汽車結構構件用鋁合金板及其製造方法與流程

2024-02-15 14:48:15 2

本發明是通過通常的軋制(常規方法)製造的6000系鋁合金板，涉及壓潰性優異的高強度6000系汽車結構構件用鋁合金板及其製造方法。

本發明中所說的鋁合金板是熱軋板和冷軋板等的軋制板，是指在實施固溶處理和淬火處理等的調質之後，成形為要使用的汽車結構構件，實施塗裝烘烤硬化處理等的人工時效硬化處理之前的原材鋁合金板。另外，以下的記述中也將鋁稱為鋁或Al。

背景技術：

近年來，出於地球環境等方面的考慮，對汽車車體的輕量化的社會性的要求日益高漲。為了響應這樣的要求，進行的是汽車車體之中，在面板(引擎罩、車門、車頂等的外面板、內面板)、加強件(保險槓R/F)及車門橫梁等的補強材等的部分中，應用鋁合金材料來代替沿用至今的鋼板等的鋼鐵材料。

為了使汽車車體更輕量化，汽車構件之中特別有助於輕量化的側梁等的部件、車架類和柱等的汽車結構構件也需要擴大鋁合金材的應用。但是，這些汽車結構構件相比所述汽車面板材而言，需要賦予原材板以更高強度化、和關係到車體碰撞時的衝擊吸收性和乘客保護的壓潰性(耐壓潰性、壓潰特性)作為新的特性。

在這一點上，作為汽車結構構件之中的所述補強材，對於JIS至AA7000系鋁合金進行熱擠壓加工而製造的擠壓型材已作為原材通用。相對於此，所述部件、車架、柱等的大型的汽車結構構件優選的是，以對於鑄塊在均熱處理後進行熱軋，或再進行冷軋這樣的軋制板作為原材。但是，對於所述的7000系鋁合金而言，作為軋制板，因為高強度而成形性差，所以至今為止沒怎麼得到實用化。

因此，作為由通常的軋制(常規方法)製造的軋制板用的合金，比所述7000系強度低、成形性優異的作為Al－Mg－Si系鋁合金的JIS至AA6000系鋁合金受到注目。

但是，所述補強材中，過去提出有6000系鋁合金擠壓型材，雖然得到實用化，但是軋制板沒什麼提出例。作為板的組織，其程度在於，由專利文獻1等提出有：控制晶粒的尺寸和長寬比，使人工時效處理後的屈服強度為230MPa以上，提高了壓潰性的6000系鋁合金板。

另一方面，6000系鋁合金板已作為汽車的大型車體面板(引擎罩、擋泥板、車門、車頂、後備箱蓋等的外面板和內面板)被使用。

因此，為了兼備和提高這些汽車的大型車體面板所要求的衝壓成形性和BH性(烘烤硬化性)，一直以來，成分組成、組織、或集合組織等在冶金上的改善策略被大量地提出。

例如，在專利文獻2中提出有：作為所述面板材，為了使衝壓成形加工時的平折邊加工等的彎曲加工性提高，而將集合組織的Cube取向的取向密度提高到20以上。

現有技術文獻

專利文獻

專利文獻1：日本特開2001－294965號公報

專利文獻2：日本專利第5148930號公報

但是，現有的提高了集合組織的Cube取向的取向密度、平均面積率的6000系鋁合金板是所述汽車面板用的原材。

另一方面，本發明作為用途的所述部件、車架、柱等的汽車結構構件中，如前所述，與這樣的汽車面板用途不同，要求在更高強度化和重新擁有壓潰性的基礎上，兼備衝壓成形性和耐腐蝕性等這一用途特有的諸特性。

作為其壓潰性的一例，根據近年的汽車的碰撞安全標準的提升(嚴格化)，在歐洲等地，對於所述車架、柱等的汽車結構構件，由德國汽車工業會(VDA)標準化的「VDA238－100Plate bending test for metallic materials(以後，稱為VDA彎曲試驗)」進行評價，要求滿足壓潰性。

對此，為了提高現有的汽車面板用的6000系鋁合金板的衝壓成形加工時的彎曲加工性，而提高板表面的Cube取向的取向密度和面積率，到底對壓潰性的提高是否有效還不清楚。

附帶一提，以壓潰性提高為目的的所述專利文獻1中，壓潰性的評價根據180°彎曲試驗後有無裂紋進行。作為板的壓潰性的評價試驗的所述VDA彎曲試驗，已知與該汽車碰撞時的壓潰性具有相關性。以彎曲角度表示壓潰性的優劣的VDA彎曲試驗是定量的評價，能夠更恰當地表現壓潰性。

技術實現要素：

鑑於這樣的狀況，本發明的目的在於，在使由通常的軋制而製造的6000系鋁合金板高強度化，重新擁有壓潰性的基礎上，還使之擁有衝壓成形性和耐腐蝕性等兼備汽車結構構件用途所特有的諸特性。

