CN100503860C - 铝合金板及其制造方法 - Google Patents

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CN100503860C CNB2006800025854A CN200680002585A CN100503860C CN 100503860 C CN100503860 C CN 100503860C CN B2006800025854 A CNB2006800025854 A CN B2006800025854A CN 200680002585 A CN200680002585 A CN 200680002585A CN 100503860 C CN100503860 C CN 100503860C
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Abstract

本发明提供一种高Mg的Al-Mg系铝合金板,其提高可适用于汽车的外面板及内面板的冲压性和均质性。其为通过双辊式连续铸造法进行铸造以及冷轧而成的板厚0.5~3mm的Al-Mg系铝合金板,以质量的%计,包含Mg:8~14%且不包括8%,Fe:1.0%以下,Si:0.5%以下,余量由Al以及不可避免的杂物构成,该铝合金板的平均导电率在20IACS~26IACS%但不包括26IACS%的范围,作为铝合金板的材质特性,其强度延展性平衡(抗拉强度×总伸长率)为11000(MPa%)以上,提高包含板的均质性的冲压成形性。

Description

铝合金板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种铝合金板及其制造方法,其是通过连续铸造得到的含
有高Mg的Al-Mg系铝合金板,其强度延展性平衡优良,具有优良的成形 性。
背景技术
近年来,在汽车等运输机的车身领域,相对废气等引起的地球环境问 题,追求轻量化带来的燃油率的提高。因此,相对于汽车的车身,替代一 直以来使用的钢材,轧制板及挤压型材等更轻量的Al合金材料的应用正 在增加。
其中,正在探讨汽车的盖板、防护板、车顶、行李箱盖等汽车面板面 板(面板构造体)的外面板(外板)及内面板(内板)等面板使用A1-Mg 系的铝合金乃至JIS5000系(以下,简称5000系或A1-Mg系)铝合金板 以及Al-Mg-Si系的铝合金乃至JIS6000系铝合金板。
所述汽车面板用的铝合金板(以下,也将铝说成Al)要求高冲压成形 性。从该成形性这一点出发,在上述A1合金中,强度/延展性平衡优良的 Al-Mg系的铝合金是有利的。
因此, 一直以来,关于Al-Mg系的Al合金板,进行了成分系的探讨 及制造条件的最适宜化的探讨。作为该A1-Mg系的铝合金,例如JISA5052、 5182等是代表性的合金成分系。但是,即使对于该Al-Mg系的铝合金, 如果与冷轧钢板相比,则其延展性也低劣、成形性也低劣。
与之相对,Al-Mg系的Al合金在使Mg含量增加,超过8。/。的高Mg 化时,其强度延展性平衡提高。但是,这样的高Mg的Al-Mg系的合金, 在均热处理后对用压铸(die-cast)铸造等铸造成的铸锭进行热轧的一般的 制造方法方面,在工业上制造困难。其理由是因为,铸造时铸锭中Mg偏析,或在一般的热轧中Al-Mg系的合金的延展性明显下降,故容易发生裂 纹。
另一方面,避开上述裂纹发生的温度区域,对高Mg的Al-Mg系的合 金进行低温下的热轧也是困难的。这是由于这样的低温轧制中,高Mg的 Al-Mg系的合金材料的变形阻力明显增大,活着在现在的轧机的能力上能 够制造的产品大小收到极端的限制。
另夕卜,为了增加高Mg的Al-Mg系的合金的Mg的含有允许量,还提 案有添加Fe及Si等第三元素的方法等。但是,如果增加这些第三元素的 含量,就容易形成粗大的金属间化合物,从而降低铝合金板的延展性。因 此,Mg含有允许量的增加有界限,Mg含有超过8^的量困难。
因此, 一直以来,提案有各种用双辊(twin-roll)式等连续铸造法制 造高Mg的Al-Mg系的合金板的方法。双辊式连续铸造法是一种在旋转的 一对水冷铜铸型(双辊)间,从耐火物制的热水供应嘴浇注铝合金熔液且 凝固,并且在该双辊之间,在上述凝固之后轧制并急冷,从而成为铝合金 薄板的方法。该双辊连续铸造法,公知的有亨特法(Hunters method)及 3C方法等。
双辊式连续铸造法的冷却速度与目前的DC铸造法及带式式连续铸造 法比较,大1〜3数量级。因此,得到的铝合金板为非常微细的组织,冲 压成形性等的加工性优良。另外,通过进行铸造,得到铝合金板的板厚较 薄的l〜3mm的板。所以,如目前的DC铸锭(厚度200〜600mm)所示, 可省略热粗轧制、热加工轧制等的工序。而且,有时也能够省略铸锭的均 质化处理。
实现利用这样的双辊式连续铸造法制造成的高Mg的Al-Mg系的合金 板的成形性提高并规范组织的例子目前也有提案。例如,提案有将6〜10% 的高Mg即Al-Mg系Al合金板的Al-Mg系的金属间化合物的平均尺寸定 为lOlim以下的、机械性能优良的汽车用铝合金板(参照专利文献1)。 另外,还提案有设10um以上的Al-Mg系金属间化合物的个数在300个 /mn^以下,平均晶粒径为10〜70um的汽车面板底座用铝合金板等(参 照专利文献2)。
专利文献1:日本特开平7-252571号公报(专利请求范围1〜2页)专利文献2:日本特开平8-165538号公报(专利请求范围1〜2页) 如这些专利文献l、 2所示,铸造时结晶的A1-Mg系金属间化合物在 冲压成形时容易成为破坏的起点。因此,为了提高利用双辊式连续铸造法 制造的高Mg的Al-Mg系的合金板的冲压成形性,如专利文献1、 2所示, 使这些Al-Mg系金属间化合物(也称Al-Mg化合物)微细化或减小粗大 的组织是有效的。另外,使板的晶粒微细化对冲压成形性的提高也是有效 的。
但是,仅仅使这些Al-Mg系金属间化合物微细化或减小粗大的组织, 即使使晶粒微细化,也难于适应汽车面板。即使汽车用面板中,尤其也难 于适应上述的汽车面板的外板及内板等。这是因为这些外板及内板在汽车 的设计上存在更大型化及更复杂形状化的倾斜,从而成形更困难。
例如,在Mg含量10n/。以上等含有高Mg的情况下,Mg含量越高, Al-Mg系Al合金板的材质的不均匀的倾向也越大。这是因为目前的双辊 式连续铸造法,如后面所述,是在辊上涂覆润滑剂进行铸造的方式,因此, 由于板的部位的不同,从而凝固速度容易不充分,Mg含量越高,对增加 大粒偏析及小粒偏析的影响也越大。因此,目前的双辊式连续铸造法中, Mg含量变高,还存在使Al-Mg系Al合金板的强度延展性平衡在同一板 内平均困难的问题。
