專利名稱：：烤漆固化性優(yōu)良、室溫時效得到抑制的鋁合金板及其制造方法
技術領域：
：本發(fā)明涉及一種烤漆固化性優(yōu)良、室溫時效得到抑制的鋁合金板(以下將鋁簡稱為"A1")及其制造方法。在本發(fā)明中所說的鋁合金板是在軋制后實施了固溶處理及淬火處理等調質后的板，是指通過沖壓成形等而成形加工為面板之前的成形用的板坯料。
背景技術：
：6000系鋁合金具有優(yōu)良的BH性(燒固硬質性、人工時效固化性、烤漆固化性)的優(yōu)點，另一方面，具有室溫時效性，固溶淬火處理后，通過在數個月時間的室溫保存進行時效硬化以提高強度，存在對面板的成形性特別是彎曲加工性降低的課題。例如，在將6000系鋁合金板應用于汽車面板用途的情況下，在制鋁廠進行了固溶淬火處理之后(制造后)，直至在汽車制造廠成形加工為面板，通常在室溫下放置14個月左右(室溫放置)，在該期間相當于進行時效硬化(室溫時效)。特別是在進行了嚴格的彎曲加工的外面板中，制造后經過l個月之后，即使可以毫無問題地成形，但經過3個月之后，在折邊加工時存在產生裂紋等問題。因此，汽車用面板特別是外面板用的6000系鋁合金板，必須抑制經過14個月左右比較長的時間的室溫時效。再者，在這樣的室溫時效大的情況下，還存在下述問題，即，BH性下降且通過上述的成形后的面板的烤漆處理等較低溫度的人工時效(硬化)處理時的加熱，直至作為面板所需要的強度，屈服強度也不會提高。因此，以往關于6000系鋁合金的烘烤固化性的提高及室溫時效的抑制有各種提案。例如，日本國特開2000—160310號的提案提出在固溶及淬火處理時，通過使冷卻速度階段性變化，抑制自制造后在室溫下經過7天后至90天后的強度變化。另外，日本國特開平4一147951號的提案提出在固溶及淬火處理后的60分鐘以內，通過在5015(TC的溫度下保持10300分鐘，得到烘烤固化性和形狀凍結性。另外，日本國特開平6_17208號的提案提出在固溶及淬火處理時，通過對第一階段的冷卻速度和其后的冷卻速度進行規(guī)定，得到烘烤固化性和形狀凍結制。日本國特開平7—18390號公開的技術是在固溶淬火處理后，通過實施在100150'C的溫度下保持0.55個小時的熱處理，將金屬化合物的體積率控制在0.010.1%，提高了成形性及烘烤固化性。但是，如日本國特開2000—160310號，在淬火工序的快速冷卻中，高精度地控制冷卻速度，特別是在連續(xù)熱處理生產線上，在實際生產中是非常困難的，實際上不可能生產所期望的板。另外，日本國特開平4一147951號關于烘烤固化性和形狀凍結性的效果只是公開了最多1個月室溫時效后的特性，對于上述的通常的14個月左右的室溫時效是否有效并未公開，這是不明確的。再者，日本國特開平6—17208號關于烘烤固化性和形狀凍結性的效果也只是公開了頂多l(xiāng)個月室溫時效后的特性，并未公開對于上述的通常的14個月左右的室溫時效是否有效，這是不明確的。另外，日本國特開平7—18390號根本沒有關于室溫時效的公開，關于金屬化合物的體積率的測定裝置也只是公知的圖像處理，測定方法及條件等全然不明，不可能進行再現或者實施。再者，在這些現有技術中，作為機械性質及成形性，只是公開了埃里克森值或LDR(極限拉延比)，而沒有關于彎曲加工性特別是上述折邊加工性的公開，不可能抑制由室溫時效引起的折邊加工性的降低。
發(fā)明內容本發(fā)明是鑒于這樣的情況而設立的，其目的在于提供一種烤漆固化性優(yōu)良、經過14個月程度較長時期的室溫時效得到抑制的鋁合金板及其制造方法。為了實現上述目的，本發(fā)明提供的鋁合金板是Al—Mg—Si系鋁合金板，其按質量。/。計含有Mg:0.41.0%、Si:0.41.5%、Mn:0,010,5%、Cu:0.0011.0%，余量由Al及不可避免的雜質構成，其中，在使用100萬倍透射型電子顯微鏡對該合金板的板厚方向的中央部分的組織進行分4析時，在明視場圖像上作為深色對比物觀察、的團簇(原子的集合體)內，該深色對比物的等效圓直徑為15nm的范圍的團簇的平均個數密度是400030000個/(im2。在此，優(yōu)選上述鋁合金板是在使用500倍的掃描型電子顯微鏡對板的板厚方向的中央部分的截面的組織進行分析時觀察的、作為Mg—Si化合物的最大的等效圓直徑為15pm以下且等效圓直徑在超過2pm但在15|_im以下范圍的Mg—Si化合物的平均個數密度為100個/mm2以上，同時，平均晶粒直徑為35pm以下。另外，優(yōu)選上述鋁合金板中的Si含量和Mg含量的質量比Si/Mg為1.0以上。再者，在本發(fā)明的制造鋁合金板的方法中，對具有上述的鋁合金板組成的Al—Mg—Si系鋁合金鑄錠進行均質化熱處理后，進行熱軋，并對該熱軋板進行冷軋，進而在對該冷軋板進行了固溶處理后，進行淬火處理直至室溫之后，作為預備時效處理，在10分鐘以內將該冷軋板再加熱到90130'C溫度域，進行將自到達再加熱溫度起的平均冷卻速度在0.55°C/hr的范圍保持3個小時以上的熱處理。在上述制造方法中，優(yōu)選在以50(TC以上、熔融溫度以下的溫度保持4hr以上的條件下進行上述鑄錠的均質化熱處理之后，在鑄錠溫度為300500。C之間以2010(TC/hr的平均冷卻速度暫時冷卻至室溫，接著，將鑄錠以20100。C/hr的平均加熱速度進行再加熱直至35(TC45(rC，且在該溫度域開始熱軋。以往，有多個提案提出了提高6000系鋁合金板的烤漆固化性的方法，但尚無同時抑制室溫時效特別是折邊加工性的降低的技術，因而不能使兩者共存。本發(fā)明者們發(fā)現，通過ioo萬倍的高倍率透射型電子顯微鏡才能測定的、特定大小的團簇(原子的集合體)對烘烤固化性及室溫時效有重大影響。另外，還發(fā)現通過固溶處理后的加熱溫度和保持條件的合理選擇可形成這樣的團簇，從而完成了本發(fā)明。已知在6000系鋁合金中，在固溶及淬火處理后，在室溫保持或者5015(TC的熱處理中，Mg、Si形成被稱為團簇的原子的集合體。但是，在室溫保持和5015(TC的熱處理中生成的團簇，其舉動(性質)完全不同。