為了達成這一目的，本發明的耐壓潰性優異的汽車結構構件用鋁合金板的要旨，是如下的Al－Mg－Si系鋁合金板，所述鋁合金板以質量％計分別含有Mg：0.3～1.0％、Si：0.5～1.2％、Cu：0.08～0.20％，並且，所述Mg的含量[Mg]和所述Si的含量[Si]分別滿足[Si]/[Mg]≥0.7和1.4％≤1.3[Mg]+[Si]≤1.9％的關係，餘量由Al和不可避免的雜質構成，且板厚為2.0mm以上；從該板的表面起至所述板厚的10％的深度為止的表面區域中的Cube取向的平均面積率為22％以上，以及該板的屈強比為0.63以下，並且對於所述鋁合金板進行2％的拉伸後，作為180℃20分鐘的人工時效處理之後的特性，具有0.2％屈服強度為220MPa以上、和VDA彎曲試驗中的彎曲角度為60°以上的壓潰性。

另外，為了達成上述目的，本發明的耐壓潰性優異的汽車結構構件用鋁合金板的製造方法的要旨在於，對於如下Al－Mg－Si系鋁合金鑄塊在均質化熱處理後進行軋制，製成板厚2.0mm以上的軋制板，對於該軋制板，連續進行在540～570℃的範圍保持0.1～30秒鐘的固溶處理和淬火處理，在所述淬火處理的結束後10分鐘以內，進行再加熱處理，在原材溫度為60～90℃的範圍保持3～20小時，成為汽車結構構件用鋁合金板，作為該板的組織和特性，從該板的表面起至所述板厚的10％的深度為止的表面區域中的Cube取向的平均面積率為22％以上，以及該板的屈強比為0.63以下，並且對該板進行2％的拉伸之後，作為180℃20分鐘的人工時效處理之後的特性，使之具有0.2％屈服強度為220MPa以上、和VDA彎曲試驗中的彎曲角度為60°以上的壓潰性，所述Al－Mg－Si系鋁合金鑄塊以質量％計分別含有Mg：0.3～1.0％、Si：0.5～1.2％、Cu：0.08～0.20％，並且，所述Mg的含量[Mg]和所述Si的含量[Si]分別滿足[Si]/[Mg]≥0.7和1.4％≤1.3[Mg]+[Si]≤1.9％的關係，餘量由Al和不可避免的雜質構成。

在本發明中，以不大幅改變現有的鋁合金組成、製造條件為前提，作為6000系鋁合金板的合金組成，重新評估Mg與Si的含量平衡和集合組織，與汽車結構構件用途所特有的所述諸特性的關係。

其結果發現，通過使Mg與Si的含量平衡、以及使Cube取向面積率增加等，能夠在更高強度化和重新擁有壓潰性的基礎上，兼備衝壓成形性和耐腐蝕性等的這一用途特有的諸特性。

根據本發明，能夠通過常規方法，得到適合汽車結構構件用的6000系鋁合金板。

附圖說明

圖1是表示評價壓潰性的VDA彎曲試驗的方式的立體圖。

圖2是圖1的衝頭的主視圖和側視圖。

具體實施方式

以下，對於本發明的實施的方式，就每個要件具體地加以說明。

作為其前提，本發明的Al－Mg－Si系(以下，也稱為6000系)鋁合金板，其用途不是現有的汽車面板材，而是所述汽車結構構件。

因此，作為該汽車結構構件(以下，僅記述為結構構件)的要求特性，是所述現有的汽車面板材所沒有的，使如下諸特性滿足和兼顧的特性，即，壓潰性優異，並且屈強比低，能夠加工成複雜的形狀，在高烘烤後屈服強度下為高耐晶界腐蝕性。無論這些特性欠缺哪個，都不能作為結構構件應用。

這些結構構件的要求特性，更具體地說，可規定為，具有屈強比為0.63以下的衝壓成形性，所述鋁合金板經2％的拉伸後，作為180℃20分鐘的人工時效處理後的特性，具有220MPa以上的作為0.2％屈服強度的BH性，並且具有VDA彎曲試驗中為60°以上的彎曲角度的壓潰性。

而且，更優選為，所述鋁合金板的所述Cube取向的平均面積率為35％以上，並且具有所述VDA彎曲試驗中為90°以上的彎曲角度的壓潰性。

因此，以下的本發明的要件的說明，作為這些結構構件用，對於使具體的要求特性滿足和兼顧有意義。

化學成分(合金)組成：

在本發明中，為了從組成的方面滿足所述結構構件的要求特性，使Al－Mg－Si系(以下，也稱為6000系)鋁合金板的組成，以質量％計分別含有Mg：0.3～1.0％，Si：0.5～1.2％，Cu：0.08～0.20％，並且，所述Mg的含量[Mg]和所述Si的含量[Si]分別滿足[Si]/[Mg]≥0.7、和1.4％≤1.3[Mg]+[Si]≤1.9％的關係，餘量由Al和不可避免的雜質構成。

