這樣的粗大化合物，則成為裂紋的原因，在板的制造工序的熱軋時(shí)等容易產(chǎn)生裂紋。

Sn化合物的界面的長(zhǎng)度(多少)：

作為上述特定的組成和尺寸的Sn化合物的板組織中的存在狀態(tài)，若使這些含Sn化合物與基材的界面變長(zhǎng)(變多)，則耐絲狀銹蝕性提高。在這些含Sn化合物與基材的界面過(guò)少的情況下，提高耐絲狀銹蝕性的效果變小。即，在這些Sn化合物與鋁基材的界面的長(zhǎng)度以這些化合物的總周長(zhǎng)(上述特定的組成和尺寸的所有Sn化合物的周長(zhǎng)的合計(jì))除以上述SEM的測(cè)定面積所得的值來(lái)計(jì)不足3/mm的情況下，Sn化合物與基材的界面變短。因此，降低耐絲狀銹蝕性的不含有Sn的化合物與基材的界面變長(zhǎng)(變多)，提高耐絲狀銹蝕性的效果變小。

另一方面，若這些Sn化合物與基材的界面超過(guò)20/mm而過(guò)多，則含Sn化合物的數(shù)密度變多，固溶Sn量降低，無(wú)法得到低屈服強(qiáng)度和高BH性。因此，含Sn化合物與基材的界面以這些化合物的總周長(zhǎng)除以上述SEM的測(cè)定面積所得的值來(lái)計(jì)平均為3～20/mm。更優(yōu)選平均為3～10/mm的范圍。

Sn化合物的測(cè)定：

圓當(dāng)量直徑為0.3～20μm的范圍、含有1.0質(zhì)量％以上的Sn并且含有Mn及Fe兩者的化合物的數(shù)密度的測(cè)定利用500倍的SEM(掃描型電子顯微鏡、Scanning Electron Microscope)來(lái)進(jìn)行。而且，這些特定的組成和尺寸的Sn化合物利用SEM附帶的X射線光譜裝置來(lái)識(shí)別，并且與Sn的含量不足1.0質(zhì)量％或者不含有Mn或Fe的化合物相區(qū)分。另外，利用上述SEM還可以區(qū)分不滿足上述范圍的尺寸的化合物。

利用上述SEM的測(cè)定對(duì)從供試板的表面起板厚方向1/4部的任意的10個(gè)部位的點(diǎn)進(jìn)行(采集10個(gè)試樣)，將這些各試樣的上述特定的組成和尺寸的Sn化合物的數(shù)密度平均化而得到平均數(shù)密度(個(gè)/mm²)。具體而言，對(duì)剛調(diào)質(zhì)處理后的供試板的板厚方向的直角截面，通過(guò)從表面起板厚方向1/4部的任意的點(diǎn)，對(duì)與板表面平行的面，使用500倍的SEM進(jìn)行測(cè)定。關(guān)于試樣，從上述部位抽取10個(gè)試樣，對(duì)板截面試樣表面進(jìn)行機(jī)械研磨，利用機(jī)械研磨磨掉從板表面起約0.25mm，再進(jìn)行拋光研磨，準(zhǔn)備對(duì)表面調(diào)整后的試樣。接著，利用SEM的反射電子圖像，采用自動(dòng)解析裝置測(cè)定上述圓當(dāng)量直徑范圍的化合物的個(gè)數(shù)，計(jì)算數(shù)密度。測(cè)定部位為試樣研磨表面，每1個(gè)試樣的測(cè)定區(qū)域?yàn)?40μm×180μm。

X射線光譜裝置作為采用能量色散型X射線光譜法(Energy Dispersive X－ray Spectroscopy)的分析裝置被公知，通常稱作EDX，并附屬于上述SEM，對(duì)上述圓當(dāng)量直徑范圍的化合物的組成進(jìn)行定量分析。而且，在測(cè)定上述圓當(dāng)量直徑范圍的化合物的個(gè)數(shù)時(shí)，根據(jù)Sn的含量和是否實(shí)質(zhì)性地含有Mn和Fe，與其他化合物相區(qū)分。僅識(shí)別上述特定的組成和尺寸的Sn化合物。在本發(fā)明中，在即使利用X射線光譜裝置也無(wú)法在化合物中檢測(cè)Mn或Fe的情況下，與Sn的含量不足1.0質(zhì)量％的情況同樣，作為不含Mn或Fe的化合物而看作與上述特定的組成和尺寸的Sn化合物不同的其他化合物。