因此,为了提高利用双辊式连续铸造法制造成的高Mg的Al-Mg系 Al合金板的上述实际的外面板及内面板的冲压成形性,只是使上述专利文 献l、 2的晶粒微细化,进而使A1-Mg系金属间化合物微细化或减少粗大 的组织是不充分的。
发明内容
本发明是为解决上述的问题而开发的,其第一个目的是提供一种铝合 金板,其为通过连续铸造得到的高Mg的Al-Mg系合金板,强度延展性平 衡优良且具有优良的成形性和板内的均质性。
另一方面,加速双辊式连续铸造法中的冷却速度(铸造速度),即使 在铸造时能够抑制结晶的Al-Mg系金属间化合物,而且,在其后的工序中, 除到连续铸造后的室温的冷却之外,在冷轧前的均质化热处理、冷轧中的
6中间退火、冷轧后的溶体化处理等中,将板状铸锭或薄板加热到4ocrc以 上的温度或冷却加热后的状铸锭或薄板的工序,在工序设计上进行选择。
而且,在这些热过程工序中,Al-Mg系金属间化合物发生的可能性充分。
因此,在双辊式连续铸造工序中,即使抑制A1-Mg系金属间化合物发 生,如果不抑制在上述的其后的热过程工序中发生的Al-Mg系金属间化合 物,作为最终制品的高Mg的Al-Mg系合金板的冲压成形性也不能提高。
本发明是为解决上述的问题而开发的,其第二个目的提供一种高Mg 的Al-Mg系合金板的制造方法,其抑制在双辊式连续铸造后的热过程工序 发生的A1-Mg系金属间化合物,从而提高冲压成形性。
为了实现上述第一个目的,本发明的铝合金板的要点为通过双辊式连 续铸造法进行铸造以及冷轧成的板厚0.5〜3mm的Al-Mg系铝合金板,其 中,以质量计,包含Mg:8〜14。/。且不包括8%, Fe:1.0。/。以下,Si:0.5。/。以 下,铝合金板的平均导电率在20IACS〜26IACS。/。且不包括26IACS。/q的范 围,作为铝合金板的材质特性,强度延展性平衡(抗拉强度X总伸长率) 为11000 (MPa%)以上。
为了确实实现高强度延展性平衡和板内的均质性,优选上述铝合金板 在上述双辊式连续铸造之际,包含以质量计,Mg:8〜14%, Fe:l.O以下, Si:0.5。/。以下,将余量内的97°/。以上由Al组成的铝合金熔液浇注到旋转的 一对双辊内,设该双辊的冷却速度为100°C/s以上,在板厚1〜13mm范围 内进行连续铸造制造。
而且,为了切实地实现高强度延展性平衡和板内的均质性,优选在连 续铸造时,上述双辊表面不被润滑。
所谓本发明中所说的平均导电率是指在板的成形部位的使彼此间隔 分开100mm以上的任意的测定部位中的5部位的各导电率的平均值。而 且,平均导电率测定对象的铝合金板包含强度延展性平衡等的铝合金板的 材质特性,利用双辊式连续铸造法进行铸造以及冷轧,最终成为退火后的 铝合金板。
为了实现上述的第二个目的,本发明的铝合金板的制造方法的要点 为,通过双辊式连续铸造法得到板厚1〜13mm的铝合金板状的铸锭,其 包含以质量计,Mg:8〜14。/。且不包括8X, Fe:1.0。/。以下,Si:0.5。/。以下,余量由Al以及不可避免的杂质组成,在冷轧该铸锭制造板厚0.5〜3mm的铝 合金薄板的方法中,设从浇注上述双辊后到上述板状铸锭中心部凝固的平 均冷却速度为50°C/s以上进行铸造,而且,在其后的工序中,在将上述板 状铸锭或薄板加热到40(TC以上的温度时,设上述板状铸锭或薄板的中心 部的温度从20(TC到400'C的范围的平均升温速度为5°C/s以上,从超过 20(TC的高温到冷却板状铸锭或薄板时,到20(TC的温度的平均冷却速度以 5°C/s以上进行冷却。
在本发明中,所谓在将上述所述板状铸锭或薄板加热到4ocrc以上的
温度吋或从超过上述20(TC的高温到冷却板状铸锭或薄板吋,意思是指 Al-Mg系金属间化合物发生充分的热过程工序。
而且,所谓这样的热过程工序,例示有在从上述板状铸锭的铸造之后 到冷却时的20(TC的温度范围对冷轧前的400。C以上液相线温度以下的均 质化热处理、对铸造后温度30(TC以上的上述板状铸锭进行的冷轧、在冷 轧后的40(TC以上液相线温度以下的最终退火等。这些热过程工序在利用 双辊式铸造方法进行的高Mg的Al-Mg系铝合金板的制造方法中,在为了 提高板的成形性及制造效率及提高有效利用等的工序设计上,进行选择。
本发明的铝合金板中,控制上述最终退火后的Mg超过8%的高Mg 的Al-Mg系合金板组织中的铝合金板的平均导电率为20IACS〜26IACSX 的范围。由此,不仅包含高Mg的Al-Mg系合金板组织中的目前的Al-Mg 系的特定的金属间化合物,而且还包含A1-Fe系、Al-Si系的金属间化合物 等的金属间化合物的全面的其析出状态及含量进行全面控制。
由此,作为Mg超过8。/。的高Mg的Al-Mg系合金板的材质特性,均
匀地提高使强度延展性平衡。而且,使冲压进行的拉伸成形、绞成形、弯 曲加工或将这些成形加工组合等的冲压成形性提高。
并且,这样,为了控制铝合金板的平均导电率,不仅提高成分组成, 而且,如后所述,还提高双辊连续铸造时的冷却速度,同时,需要控制利 用未润滑的双辊进行铸造等的制造方法及条件。
另外,在本发明的铝合金板的制造方法中,在双辊式连续铸造后的上 述热过程工序中,在将板状铸锭或薄板加热到40(TC以上的温度时,将板 状铸锭或薄板中心部的温度从20(TC到40(TC的范围的平均升温速度加速
85°C/S以上并保持。
另外,在双辊式连续铸造后的上述热过程工序中,在从超过20(TC的
高温冷却板状铸锭或薄板时,到20(TC的平均冷却速度以5°C/s以上加速
并保持
由此,控制各热过程工序的Al-Mg系的金属间化合物的发生,提高高 Mg的Al-Mg系合金板的冲压成形性。另夕卜,通过控制该Al-Mg系的金属 间化合物的发生,能够包含其析出状态及量控制包含降低AI-Fe系、Al-Si 系的冲压成形性的其他的金属间化合物等的金属间化合物全面。
其结果,作为Mg超过8%的高Mg的Al-Mg系合金板的材质特性, 能够平均提高强度延展性平衡。而且,能够提高重演进行的拉伸成形、绞 成形、弯曲加工或这些成形加工组合等的冲压成形性。
具体实施方式
(平均导电率)
本发明中,为了提高Mg超过8%的高Mg的Al-Mg系合金板的强度 延展性平衡,设铝合金板的平均导电率为20IACSW以上但低于26IACS%
的范围。