以下，對於上述6000系鋁合金中各元素的含有範圍和意義，或允許量進行說明。還有，各元素的含量的％表示全都是質量％的意思。

Mg：0.3～1.0％

Mg與Si一起，在烘烤塗裝處理等的人工時效處理時，形成Mg2Si等的化合物相，該化合物相析出，由此提高強度。

若Mg的含量過少而低於0.3％，則得不到充分的強度。

另一方面，若Mg的含量過多而高於1.0％，則Mg2Si等的化合物相在鑄造時和固溶淬火處理時，作為粗大的粒子晶化或析出，作為微小的破壞的起點起作用。因此，抗裂極限降低而屈強比增加，衝壓成形性降低。因此，Mg的含量為0.3～1.0％。

Si：0.5～1.2％

Si也是與Mg一起，在烘烤塗裝處理等的人工時效處理時，形成Mg2Si等的化合物相，該化合物相析出而提高強度。

若Si的含量過少而低於0.5％，則得不到充分的強度。

另一方面，若Si的含量過多而高於1.2％，則Mg2Si等的化合物相在鑄造時和固溶淬火處理時，作為粗大的粒子晶化或析出，作為微小的破壞的起點起作用。因此，抗裂極限降低，屈強比增加，衝壓成形性降低。因此，Si的含量為0.5～1.2％。

Mg的含量[Mg]和Si的含量[Si]

Mg的含量和Si的含量，除所述各自的含量以外，為了在組成面使衝壓成形性和壓潰性提高，兩者的平衡很重要。

在這一點上，所述Mg的含量[Mg]、和所述Si的含量[Si]要分別滿足[Si]/[Mg]≥0.7、和1.4％≤1.3[Mg]+[Si]≤1.9％的關係。

[Si]/[Mg]≥0.7

Si含量更多，Mg的含量較少的方法，是藉助Si在母相中固溶帶來的固溶強化，從而加工硬化能力提高，屈強比降低，衝壓成形性提高。[Si]/[Mg]低於0.7時，得不到充分的加工硬化能力，屈強比增加，因此衝壓成形性降低。

因此，[Si]/[Mg]為0.7以上。另外，如果[Si]/[Mg]為1.8以上，則屈強比更低，衝壓成形性提高，因此優選[Si]/[Mg]為1.8以上。

1.4％≤1.3[Mg]+[Si]≤1.9％

Si和Mg在烘烤硬化(人工時效硬化處理)後，形成作為強化相的β」相，該化合物相析出而提高強度。

但是，若過多含有Mg和Si，則Mg2Si等的化合物相在鑄造時和固溶淬火處理時，作為粗大的粒子晶化或析出而作為微小的破壞的起點起作用，因此使壓潰性大幅降低。這些晶化狀態或析出狀態，依存於Si和Mg的含量。

1.3[Mg+[Si]低於1.4％時，不能取得充分的BH性(烘烤後屈服強度)。

另一方面，若1.3[Mg]+[Si]高於1.9％，則在鑄造時和淬火處理時作為粗大粒而晶化或析出，壓潰性顯著降低。

因此，1.3[Mg](＝1.3×Mg含量的意思)+[Si](Si含量的意思)在1.4～1.9％的範圍，優選為1.6～1.9％的範圍。

Cu：0.08～0.20％

Cu在基體中固溶，通過固溶強化，使加工硬化能力提高，使屈強比減少，使衝壓成形性提高。

但是，若高於0.20％而過剩地含有Cu，則與時效析出一起而在晶界鄰域形成Cu的溶質貧化層PFZ，在腐蝕環境下，電位上比晶內低的該層選擇性地溶解，耐晶界腐蝕性劣化。

另一方面，若Cu含量比0.08％少，則得不到充分的加工硬化能力，不會使屈強比減少，衝壓成形性降低。

在此，Cu的含量為0.08～0.20％的範圍。

其他的元素

其他的元素在本發明中基本上是雜質，作為來自廢料等、鑄塊的熔化原料等而含有時的允許量，為以下的上限量。還有，下述上限規定含0％。

Mn：1.0％以下、Fe：0.5％以下、Cr：0.3％以下、Zr：0.2％以下、V：0.2％以下、Ti：0.1％以下、Zn：0.5％以下、Ag：0.1％以下、Sn：0.15％以下。

BH性(烘烤硬化性，人工時效硬化性)：

為了具有作為汽車結構構件所需要的強度、剛性，對於鋁合金板，為了再現性，而規定在2％的拉伸後以180℃20分鐘的特定條件，實施人工時效硬化處理(以下，也僅稱為時效處理)之後的BH性。

