CN101918602B - 铝合金板 - Google Patents

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Abstract

本发明的目的在于,提供一种Al-Mg-Si系铝合金板,即使在成形条件更严酷的情况下,也能够再现性良好地防止挤压成形时的皱痕。本发明的铝合金板具有特定的组成,在比较宽范围板宽方向的集合组织中,通过跨越所述板宽方向的平均面积率抑制Goss取向和Cube取向,并且还通过跨越所述板宽方向的平均面积率的最大值和最小值的差来抑制该集合组织中的Goss取向和Cube取向各自的偏差。由此,本发明的铝合金板可抑制具有跨越所述板宽方向的比较大的周期的凹凸的皱痕在板表面的形成。

Description

铝合金板
技术领域
[0001] 本发明涉及铝合金板,特别是耐皱痕(ridging mark)性优异的铝合金板(以下也将铝仅称为Al)。在此,所谓耐皱痕性优异的铝合金板,意思是能够抑制在对面板进行挤压成形加工时发生的表面凹凸(也称为皱痕、绳状(roping)痕)的Al-Mg-Si系铝合金板。本发明中所说的铝合金板,意思是在轧制后实施了固溶和淬火处理等调质的板,是通过挤压成形等而被加工成面板之前的板。
背景技术
[0002] 近年来,针对由废气等造成的地球环境问题,汽车等的运输机械的车体的轻量化带来的燃费的提高受到追捧。因此,特别是对于汽车的车体,更为轻量且成形性和烘烤硬化性优异的铝合金材的应用正在增加,其正在取代一直以来所使用的钢材。
[0003] 在汽车的引擎罩、挡泥板、车门、车顶、后饰条(trunk lid)等面板构造体的外面板 (外板)和内面板(内板)等面板中,作为薄壁且高强度的铝合金板的Al-Mg-Si系的AA或 JIS 6000系(以下仅称为6000系)的铝合金板的使用受到研究。
[0004] 6000系铝合金板,基本上含Si、Mg作为必须元素,因为具有优异的时效硬化能力, 所以在挤压成形和弯曲加工时借助低屈服强度化而确保成形性。另外,6000系铝合金板具有BH特性(烘烤硬化性,人工时效硬化能力,涂装烘烤硬化性),即通过成形后的面板的涂装烘烤处理等的比较低温的人工时效(硬化)处理时的加热而发生时效硬化,屈服强度提高,能够确保需要的强度。
[0005] 另外,6000系铝合金板与Mg量等合金量多的其他5000系铝合金等相比,合金元素量比较少。因此,此6000系铝合金板的废料作为铝合金熔融材(熔融原料)再利用时,容易获得原来的6000系铝合金铸块,再循环性优异。
[0006] 另一方面,如众所周知的,汽车的外面板是对于铝合金板,复合进行挤压成形中的张出成形和弯曲成形等的成形加工被制作而成的。例如,引擎罩和车门等大型的外面板,是对于铝合金板进行张出等挤压成形面成为外面板的成形品形状,接着,通过该外面板周边部的平面卷边等的卷边(hemming)加工,进行与内面板的接合,成为面板构造体。
[0007] 以6000系铝合金板为原材而挤压成形后的面板中,存在的课题是容易发生皱痕等表面的橘皮这种不良。皱痕的发生是由于板的绳状排列的集合组织引起的,在挤压成形等的变形时,在板表面发生凹凸的现象。因此存在的问题是,即使作为原材的铝合金板的晶粒微细到不会产生橘皮的程度,皱痕仍会因挤压成形而发生。
[0008] 该皱痕根据面板构造体的大型化和形状的复杂化,或者薄壁化等,在挤压成形条件严酷时特别容易发生。另外,尽管皱痕在挤压成形之后不会显得太醒目,但是直接进入到涂装工序后则也有容易变得醒目的问题。
[0009] 特别是在表面要求美丽的外板(外部)用等的面板构造体上发生皱痕时,有面板构造体外观不良而不能使用的问题。
[0010] 针对这一皱痕的问题,历来公知的是,以500°C以上的温度对铸块进行均质化热处理后进行冷却,或在冷却到室温后再加热,以350〜450°C的较低温开始热轧,或者通过控制化合物来防止过剩Si型6000系铝合金板的皱痕(参照专利文献1、2、3、10)。
[0011] 也提出有各种控制6000系铝合金板的集合组织(晶体取向)来改善皱痕的方法。 例如提出,着眼于{100}面的晶体取向成分,使板表面层部的Cube取向的集聚度为2〜5, 使板表面部的晶粒直径微细化至45 μ m以下(参照专利文献4)。另外,也提出同时规定 6000系铝合金板的各种晶体取向,例如Cube取向、Goss取向、Brass取向、CR取向、RW取向、S取向、PP取向等的分布密度(参照专利文献5、9)。