在本发明的高Mg的Al-Mg系合金板组成中,不仅作为主相的Al-Mg 系的金属间化合物的析出量及析出状态(形状、大小),而且,其他的Al-Si 系合金板的金属间化合物的析出量及析出状态(形状、大小)对板的强度 延展性平衡影响很大。所以,难于完全规定这些金属间化合物的析出量及 析出状态,而且也繁杂。
因此,在本发明中,使所有这些金属间化合物的析出量及析出状态与 它们一意地相关,换言之,通过与板的强度延展性平衡相关的铝合金板的 平均导电率进行规定、控制。
在Mg超过8%的高Mg的Al-Mg系合金板中,铝合金板的平均导电 率不足20IACSX的情况下,进行Mg等的固溶,虽然金属间化合物的析 出量过少,延展性提高,但是强度降低,强度延展性平衡(抗拉强度X总 伸长率)不足11000 (MPa%)。因此,冲压成形性下降。另外,板的均质 性也下降。另一方面,在Mg超过8。/。的高Mg的Al-Mg系合金板中,铝合金板 的平均导电率为26IACS。/。以上(26.0IACS%)时,金属间化合物(析出物) 的析出量过多,强度提高,但是延展性下降,强度延展性平衡(抗拉强度 X总伸长率)仍然不足11000 (MPa%)。因此,成形性仍然下降。另外, 板的均质性也下降。
这样,在本发明中,通过铝合金板的平均导电率进行规定、控制,由 此,作为得到(制品)的成形用铝合金板的用于成形的板的各部位的材质 的均匀特性,保障强度延展性平衡(抗拉强度X总伸长率)在11000(MPa。/。) 以上。
假如,即使用成形用铝合金板的一部位或部分作为最好的数据表示高 强度延展性平衡,在成形使用的板的其他的部位的强度延展性平衡也低, 材质也有偏差,因此,不能够作为成形用铝合金板使用。为了能够作为成 形用铝合金板使用,而必须使得到的(制品)成形用铝合金板的用于成形 的板各部位的材质均匀,强度延展性平衡(抗拉强度X总伸长率)在11000 (MPa%)以上。
这一点上,在本发明中,将Mg超过8。/o的高Mg的Al-Mg系合金板 的平均导电率设在15〜29IACSX的范围,保障强度延展性平衡和成形使 用的板的各部位的强度延展性的均匀性。但是,为了保障成形使用的板各 部位的强度延展性平衡的均匀性,不用说,优选Mg超过8%的高Mg的 Al-Mg系合金板其用于成形使用的各部位的导电率为15〜29IACSX的范
为了使该强度延展性平衡为12000 (MPa%)以上或更高,并且实现 在板的各部位均匀,而优选设上述铝合金板的平均导电率在20〜26IACS% 的范围。
导电率的测定,可通过市场上出售的涡流导电率测定装置测定铝合金 板表面的导电率。由此,计测板的成形部位的将彼此的间隔打开100mm 以上的任意的测定部位、五个部位的各导电率,使之平均化,求平均导电 率。测定对象的铝合金板如上所述,利用双辊式连续铸造法进行铸造以及 冷轧,成为最终退火后的铝合金板。 (平均晶粒径)
10使Al合金板表面的平均晶粒径微细化到100 U m以下,优选作为满足 上述强度延展性平衡的条件。通过将晶粒径细化小到该范围内,能够确保
提高冲压成形性。在晶粒径超过100um粗大化时,冲压成形性明显下降,
容易生成成形时的裂纹及粗燥表面等的不良。另一方面,即使平均晶粒径
不太细,也会在冲压成形时在5000系Al合金板上发生特有的SS (伸张 应变)标记,因此,从该观点出发,优选平均晶粒径为20um以上。
本发明中所说的晶粒径为板的长度(L)方向的晶粒的最大直径。该 晶粒径用100倍的光学显微镜观察0.05〜0.1mm机械研磨Al合金板后的 电解腐蚀的表面,用线性遮断法(line intercept)沿上述L方向进行测定。 1测定线长度为0.95mm,每1视野各3条,供给观察5个视野,由此,设 全部测定线长度为0.95X15mm。 (化学成分组成)
下面,说明本发明的Al合金板的化学成分组成的、各合金元素的意 义及其限定理由。本发明的A1合金板、即利用双辊式连续铸造方法铸造 的Al合金板状铸锭(或供给双辊的金属熔液)的组成,以质量%计,为包 含Mg:8〜14。/。且不包括8X, Fe:1.0。/。以下,Si:0.5。/。以下的化学成分组成。 (Mg: 8〜14%且不包括8%)
Mg是提高Al合金板的强度、延展性,还有强度延展性平衡的重要合 金元素。Mg的含量在8%以下时,强度、延展性不足,不具有高Mg的 Al-Mg系合金的特征,尤其是,不满足本发明意图的汽车用面板的冲压成 形性。另一方面,当Mg的含量超过14y。时,即使对提高连续铸造时的冷 却速度或、提高退火后的冷却速度等制造方法及条件进行控制,Al-Mg系 化合物的结晶析出也会增多。其结果,冲压成形性明显下降。另外,加工 硬化量增多,冷轧延展性也下降。因此,设Mg为8〜14%且不包括8。%的 范围。
(Fe:1.0。/o以下,Si:0,5。/o以下) Fe和Si是必然包含于金属熔液的溶解原料中,应该限定在尽可能少 的量的杂质。Fe和Si成为Al—Mg— (Fe、 Si)等组成的A1—Mg系化合 物及Al—Fe、 Al — Si系等的Al—Mg系以外的化合物,并大量生成。在 Fe含量超过1.0。/。, Si的含量超过0.5%时,这些化合物的量过大,从而很大地妨碍破坏韧性及成形性。其结果是,冲压成形性明显下降。所以,分
别设定Fe在1.0%以下,优选为0.5%以下,Si在0.5。/。以下,优选在0.3%以下。
除此之外,Mn、 Cu、 Cr、 Zr、 Zn、 V、 Ti、 B等也是容易包含于金属 熔液的溶解原料中的杂质,含量优选为少。但是,例如Mn、 Cu、 Ci'、 Zn、 V也具有轧制板组织的微细化效果,Ti、 B也有铸造板(铸锭)组织的微 细化等效果。另外,Cu、 Zn还具有提高强度的效果。因此,以这些效果 为目标,有时也需要含有,在不妨碍本发明的特性即成形性的范围内,允 许含有一种或二种以上这些元素。这些的允许量以质量%计,分别为 Mn:0.3。/。以下,0:0.3%以下,Zr:0.3Q/。以下,V:0.3。/o以下,Ti:0.1。/o以下, B:0.05。/。以下,Cu:1.0。/。以下,Zn:1.0。/。以下。 (制造方法)
下面,说明本发明中Mg超过8y。的Al-Mg系Al合金板的制造方法。
本发明的高Mg的Al-Mg系Al合金板如上所述,对通过DC铸造等 铸造成的铸锭在均热处理后进行热轧的一般的制造方法中,工业上制造困 难。因此,本发明的高Mg的Al-Mg系Al合金板组合双辊式等的连续铸 造和省略了热轧的冷轧、退火进行制造。 (双辊式连续铸造)