進(jìn)而，由上述SEM的反射電子圖像的解析，求得上述特定的組成和尺寸的Sn化合物的總周長(zhǎng)(mm)，該Sn化合物與鋁基材的界面的長(zhǎng)度(/mm)以將該總周長(zhǎng)除以上述SEM的測(cè)定面積(SEM的視野面積：將240μm×180μm換算為mm²)所得的值(mm/mm²)來(lái)計(jì)進(jìn)行上述試樣數(shù)的平均來(lái)求得。

與現(xiàn)有技術(shù)的不同：

這樣，在Sn的固溶狀態(tài)的方面及與使該固溶狀態(tài)析出或晶化的Sn化合物平衡的方面，本發(fā)明的含有Sn的6000系鋁合金板在組織上或特性上與同樣(同量)含有Sn的6000系鋁合金板不同。即，若均熱處理等的制造條件不同，則Sn的固溶量、Sn的化合物的上述組成、數(shù)密度以及與上述基材的界面的多少等存在形態(tài)也大不相同。

換言之，在通常的板的制造條件(常法)下，Sn容易以化合物的形式析出，固溶量顯著低(少)。另外，Sn的化合物的上述組成、數(shù)密度也不同，而且與上述基材的界面也變少。因此，即使同樣(同量的)含有Sn，也未必成為像本發(fā)明那樣具有以高水平抑制室溫時(shí)效并且提高BH性、卷邊加工性的效果的組織且得到優(yōu)異的耐絲狀銹蝕性的組織。

順便說(shuō)一下，以往的加入Sn的6000系鋁合金板不能充分發(fā)揮此種Sn的效果。其理由推測(cè)為：以往常常著眼于作為主要元素的Mg、Si的固溶或析出，但是對(duì)于僅為選擇性的添加元素之一的Sn的固溶、析出的存在形態(tài)并不怎么關(guān)注。另外，利用常規(guī)方法制造的板的、Sn的主要存在形態(tài)為以化合物形式的晶化或析出(以下也簡(jiǎn)稱為析出)。與此不同，還推測(cè)其理由在于：使Sn固溶本身較難，Sn的固溶狀態(tài)為極為稀少的存在形態(tài)，因此不易對(duì)由Sn的固溶所發(fā)揮的效果有所了解。

(制造方法)

接著，以下對(duì)于本發(fā)明鋁合金板的制造方法進(jìn)行說(shuō)明。本發(fā)明鋁合金板，其制造工序本身是常規(guī)方法或公知的方法，在鑄造后對(duì)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(shí)施熱軋、冷軋而成為既定的板厚，再實(shí)施固溶淬火等調(diào)質(zhì)處理而制造。

但是，在這些制造工序中，作為制造后(調(diào)質(zhì)后)的板的組織，為了使上述特定的含Sn組成和尺寸的Sn化合物的平均數(shù)密度為規(guī)定范圍內(nèi)而使Sn固溶且使Sn的固溶與析出平衡，如后述那樣，除控制鑄造時(shí)的平均冷卻速度外，規(guī)定冷軋途中的中間退火也成為優(yōu)選的條件。若不為此種中間退火條件，則難以使Sn固溶。

進(jìn)而，除此之外，作為制造后(調(diào)質(zhì)后)的板的組織，為了使上述特定的含Sn組成和尺寸的Sn化合物與鋁基材的界面的多少為規(guī)定范圍內(nèi)，均熱處理按照特定條件下的2階段的均熱處理來(lái)進(jìn)行。

熔煉、鑄造冷卻速度：

首先，在熔煉、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)等通常的熔煉鑄造法來(lái)鑄造被熔煉調(diào)整到上述6000系成分組成范圍內(nèi)的鋁合金熔液。在此，為了像本發(fā)明所規(guī)定那樣使Sn固溶，而優(yōu)選使鑄造時(shí)的平均冷卻速度從液相線溫度到固相線溫度盡可能加大(加快)至30℃/分鐘以上。