已知在室溫保持中形成的團簇(或者富Si團簇)，在其后的人工時效或者烤漆處理中抑制使強度提高的GP區(qū)或者P'相的析出。另一方面，在5015(TC形成的團簇(或者Mg/Si團簇)反倒促進GP區(qū)或者P'相的析出(例如山田等輕金屬vo1.51、第215頁)。這些團簇歷來通過比熱測定及3DAP(三維原子探針)等進行解析。但是，即使在通過這些團簇控制提高了烘烤固化性的6000系鋁合金板中，也會因經過14個月左右的較長時期的室溫時效而降低折邊加工性。在經過這樣的較長時期的室溫保持中形成上述富Si團簇是其原因。本發(fā)明者們發(fā)現，通過ioo萬倍的高倍率透射型電子顯微鏡才可測定的、特定大小的團簇(原子的集合體)與上述富Si團簇糾纏在一起而形成，且在預期合適的量(個數密度)范圍內形成該團簇，由此，可以抑制上述富Si團簇形成和室溫時效。另外還發(fā)現，該特定大小的團簇即使是低溫短時間的人工時效硬化處理，也會促進GP區(qū)或者p'相的析出，使烘烤固化性提高。這意味著，本發(fā)明規(guī)定的這樣的特定大小的團簇，促進上述的GP區(qū)或者(V相的析出，與在5015(TC的熱處理中形成的Mg/Si團簇同質。但是，如現有的那樣，即使實施固溶及淬火后的50150。C的熱處理(預備時效處理、再加熱處理)，若該條件不是更合適，則本發(fā)明規(guī)定的上述團簇不會成為本發(fā)明規(guī)定的平均個數密度，其個數及數量不足。利用現有的團簇控制提高烘烤固化性，同時不能抑制室溫時效特別是折邊加工性的降低也被認為是這樣的原因所致。另外，在用現有的比熱測定及3DAP進行的團簇的解析中，通過觀察證實了團簇自身的存在，但本發(fā)明規(guī)定的上述團簇的尺寸及個數密度還不清楚或只能有限制地進行測定。因此，當然本發(fā)明規(guī)定的上述團簇與烤漆固化性的提高及室溫時效的抑制效果的關系依然不明確。另外，作為制造方法及制造條件決定或者推測其充分的形成條件必定是困難的。利用現有的團簇控制提高烘烤固化性，同時不能抑制室溫時效特別是折邊加工性的降低也被認為是這樣的原因所致。與此相對，在本發(fā)明中，通過使用上述的IOO萬倍的高倍率透射型電子顯微鏡，可以決定本發(fā)明規(guī)定的上述團簇與上述的效果的相關關系及其臨界條件、其充分的形成條件。這樣，根據本發(fā)明，通過使由特定組成構成的Al—Mg—Si系鋁合金板中的、通過上述的100萬倍的高倍率透射型電子顯微鏡才能測定的、特定大小的團簇預先充分形成，由此，可以抑制上述富Si團簇的形成抑制室溫時效使折邊等彎曲加工性提高，同時使烘烤固化性提高，使兩者并存。具體實施例方式下面，具體說明本發(fā)明鋁合金板的實施方式。(組織)如上所述，本發(fā)明鋁合金板為軋制后實施了固溶及淬火處理等調質后的板，指的是利用沖壓加工等而成形加工為面板之前的板。但是，為了抑制沖壓成形前的14個月左右比較長時期的室溫放置時的室溫時效，當然需要使在該室溫放置之前的實施了調質后板的組織狀態(tài)成為本發(fā)明規(guī)定的組織。(團簇規(guī)定)首先，在使用ioo萬倍透射型電子顯微鏡對室溫放置之前的實施了上述調質后的Al—Mg—Si系鋁合金板的任意的板厚方向的中央部分的組織進行分析時，在明視場圖像中作為深色對比物觀察的團簇(原子的集合體)內，該深色對比物的等效圓直徑為15nm范圍的團簇的平均個數密度為400030000個/[im2。該團簇如上所述，另外，詳細情況為下述的因固溶及淬火處理后的預備時效處理而生成的團簇。該團簇與在上述5015(TC的板的加熱形成，促進GP區(qū)或者P'相的析出的團簇(Mg/Si團簇)同質，與在上述室溫保持下形成、抑制GP區(qū)或者p'相的析出的團簇(富Si團簇)不同。另外，可通過下述方法區(qū)分(識別)上述不同的團簇，即在這些兩團蔟(原子集合體)內，由固溶及淬火處理后的預備時效處理生成的團簇在透射型電子顯微鏡的100萬倍的明視場圖像上產生大致球狀的深色對比物，與此相對，在室溫保持形成的團簇(富Si團簇)用同條件的觀察不產生對比度。該團簇在作為等效圓直徑為不足lnm的深色對比物的成長階段，抑制其后在室溫保持時的富Si團簇的形成的效果不充分。另外，該尺寸即使是100萬倍的TEM其自身測定也是困難的。另一方面，在生成等效圓直徑超過5nm的對比的情況下，因其形態(tài)為針狀乃至棒狀也而可判斷為GP區(qū)或者P'相。因此，本發(fā)明規(guī)定的團簇的上述深色對比物的等效圓直徑為15nm的范圍。在該團簇個數密度不足4000個/)im2時，由于該團簇自身的形成量不充分，因而即使有促進GP區(qū)或者J3'相的析出，提高烘烤固化性的效果，也不能抑制在上述長期的室溫放置中上述富Si團簇的形成和室溫時效。因此，將明顯降低在實施了上述調質之后，經過14個月左右較長時期的室溫放置后進行折邊加工時的折邊加工性。另外，在團簇個數密度超過30000個/|_11112形成時，在實施了上述調質后，即使是l個月內的初期屈服強度也會變得過高而折邊加工性顯著下降。在該狀態(tài)下，雖然之后在經過長期的室溫放置中可抑制上述富Si團簇的形成和室溫時效，但是僅能維持初期降低的折邊加工性。另外，在本發(fā)明中，以后將經過14個月左右比較長期的室溫放置規(guī)定為適當程度的100天以上。在此，如上所述，即使像現在這樣實施固溶及淬火處理后的50150'C的熱處理(預備時效處理、再加熱處理)，若該條件不是更合適，則本發(fā)明規(guī)定的上述團簇也不會形成本發(fā)明規(guī)定的平均個數密度，如上述所述，像現在這樣其個數及數量不足或者過高。(團簇測定)本發(fā)明中的透射型電子顯微鏡(TEM)觀察為倍率100萬倍的明視場圖像觀察。在使用100萬倍的透射型電子顯微鏡對實施了上述調質后的Al—Mg—Si系鋁合金板的任意板厚方向的中央部分的組織進行分析時，本發(fā)明規(guī)定的上述團簇(原子的集合體)在明視場圖像上作為深色對比物被觀察。板的板厚方向的中央部分的TEM的測定(觀察)在任意的板的10個部位進行，將這些個數密度的各測定值進行平均，作為本發(fā)明規(guī)定的平均個數密度。