作为Al合金薄板的连续铸造方法,除双辊式之外,还有带式铸造(belt caster)式、普罗配尔奇(properzi)式、分程序铸造(block caster)式, 但为了提高后述的铸造时的冷却速度,而设为双辊(twin roil)式。
该双辊式连续铸造如上所述,从耐火物制的热水供应嘴向旋转的一对 水冷铜铸型等的双辊之间浇注上述成分组成的Al合金熔液并且凝固,并 且,在该双辊之间,上述凝固之后进行轧制并且急冷,从而成为Al合金 薄板。
(辊润滑)
此时,作为双辊,优选利用不用润滑剂润滑表面的辊。目前,为了防 止由于金属熔液与辊表面接触以及急冷,而在双辊表面造形的凝固外壳的 裂纹, 一般在双辊表面涂覆或流下氧化物粉末(铝粉、氧化亚铝粉)、SiC、 石墨粉末、油、溶融玻璃等的润滑剂(脱模剂)。但是,在使用这些润滑剂时冷却速度变慢,得不到必要的冷却速度。因此,Mg超过8M的高Mg
的Al-Mg系合金板的平均导电率在上述规定范围之外的可能性增大。
另外,在使用这些润滑剂时,在双辊表面,由于润滑剂的浓度及厚度 不均匀,从而冷却的不均匀容易产生,因板的部位而容易使凝固速度不充
分。因此,Mg的含量越高,大粒偏析及小粒偏析越大,难以使A1-Mg系 Al合金板的强度延展性平衡平均的可能性越高。
与此有关,特开平1-202345号公报也公开了一种Al-Mg系Al合金板 的双辊式连续铸造,其包含3.57。以上的Mg,使用不用润滑剂润滑表面的 辊,防止冷却不均匀造成的斑(blemish)缺陷(表面偏析),使表面品质 提高。但是,该实施例公开的为Mg量达到5%,没有公开本发明的Mg 超过8。/。的高Mg量的Al-Mg系Al合金板。即,在本发明的Mg超过8。/。 的高Mg量的Al-Mg系Al合金板的区域的双辊式连续铸造中,使用润滑 剂好还是不好及其效果,是完全不明了的,如上所述, 一般使用润滑剂。 (冷却速度)
例如,即使铸造的板厚在1〜13mm的比较薄板的范围,该双辊进行 的铸造的冷却速度必须尽可能为5(TC/s以上的快速度。在使用上述润滑剂 的情况下,即使在理论计算上冷却速度快,实质上或实际的冷却速度实质 上容易不足50。C/s。因此,平均晶粒超过50umm粗大化,同时,Al-Mg 系等的金属间化合物全面粗大化或多量结晶。其结果,导电率在上述范围 之外的可能性高。所以,强度拉伸平衡下降,冲压成形性明显下降的可能 性变高。另外,板的均质性也下降。
另外,由于该冷却速度难于直接计测,所以,铸造而成的板(铸锭) 的枝晶臂间隔(枝晶的二次枝间隔:DAS)根据公知的方法(例如记载于轻 金属学会、昭和63年8.20发行"铝枝晶二次枝间隔(dendrite arm spacing) 和冷却速度的测定方法"等)求出。即,用交线法计测铸造而成的铸造组 织中的彼此邻接的枝晶臂间隔(二次枝)的平均间隔d (视野数3以上, 交点数10以上),利用该d的公式cN62XC""(其中,d:枝晶臂间隔mm、 C:冷却速度。C/s)求得。 (铸造板厚)
通过双辊连续铸造的薄板的板厚为1〜13mm。而且,优选为lmm以
13上但低于5mm的薄的板厚。板厚不足lmm的连续铸造从双辊之间的浇注 及双辊之间的辊盖控制等的铸造界限出发是困难的。另一方面,板厚为 13mm,更严格地说厚板超过5mm的情况下,存在以下倾向:铸造的冷却 速度明显变慢,Al-Mg系等的金属间化合物全面粗大化或大量结晶。其结 果,导电率在上述范围之外的可能性高。所以,强度伸长平衡下降,冲压 成形性明显下降的可能性变高。 (浇注温度)
优选向双辊浇注Al合金熔液时的浇注温度为液相线温度+3(TC以下。 浇注温度超过了液相线温度+3(TC的情况下,后述的铸造冷却速度减小, Al-Mg系等的金属间化合物全面粗大化,大量结晶,导电率有可能在上述 范围之外。其结果,有可能强度伸长平衡下降、冲压成形性明显下降。另 外,双辊轧制效果减小,中心缺陷增多,作为Al合金板的基本的机械性 质自身有可能下降。 (双辊转速)
优选旋转的一对双辊的转速为lm/min以上。双辊的转速不足lm/min 吋,熔液和铸模(双辊)的接触时间延长,铸造薄板的表面品质有可能下 降。从这一点看,双辊的转速越快越好,优选转速为30m/min以上。 (冷轧)
这样铸造而成的Al合金板不论在线还是下线均不热轧,而是冷轧成 汽车而板用的制品板的板厚0.5〜3mm,铸造组织被加工组织化。该加工 组织化的程度也根据冷轧的轧制量,也有吋残留铸造组织,但在不妨碍冲 压成形性及机械特性的范围内是允许的。另外, 一般条件下,在开始冷轧 或冷轧当中,也可以进行中间退火。 (最终退火)
优选Al合金冷轧板在40(TC〜液相线温度范围内进行最终退火。退火 温度不足40(TC的情况下,得不到溶体化效果的可能性高。另外,在该最 终退火后,在500〜30(TC的温度范围需要以5°C/s以上的尽可能快的平均 冷却速度进行冷却。
最终退火后的平均冷却速度慢,如果不足5°C/s,在冷却过程中,Al-Mg 系等的金属间化合物全部大量析出。其结果是,导电率在上述范围之外的可能性高,强度伸长平衡下降,冲压成形性明显下降,板的均质性也下降 的可能性高。
(热过程工序)
本发明中,将上述所述板状铸锭或薄板加热到40(TC以上的温度时或
从超过上述20(TC的高温冷却板状铸锭或薄板时,意思为如上所述发生 Al-Mg系金属间化合物的可能性充分的热过程工序。
而且,这也如上所述,这些热过程工序在通过双辊式连续铸造方法进 行的高Mg的Al-Mg系Al合金板的制造方法中,为了提高板的成形性及 制造效率及提高有效利用等的工序设计上进行选择。因此,在这些热过程 工序选择单独或组合制造工序的情况下,每个这些热过程工序在控制 Al-Mg系金属间化合物发生的条件下进行。下面,说明在每个这样的热过 程工序控制Al-Mg系金属间化合物发生的条件。 (铸造之后的冷却过程)
从通过双辊式连续铸造方法进行的板状铸锭的铸造之后,例如冷却到 室温时,在板状铸锭到20(TC的范围内,当冷却速度慢时,Al-Mg系金属 间化合物发生的可能性充分。因此,在选择性地进行这样的冷却工序时, 为了抑制Al-Mg系金属间化合物的发生,从板状铸锭的铸造之后到200°C 的温度范围内以平均冷却速度5°C/s以上进行冷却。 (均质化热处理)
在为使双辊连续铸造方法制作的铸锭均质化而在冷轧前的400°C以上 液相线温度以下选择性地进行均质化热处理(也可以称均热处理、初退火、 初淬火)时、在铸锭的升温时和冷却时的双方的过程中,当升温速度和冷 却速度慢时,Al-Mg系金属间化合物发生的可能性充分。尤其是,发生 A1-Mg系金属间化合物的可能性高的温度区域,其升温时位于铸锭中心部 的温度从20(TC到40(TC的范围,冷却时位于从均质化热处理温度到100 r的范围。