作為汽車結構構件，BH性越高越好，但在本發明中，具有220MPa以上的作為0.2％屈服強度的BH性為合格。

屈強比：

所謂屈強比低，表示相對於抗拉強度，屈服強度低。相對於屈服強度，抗拉強度越高，抗裂極限越高，相對於抗拉強度，屈服強度越低，回彈量越小，衝壓成形性提高。因此，為了具有能夠加工成雜質的結構構件形狀的衝壓成形性，屈強比為0.63以下。

板厚：

關於鋁合金板的板厚，為了具有作為汽車結構構件所需要的強度、剛性，板厚需要為2.0mm以上。該板厚的上限沒有特別規定，但若考慮衝壓成形等的成形加工的極限，和不損害來自作為比較材的鋼板的輕量化效果的重量增加的範圍，則為4.0mm左右。從該優選的板厚的範圍(2.0～4.0mm)中適宜選擇熱軋板或冷軋板。

Cube取向的面積率：

在本發明中，為了提高板的壓潰性(耐壓潰性、壓潰特性)，從該板的表面起至板厚的10％的深度為止的任意的表面區域中的Cube取向的面積率為22％以上。

在此，本發明中所說的「板的表面」，意思是在鋁合金基體之上(表面)所形成的自然氧化皮膜(厚度為數十～數百nm級別)的表面。

從該板的表面沿板厚(深度)方向，至板厚的10％的深度為止的表面區域中，含有Cube取向的層存在於板厚的表面鄰域時，Cube取向的面積率越高，彎曲外側中的剪切帶形成越得到抑制，板的壓潰性提高。對壓潰性造成的重大的影響的彎曲外側層的厚度的目標為板厚的10％左右，因此將Cube取向的面積率高的區域作為距該板的表面起板厚的10％的範圍的任意的區域(範圍)。

若該表面區域的Cube取向面積率比22％小，則壓潰性顯著劣化。因此，該表面區域的Cube取向面積率為22％以上，此外，若Cube取向面積率比35％大，則壓潰性優異，因此優選該表面區域的Cube取向面積率為35％以上。

Cube取向的面積率的測量：

關於這些板的晶粒的Cube取向的平均面積率，是在所述的從板的表面沿深度方向至板厚的10％的深度為止的表面區域(範圍)之中，從以上任意的深度位置提取的測量試料(3個)，將該板(測量試料)的俯視下與軋制面(軋制表面)平行延伸的面作為觀察面，通過機械研磨或磨光等進行研磨，以使從板的表面起至板厚的10％的深度為止的表面區域之中的、任意的深度位置的觀察面露出。

對於如此得到的試驗片，用SEM－EBSD對所述觀察面中的、板的軋制方向的邊的長度1000μm×板寬方向的邊的度320μm的矩形區域的測量範圍，以5μm的間距照射電子射線。

作為SEM裝置，例如，使用日本電子社制SEM(JEOLJSM5410)，TSL社制的EBSD測量·分析系統：OIM(Orientation Imaging Macrograph，分析軟體名「OIM Analysis」)，判定各晶粒是否是Cube取向(從理想取向起為15°以內)，示得測量視野中的各結晶取向的面積。

該測量例如以5μm的步進間隔掃描電子射線來進行，測量各測量點的結晶取向，通過與測量點位置數據組合分析，對於測量區域內的各個晶粒的結晶取向進行測量。

然後，測量每1個試料的具有Cube取向的晶粒中的、相對於作為測量總面積的所述測量範圍的面積(320000μm2)的平均面積率(％)，再以所測量的3個試料進行平均化。

SEM－EBSD(EBSP)法，是在場發射型掃描電子顯微鏡(Field Emission Scanning Electron Microscope：FESEM)上，搭載有背散射電子衍射像[EBSD：Electron Back Scattering(Scattered)Diffraction Pattern]系統的通用的結晶取向分析法。

更具體地說，SEM－EBSD的所述觀察用試料的調整，是對於所述觀察試料(截面組織)，進一步進行機械研磨而使之鏡面化。然後，放置在FESEM的鏡筒內，對於試料的鏡面化的表面照射電子射線，在屏幕上投影EBSD(EBSP)。對其以高靈敏度照相機進行拍攝，作為圖像輸入計算機。在計算機中分析該圖像，與使用已知的結晶系的經模擬生成的圖案進行比較，據此決定結晶的取向。計算出的結晶的取向作為三維歐拉角與位置坐標(x,y)等一起記錄。該程序對於全部測量點自動進行，因此在測量結束時，能夠得到板的截面中的數萬～數十萬點的結晶取向數據。

因此，具有的優點是，在數小時以內就能夠得到觀察視野寬、大量的晶粒所對應的分布狀態、平均晶粒直徑、平均晶粒直徑的標準偏差或取向分析的信息。因此，最適合於準確地測量本發明這樣的Cube取向的面積率等的集合組織的情況。