此時，因試料的彎曲等有時觀察視場整體不能滿足合適的成像條件，但該情況下以2400nm2以上為基準選擇成像條件的合適范圍來測定個數密度。該明視場圖像中的上述深色對比物的等效圓直徑為將每l個深色對比物的深色對比物換算為等效的圓直徑時的大小(圓直徑當量圓直徑)，對視場內的各深色對比物，測定該當量圓直徑(重心直徑)。在此，透射型電子顯微鏡的觀察是穿透試料的厚度而進行的，因此，本發(fā)明規(guī)定的個數密度應以本來單位體積處理。即，在確定了(測定了)觀察試料的膜厚t的基礎上，根據該膜厚t和觀察視場的面積求出觀察試料的體積，將本發(fā)明規(guī)定的上述特定大小的團簇的每單位面積的個數作為觀察試料的每單位體積的個數，換算成個數密度。但是，用100萬倍的高倍率的TEM的組織觀察，雖然所穿過的試料的制作是依常用方法進行的，但必須將其厚度做成盡可能比用比此更低的倍率的通常厚度約為0.5l.(Hmi左右的試料薄膜更薄的試料。因此，可用IOO萬倍率觀察的試料的厚度比通常的試料薄，厚度與其部位無關，勢必做成大致一定的厚度。因此，作為通常試料的厚度t的確定方法難以使用利用公知的沾染點法(^乂夕$氺一、>3y.7求y卜)及干涉條紋的計算法等，難以準確測定試料的膜厚t。因此，對使用了試料的膜厚t的上述觀察試料的每單位體積的個數密度的換算造成困難。另外，本發(fā)明規(guī)定的上述特定大小的團簇之所以產生對比度(明暗)，被認為即使在使用薄膜試料中，也是與成像條件一致的一定的厚度部位。因此，基于以上理由，在本發(fā)明中，本發(fā)明規(guī)定的上述特定大小的團簇的個數密度(平均個數密度)是用TEM觀察的每單位面積的上述團簇個數。因此，所謂上述沾染點法是在使TEM的細的電子束長時間照射試料并透射時，在薄膜試料上部(上面、表面)和下部(下面、里面)形成有因沾染引起的點(或者也稱為尖峰(spike)信號)，而利用其的方法。該沾染的點是在TEM環(huán)境中(真空中)及試料表面附著且存在的碳氫化合物(微小的有機物)等集結于被電子束照射的試料表面，其結果是在產生于試料的上部(上面)和下部(下面)各表面上的具有與照射的電子束直徑大致相同的底面直徑的大致圓錐形的兩個突起。在此，在使薄膜試料從水平方向傾斜適當的角度(例如9)時，可將上述點彼此在水平方向間隔(分開)距離(例如L)進行觀察。根據在該狀態(tài)拍攝的照片來測定上述點間的水平方向的距離(例如L)，使用上述傾斜的角度e在幾何學上(根據試料膜厚t=L/sine)求出試料膜厚t。為了使用該方法測定極薄的厚度的試料(傾斜且使兩個點分開進行觀察)，需要取得非常大的傾斜角度，或者使沾染的點直徑即電子束的直徑極細，這實質上是困難的。(晶粒直徑)從提高在更嚴格的成形條件的折邊加工性這一點來看，在本發(fā)明的組織中優(yōu)選不僅規(guī)定上述特定大小的團簇，而且晶粒直徑更細。換言之，若折邊加工的成形條件更嚴格，則僅上述特定大小的團簇規(guī)定可能不能對應。該點如在后述的實施例得到證實，為了提高在更嚴格的成形條件下的沖壓成形性及折邊加工性而優(yōu)選在鋁合金板的組織中的晶粒直徑微細，為35)Lim以下。(Mg—Si化合物)為了該晶粒的微細化，必須使作為再結晶核起作用的Mg—Si化合物在合適的條件下存在。這一點上，在本發(fā)明的組織中，優(yōu)選在Mg—Si化合物內等效圓直徑在超過2(am且在15pm以下的范圍的Mg—Si化合物按平均個數密度計存在100個/mm2以上。但是，在Mg—Si化合物過剩且以粗大狀態(tài)存在時，反倒成為裂紋的起點，降低成形性及折邊加工性。因此，為了使組織中不含有粗大的Mg—Si化合物而規(guī)定為該Mg—Si化合物的最大的等效圓直徑為15pm以下。(Mg—Si化合物測定)Mg—Si化合物的測定是使用500倍的掃描型電子顯微鏡(SEM)對實施了上述調質后的Al—Mg—Si系鋁合金板的任意板厚方向的中央部分的截面的組織進行分析。具體而言，對從作為測定對象的鋁合金板的板厚方向的中央部分提取的試料的界面組織例如進行了機械研磨之后進行電解研磨并進行前處理，并使用上述SEM進行觀察。此時測定所觀察的上述的規(guī)定Mg—Si化合物。在本發(fā)明中所說的Mg—Si化合物包含作為該SEM的明視場圖像觀察中的深色對比物進行觀察的Mg和Si兩者，也可以包含其它元素，是Mg一Si系化合物的總稱。在此，是否是包含Mg、Si兩者的、本發(fā)明作為對象的Mg—Si化合物，可通過上述深色對比物的X射線分光裝置(EDX)進行識別。組織觀察是對板厚方向的中央部分的截面以觀察視場的合計面積為104mii^以上的方式在板的長度方向隔著適當距離觀察IO個部位以上，將個數密度的各測定值進行平均作為本發(fā)明規(guī)定的平均個數密度。在此，Mg一Si化合物的等效圓直徑為換算成每個上述深色對比物的深色對比物的等效的圓直徑時的大小(圓直徑當量圓直徑)，對視場內的各深色對比物，測定該當量圓直徑(重心直徑)。另外，該SEM測定的Mg—Si化合物的平均個數密度在本發(fā)明中不考慮觀察試料的單位體積而作為由SEM觀察的截面的每單位面積的個數密度(平均個數密度)。(化學成分組成)下面，說明本發(fā)明作為對象的6000系鋁合金板的化學成分組成。本發(fā)明作為對象的6000系鋁合金板作為上述的汽車的外面板用的板等，要求有優(yōu)良的成形性及BH性、強度、焊接性、耐腐蝕性等諸特性。為了滿足這樣的要求，而將鋁合金板做成按質量％計含有Mg:0.41.0%、Si:0.41,5%、Mn:0.010.5%(優(yōu)選0.010.15%)、Cu:0.0011.0%(優(yōu)選0.011.0%)，余量由Al及不可避免的雜質構成。另外，各元素的含量的％表示全是指質量％的意思。優(yōu)選本發(fā)明作為對象的6000系鋁合金板應用于BH性更優(yōu)良的、Si和Mn的質量比Si/Mg為1以上的Si過剩型的6000系鋁合金板。