所以,在选择性地进行这样的均质化热处理时,为了抑制A1-Mg系金 属间化合物发生,加热到均质化热处理温度时,铸锭中心部的温度从200 。C到40(TC的范围的平均升温速度为5°C/s以上。另外,从均质化热处理 温度进行冷却时,从均质化热处理温度到IO(TC的范围的平均冷却速度为 5°C/s以上。
15(铸造之后的冷轧) 从双辊式连续铸造方法进行的板状铸锭的铸造之后到室温不进行冷 却,例如有时进行连续冷轧(或温轧)。此时,冷轧(或温轧)开始温度
在30(TC以上时,冷轧中发生A1-Mg系金属间化合物的可能性充分。
因此,在铸造后对温度30(TC以上的上述板状铸锭选择性进行冷轧(或 温轧)时,冷轧中(或温轧中)的板的平均冷却速度为5°C/s以上或冷轧 后(或温轧后)的板的平均冷却速度为5。C/s以上进行冷却。 (冷轧后的最终退火) 冷轧后在400'C以上液相线温度以下,选择性地对板进行最终退火(也 称为溶体化处理)时,在板的升温时和冷却时的两过程中,当升温速度和 冷却速度慢时,Al-Mg系金属间化合物发生的可能性充分。尤其是,发生 Al-Mg系金属间化合物的可能性高的区域到最终退火温度,其升温时板中 心部的温度位于从20(TC到40(TC的范围,冷却时位于从最终退火温度到 IO(TC的范围。
因此,在选择性进行这样的溶体化处理时,为了抑制A1-Mg系金属间 化合物的发生,而在加热到最终退火温度时,设板中心部的温度从200°C 到40(TC的范围的平均升温速度为5°C/s以上。另外,从最终退火温度进 行冷却时,设从最终退火温度到IO(TC的范围的平均冷却速度为5°C/s以 上。
由此,抑制各热过程工序的Al-Mg系金属间化合物,提高高Mg的 Al-Mg系Al合金板的冲压成形性。另外,通过抑制该Al-Mg系金属间化 合物的发生,包含其析出状态及含量,能够抑制使A1-Fe系、Al-Si系等冲 压成形性下降的其他金属间化合物等的全部金属间化合物。
另外,优选A1合金冷轧板在400'C〜液相线温度进行最终退火。该退 火温度不足400。C时,得不到溶体化的可能性高。 (冷轧)
一般的冷轧,即不进行从上述的板状铸锭的铸造之后到室温的冷却, 是在到除冷轧Al合金板状铸锭之外的、冷却到室温之后进行的冷轧,不 论在线还是下线均不进行热轧,轧制到汽车面板用的制品板的板厚0.5〜 3mm,使铸造组织加工组织化。该加工组织化的程度有时也根据冷轧的轧制量,铸造组织化会残留,但不妨碍冲压成形性及机械性能的范围内是允 许的。
另外,在冷轧的过程中, 一般的条件下,也可以进行中间退火,但此
时,在40(TC以上的温度进行中间退火时,为了抑制A1-Mg系金属间化合 物的发生,使升温和冷却的过程在与上述最终退火相同的条件下进行。 (平均晶粒径)
优选Al合金板表面的平均晶粒径微细化到100um以下,作为满足强 度延展性平衡的前提条件。通过将晶粒径细化小到该范围,能够确保提高 冲压成形性。在晶粒径超过100um粗大化时,冲压成形性明显下降,容 易发生成形时的裂纹及粗糙表面等的不良。另一方面,即使平均晶粒径过 细,冲压成形时也发生5000系Al合金板特有的SS (伸张应变)标记, 因此从这个观点出发,优选平均晶粒径为20um以上。
本发明所说的晶粒径为板的长度(L)方向的晶粒的最大直径。该晶 粒径利用100倍的光学显微镜观察0.05〜0.1mm机械研磨Al合金板后的 电解腐蚀后的表面,用线性遮断法测定上述L方向。l个测定线长度定为 0.95mm,每个1视野各3条共计观察5个视野,由此,全部测定线长度为 0.95X 15mm。
实施例1
下面,说明本发明的实施例l。利用上述双辊连续铸造法以表2所示 的条件将表1所示的各种化学成分组成的Al-Mg系Al合金熔液(发明例 A〜M、比较例N〜X)铸造成各板厚(3〜5mm)。进而,将这些各Al合 金铸造薄板冷轧到板厚1.5mm。另外,将这些各冷轧板,在表2所示的条 件下,在连续退火炉中进行最终退火以及冷却。这些发明例、比较例得到 的A】合金板表面的平均晶粒径均为30〜60um的范围。
在此,双辊连续铸造时的双辊的转速为70m/min、向双辊浇注Al合 金熔液时的浇注温度为液相线温度+2(TC,各例均为一定。由将SiC以及 铝粉末悬浊于水的润滑剂对双辊表面进行的润滑,只有表2的比较例15、 16进行,其他的例子全部是在不润滑双辊表面(无润滑)的条件下连续进 行铸造。
从这样得到的最终退火后的高Mg的Al-Mg系Al合金板上,在冲压
17成形部位的长度方向计测相互的使间隔展开100mm以上的任意的测定部 位、5个部位的各导电率的平均值(IACS°/。)。另外,为了评价板的均质 性,求出这些各导电率内的最大的导电率和最小的导电率的差,即A导电 率(IACS%)。
还有,从上述各导电率测定部位采集试验片,求各试验片的机械性质 和强度延展性平衡[抗拉强度(TS:MPa) X总伸长率(EL:%)] (MPa%) 的平均值,另外,从冲压成形的板部位,每个试验采集5块在长度方向相 互的间隔为100mm以上敞幵的任意的试验片,对成形性等也进行计测、 评价。表3表示这些结果。
拉伸试验按照nSZ2201进行,同时,试验片形状制作成按照JIS5号 试验片制作,且试验片长度方向与轧制方向一致。另外,十字头的速度为 5mm/分,以试验片达到断裂的一定的速度进行。
作为成形性的材料试验评价,依据JIS Z2247进行埃里克森试验
而且,为了评价作为实际的汽车面板外板的成形性,将上述得到的高 Mg的各Al-Mg系Al合金板进行了冲压成形以及弯曲加工。这些结果也 用表3表示。
冲压成形试验,将5块上述采集的试验片(一边为200mm的正方形 的坯料)通过机械压力机张出成形为在中央部一边为60mm、高30mm的 方筒状的张出部、和在张出部的四周围具有平坦的法兰部的帽形的面板。 在防皱压板力为49kN、润滑油一般为防锈油、成形速度为20mm/分的相 同条件下进行。
而且,以5次(5块)的冲压成形为主,在上述张出部的四周围及平 坦的法兰部均没有生成裂纹的评价为O, 5次的冲压成形都没有裂纹但生 成SS标记及粗糙表面的评价为A,有1次生成裂纹的评价为X。