鋁合金板的情況通常是形成由以下所示的許多取向因子(這些具有各取向的晶粒)構成的集合組織，存在其所對應的結晶面。一般來說，鋁合金的軋制再結晶板中的集合組織，主要由Cube取向、Goss取向、Brass取向、S取向、和Copper取向構成。這些集合組織的表現，如果是經軋制的板材的集合組織，則以軋制面和軋制方向表示，軋制面由{hkl}表現，軋制方向由＜uvw＞表現。基於這樣的表現，各取向如下述這樣表現。

Cube取向{001}＜100＞

Goss取向{011}＜100＞

Brass取向(B取向){011}＜211＞

Cu取向(Copper取向){112}＜111＞

S取向{123}＜634＞

壓潰性：

所謂壓潰性，就是對汽車施加碰撞等的衝擊性的載荷時，在變形初期和途中，結構構件不發生裂紋和壓潰(或即使發生也會)，直到最後變形的特性，壓潰性良好的構件不會發生裂紋和壓潰(或即使發生也會)，呈波紋狀彎曲變形。

在本發明中關於壓潰性，具有在VDA彎曲試驗中為60°以上的彎曲角度的壓潰性的鋁合金板作為汽車結構構件用評價為合格。其彎曲角度越大，壓潰性越高，更優選為90°以上。另一方面，該彎曲角度低於60°的壓潰性，不能作為汽車結構構件用途採用。

評價該壓潰性的彎曲試驗，作為VDA彎曲試驗，遵循德國汽車工業會(VDA)的規格之中的「VDA238－100Plate bending test for metallic materials」實施。

該試驗方法由立體圖顯示在圖1，以圖2中使用的衝頭的主視圖和側視圖表示。

首先，將板狀試驗片如圖1中虛線所示，水平並以左右均等的長度載置於設有輥縫、互相平行配置的2個輥上。

具體來說，就是將板狀試驗片，水平並以左右均等的長度載置於2個輥上，其載置方式為，使其軋制方向與向上方垂直豎立配置的板狀的壓彎夾具的延伸方向相互成直角，使其中央部位於輥縫中央。

然後，從上方將所述壓彎夾具壓抵在板狀試驗片的中央部而負荷載荷，使該板狀試驗片朝向所述狹窄的輥縫壓彎(衝彎)，將彎曲變形的板狀試驗片中央部壓入所述狹窄的輥縫內。

這時，測量來自上方的壓彎夾具的荷重F達到最大時(板狀試驗片中央部的彎曲前端即將開裂之前)的板狀試驗片的中央部的彎曲外側的角度，將其作為彎曲角度(°)，以該彎曲角度的大小評價壓潰性。該彎曲角度越大，板狀試驗片在途中越不會壓潰，而是持續彎曲變形，壓潰性越高。

作為該VDA彎曲試驗的試驗條件，若使用圖1所述的符號表示，則板狀試驗片為寬b：60mm×長l：60mm的正方形形狀，2個輥直徑D分別為30mm，輥縫L為板狀試驗片板厚的2.0倍(後述的實施例中，為冷軋板板厚2.5mm的2.0倍，即5mm)。S是載荷F達到最大時的板狀試驗片中央部向輥縫內的壓入深度。

另外，作為板狀的壓彎夾具的衝頭，如圖2所示，壓抵在板狀試驗片的中央部的下側的薄板狀(厚2mm)的刃的前端，為前端(下端)的半徑r尖達的錐形。

製造方法：

接著，以下對於本發明鋁合金板的製造方法進行說明。本發明鋁合金板，製造工序自身是常規方法或公知的方法，即對於上述6000系成分組成的鋁合金鑄塊在鑄造後進行均質化熱處理，實施熱軋、冷軋而成為既定的板厚，再實施固溶淬火等的調質處理而製造。

但是，在這些製造工序中，為了得到本發明規定的集合組織，如後述，使冷軋的軋制率條件為優選的範圍，使固溶和淬火處理後的預時效處理條件為優選的範圍。

(溶解，鑄造冷卻速度)

首先，在熔煉、鑄造工序中，對於熔化調製為上述6000系成分組成範圍內的鋁合金熔湯，適宜選擇連續鑄造法、半連續鑄造法(DC鑄造法)等的通常的熔煉鑄造法進行鑄造。

(均質化熱處理)

其次，對於所述鑄造的鋁合金鑄塊，在熱軋之前，實施均質化熱處理。該均質化熱處理(均熱處理)除了出於通常的目的，即組織的均質化(消除鑄塊組織中的結晶晶內的偏析)以外，在用於使Si和Mg充分固溶方面也很重要。只要是達成這一目的的條件，則沒有特別限定，也可以是通常的1次或1段處理。

均質化熱處理溫度為500℃以上且560℃以下，均質(保持)時間從1小時以上的範圍適宜選擇。若該均質化溫度低，則不能充分消除結晶晶內的偏析，其作為破壞的起點起作用，因此有壓潰性降低的可能性。