6000系鋁合金板在沖壓成形性及彎曲加工時通過低屈服強度化而確保成形性，同時，通過成形后的板的烤漆處理等較低溫度的人工時效處理時的加熱而進行時效硬化并提高屈服強度，且具有可確保必要的強度的優(yōu)良的時效硬化功能(BH性)。其中，與質量比Si/Mg不足1的6000系鋁合金板相比，Si過剩型的6000系鋁合金板其BH性更為優(yōu)良。Mg、Si、Mn、Cu以外的其它元素基本上為雜質，是按照AA乃至JIS規(guī)范等的各雜質水平的含量(容許量)。從再循環(huán)的觀點來看，作為熔解材料不僅是高純度Al基體金屬，而且在將6000系鋁合金及其它鋁合金廢料、低純度Al基體金屬等作為熔解原料而大量使用的情況下，下述其它元素有可能作為雜質混入。而且，使這些雜質元素降低到例如檢測極限以下會提高自體成本，需要容許含有某種程度。另外，在即使含有實際量也不妨礙本發(fā)明目的及效果的含有范圍，也有具有在該范圍的含有效果的元素。Fe、Cr、Ti及Zn在本發(fā)明中為基本上是雜質。但是，容許在分別按以下規(guī)定的量以下范圍含有這些元素。具體而言，除上述的基本組成之外，也可以在Fe為1.0%以下、Cr為0,3%以下、Ti為0,1%以下、Zn為1.0%以下的范圍含有。下面，說明在上述6000系鋁合金中的各元素的優(yōu)選的含量范圍和意義、或者容許量。Si:0.41.5%Si和Mg都是本發(fā)明規(guī)定的上述團簇形成的重要元素。另外，在固溶強化和烤漆處理等的在上述低溫下的人工時效處理時，形成有助于提高強度的時效析出物，發(fā)揮時效硬化功能，是作為汽車的外面板用于得到必要強度(屈服強度)的必須的元素。再者，在本發(fā)明6000系鋁合金板中，是用于兼得沖壓成形性、折邊加工性等彎曲加工性諸特性的最重要元素。另外，為了發(fā)揮在形成為面板后的在更低溫度、短時間的烤漆處理的優(yōu)良的時效硬化功能，優(yōu)選為Si/Mg按質量比計為1.0以上，較之一般所說的Si過剩型相對于Mg使含Si過剩的6000系鋁合金組成。在Si含量過少時，由于Si的絕對量不足，而不能形成對本發(fā)明規(guī)定的上述團簇進行規(guī)定的個數密度，且使烤漆固化性明顯降低。再者，還不能兼得各用途要求的沖壓成形性、彎曲加工性等諸特性。另一方面，在Si含量過多時，形成有粗大的結晶物及析出物，且使彎曲加工性及沖壓成形性明顯降低。再者，還明顯妨礙到焊接性。因此，將Si含量做成0.41.5n/。的范圍。Mg:0.41.0%Mg和Si—起也是本發(fā)明規(guī)定的上述團簇形成的重要元素。另外，在固溶強化和烤漆處理等上述人工時效處理時，與Si—起形成有助于提高強度的時效析出物，發(fā)揮時效硬化功能，是用于得到作為面板的必須屈服強度的必須的元素。在Mg含量過少時，由于Mg的絕對量不足而不能形成對本發(fā)明規(guī)定的上述團簇進行規(guī)定的個數密度，且使烤漆固化性明顯降低。因此，不能得到作為面板必要的屈服強度。另一方面，在Mg含量過多時，反倒變得易于發(fā)生SS標記(x卜P、;/^卞x卜乂7—夕)。因此，Mg含量為在0.41.0%的范圍Si/Mg按質量比計為1.0以上的量。Cu:0.0011.0%Cu在本發(fā)明較低溫度短時間的人工時效處理的條件下具有促進形成有助于提高鋁合金材料組織的晶粒內的強度的時效析出物的效果。另外，固溶的Cu還具有提高成形性的效果。在Cu含量不足0.001%特別是不足0.01%時則無該效果。另一方面，在超過1.0%時，屈服強度腐蝕裂紋性及涂裝后的耐腐蝕性內的防銹性及焊接性明顯劣化。因此，Cu含量為0.0011.0%,優(yōu)選0.011.0%。Mn:0.010.5%由于Mn在均質化熱處理時生成分散粒子(分散相)且具有阻礙在這些分散粒子上再結晶后的晶界移動的效果，因而具有可得到微細的晶粒的效果。如上所述，本發(fā)明鋁合金板的沖壓成形性及折邊加工性將鋁合金組織的晶粒提高到微細的程度。這一點，在Mn含量不足0.01。/。時則沒有這些效果。另一方面，在Mn含量過多時，熔解、鑄造時容易形成粗大的Al—Mg—Si—(Mn、Cr、Zr)系的金屬化合物及結晶物，成為降低鋁合金板的機械性質的原因。另外，在Mn含量超過1.0。/。時，將降低彎曲加工性。因此，Mn為0.010.5%的范圍，優(yōu)選為0.010.15%的范圍。(制造方法)下面，對本發(fā)明鋁合金板的制造方法做以下說明。本發(fā)明鋁合金板的制造工序自身是常用方法或者公知的方法，鑄造上述6000系成分組成的鋁合金鑄錠后進行均質化熱處理，實施熱軋、冷軋形成規(guī)定的板厚，再實施固溶淬火等調質處理來制造本發(fā)明鋁合金板。但是，在這些制造工序中，為了抑制室溫時效提高折邊等彎曲加工性，同時提高烘烤固化性，使兩者并存，且為了將上述規(guī)定團簇控制在本發(fā)明范圍內，而如下所述必須更合適地控制固溶及淬火處理后的熱處理。另外，在其它工序中，也有將上述團簇控制在本發(fā)明規(guī)定范圍內優(yōu)選條件。(熔解、鑄造冷卻速度)首先，在熔解、鑄造工序中，適當選擇連續(xù)鑄造法、半連續(xù)鑄造法(DC鑄造法)等通常的熔解鑄造法來對熔融調整為上述6000系成分組成范圍的鋁合金熔融金屬進行鑄造。在此，為了將團簇控制在本發(fā)明規(guī)定范圍內，而對鑄造時的平均冷卻速度將從熔解溫度(約700°C)至固相線溫度設為30°C/分鐘以上盡可能大(快速)。在不進行這樣的鑄造時的高溫域的溫度(冷卻速度)控制的情況下，勢必使在該高溫域的冷卻速度變慢。這樣在高溫域的平均冷卻速度變慢的情況下，在該高溫領域的溫度范圍粗大生成的結晶物的量變多，在鑄錠的板寬方向，厚度方向的結晶物的尺寸及量的偏差也將變大。其結果是，不能將上述規(guī)定團簇及Mg—Si化合物控制在本發(fā)明范圍內的可能性變高。(均質化熱處理)然后，對上述鑄造的鋁合金鑄錠在熱軋之前實施均質化熱處理。該均質化熱處理(均熱處理)目的在于組織的均質化，即除去鑄錠組織中的晶粒內的偏析。若是達到該目的的條件則無特別限制，也可以是通常的一次或者l級的處理。