就弯曲加工性而言,将上述采集的试验片作为汽车面板外板在冲压成 形后模拟平折(flathem)加工,在常温下,对试验片进行10%的拉伸后, 进行弯曲试验并进行评价。试验片条件制作成利用将上述试验片规定为 JISZ2204的3号试验片(宽30mmX长200mm),并且试验片长度方向与 轧制方向一致。弯曲试验通过JISZ224 8规定的V分程序法模拟平折加工,用前端半径0.3mm、弯曲角度60度的压板弯曲成60度后,进而弯曲到180 度。此时,例如对外面板的折边加工中,内面板夹在弯曲部的内部,但为 了严格条件,故以不夹着这样的Al合金板的方式弯曲180度。
而且,观察弯曲试验后的弯曲部(弯曲部)的裂纹发生状况,5次(5 块)试验,在弯曲表面均没有裂纹及粗糙表面的评价为O, 5次的试验均 没有裂纹但产生有粗糙表面的评价为A,有1次裂纹的评价为X 。
如表1、 2所示,具有本发明表1的A〜M的范围内的组成的高Mg 的Al-Mg系Al合金板例子,即在本发明范围内的条件下,双辊连续铸造、 冷轧、最终退火的发明例1〜14,其导电率是本发明范围内,同时,导电 率的偏差即A导电率也小、强度延展性平衡高,另外,由于是均匀的,故 板各部位的冲压成形性及其均匀性优良。
与之相对,比较例15、 16为具有表1的A、 B的本发明范围内的组 成的高Mg的Al-Mg系Al合金板例,在对双辊进行润滑、冷却速度不足 10(TC/s的优选制造条件的范围之外制造。因此,比较例15、 16,其导电 率位于本发明范围之外,强度延展性平衡低,弯曲加工性及冲压成形性低 劣。另外,A导电率也高,板的均质性也低劣。
比较例17是具有表1的B的本发明范围内的组成的高Mg的Al-Mg 系A1合金板例,最终退火时的冷却速度慢。因此,比较例17中,其导电 率位于本发明范围之外,强度延展性平衡低,弯曲加工性及冲压成形性低 劣。另外,A导电率也高,板的均质性也低劣。
使用具有表1的N〜X的发明范围外的组成的合金的比较例18〜28, 虽然在优选的条件范围内进行双辊连续铸造、冷轧、最终退火,但是,冲 压成形性与发明例相比明显低劣。
比较例18中,由于使用Mg含量低于下限且过少的N的合金,所以, 导电率低到正常范围之外。其结果是,强度延展性低,弯曲加工性及冲压 成形性低劣。
比较例19中,由于使用Mg含量超过上限且过多的O的合金,所以, 导电率高出正常范围之外。其结果,强度延展性平衡低,弯曲加工性及冲 压成形性低劣。因此,从这些可知,相对于Mg含量的强度、延展性、强 度延展性平衡、成形性的临界的意义。比较例20使用Fe含量超过上限且过多P的合金。
比较例21使用Si含量超过上限且过多Q的合金。
比较例22使用Mn含量超过上限且过多R的合金。
比较例23使用Cr含量超过上限且过多S的合金。
比较例24使用Zr含量超过上限且过多T的合金。
比较例25使用V含量超过上限且过多U的合金。
比较例26使用Ti含量超过上限且过多V的合金。
比较例27使用Cu含量超过上限且过多W的合金。
比较例28使用Zn含量超过上限且过多X的合金。
其结果是,这些比较例的强度延展性平衡低,弯曲加工性及冲压成形 性低劣。因此,从这些可知,相对于各元素的强度、延展性、强度延展性 平衡、成形性的临界的意义。
20表1
区 分
Al合金板的化学成分组成(质量%、余量A1)
Fe
Si
Ti
B
Cr
Zr
V
Cu
※在含量的记载中, 一的记载表示不足0.002°/。(检测限界以下)
21
8.1 10.5 13.8 10.5 10.5 10.5 〗0.5 10.5 10.5 10.5 10.5 】0.5 10.5
0.21 0.21 0.2】 0.21 0.50 0.21 0.21 0.21 0.21 0.21 0.21 0.21 0.21
0.01 0.01 0.01 0.01 0.01 0.01 0.01 0.01 0.01 0.08 0.01 0,01 0.01
0.20
0.20
0.20
0.20
0.20
0.80 0.80
0.80
0.01 0.01 0.01 0.01 0.01 0.01 0.01 0.01 0.15 0.01 0.01
0.002 0.002 0.002 0.002 0.002 0.002 0.002 0.002 0.002 0.002 0.002
0.40
0.40
0.40
0.40
1.20
1.20
0.002 0.002 0.002 0.0 0.0 0.0 0.0 0.0 0.0 0.002 0.002 0雄 0.002
ABCDEFGHIJK-LM
发明例
555CU555555555
55055555555
NOPQRSTUVWX
比较例
2 2 2 2 2 2
o o o o o o<table>table see original document page 22</column></row> <table>
实施例2
下面,说明本发明的实施例2。将表1所示的各种化学成分组成AI-Mg 系合金熔液(发明例A〜I、比较例J〜M),通过上述的双辊连续铸造法铸 造成板状铸锭(各板厚:3〜5mm)。进而,通过表2所示的铸造法类型,在 表3所示的具体的各工序条件下,由各板状铸锭(Al合金铸造薄板)制造 冷轧板(各板厚:1.5mm)。这些发明例、比较例得到的Al合金板表面的平 均晶粒径除比较例13外,均在30〜60um的范围。
在此,双辊连续铸造时的双辊的转速为70m/min、将Al合金熔液浇 注到双辊时的浇注温度为液相线温度+2(TC,各例都是一定的。利用使SiC 以及铝粉悬浊于水中的润滑剂对双辊表面的润滑,只有表2的比较例15、 16进行,其他的例子全部在双辊表面没有润滑(无润滑)下进行连续铸造。
从这样得到的最终退火的高Mg的Al-Mg系Al合金板中,在冲压成 形部位的长度方向,从相互的间隔展开100mm以上的任意的测定部位、5个部位采集各自的试验片,进行各种试验从而进行评价。
有关各试验片的组织,利用250倍的扫描型电子显微镜观察,分别测
定视野内的Al-Mg系金属间化合物的平均粒径("m)和平均面积率(%), 并进行平均化。存在于组织(视野)内的Al-Mg系金属间化合物(析出物), 用X射线衍射法鉴定识别,在测定被观察的各Al-Mg系金属间化合物的 最大的粒径的基础上进行平均化,进而,将上述各试验片间平均化后的值 作为平均粒径。另外,面积率通过画像解析求在被观察的A1-Mg系金属间 化合物全部的视野内占有的面积,将上述各试验片间平均化的值作为平均 面积率。
求各试验片的机械性质和强度延展性平衡[抗拉强度(TS: MPa) X 总伸长率(L:%)] (Pa%)的平均值。
拉伸试验与实施例1相同,按照JISZ2201进行,同时,试验片形状 按JIS5号试验片制作,且制作成试验片长度方向与轧制方向一致。另外, 在十字头速度为5mm/分的条件下,在试验片达到断裂之前以一定的速度 进行。