(熱軋)

進行該均質化熱處理之後進行熱軋，製造熱軋板。熱軋根據軋制的板厚，由鑄塊(板坯)的粗軋工序、和終軋工序構成。

在此粗軋工序、終軋工序中，適宜使用可逆式或串列式等的軋機。

熱軋板中，熱軋的加工組織殘留，Cube取向的聚集度變高，從該板的表面起至所述板厚的10％的深度為止的表面區域中的Cube取向的平均面積率優選為35％以上，壓潰性顯著提高。因此，對於熱軋板不用進行冷軋，也可以在熱軋板的狀態下，作為2.0mm以上的最終板厚的製品板。

(冷軋)

冷軋上述熱軋板而成為希望的板厚時，為了使熱軋的加工組織殘留，提高Cube取向的聚集度，使從該板的表面起至所述板厚的10％的深度為止的表面區域中的Cube取向的平均面積率為22％以上，優選使之高達35％以上，優選冷軋率為70％以下的儘可能小的軋制率。

若冷軋的軋制率變高而高於70％，則冷軋後，在板厚方向均勻的應變被導入，固溶熱處理時成為均一微細、等軸晶粒，但Cube取向以外的結晶取向的面積率變大，從板表面至板厚的10％的深度的表面區域的Cube取向面積率，必然會比22％小，有壓潰性劣化的可能性。

在這一點上，優選冷軋的軋制率低於5％這樣更小的方面。冷軋的軋制率低於5％時，幾乎不會因冷軋而導入應變，與所述熱軋板同樣，熱軋狀態的組織殘留，Cube取向的聚集度變高，從板表面至板厚的10％的深度的表面區域的Cube取向面積率為35％以上，壓潰性顯著提高。因此，優選冷軋的軋制率低於5％的方面。

還有，在冷軋道次間，也可以適宜進行中間退火。

(固溶和淬火處理)

冷軋後，進行固溶處理，及繼此之後進行至室溫的淬火處理。關於該固溶淬火處理，可以使用通常的連續熱處理線。但是，為了得到Mg、Si等的各元素的充分的固溶量，優選以540℃以上且570℃以下的固溶處理溫度(到達溫度)，在保持0.1秒～60秒後，連續地進行淬火處理。

若固溶溫度比540℃低，則無法確保Mg和Si的充分的固溶度，有得不到充分的烘烤後強度的可能性。另一方面，若固溶溫度高於570℃，則接近熔點，在固溶處理中有可能融化。若固溶的保持時間比60秒長，則初始強度高，存在屈強比增大的可能性。因此，固溶溫度優選為540℃至570℃，固溶保持時間優選為0.1～60秒。

繼固溶處理之後，在淬火處理中，為了在冷卻中確保主要生成Mg－Si系的析出物而固溶Mg量的固溶Si量不會降低這樣的冷卻速度，分別選擇使用風扇等的空冷、噴霧、噴淋、浸漬等的水冷手段或條件。

(再加熱處理：預時效處理)

優選這樣的固溶處理後進行淬火處理而冷卻至室溫後(淬火處理結束後)10分鐘以內，進行再加熱處理，原材溫度在60～90℃的範圍保持3～20小時。

若至再加熱處理的開始(加熱開始)的室溫保持時間過長，則由於室溫時效導致富Si的Mg－Si團簇生成，難以使Mg和Si的平衡良好的Mg－Si團簇增加，因此有BH性降低的可能性。因此，該室溫保持時間越短越好，固溶和淬火處理與再加熱處理，也可以幾乎沒有時差地連續進行，下限的時間沒有特別設定。

在再加熱處理中，通過在60～90℃保持3～20小時，可形成所述Mg與Si的平衡良好的Mg－Si團簇，BH性提高。

若再加熱處理溫度低於60℃，或保持時間低於3小時，則與沒有進行該再加熱處理的情況同樣，難以使所述Mg與Si的平衡良好的Mg－Si團簇增加，烘烤塗裝後的屈服強度(BH性)容易變低。

另一方面，再加熱處理溫度高於90℃，或者保持時間高於20小時，初始強度高，有屈強比增大的可能性。

以下，列舉實施例更具體地說明本發明，但本發明當然不受下述實施例限制，在能夠符合前述、後述的宗旨的範圍也可以適當加以變更實施，這些均包含在本發明的技術範圍內。

【實施例】

對於表1所示的各成分組成的6000系鋁合金的冷軋板的集合組織，如表2這樣改變製造條件而使之發生各種改變，在BH後，評價屈強比、強度等的機械特性、由VDA彎曲試驗評價的壓潰性、作為結構構件所需要的耐腐蝕性、晶界腐蝕性。這些結果也顯示在表2中。