但是，為了使本發(fā)明規(guī)定的Mg—Si化合物按規(guī)定那樣既不粗大又不過剩，以合適的大小和個數密度存在，而必須在合適的條件下進行均質化熱處理。因此，均質化熱處理溫度在50(TC以上不足熔點范圍選擇，均質化時間從4個小時以上的范圍進行適當選擇。在該均質化溫度低時，則不能充分消除晶粒內的偏析，由于其作為破壞的起點作用，降低拉伸翻邊性及彎曲加工性。之后，立即開始熱軋或者在冷卻保持至適當的溫度后開始熱軋，也可以控制為本發(fā)明規(guī)定的團簇的個數密度。優(yōu)選進行了該均質化熱處理之后，在300500。C之間以20100。C/hr的平均冷卻速度冷卻至室溫，然后以20100°C/hr的平均加熱速度再加熱至350450。C，在該溫度域開始熱軋。在不符合該均質化熱處理后的平均冷卻速度及其后的再加熱速度的條件時，不能得到本發(fā)明規(guī)定的指定Mg—Si化合物的可能性變高。在該平均冷卻速度及再加熱速度過快時，本發(fā)明規(guī)定的微細的Mg—Si化合物的個數變少，不能使等效圓直徑超過2pm且在15pm以下的范圍的Mg—Si化合物的平均個數密度達到100個/mn^以上。另一方面，在該平均速度及上述再加熱速度過于遲緩時，形成等效圓直徑超過15|ini的粗大化合物，不能使本發(fā)明規(guī)定的Mg—Si化合物的最大的等效圓直徑在15pm以下。(熱軋)熱軋根據進行軋制的板厚由鑄錠(板坯)的粗軋工序和精軋工序構成。在這些粗軋工序及精軋工序中可以酌情使用可逆式(!i^一7)或者串列式等軋機。此時，在熱軋(粗扎)開始溫度超過45(TC的條件時，得不到本發(fā)明規(guī)定的指定Mg—Si化合物。另外，在熱軋開始溫度不足350'C時將使熱軋自身變得困難。因此，熱軋開始溫度為35058(TC，更優(yōu)選350450。C的范圍。(熱軋板的退火)該熱軋板的冷軋前的退火(粗退火)不一定是必須的，但是為了通過晶粒的細微化及集合組織的適當化，使成形性等特性進一步提高，也可以實施。(冷軋)在冷軋中，對上述熱軋板進行軋制，制作成所期望的最終板厚的冷軋板(也包含巻材)。但是，為了使晶粒更加微細化，優(yōu)選冷軋率為60%以上，另外，基于與上述粗退火同樣的目的，也可以在冷軋道間進行中間退火。(固溶及淬火處理)冷軋后進行固溶淬火處理。固溶淬火處理用通常的連續(xù)熱處理流水線的加熱、冷卻即可，無特別限制。但是，從得到各元素充分的固溶，以及如前所述優(yōu)選晶粒更加微細化的觀點出發(fā)，優(yōu)選在52(TC以上的固溶處理溫度以加熱速度為5°C/秒以上進行加熱，且保持010秒鐘的條件下進行。另外，從控制形成降低成形性及折邊加工性的粗晶晶界化合物形成的觀點來看，優(yōu)選在淬火時的冷卻溫度為l(TC/秒以上進行。在冷卻速度慢時，晶界上Si、Mg2Si等容易析出，且易于成為沖壓加工及彎曲加工時的裂紋的起點而降低這些成形性。為了確保該冷卻速度，淬火處理可分別選擇使用鼓風機等空冷、噴霧、射流、浸漬等水冷方法及條件。(預備時效處理)淬火冷卻至該室溫之后，在10分鐘之內對冷軋板進行預備時效處理(再加熱處理)。該預備時效處理再加熱到90130。C的溫度域，使自達到再加熱溫度起的平均冷卻速度為0.55°C/hr的范圍保持3個小時以上的條件下進行，其后放冷至室溫。由于滿足該條件，可以得到具有本發(fā)明規(guī)定的指定團簇的個數密度的組織。例如，即使實施該預備時效處理，但條件不合適時，上述團簇就不能成為本發(fā)明規(guī)定的平均個數密度，如上所述，如現有的那樣，其個數及數量不足或者過高。在此，在從淬火冷卻結束后起的室溫保持超過10分鐘時，因室溫保持而形成的團簇(富Si團簇)先形成，將得不到本發(fā)明規(guī)定的團簇的個數密度，得不到烘烤固化性及室溫時效抑制效果。即使上述再加熱溫度不足9(TC，也不能得到本發(fā)明規(guī)定的指定的團簇密度，也得不到淬火固化性及室溫時效抑制效果。另外，在加熱溫度超過13(TC的條件時，過多地形成本發(fā)明規(guī)定的指定的團簇密度，或者形成與團簇不同的P'等金屬化合物相，降低成形性及彎曲加工性。從同樣的觀點來看，更優(yōu)選該預備時效處理的溫度域為100120°C。在該預備時效處理中，與再加熱溫度一起，其保持時間或者冷卻速度也對本發(fā)明規(guī)定的指定的團簇的個數密度生成有很大影響。如上所述，在9013(TC更優(yōu)選10012(TC的溫度域的保持時間不足3hr時，則得不到本發(fā)明規(guī)定的團簇密度，得不到淬火固化性及室溫時效抑制效果。另外，在過度地進行長時間保持時，將過多地形成本發(fā)明規(guī)定的指定團簇密度或者形成與團簇不同的(V等金屬化合物相，有可能降低成形性及彎曲加工性。因此，例如在巻材狀態(tài)下進行預備時效處理的情況下，在按一定溫度保持的預備時效處理中，為了從處理后到緩冷卻幵始而勢必容易變成過度的長時間保持。因此，即使在熱處理保持的時間期間也優(yōu)選在規(guī)定的溫度域作為冷卻條件，通過使從到達再加熱溫度的平均冷卻速度為0.55°C/hr的范圍進行保持3個小時保持的熱處理，可以得到本發(fā)明的指定團簇密度。另外，關于該預備時效處理中的保持時間，其上限時間無特別規(guī)定，但如上所述，在過度地長時間保持時，將過多地形成指定的團簇密度或者形成與團簇不同的P'等金屬化合物而有可能降低成形性及彎曲加工性。因此，例如在5個小時的保持時間后IO(TC以下的情況，其后也可以一直是保持時間內的冷卻條件，而在5個小時的保持時間后超過12(TC的情況下，優(yōu)選以3°C/hr以上更優(yōu)選以5°C/hr以上的冷卻速度冷卻至IO(TC以下。根據該條件，還具有下述優(yōu)點，g卩，預備時效處理也可以是先進行再加熱之后，絕熱狀態(tài)的保溫，在用一定溫度保持的條件中就不需要作為必須的控制加熱。另外，預備時效處理中的加熱速度無特別規(guī)定，由于固溶淬火處理后在10分鐘以內加熱到規(guī)定的溫度，因而勢必需要加速到l(TC/分鐘以上，更優(yōu)選達到5(TC/分鐘以上。