在不進(jìn)行這樣的在鑄造時(shí)的高溫區(qū)域的溫度(冷卻速度)時(shí)，該高溫區(qū)域的冷卻速度必然變慢。像這樣高溫區(qū)域的平均冷卻速度緩慢時(shí)，在該高溫區(qū)域的溫度范圍粗大地生成的結(jié)晶物的量變多，鑄塊的板寬方向、厚度方向的結(jié)晶物的尺寸和量的偏差也變大。其結(jié)果為：在本發(fā)明的規(guī)定范圍無(wú)法使Sn固溶的可能性變高。

均質(zhì)化熱處理：

接著，在對(duì)上述鑄造后的鋁合金鑄塊熱軋之前實(shí)施均質(zhì)化熱處理。該均質(zhì)化熱處理(均熱處理)以組織的均質(zhì)化、即消除鑄塊組織中的晶粒內(nèi)的偏析為目的。

但是，在本發(fā)明中，作為在上述調(diào)質(zhì)處理后進(jìn)行室溫時(shí)效后的、制造后(調(diào)質(zhì)后)的板的組織，為了使上述特定的組成與尺寸的Sn化合物與鋁基材的界面的多少為規(guī)定范圍內(nèi)，按照以下的特定條件進(jìn)行均熱處理。

均熱處理的第1階段在400～500℃的范圍保持1～10小時(shí)。由此，使上述特定的組成與尺寸的Sn化合物微細(xì)分散，并且使該化合物的數(shù)密度與鋁基材的界面的多少為上述規(guī)定范圍內(nèi)。若該均熱溫度不足400℃或保持時(shí)間不足1小時(shí)，則使上述特定的含Sn組成與尺寸的Sn化合物微細(xì)分散，Sn化合物與鋁基材的界面的多少以這些化合物的總周長(zhǎng)除以上述SEM的測(cè)定面積所得的值來(lái)計(jì)難以達(dá)到平均為3/mm以上。另外，若該第1階段的保持時(shí)間超過(guò)10小時(shí)，則上述特定的組成和尺寸的Sn化合物的數(shù)密度超過(guò)3000個(gè)/mm²而過(guò)多，抑制室溫時(shí)效所需的Sn的固溶量不足。

接著，進(jìn)一步加熱的第2階段的均熱處理在520～560℃的范圍保持3小時(shí)以上。在該第2階段的均熱處理中，使以鑄錠結(jié)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。若該第2階段的均熱處理的溫度不足520℃或保持時(shí)間不足3小時(shí)，則以鑄錠結(jié)晶物形式存在的Mg－Si－Sn系的化合物的固溶不充分，抑制室溫時(shí)效所需的Sn的固溶量不足。另一方面，若該第2階段的均熱溫度超過(guò)560℃，則鑄錠熔損。另外，該第2階段的保持時(shí)間可以較長(zhǎng)，但是在生產(chǎn)效率、經(jīng)濟(jì)性方面，無(wú)需超過(guò)20小時(shí)。

若能使400℃～500℃的溫度區(qū)域的保持時(shí)間為1～10小時(shí)，則如后述的實(shí)施例所示，作為2階段的均熱處理，可以在一定的溫度下進(jìn)行保持，也可以為通過(guò)升溫、緩慢冷卻等而依次改變溫度的熱處理?？傊?，即使利用升溫、緩慢冷卻等而連續(xù)地發(fā)生溫度變化，只要在400～500℃的溫度區(qū)域保持1小時(shí)以上且10小時(shí)以下即可。

熱軋：

熱軋根據(jù)軋制的板厚而由鑄塊(板坯)的粗軋工序和終軋工序構(gòu)成。在這些粗軋工序和終軋工序中，適宜使用的是可逆式或串列式等的軋機(jī)。

這時(shí)，在熱軋(粗軋)開(kāi)始溫度超過(guò)固相線溫度的條件下，會(huì)發(fā)生過(guò)燒，因此熱軋本身難以進(jìn)行。另外，在熱軋開(kāi)始溫度不足350℃時(shí)，熱軋時(shí)的載荷過(guò)高，熱軋本身難以進(jìn)行。因此，熱軋開(kāi)始溫度優(yōu)選為350℃～固相線溫度、更優(yōu)選為400℃～固相線溫度的范圍。