作为各试验片的材料试验评价,依据JISZ2247进行了埃里克森试验 (mm)。其结果表6所示。
还有,由上述冲压成形的板部位,在长度方向从相互的间隔展开 100mm以上的部位每个试验采集5块坯料,也对成形性等的特性进行试 验、评价。其结果也由表6表示。
而且,为了评价作为实际的汽车面板外板的成形性,将上述得到的高 Mg的各Al-Mg系Al合金板进行了冲压成形以及弯曲加工。
冲压成形试验与实施例1相同,将5块上述采集的试验片(一边为 200mm的正方形的坯料)通过机械压力机张出成形为在中央部一边为 60mm、高30mm的方筒状的张出部和在该张出部的四周围具有平坦的法 兰部的帽形的外板。在防皱压板力为49kN、润滑油一般为防锈油、成形 速度为20mm/分的相同条件下进行。
而且,5次(5块)的冲压成形,在上述张出部的四周围及平坦的法 兰部均没有生成裂纹的评价为O, 5次的冲压成形均没有裂纹但生成SS 标记及粗糙表面的评价为A,有1次生成上述裂纹的评价为X。弯曲加工性与实施例1相同,将上述采集的试验片作为汽车面板外板 在冲压成形后模拟平折加工,在常温下,对试验片进行10%的拉伸后,进 行弯曲试验进而进行了评价。试验片条件制作成使用将上述试验片规范为
JISZ2204的3号试验片(宽30mmX长200mm),并且试验片长度方向与 轧制方向一致。弯曲试验通过规范为JISZ2248的V分程序法模拟平折加 工,用前端半径0.3mm、弯曲角度60度的压板弯曲成60度后,进而弯曲 到180度。此时,例如在外面板的折边加工中,将内面板夹在弯曲部的内 部,为了严格条件,故不夹着这样的A1合金板弯曲到180度。
而且,观察弯曲试验后的弯曲部(弯曲部)的裂纹发生状况,5次(5 块)试验,在弯曲表面均没有裂纹及粗糙表面的评价为O, 5次的试验均 没有裂纹但产生有粗糙表面的评价为A,有1次裂纹的评价为X 。
如表3〜6所示,具有表3的A〜I的本发明范围内的组成的发明例l〜 12为高Mg的Al-Mg系Al合金板例,将从向双辊浇注后到上述板状铸锭 中心部凝固的平均冷却速度定为5(TC/s以上进行铸造,而且,在其后的热 过程工序中,将上述板状铸锭或薄板加热到40(TC以上的温度时,设上述 板状铸锭或薄板的中心部的温度从20(TC到40(TC的范围的平均升温速度 为5"C/s以上,从超过20(TC的高温冷却板状铸锭或薄板时,至U20(TC的温 度的平均冷却速度以5°C/s以上进行冷却。
其结果是,发明例1〜12虽然经过铸造后的热过程工序,但是,Al-Mg 系金属间化合物的平均粒径(ym)和平均面积率(%)小,强度延展性 平衡高,另外,板的各部位的冲压成形性及这些特性的均质性优良。
对此,比较例13为具有表3的B的本发明范围内的组成的合金例, 对双辊进行润滑,铸造时的冷却速度过低不足5(TC/s。因此,比较例13, 其Al-Mg系金属间化合物的平均粒径(Pm)和平均面积率(%)比发明 例大。另外,平均晶粒径也大,为300iim。其结果,比较例13,其强度 延展性平衡低,弯曲加工性及冲压成形性低劣。另外,板的均质性也低劣。
比较例14〜18为具有表1的B的本发明范围内的Al-Mg系合金例, 在铸造后的任意一个热过程工序中,上述平均升温速度或冷却速度过慢。 因此,比较例14〜18,其Al-Mg系金属间化合物的平均粒径(um)和平 均面积率(%)比发明例1〜14大,并且,强度延展性平衡低,弯曲加工
24性及冲压成形性低劣。另外,板的均质性也低劣。
另外,使用具有表3的J〜M的发明范围以外的组成的合金的比较例 19〜22,虽然铸造后的热过程工序在本发明条件的范围内制造,但是,弯 曲加工性及冲压成形性明显比发明例低劣。
由于比较例19使用Mg含量低于下限且过少的J的合金,所以强度延
展性平衡低,弯曲加工性及冲压成形性低劣。
由于比较例20使用Mg含量超过上限且过多的K的合金,所以强度 延展性平衡低,弯曲加工性及冲压成形性低劣。因此,从这些可知相对于 Mg含量的强度、延展性、强度延展性平衡、成形性的临界的意义。
比较例21使用Fe含量超过上限且过多的L的合金。比较例22使用 Si含量超过上限以上且过多的M的合金。其结果,这些比较例,其强度 延展性平衡低,弯曲加工性及冲压成形性低劣。因此,从这些可知相对于 各元素的强度、延展性、强度延展性平衡、成形性的临界的意义。
表3
区 分 编 号 Al合金板的化学成分组成(质量%、 余量A1 )
Mg Fe Si Ti B Mn Cr Zr V Cu Zn
发 明 例 A B C D E F G H I 8.1 10.5 13.8 10.5 10.5 10.5 10.5 10,5 10.5 0.25 0.25 0.25 0.90 0.25 0.25 0.25 0.25 0.25 0.21 0.21 0.21 0.21 0.50 0.21 0.21 0.21 0.21 0.01 0.01 0.01 0.01 0,01 0.03 0.03 0.03 0.01 O扁 0.002 0.002 0.002 0.002 0.002 0.002 O扁 0.002 0,20 0.20 0.20 0.20 0.20 0.80 0.80 0.80
比 较 例 K M 7.6 15.0 10.5 10.5 0.25 0.25 l.]O 0.25 0.21 0.21 0.21 0.60 0.01 0.01 0.01 0.01 0.002 0.002 O扁 0.002 — — 一 — — —
※在含量的记载中, 一的记载表示不足0.002% (检测限界以下)
25表4
制造法 类型 工 序
1 2 3 双辊连铸(室温冷却) 一冷轧一最终退火 双辊连铸(室温冷却)一均质化热处理一冷轧一最终退火 双辊连铸一在30(TC以上冷轧一最终退火
表5
区 分 编 号 合 制 造 双辊连铸 均质化热处理 冷轧 最终退火 法
表 1 类 型 辊润 冷 到铸 板 温度 200 到 冷轧 冷轧 冷轧 板厚 温度 200〜 到200
滑 却 造后 厚 200 开始 中的 后的 400'C t:的平
速 200 "C 柳 "C的 温度 平均 平均 mm 。C 的平均 均冷却
度 的平 均冷 却速 度 m m 'c的 平均 升温 速度 平均 冷却 連度 冷却 速度 。C / 冷却 速度 'c / 升温速 度 .C /s 速度 'C /s
/s 'C /s 'c / s 'c / s s s
1 A 1 无 800 10 3 无 - — 室温 — _ 1.5 450 10 10.0