另外，在連續(xù)固溶淬火處理的情況下，即可將板巻成巻材之前進行再加熱，也可巻取后進行再加熱。下面，列舉實施例來更具體地說明本發(fā)明，但本發(fā)明當然不是受下述實施例限制，而是在在符合前、后所述的要旨的范圍可以加以適當變更進行實施，這些都包含于本發(fā)明的技術范圍。實施例(實施例1)下面說明本發(fā)明實施例。首先，作為實施例l，分別制作了本發(fā)明規(guī)定的團簇條件各不相同的6000系鋁合金板，且分別對烤漆固化性及室溫時效的效果(影響)進行了調查。將表1所示的6000系鋁合金板按表2所示的條件進行均質化熱處理(簡記為均熱處理)及熱軋?zhí)幚?簡記為熱軋)，再迸行冷軋，進行固溶及淬火處理而制造。另外，在表1中的各元素的含量的表示中，"-"表示是檢測界限以下。鋁合金板的更具體的制造條件如下。共用DC鑄造法熔煉了表1所示的各組成的鑄錠。此時，關于鑄造時的平均冷卻速度各例相同，都是將自熔解溫度(約700°C)至固相線溫度設為50°C/分鐘。然后，各例相同都是對鑄錠進行了56(TCX4個小時的均熱處理之后，開始進行熱粗軋。而且各例相同，都是接著進行精軋熱軋至厚度3.5mm，做成了熱軋板(巻材)。各例相同，都是將熱軋后的鋁合金板無中間退火(粗退火)地進行冷軋，且各例相同都做成厚度l.Omm的冷軋板(巻材)。再者，各例相同，都是對各冷軋板通過連續(xù)式熱處理設備將至500°C17的平均加熱速度設為10°C/秒，加熱直至550。C固溶處理溫度，然后立即以平均50°C/秒的冷卻速度進行冷卻至室溫的固溶淬火處理。之后，各例相同，都是時間上毫不延遲地按表2所示的各條件進行加熱、冷卻的預備時效處理。另外，各例相同都是作為如表2所示的自達到再加熱溫度的起的平均冷卻速度進行5個小時保持，之后，各例都放冷至室溫。從這些調質處理后的各最終成品板(坯料)上切出試樣板，對各試樣板的組織進行了測定、評價。這些結果如表3所示。(團簇)通過上述的方法，使用IOO萬倍透射型電子顯微鏡對上述試樣板的板厚方向的中央部分的組織進行分析，在明視場圖像上作為對比度進行觀察的團簇內，求出了該深色對比物的等效圓直徑為15nm范圍的團簇的平均個數密度(個/ym2)。(晶粒直徑)使用機械研磨、剝皮法(陰極氧化處理)對上述試樣板的中央部的軋制平行截面的組織進行前期處理后，使用100倍的光學顯微鏡進行了觀察。此時，通過在板的軋制方向及板厚方向畫直線，將位于該直線上的每個晶體粒子的切片長度作為各個晶粒直徑進行測定的截面法(行截斷法)，在任意的板的軋制平行方向截面的10個部位進行測定，計算出平均晶粒直徑。將測定行長度設為0.5mm以上，將每個視場測定行做成軋制方向/板厚方向各3條，將在每測定行依次測定的平均晶粒直徑按每10個測定部位依次進行平均作為平均晶粒直徑。(試樣板特性)作為上述調質處理后的室溫特性，對上述調質處理后7天室溫放置(室溫效應)后和IOO天室溫放置(室溫時效)后的各試樣板的特性進行了調查。作為試樣板的特性分別對拉伸強度(MPa)、0.2%屈服強度(MPa)、人工時效硬化處理(模擬烤漆硬化處理)后的0.2%屈服強度(MPa)、沖壓成形性、折邊加工性進行了試驗、測定、評價。這些結果如表3所示。(機械特性)用于測定機械特性的拉伸試驗，是對上述調質處理后7天室溫放置后和IOO天室溫放置后的各試樣板，又從分別對它們進行人工時效硬化處理18(燒固后)的試料板上分別提取JISZ2201之5號試驗片(25mmX50mm艮口GLX板厚)，進行了室溫拉伸試驗。將此時的試驗片的拉伸方向設為軋制方向的直角方向。拉伸速度至0.2%屈服強度為5mm/分鐘，屈服強度以后為20mm/分鐘。將機械特性測定的N數設為5，用各平均值進行計算。(烤漆固化性)用于烤漆固化性評價的人工時效硬化處理是將上述調質處理后7天室溫放置后和100天室溫放置后的格式樣板都施加2%的預應變后在170'C下進行了20分鐘的加熱處理(相當于烤漆)。而且，還進行了這些板的拉伸試驗，對烤漆固化性進行了評價。將測定的N數設為5，用平均值分別進行計算。(沖壓成形性)沖壓成形性試驗只是對上述調質處理后IOO天室溫放置后的各試樣板進行。試驗對矩形坯料(尺寸為10mmX200mm)，進行使用了O100的球形沖頭和沖模(帶焊道)的拉伸成形試驗，根據裂紋極限成形高度LDHO(mm)評價了沖壓成形性。成形試驗是在防皺力為200kN、潤滑使用市場銷售的防銹洗凈油、成形速度為20mm/分鐘的條件下進行5次，將最低的拉伸高度作為裂紋極限成形高度值。(折邊加工性)折邊加工性只是對上述調質處理后100天室溫放置后的各試樣板進行。試驗使用30mm寬的長方形形狀試驗片，在下凸緣的內曲率半徑R為1.0mm的90。彎曲加工后，夾持1.0mm厚的內部，再將折邊部在內側依次進行折邊成約130°的凸緣折邊加工、折邊180°且使端部與內部密合的平折邊加工。該目測觀察產生了平折邊的彎曲部(緣曲部)的粗糙表面、微小的裂紋、大的裂紋等表面狀態(tài)，根據以下的基準進行了目測評價。0:無裂紋、粗糙表面，1:輕度的粗糙表面，2:深的粗糙表面，3:微小的表面裂紋，4:呈線狀連續(xù)的表面裂紋，5:斷裂。如表13所示，各發(fā)明例A1A9為在本發(fā)明成分組成范圍內且在優(yōu)選的范圍內制造，進行了調質處理。因此，如表3所示，各發(fā)明例具有本發(fā)明規(guī)定的團簇(深色對比物的等效圓直徑為15nm范圍的原子的集合體)和平均個數密度(400030000個/(im2)。另外，平均晶粒直徑也是304(Him范圍，比較微細。該結果表示，各發(fā)明例即使是上述調質處理后IOO天的長期室溫放置(室溫時效)后，與7天短時間室溫放置后的板相比較,在拉伸強度(MPa)、0.2%屈服強度(MPa)、人工時效硬化處理后的0.2%屈服強度(MPa)方面也毫不遜色。另外，即使是上述調質處理后IOO天的長期室溫放置(室溫時效)后，沖壓成形性、折邊加工性也優(yōu)良。因此，各發(fā)明例烤漆固化性優(yōu)良，且可以可靠地控制室溫時效的屈服強度上升和成形性的下降，特別是可以可靠地控制折邊加工性的降低。