熱軋板的退火：

未必需要進(jìn)行該熱軋板的冷軋前的退火(粗退火)，但為了通過(guò)晶粒的微細(xì)化和集合組織的優(yōu)化來(lái)進(jìn)一步提高成形性等特性，也可以實(shí)施該熱軋板的冷軋前的退火。

冷軋：

在冷軋中，軋制上述熱軋板，制作成期望的最終板厚的冷軋板(也包括卷材)。但是，為了使晶粒進(jìn)一步微細(xì)化，期望無(wú)論道次數(shù)為何而使總冷軋率為60％以上。

中間退火：

優(yōu)選的是：在該冷軋前(熱軋后)或冷軋的途中(道次間)，將板在480℃以上且熔點(diǎn)以下的高溫保持0.1～10秒，接著，進(jìn)行以3℃/秒以上的平均冷卻速度強(qiáng)制冷卻(急冷)至室溫的中間退火，使利用到此為至的熱軋工序等以化合物形式生成的Sn固溶。利用常規(guī)方法，Sn容易析出，一旦析出的Sn很難再度固溶，為了像本發(fā)明所規(guī)定那樣使Sn固溶，難以僅利用后述的固溶處理使Sn固溶，需要利用中間退火進(jìn)行高溫的熱處理。

對(duì)該中間退火條件，若板的溫度不足480℃，則Sn的固溶量不足。另外，若退火后的冷卻不為3℃/秒以上的平均冷卻速度的利用空氣冷卻、噴霧、水冷等冷卻至室溫的強(qiáng)制冷卻(急冷)，即平均冷卻速度不足3℃/秒，則一旦固溶的Sn會(huì)再析出而形成化合物。

此種條件下的退火還包括急冷，利用箱式爐難以辦到，需要邊將板退卷邊向爐中通板而進(jìn)行卷取的連續(xù)熱處理爐。

固溶和淬火處理：

冷軋后，進(jìn)行固溶淬火處理。關(guān)于固溶處理和淬火處理，可以用通常的連續(xù)熱處理線進(jìn)行加熱、冷卻，沒(méi)有特別限定。但是，由于期望得到各元素的充分的固溶量以及使板組織的晶粒更微細(xì)，所以期望在以5℃/秒以上的加熱速度加熱到520℃以上且熔融溫度以下的固溶處理溫度并保持0～10秒的條件下進(jìn)行。而且，從固溶化溫度至淬火停止溫度的平均冷卻速度優(yōu)選為3℃/秒以上。若該冷卻速度小，則上述Sn化合物的數(shù)密度變多，固溶Sn變得過(guò)少。因此，難以滿足成形時(shí)的0.2％屈服強(qiáng)度為110MPa以下的低屈服強(qiáng)度、卷邊加工性為2.0以下且在185℃×20分鐘的條件下的BH性為100MPa以上。另外，冷卻中Mg－Si系化合物等容易析出，容易成為沖壓成形、彎曲加工時(shí)的裂紋的起點(diǎn)，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風(fēng)扇等強(qiáng)制空氣冷卻、噴霧、噴水、浸漬等的水冷機(jī)構(gòu)和條件。

順便說(shuō)一下，該固溶淬火處理、上述熱軋后的粗退火條件的溫度等也與上述中間退火條件近似，若無(wú)上述中間退火或即使進(jìn)行也不滿足上述520℃以上的溫度等諸多條件，則僅進(jìn)行該固溶淬火處理、上述熱軋后的粗退火，無(wú)法使Sn僅以上述所需量或上述規(guī)定量固溶。

預(yù)備時(shí)效處理(再加熱處理)：

在此種固溶處理后進(jìn)行淬火處理而冷卻至室溫后，在1小時(shí)(60分鐘)以內(nèi)的盡可能短的時(shí)間內(nèi)對(duì)板進(jìn)行預(yù)備時(shí)效處理(再加熱處理)。