熔煉鑄造具有表1所示的化學組成的鋁合金，對於所得到的鑄塊以540℃×4小時的條件進行均質化處理後，直接連續以結束溫度260℃至350℃進行熱軋。其次，按照最終板厚為2.5mm並以表2所示的各軋制率進行冷軋，製成冷軋板。

其後，以100℃/分鐘以上的加熱速度加熱該冷軋板，在表2所示的各溫度和各保持時間下的固溶處理後，使之浸漬在水中直至室溫，連續進行固溶淬火處理。其後，進行再加熱處理該冷軋板，再加熱至表2所示的各溫度域，在60℃以上保持的時間為表2所示的條件，其後放冷至室溫。

從該鋁合金板上提取供試材，測量其截面的所述表面區域的集合組織和屈強比，此外，對於BH後的機械特性和壓潰性進行調查，再對於作為汽車結構構件通常所要求的耐晶界腐蝕性進行調查。

Cube取向的平均面積率：

Cube取向的面積率(％)，是對於所述再加熱處理後的供試材的與板寬方向正交的截面進行機械研磨，電解研磨後，通過SEM－EBSD法，測量所述表面區域中的板寬面法線方向的結晶取向。

還有，±5°以內的結晶取向的偏差，定義為屬於相同的結晶取向。從板表面起至板厚的10％的深度為止的表面區域的Cube取向的平均面積率顯示在表2中。

機械特性：

機械特性實施下述條件下的拉伸試驗實而分別求得。

屈強比對於經過所述再加熱處理後6個月後(室溫時效後)的供試材求得，作為結構構件用，屈強比在0.63以下為良好，0.60以下更好，0.64以上為不良。

BH後的屈服強度，也是對於經過所述再加熱處理後6個月後(室溫時效後)的供試材，由拉伸試驗機施加模擬板的衝壓成形的2％的預應變後，測量以180℃20分鐘的熱處理的條件使之人工時效的(AB材)的屈服強度。然後，作為結構構件用，220MPa以上評價為合格，230MPa評價為更良好。

所述拉伸試驗，是從所述各供試材上分別提取JISZ2201的5號試驗片(25mm×50mmGL×板厚)，在室溫下進行拉伸試驗。這時的試驗片的拉伸方向為軋制方向的直角方向。拉伸速度是截止0.2％屈服強度為5mm/分鐘，屈服強度以後為20mm/分鐘。機械特性測量的N數為5，以各個平均值計算。

壓潰性：

壓潰性，對於經過所述再加熱處理後6個月後(室溫時效後)的供試材，由拉伸試驗機施加2％的預應變後，以180℃20分的熱處理的條件使之進行人工時效，將其作為所述VDA彎曲試驗的測量對象。

在所述各供試材中，在相對於軋制方向為直角的方向上進行2％拉伸，切成板厚2.5mm，寬b為60mm，長l為60mm的正方形的試驗片。

使用該試驗片，依據所述VDA238－100，進行彎曲線與軋制方向平行的3點彎曲試驗。至載荷達到30N的試驗速度為10mm/分鐘，在此之後的試驗速度為20mm/分鐘。裂縫發生或由於板厚減少，導致從最大載荷減少60N時，設定為彎曲加工停止。

上述彎曲試驗，各例都是每個板狀試驗片各進行3片(3次)，彎曲角度(°)採用其平均值。

然後，作為結構構件用途，該彎曲試驗後的板狀試驗片的最大的彎曲角度(來自所述壓彎夾具的載荷F達到最大時＝板狀試驗片中央部的彎曲前端即將開裂前的彎曲角度)在90°以上評價為◎，在60°以上為○，評價為合格，低於60°為×，評價為不合格。

耐晶界腐蝕性：

耐晶界腐蝕性的評價試驗，依據ISO11846Method B。供試材為：對於經過所述再加熱處理後6個月後(室溫時效後)的供試材，由拉伸試驗機施加2％的預應變後，以180℃20分鐘的熱處理的條件使之進行人工時效而成，為了除去表麵皮膜，在5％NaOH(60℃)中浸漬1分鐘後，進行水洗，在70％HNO3中浸漬1分鐘後，再水洗，進行室溫乾燥。

作為腐蝕液，使用含有HCl和NaCl的水溶液(含有NaCl為30g/L和36％的濃鹽酸10±1ml/L)，以25℃、24小時，使材料的表面積每1cm2浸漬在5ml的腐蝕液中。接著，通過浸漬到70％HNO3中和使用塑料刷子的刷光除去腐蝕生成物，水洗後，使之室溫乾燥。

選擇3處根據焦點深度法判斷為腐蝕深的部位，對各個部位進行截麵包埋，用光學顯微鏡測量各截面最深的晶界腐蝕的深度。

所述供試材，使用從板的任意的3處中提取的3個，作為結構構件用，在測量該3個供試材之中，最大的晶界腐蝕深度低於300μm的為○作為合格，300μm以上的為×作為不合格。