與此相對，如表13所示，比較例A13A16使用了與上述發(fā)明例1相同的合金。但是，如表2所示，這些各比較例預備時效處理在優(yōu)選的范圍之外。比較例A13預備時效處理溫度過高。比較例A14預備時效處理溫度保持中的溫度下降(冷卻速度)過大。比較例A15從淬火處理后至預備時效處理(加熱)開始的室溫保持時間過長。比較例A16預備時效處理溫度過低。如表3所示，該結果表明，比較例A13本發(fā)明規(guī)定的團簇的平均個數密度過多，且形成有與團簇不同的(T等金屬化合物相，成形性及彎曲加工性差。比較例A14A16本發(fā)明規(guī)定的團簇的平均個數密度過小，盡管提高了烤漆固化性，但不能抑制因室溫時效引起的屈服強度上升和成形性的降低。另外，沖壓成形性折邊加工性都差。比較例A10A12盡管包含預備時效處理且在優(yōu)選的范圍制造，但成分組成在本發(fā)明范圍之外。如表3所示，其結果是，Si含量過多的比較例A10及Mg含量過多的比較例All具有本發(fā)明規(guī)定的團簇和平均個數密度。因此，盡管烤漆固化性優(yōu)良且可以抑制因是溫室效應引起的屈服強度上升和成形性的降低，但沖壓成形性和折邊加工性都差。Si含量過少的比較例A12本發(fā)明規(guī)定的團簇的平均個數密度過少。該比較例A12因為Si含量過少，因而盡管因室溫時效引起的屈服強度上升受到抑制，但原有的強度過低，燒固后屈服強度過低且沖壓成形性差。因此，由以上的實施例證實了，用于兼?zhèn)浔景l(fā)明中的成分及組織的各要件、或者優(yōu)選的制造條件的烤漆固化性提高、及因室溫時效引起的屈服強度上升和成形性的降低抑制效果、機械性質等的臨界的意義乃至效果。(實施例2)然后，作為實施例2，分別制作了本發(fā)明規(guī)定的團簇條件和優(yōu)選的要件即平均晶粒直徑和用于使此微細化的Mg—Si化合物條件各不相同的6000系鋁合金板，且分別對烤漆固化性及室溫時效的效果(影響)進行了調查。在此，雖然與實施例1一樣進行了沖壓成形性和折邊加工性的試驗，但成形性試驗模擬了較之實施例1成形條件更嚴格的外面板的成形，使得這些各試驗條件更嚴格。將與實施例1相同的表1所示的成分組成的6000系鋁合金鑄錠進行熔煉，按表4所示的條件進行均質化熱處理及熱軋?zhí)幚?，還進行了冷軋，做成了厚度為l.Omm的冷軋板(巻材)。再者，各實施例相同，都是用與實施例1相同的條件對該各冷軋板用連續(xù)式熱處理設備進行了固溶及淬火處理。此時，與實施例l不同，在各溫度下對鑄錠進行了4個小時均熱處理后，分別以表4所示平均冷卻速度在30(TC50(TC之間冷卻至室溫，其后，還分別以表4所示的方式對直至各熱軋開始溫度的平均升溫速度(再加熱速度)進行控制。而且，以此來控制用于使平均晶粒直徑微細化的Mg—Si化合物生成和平均晶粒直徑。然后，各例都一樣，在進行了與實施例l相同的固溶淬火處理之后，分別按表4所示的各條件進行了加熱、冷卻的預備時效處理。另外各實施例都相同，作為如表4記載的從達到再加熱溫度起的平均冷卻速度進行5個小時保持，各例都是放冷直至室溫。從這些調制處理后的各最終成品板上切出試樣板(坯料)，與實施例1一樣，但追加了Mg—Si化合物的分析，對格式樣板的組織進行了測定、評價。這些結果如表5所示。(Mg—Si化合物)使用上述的方法用500倍的掃描型電子顯微鏡對上述試樣板的板厚方向的中央部分的截面的組織進行分析，求出了在明視場圖像上作為深色對比物觀察的Mg—Si化合物的最大的等效圓直徑(最大直徑pm)、等效圓直徑為超過2|im且在15pm以下范圍的Mg—Si化合物的平均個數密度(個/mm2)。(試樣板特性)作為上述調質處理后的室溫特性，與實施例1一樣，對上述調質處理后7天室溫放置(室溫效應)后和100天室溫放置(室溫時效)后的各試樣板的特性進行了與實施例1一樣的調査。但是，沖壓成形性和折邊加工性試驗模擬了較之實施例l成形條件更嚴格的外面板的成形，使這些各試驗條件更嚴格。這些結果如表5所示。(沖壓成形性)沖壓成形性試驗用與實施例1一樣的實驗方法、試驗條件，只在上述調質處理后100天室溫放置后的各試樣板上進行。但是，為了使試驗調價比實施例1更嚴格，而將成形速度提高至40mm/分鐘且進行了5次，將最低的拉伸高度作為裂紋極限成形高度值。(折邊加工性)折邊加工性用與實施例1一樣的實驗方法、試驗、評價條件，只在上述調質處理后100天室溫放置后的各試樣板上進行。但是，此時為了使試驗條件比實施例1更為嚴格而將插入到平折邊加工試驗時的內部的厚度做得更薄達到0.8mm。如表l、4、5所示，發(fā)明例B1B9為在本發(fā)明成分組成范圍內且在優(yōu)選的范圍內制造，迸行了調質處理。因此，如表5所示，具有本發(fā)明規(guī)定的團簇(深色對比物的等效圓直徑為15nm范圍的原子的集合體)和平均個數密度(400030000個/(im2)。另外，為了控制均熱處理后的直至室溫的平均冷卻速度和其后的直至各熱軋開始溫度飛平均升溫速度，而滿足本發(fā)明規(guī)定的Mg—Si化合物的最大的等效圓直徑和平均個數密度的條件。另外，由于這樣的Mg—Si化合物的合理存在而將平均晶粒直徑做成30(im以下，較之實施例1的發(fā)明例更加微細化。該結果表明，發(fā)明例B1B9即使是上述調質處理后100天的長期室溫放置(室溫時效)后，與7天短時間室溫放置后的板相比較，在拉伸強度(MPa)、0.2%屈服強度(MPa)、人工時效硬化處理后的0.2%屈服強度(MPa)方面也毫不遜色。另外，即使是上述調質處理后IOO天的長期室溫放置(室溫時效)后，用比實施例l更嚴格的成形條件進行成形，也是22沖壓成形性、折邊加工性都優(yōu)良。因此，各發(fā)明例烤漆固化性優(yōu)良，且可以可靠地控制室溫時效的屈服強度上升和成形性的降低，特別是可以可靠地控制折邊加工性的降低。與此相對，如表l、4、5所示，比較例B13B18使用了與上述發(fā)明例l相同的合金。但是，如表4所示，這些各比較例預備時效處理在優(yōu)選的范圍之外。比較例B13預備時效處理溫度過高。