至室溫為止的淬火處理結(jié)束后，若直至預(yù)備時(shí)效處理開(kāi)始(加熱開(kāi)始)為止的室溫保持時(shí)間超過(guò)1小時(shí)而過(guò)長(zhǎng)，則室溫時(shí)效進(jìn)行而使BH性降低。因此，該室溫保持時(shí)間越短越好，固溶和淬火處理以及再加熱處理也可以采取幾乎沒(méi)有時(shí)間差的方式連續(xù)進(jìn)行，下限的時(shí)間沒(méi)有特別設(shè)定。

該預(yù)備時(shí)效處理的溫度和保持時(shí)間優(yōu)選為在80～150℃的溫度范圍保持3小時(shí)以上且50小時(shí)以下。此時(shí)，可以將該80～150℃下的的溫度保持設(shè)為在該溫度范圍保持一定的溫度或通過(guò)升溫、慢冷卻依次改變溫度的熱處理。總之，即使利用慢冷卻或升溫等連續(xù)地進(jìn)行溫度變化，只要在80～150℃的溫度區(qū)域保持3小時(shí)以上且50小時(shí)以下即可。再加熱處理后至室溫的冷卻，可以自然冷卻，而為了生產(chǎn)的效率化，也可以使用上述淬火時(shí)的冷卻機(jī)構(gòu)進(jìn)行強(qiáng)制急冷。

若予備時(shí)效處理不在這些優(yōu)選的條件范圍內(nèi)，則將汽車面板成形時(shí)的板的0.2％屈服強(qiáng)度降低至110MPa以下，并且不易使BH性為100MPa以上。

以下，列舉實(shí)施例更具體地說(shuō)明本發(fā)明，但本發(fā)明當(dāng)然不受下述實(shí)施例限制，在能夠符合前、后述的宗旨的范圍內(nèi)也可以適當(dāng)加以變更實(shí)施，這些均包含在本發(fā)明的技術(shù)范圍內(nèi)。

實(shí)施例

以下，對(duì)本發(fā)明的實(shí)施例進(jìn)行說(shuō)明。根據(jù)上述均熱處理?xiàng)l件、中間退火條件而分別制作上述組成和尺寸的Sn化合物的平均數(shù)密度量、該Sn化合物與鋁基材的界面的多少不同的6000系鋁合金板，在制造后對(duì)該板評(píng)價(jià)在室溫保持30天后的強(qiáng)度、BH性(涂裝烘烤硬化性)、卷邊加工性、耐絲狀銹蝕性。其結(jié)果如表2所示。

這些鋁合金板的具體的制造條件如下。共同通過(guò)DC鑄造法熔煉表1所示的各組成的鋁合金鑄塊。這時(shí)，各例均共同將鑄造時(shí)的平均冷卻速度從液相線溫度至固相線溫度設(shè)為50℃/分鐘。予以說(shuō)明，在表示各例的6000系鋁合金板的組成的表1中的各元素的含量的顯示中，將各元素的數(shù)值作為空白的顯示，表示其含量在檢測(cè)極限以下且為不包含這些元素的0％。

將上述鑄錠在表2所示的各條件下進(jìn)行均熱處理后，在第2階段的各例的溫度下開(kāi)始熱粗軋。而且，各例均共同緊接利用終軋熱軋至厚度2.5mm，制成熱軋板。各例均共同將該熱軋板在冷軋的道次途中(道次間)按照表2所示那樣在各種條件下進(jìn)行利用連續(xù)退火爐的中間退火，最終制成厚度1.0mm的冷軋板(制品板)。

進(jìn)而，各例均共同將上述的各冷軋板在560℃的硝石爐中進(jìn)行固溶處理，到達(dá)目標(biāo)溫度后保持10秒，利用從固溶化溫度到淬火停止溫度的平均冷卻速度為50℃/秒的水冷進(jìn)行淬火處理。在剛該淬火后進(jìn)行在100℃保持5小時(shí)的預(yù)備時(shí)效處理(保持后以0.6℃/小時(shí)的進(jìn)行緩慢冷卻)。