由表1、2可知，各發明例在本發明鋁合金組成範圍內，在所述優選的條件的範圍內製造。

其結果如上述、表2所示，關於發明例No.1～11，從該板的表面起至所述板厚的10％的深度為止的表面區域的Cube取向的平均面積率為22％以上，並且屈強比為0.63以下，作為所述鋁合金板在2％的拉伸後進行180℃20分鐘的人工時效處理之後的特性，具有220MPa以上的0.2％屈服強度，並且具有在VDA彎曲試驗中成為60°以上的彎曲角度的壓潰性。

其中，特別是發明例No.1、2，因為從板表面至板厚的10％的深度的表面區域的Cube面積率為35％以上，所以顯示出更優異的壓潰性。

另外，關於發明例No.3，所述Mg的含量[Mg]和所述Si的含量[Si]，還分別滿足[Si]/[Mg]≥1.8、和1.6％≤1.3[Mg]+[Si]≤1.9％的關係，所以顯示出更優異的屈強比和BH後屈服強度。

相對於此，各比較例，如表1所示，合金組成脫離本發明範圍，或合金組成雖然在本發明範圍內，但偏離所述優選的熱延條件的範圍而分別製造。其結果，如表2所示，Cube取向的平均面積率和屈強比不滿足要件，BH後的強度和壓潰性、或晶界腐蝕性差。

比較例No.12～23其合金組成脫離發明範圍。

比較例No.12、13是表1的合金編號6、7，因為Mg的含量低於下限值(比較例No.12是1.3[Mg]+[Si]也低於下限)，所以烘烤後屈服強度差。

比較例No.14是表1的合金編號8，因為Mg的含量高於上限值，所以屈強比高於0.63。另外，1.3[Mg]+[Si]高於本發明的上限值，因此壓潰性差。

比較例No.15是表1的合金編號9，因為1.3[Mg]+[Si]高於上限值，所以壓潰性差。

比較例No.16是表1的合金編號10，因為Si的含量低於下限值，所以BH後屈服強度差。另外，[Si]/[Mg]低於下限值，因此屈強比高於0.63。

比較例No.17是表1的合金編號11，因為Si的含量高於上限值，所以屈強比高於0.63。另外，1.3[Mg]+[Si]高於上限值，因此壓潰性差。

比較例No.18是表1的合金編號12，因為1.3[Mg]+[Si]高於上限值，所以壓潰性差。

比較例No.19是表1的合金編號13，因為Cu低於下限值，所以屈強比高於0.63。另外，烘烤後屈服強度也差。

比較例No.20是表1的合金編號14，因為Cu高於上限值，所以晶界腐蝕性差。

比較例No.21是表1的合金編號15，因為Mg的含量低於下限值，[Si]/[Mg]低於本發明的下限值，因此屈強比高於0.63。另外，因為1.3[Mg]+[Si]低於本發明的下限值，所以BH後屈服強度差。

比較例No.22是表1的合金編號16，因為1.3[Mg]+[Si]低於下限值，所以BH後屈服強度差。

比較例No.23是表1的合金編號17，因為1.3[Mg]+[Si]高於上限值，所以壓潰性差。

比較例No.24～35是表1的合金編號1、2，合金組成在發明範圍內，但製法脫離優選的範圍。

比較例No.24、25，因為冷軋的軋制率過高，所述板的表面區域的Cube平均面積率低於22％，所以壓潰性差。

比較例No.26，因為沒有實施再加熱處理，所以烘烤後屈服強度差。

比較例No.27、28，因為沒有實施再加熱處理，所以烘烤後屈服強度差。另外，冷軋的軋制率過高，所述板的表面區域的Cube平均面積率低於22％，因此壓潰性差。

比較例No.29，因為固溶溫度低於優選的下限值，所以BH後屈服強度差。

比較例No.30，因為固溶保持時間高於優選的上限值，所以屈強比高於0.63。

比較例No.31，因為至再加熱的所需時間超過10分鐘，所以BH後屈服強度差。

比較例No.32，因為再加熱溫度低於優選的下限值，所以BH後屈服強度差。

比較例No.33，因為再加熱溫度高於優選的上限值，所以屈強比高於0.63。

比較例No.34，因為再加熱後，60℃以上的保持時間低於優選的下限值，所以BH後屈服強度差。

比較例No.35，因為再加熱後，60℃以上的保持時間高於優選的上限值，所以屈強比高於0.63。

因此，根據以上的實施例的結果，可證明作為汽車結構構件用，完全滿足本發明所規定的組成和組織的意義。

【表1】

【表2】

【產業上的可利用性】

根據本發明，能夠在使通過通常的軋制而製造的6000系鋁合金板高強度化，重新擁有壓潰性的基礎上，使之擁有衝壓成形性和耐腐蝕性等，使之兼備汽車結構構件用途中特有的諸特性。因此，作為汽車結構構件，能夠擴大6000系鋁合金板的應用。