比較例B14預備時效處理溫度保持中的溫度下降(冷卻速度)過大。比較例B15從淬火處理后至預備時效處理(加熱)開始的室溫保持時間過長。比較例B16預備時效處理溫度過低。如表5所示，該結果表明，比較例B13本發(fā)明規(guī)定的團簇的平均個數密度過多，且形成有與團簇不同的(3'等金屬化合物相，成形性及彎曲加工性差。比較例B14B16本發(fā)明規(guī)定的團簇的平均個數密度過小，盡管提高了烤漆固化性，但不能抑制因室溫時效引起的屈服強度上升和成形性的下降。另外，沖壓成形性折邊加工性都差。比較例B17均質化熱處理后的30(TC50(TC之間的平均冷卻速度和接下來的直至熱軋溫度的平均加熱速度都過快。其結果是，本發(fā)明規(guī)定的Mg—Si化合物的平均個數密度過小。因此，平均晶粒直徑粗大達到40pm，較之發(fā)明例B1B9折邊加工性變低。比較例B18進行了均質化熱處理之后的30(TC500。C之間的平均冷卻速度和接下來的直至熱軋溫度的平均加熱速度都過于緩慢。其結果是，使得本發(fā)明規(guī)定的Mg—Si化合物粗大，Mg—Si化合物的最大粒徑過大。因此，較之發(fā)明例B1B9成形性及折邊加工性都低。比較例B10B12盡管包含預備時效處理且在優(yōu)選的范圍制造，但成分組成在本發(fā)明范圍之外。如表5所示，其結果是，Si含量過多的比較例B10及Mg含量過多的比較例Bll具有本發(fā)明規(guī)定的團簇和平均個數密度。因此，盡管烤漆固化性優(yōu)良且可以抑制因是溫室效應引起的屈服強度上升和成形性的降低，但沖壓成形性折邊加工性都差。Si含量過少的比較例B12本發(fā)明規(guī)定的團簇的平均個數密度過少。該比較例B12因為Si含量過少，因而盡管因室溫時效引起的屈服強度上升受到抑制，但原有的強度過低，燒固后屈服強度過低且沖壓成形性差。因此，以上的實施例的結果也證實了，用于兼?zhèn)浔景l(fā)明中的成分及組織的各要件、或者優(yōu)選的制造條件的烤漆固化性提高、及因室溫時效引起的屈服強度上升和成形性的降低抑制效果、機械性質等的臨界的意義乃至效果。<table>tableseeoriginaldocumentpage24</column></row><table>表2區(qū)編固溶處理加熱處理分號合金編號后室溫保持時間分鐘溫度。c冷卻速度。C/hrA1151001.5A2251001.5A3351000.5沐溫A4A545551301003.01.5室A6151103.0A7351002.0A81101201.5A9151003.0A10651001.5A11751001.5A12A1381551201401.52.0室A14151007.0A151151001.5A1615801.025表3<table>tableseeoriginaldocumentpage26</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage28</column></row><table>根據本發(fā)明，可提供烤漆固化性優(yōu)良且抑制了經過14個月較長時期的室溫時效的鋁合金板及其制造方法。其結果是，可作為汽車、輪船或者車輛等的運輸機械、家電制品、建筑、結構物的元件及零件用，另外，特別是可將6000系鋁合金板的應用擴展到汽車等運輸機械的元件。權利要求1、一種Al-Mg-Si系鋁合金板，其特征在于，以質量％計含有Mg0.4～1.0％、Si0.4～1.5％、Mn0.01～0.5％、Cu0.001～1.0％，余量由Al及不可避免的雜質構成，并且，在通過100萬倍的透射型電子顯微鏡對所述鋁合金板的板厚方向的中央部分中的組織進行分析時，在明視場圖像中作為深色對比物被觀察的作為原子的集合體的團簇內，該深色對比物的等效圓直徑為1～5nm的范圍的團簇的平均個數密度為4000～30000個/μm2。2、如權利要求1所述的鋁合金板，其特征在于，在通過500倍的掃描型電子顯微鏡對所述鋁合金板的板厚方向的中央部分的截面中的組織進行分析時所觀察到的Mg—Si化合物的最大的等效圓直徑為15pm以下，并且，在等效圓直徑超過2pm但在15pm以下的范圍內的Mg—Si化合物的平均個數密度為100個/mm2以上。3、如權利要求2所述的鋁合金板，其特征在于，所述鋁合金板的晶粒直徑為35pm以下。4、如權利要求1所述的鋁合金板，其特征在于，所述鋁合金板中的Si含量和Mg含量的質量比Si/Mg為1.0以上。5、一種制造權利要求1所述的鋁合金板的方法，其特征在于，對具有權利要求1所規(guī)定的鋁合金板組成的Al—Mg—Si系鋁合金鑄錠進行均質化熱處理后，進行熱軋，并對該熱軋板進行冷軋，進而在對該冷軋板進行固溶處理后，淬火處理至室溫，之后，作為預備時效處理，進行在10分鐘內將該冷軋板再次加熱到卯130。C的溫度域，并將從所到達的再加熱溫度起算的平均冷卻速度在0.55°C/hr的范圍內保持3小時以上的熱處理。6、如權利要求5所述的鋁合金板制造方法，其特征在于，在以500。C以上熔融溫度以下的溫度保持4小時以上的條件下進行所述鑄錠的均質化熱處理之后，在鑄錠溫度為30050(TC之間時以2010(rC/hr的平均冷卻速度先冷卻至室溫，接著，以2010(TC/hr的平均加熱速度將鑄錠再加熱至35(TC45(TC，在該溫度域開始熱軋。全文摘要本發(fā)明提供一種Al-Mg-Si系鋁合金板，在特定組成的Al-Mg-Si系鋁合金板中，使調質處理中的預備時效處理的條件合適，在使用100萬倍的透射型電子顯微鏡對該合金板截面組織進行分析時，在明視場圖像上作為深色對比物觀察的特定大小的團簇(原子的集合體)的個數密度變多的鋁合金板。根據這樣的構成，可得到一種烤漆固化性優(yōu)良、抑制了經過1～4個月左右較長時期的室溫時效的鋁合金板及其制造方法。文檔編號C22C21/02GK101550509SQ20091013293公開日2009年10月7日申請日期2009年3月31日優(yōu)先權日2008年3月31日發(fā)明者李光鎮(zhèn),高木康夫申請人:株式會社神戶制鋼所