從這些剛調(diào)質(zhì)處理后的各板切割供試板(空白)，作為各供試板的組織，測(cè)定上述組成和尺寸的Sn化合物的平均數(shù)密度量、該Sn化合物與鋁基材的界面的多少。另外，從在上述調(diào)質(zhì)處理后在室溫放置30天后的各板切割供試板(空白)，并對(duì)各供試板的強(qiáng)度(AS屈服強(qiáng)度：板制造后進(jìn)行30天室溫時(shí)效后的0.2％屈服強(qiáng)度)和BH性進(jìn)行了調(diào)查。它們的結(jié)果如表2所示。

(供試板的組織)

在調(diào)質(zhì)處理不久的各供試板的、含有Mn及Fe的化合物中，Sn的含量為1.0質(zhì)量％以上且圓當(dāng)量直徑為0.3～20μm的范圍的化合物的平均數(shù)密度(個(gè)/mm²)利用使用上述的500倍的SEM和X射線光譜裝置的測(cè)定方法來(lái)求得。另外，利用使用上述的500倍的SEM和X射線光譜裝置的測(cè)定方法，將上述組成和尺寸的Sn化合物與鋁基材的界面的長(zhǎng)度以上述組成和尺寸的Sn化合物的總周長(zhǎng)(上述組成和尺寸的所有Sn化合物的周長(zhǎng)的合計(jì))除以上述SEM的測(cè)定面積所得的值(/mm)的形式求得。

(抗拉試驗(yàn))

關(guān)于上述抗拉試驗(yàn)，從上述調(diào)質(zhì)處理后在室溫放置30天后的各供試板抽取各個(gè)JISZ2201的5號(hào)試驗(yàn)片(25mm×50mmGL×板厚)，在室溫進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。使此時(shí)的試驗(yàn)片的拉伸方向?yàn)檐堉品较虻闹苯欠较颉＠焖俣仍谶_(dá)到0.2％屈服強(qiáng)度之前為5mm/分鐘，在屈服強(qiáng)度以下為20mm/分鐘。機(jī)械的特性測(cè)量的N數(shù)為5，以各個(gè)平均值計(jì)算。予以說(shuō)明，在上述BH后的屈服強(qiáng)度測(cè)量用的試驗(yàn)片中，利用該拉伸試驗(yàn)機(jī)對(duì)該試驗(yàn)片賦予模擬了板的沖壓成形的2％的預(yù)應(yīng)變后，再進(jìn)行上述BH處理。

作為上述30天室溫時(shí)效后成形時(shí)的板的特性，將表2所示的As0.2％屈服強(qiáng)度(成形時(shí)的0.2％屈服強(qiáng)度)為110MPa以下、卷邊加工性在實(shí)施例中按照后述的基準(zhǔn)為2以下的情況設(shè)為汽車外面板用的原材板的成形性合格。

(BH性)

將各供試板分別共同利用上述拉伸試驗(yàn)求得其在上述30天的室溫時(shí)效之后再進(jìn)行185℃×20分鐘的人工時(shí)效硬化處理之后(BH后)的供試板的0.2％屈服強(qiáng)度(BH后的0.2％屈服強(qiáng)度)。而且，根據(jù)表2所示的屈服強(qiáng)度的增加量(上述BH后的0.2％屈服強(qiáng)度與上述As0.2％屈服強(qiáng)度之差)，評(píng)價(jià)各供試板的BH性，將0.2％屈服強(qiáng)度的增加量為100MPa以上的情況設(shè)為BH性合格。

(卷邊加工性)

卷邊加工性僅對(duì)上述室溫放置30天后的各供試板進(jìn)行。試驗(yàn)使用30mm寬的狹條狀試驗(yàn)片，經(jīng)過(guò)由向下凸緣形成的內(nèi)彎曲R1.0mm的90°彎曲加工后，進(jìn)行夾持1.0mm厚的內(nèi)部件，再將折疊彎曲部向內(nèi)側(cè)依次進(jìn)行折疊彎曲至大約130度的預(yù)卷邊加工、折疊彎曲180度而使端部與內(nèi)部件密接的平卷邊加工。目視觀察該平卷邊的彎曲部(邊緣彎曲部)的表面粗糙、微小的裂紋、大的裂紋的發(fā)生等表面狀態(tài)，并按照以下的基準(zhǔn)進(jìn)行目視評(píng)價(jià)，并將直至基準(zhǔn)0～2設(shè)為合格。