2 B 1 无 800 10 无 — — 室温 — 一 1.5 450 10 10.0
;j B 2 无 800 10 ;3 460 10 10 室温 — — 1.5 450 10 10.0
4 B 3 无 SOO 10 ;j 无 — 一 450 60 10 1.5 450 10 訓
发 明 例 5 B 3 无 800 10 ;3 无 — — 350 室温 室温 室温 60 1.5 450 10 10.0
6 C I 800 10 ;3 无 — — — 1.5 450 10 10.0
了 D 1 无 800 10 无 — — — 1.5 450 10 10.0
8 E 1 无 800 10 无 — 一 一 — 1.5 450 10 10.0
9 1 无 800 10 无 — — 室温 — — 15 450 10 10-0
10 G I 无 800 10 无 — — 室温 — — 1.5 450 10 10.0
11 H 1 无 800 10 无 — 一 室温 — — 1.5 450 10 10.0
12 I 无 800 10 无 — — 室温 1.5 450 10 10.0
】3 B 1 有 45 10 4 无 — — 室温 - — 1.5 450 10 10.0
14 B 1 无 800 1 无 — — 室温 一 一 1.5 450 10 10.0
15 B 1 无 SOO 10 3 无 - — 室温 — — 1.5 450 0.5 0.5
比 较 例 16 B 2 无 , 10 450 i 10 室温 一 — 1.5 450 10 iao
17 B 2 无 800 10 450 无 10 1 室温 — — 15 450 10 m.o
18 B 3 无 800 10 — "0 室温 45 1 1.5 450 ]0 10-0
19 •J 1 无 800 10 无 一 — — — 1.5 450 10 iOO
20 K 1 无 800 10 无 室温 — — 1.5 450 10 10.0
21 1 无 800 10 无 — — 室温 — — 15 450 10 10.0
22 M 1 无 800 10 3 无 室温 — — 1—5 450 10 10.0
26表6
<table>table see original document page 27</column></row> <table>如上所述,根据本发明,可提供能够适用于汽车的外面板及内面板的
使冲压成形性提高的高Mg的Al-Mg系Al合金板。其结果是,也能够扩 大作为汽车的车身等冲压成形用的Al-Mg系铝合金连续铸造板的适用。

Claims (12)

1、一种铝合金板,是利用双辊式连续铸造法铸造以及冷轧而成的板厚为0.5~3mm的Al-Mg系铝合金板,其特征在于,以质量%计包含:Mg:8~14%且不包括8%、Fe:1.0%以下、Si:0.5%以下,铝合金板的平均导电率为20IACS%以上但低于26IACS%的范围,作为铝合金板的材质特性,以抗拉强度×总伸长率表示的强度延展性平衡为11000MPa%以上。
2、 如权利要求1所述的铝合金板,其特征在于,所述铝合金板以质 量%计还包含:Mn:0.3。/。以下、Cr:0.3。/。以下、Zr:0.3。/。以下、V:0,3。/o以下、 Ti:0.1。/。以下、Cu:1.0。/。以下、以及Zn:1.0。/。以下中的至少一种。
3、 如权利要求1所述的铝合金板,其特征在于,所述强度延展性平 衡为12000MPa。/o以上。
4、 如权利要求1所述的铝合金板,其特征在于,所述铝合金板是在 所述双辊式连续铸造时,将下述金属熔液浇注到旋转的一对双辊内,该双 辊的冷却速度为100°C/s以上,在板厚为1〜13mm的范围内连续地铸造制 造而成,所述金属熔液以质量%计包含:Mg:8%〜14%、 Fe:1.0。/。以下、 Si:0.5。/。以下,余量是A1以及不可避免的杂质。
5、 如权利要求1所述的铝合金板,其特征在于,所述铝合金板是在 所述双辊的表面不使用润滑剂而铸造成的。
6、 一种铝合金板的制造方法,其特征在于,利用双辊式连续铸造方 法,得到以质量°/。计包含:Mg:8〜14。/。且不包括8^、Fe:1.0。/。以下、Si:0.5。/。 以下,且板厚为1〜13mm的铝合金板状铸锭,冷轧该铸锭制造板厚为0.5〜 3mm的铝合金薄板,其中,将从在所述双辊浇注后到所述板状铸锭中心部 凝固为止的平均冷却速度定为50。C/s以上进行铸造,并且,在铸造后的工 序中,在将所述板状铸锭或薄板加热到40(TC以上的温度时,将所述板状 铸锭或薄板的中心部的温度从20(TC到400。C的范围的平均升温速度定为 5。C/s以上,在从超过20(TC的高温冷却板状铸锭或薄板时,将到200'C的 温度为止的平均冷却速度定为5°C/s以上而进行冷却。
7、 如权利要求6所述的铝合金板的制造方法,其特征在于,在从所 述板状铸锭刚结束铸造之后到20(TC为止的温度范围内,以5°C/s以上的平均冷却速度进行冷却。
8、 如权利要求6所述的铝合金板的制造方法,其特征在于,在冷轧前,在40(TC以上液相线温度以下对所述板状铸锭进行均质化热处理时, 将铸锭中心部的温度从20(rC到40(TC的范围的平均升温速度定为5°C/s以 上,将从均质化热处理温度到IO(TC为止的范围的平均冷却速度定为5°C/s以上。
9、 如权利要求6所述的铝合金板的制造方法,其特征在于,对铸造 后温度为30(TC以上的所述板状铸锭进行所述冷轧,将冷轧中的板的平均 冷却速度定为50°C/S以上,并以5°C/s以上的平均冷却速度冷却冷轧后的板。
10、 如权利要求6所述的铝合金板的制造方法,其特征在于,在所述 冷轧后,在40(TC以上液相线温度以下进行最终退火吋,将板中心部的温 度从20(TC到40(TC的范围的平均升温速度定为5°C/S以上,将从最终退火 温度到IO(TC为止的范围的平均冷却速度定为5°C/s以上。
11、 如权利要求6所述的铝合金板的制造方法,其特征在于,所述铝 合金板状铸锭以质量。/。计分别限制为:Mn:0.3。/。以下、Cr:0.3y。以下、Zr:0.3G/0 以下、V:0.3。/。以下、Ti:0.1。/。以下、Cu:1.0。/。以下和Zn:1.0。/。以下。
12、 如权利要求6所述的铝合金板的制造方法,其特征在于,所述铝 合金板状铸锭是在所述双辊表面不使用润滑剂而铸造成的。
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