0：無(wú)裂紋、表面粗糙、1：輕度的表面粗糙、2：重度的表面粗糙、3：微小表面裂紋、4：以線狀連續(xù)的表面裂紋、5：破裂

(耐絲狀銹蝕性)

對(duì)上述經(jīng)過(guò)室溫時(shí)效后的各供試板的耐絲狀銹蝕性進(jìn)行了評(píng)價(jià)。關(guān)于用于評(píng)價(jià)的試驗(yàn)方法，從上述經(jīng)過(guò)3天室溫時(shí)效后的各供試板切割80×150mm的板，在碳酸鈉系脫脂浴中浸漬40℃×2分鐘(并進(jìn)行利用攪拌器的攪拌)，對(duì)供試材表面進(jìn)行了脫脂處理。接著，在室溫的鋅系表面調(diào)整浴中浸漬1分鐘(進(jìn)行利用攪拌器的攪拌)后，在35℃磷酸鋅浴中浸漬2分鐘，實(shí)施磷酸鋅處理，再按照通常的汽車用構(gòu)件的涂裝工序進(jìn)行電沉積涂裝(厚度20μm)，在185℃進(jìn)行20分鐘的烘烤處理。之后，使涂膜帶入長(zhǎng)度50mm的交叉切割瑕疵，將鹽水噴霧24小時(shí)→濕潤(rùn)(濕度85％、40℃)120小時(shí)→自然干燥(室溫)24小時(shí)的循環(huán)進(jìn)行8個(gè)循環(huán)，測(cè)定交叉切割部的單側(cè)的銹的寬度作為絲狀銹蝕的長(zhǎng)度。

關(guān)于耐絲狀銹蝕性的評(píng)價(jià)，以上述交叉切割部的單側(cè)的銹的最大的寬度來(lái)進(jìn)行評(píng)價(jià)，將最大的寬度不足1mm的情況評(píng)價(jià)為◎，將1mm以上且不足2mm的情況評(píng)價(jià)為○，將2mm以上且不足3mm的情況評(píng)價(jià)為△，將3mm以上的長(zhǎng)度的情況評(píng)價(jià)×，將◎及○的情況判斷為耐絲狀銹蝕性優(yōu)異的材料(合格)。

表2的編號(hào)1～3、9、12、14～21所示的各發(fā)明例在本發(fā)明成分組成范圍內(nèi)(表1的合金番號(hào)1～11)且包括均熱處理、中間退火的上述優(yōu)選條件范圍內(nèi)來(lái)制造。因此，如表2所示，上述各發(fā)明例滿足本發(fā)明所規(guī)定的上述組成和尺寸的Sn化合物的平均數(shù)密度、該Sn化合物與鋁基材的界面的多少，Sn的固溶與析出取得平衡。

其結(jié)果為：如表2所示，在上述各發(fā)明例中，即使在上述調(diào)質(zhì)處理后30天的室溫時(shí)效后，也可以使對(duì)汽車外面板的沖壓成形時(shí)(烘烤涂裝前)的As0.2％屈服強(qiáng)度為110MPa以下、卷邊加工性的評(píng)價(jià)優(yōu)良而為0～2、且汽車外面板在185℃×20分鐘的烘烤涂裝條件下的人工時(shí)效硬化量(BH性)為100MPa以上。另外，耐絲狀銹蝕性也優(yōu)異。

另一方面，正如由表2所獲知的那樣，在雖然使用本發(fā)明成分組成范圍內(nèi)的表1的合金編號(hào)1、2、3或18、19但均熱處理?xiàng)l件或中間退火條件處于優(yōu)選范圍外的比較例4～8、10、11、13、28、29中，如表2所示，本發(fā)明中規(guī)定的上述組成和尺寸的Sn化合物的平均數(shù)密度、該Sn化合物與鋁基材的界面的多少中的任一者均偏離規(guī)定，并未取得Sn的固溶與析出的平衡。

其結(jié)果為：如表2所示那樣，在上述各比較例中，上述調(diào)質(zhì)處理后30天的室溫時(shí)效后的、對(duì)汽車外面板的沖壓成形時(shí)的、屈服強(qiáng)度過(guò)高而超過(guò)110MPa，或者BH性過(guò)低而不足100MPa，或者耐絲狀銹蝕性差。

在比較例4、6、13中，第1階段的均熱處理的保持時(shí)間過(guò)短，或者未實(shí)施第1階段的均熱處理。因此，上述組成和尺寸的Sn化合物的平均數(shù)密度過(guò)少，Sn化合物與基材的界面不足3/mm，絲狀銹蝕性差。

在比較例5、7、10中，第1階段的均熱處理的保持時(shí)間過(guò)長(zhǎng)，或者第2階段的均熱處理溫度過(guò)低。因此，Sn化合物過(guò)多，無(wú)法充分確保固溶Sn，因此AS屈服強(qiáng)度高，屈服強(qiáng)度增加量也低。另外，在比較例7中也未實(shí)施中間退火，在比較例10中，中間退火后的冷卻速度也過(guò)低。

在比較例8、11中，中間退火溫度過(guò)低。因此，Sn化合物過(guò)多，無(wú)法充分確保固溶Sn，因此AS屈服強(qiáng)度過(guò)高，屈服強(qiáng)度增加量也低。

在比較例28、29中，雖然使用本發(fā)明成分組成范圍內(nèi)的表1的合金編號(hào)18、19，但是未施以中間退火溫度，中間退火后的冷卻速度過(guò)低。因此，Sn化合物過(guò)多，無(wú)法充分確保固溶Sn，因此AS屈服強(qiáng)度過(guò)高，屈服強(qiáng)度增加量也低。

另外，在表2的比較例22～27、30～32中，雖然在上述優(yōu)選的條件范圍進(jìn)行制造，但是使用表1的合金編號(hào)12～17、20～22，必須元素的Mg、Si、Sn中的任一者的各自的含量均在本發(fā)明范圍以外。因此，在這些比較例22～27、30～32中，如表2所示，上述調(diào)質(zhì)處理后30天的室溫時(shí)效后的沖壓成形時(shí)的屈服強(qiáng)度過(guò)高而超過(guò)110MPa，或者BH性過(guò)低而不足100MPa，或者耐絲狀銹蝕性差。

比較例22為表1的合金12，Si過(guò)少。

比較例23為表1的合金13，Si過(guò)多。

比較例24為表1的合金14，Sn過(guò)少。

比較例25為表1的合金15，Sn含量過(guò)多。因此，在熱軋時(shí)產(chǎn)生裂紋，熱軋板本身無(wú)法進(jìn)行制造。

比較例26為表1的合金16，F(xiàn)e過(guò)多。

比較例27為表1的合金17，Mn過(guò)多。

比較例30為表1的合金20，F(xiàn)e、Mn過(guò)少。

比較例31為表1的合金21，Mg過(guò)少。

比較例32為表1的合金22，Mg過(guò)多。

根據(jù)以上的實(shí)施例的結(jié)果，對(duì)于兼具包含Sn的6000系鋁合金板的室溫時(shí)效后的強(qiáng)度、成形性尤其卷邊加工性、BH性、耐絲狀銹蝕性，證實(shí)了本發(fā)明中規(guī)定的組成、Sn的固溶與析出相平衡、或者優(yōu)選的制造條件的臨界意義乃至效果。

[表1]

[表2]

參照特定的方式詳細(xì)地說(shuō)明了本發(fā)明，但能夠在不脫離本發(fā)明的精神和范圍的前提下進(jìn)行各種各樣的變更和修改，這對(duì)于本領(lǐng)域技術(shù)人員來(lái)說(shuō)是不言而喻的。

予以說(shuō)明，本申請(qǐng)基于2014年8月27日申請(qǐng)的日本專利申請(qǐng)(日本特愿2014－173277)，其整體通過(guò)引用而被援引于此。

產(chǎn)業(yè)上的可利用性

根據(jù)本發(fā)明，可以提供清除掉作為汽車外面板的室溫時(shí)效后的成形性、BH性的要求并且還提高了耐絲狀銹蝕性的含有Sn的6000系鋁合金板。其結(jié)果尤其可以擴(kuò)大6000系鋁合金板在汽車外面板中的應(yīng)用。