[0012] 此外,不提出邻接的晶体取向差为15°以下的结晶晶界的占据比例为20%以上 (参照专利文献6)。另外,还提出使6000系铝合金板的制耳率为4%以上,使晶粒直径为 45μπι以下(参照专利文献7)。另外,还提出在含有Mg的铝合金中,使合金表面的晶粒的板面取向与(100)面10°以内的晶粒所占的面积率,和与(100)面20°以内的晶粒所占的面积率保持特定的关系(参照专利文献8)。
[0013] 专利文献1 :日本专利公报:2823797
[0014] 专利文献2 :日本公开专利公报:8-232052
[0015] 专利文献3 :日本公开专利公报:7_2观956
[0016] 专利文献4 :日本公开专利公报:11-189836
[0017] 专利文献5 :日本公开专利公报:11-236639
[0018] 专利文献6 :日本公开专利公报:2003-1717¾
[0019] 专利文献7 :日本公开专利公报:2000-96175
[0020] 专利文献8 :日本公开专利公报:2005-146310
[0021] 专利文献9 :日本公开专利公报:2004-四观99
[0022] 专利文献10 :日本公开专利公报:2005-M0113
[0023] 所述现有技术也包括所述专利文献4〜9这样控制集合组织和特性的技术,其对控制皱痕具有一定的效果。但是,成形为更深的形状的面板和更杂质的三维形状的面板等的情况下,在成形条件更严酷时,其效果还不充分。
发明内容
[0024] 本发明着眼于这一情况而做。其目的在于,提供一种Al-Mg-Si系铝合金板,其能够再现性良好地防止在成形条件更为严酷时变得显著的挤压成形时的皱痕的发生。
[0025] 为了达成该目的,本发明的铝合金板的要旨是,一种Al-Mg-Si系铝合金板,含有 Mg :0. 1 〜3. 0 质量%、Si :0. 1 〜2. 5 质量%、Mn :0. 01 〜1. 0 质量%、Cu :0. 001 〜1. 0 质量%,余量是Al和不可避免的杂质,其中,该板的任意跨越20mm长度的板宽的集合组织为, 以每250 μ m间距区分该板宽区间时,该被区分之处的各板截面中的Goss取向的各面积率的平均值为3%以下,并且此的Goss取向的各面积率之中的最大值和最小值的差为2%以下,所述被区分之处的各板截面中的Cube取向的各面积率的平均值为10%以下,并且Cube 取向的各面积率之中的最大值和最小值的差为5%以下。
[0026] 在此,所述铝合金板也可以含有!^e :1.0质量%以下、Cr :0. 3质量%以下、Zr :0.3 质量%以下、V :0. 3质量%以下、Ti :0. 1质量%以下、Ag :0. 2质量%以下、Si :1.0质量% 以下(其中,这些元素全部不含0%)的一种以上。[0027] 本发明者等对于至今为止都是进行目测评价的铝合金板的皱痕是否能够定量化评价而进行研究。在研究中,实际成形为更深形状的面板和更复杂的三维形状的面板时,以二 >卜 >一寸一(三维形状测量仪)对于表面发生了皱痕的板(面板)和没有发生皱痕的板(面板)的表面的凹凸进行形状测定。然后,将各到的各个板(面板)表面的凹凸的三维形状数据通过分析软件进行频率分析。
[0028] 其结果是,本发明者等发现,成形条件更严酷时,板(面板)上显著发生的皱痕 (表面凹凸)具有在板宽方向上约跨越2〜3mm的长度的比较大的周期。换言之,就是在定量性地明确本发明显著发生的皱痕具有在板宽方向上跨越约2〜3mm的长度的比较大的周期这一点上首次取得成功。
[0029] 相对于此,在前述的现有的专利文献中的板的集合组织控制技术中,在分析、评价皱痕时,最大只能评价板宽3mm左右的狭小区域(长度)。例如,在专利文献9的实施例中, 在板宽方向3mm的区域中,计测分别每500 μ m区分该板宽区间时的各板载面中的集合组织。但是,这意味着至多也只能评价具有前述大的周期的皱痕的一个周期部分。即,在前述的现有的专利文献中的板的集合组织控制技术中,挤压成形条件更严酷时显著发生的、具有在板宽方向跨越约2〜3mm的长度的比较大的周期的皱痕,包括其表面凹凸的偏差都不能考虑。
[0030] 这被推测为,除了皱痕的评价还停留在以目测进行的定性的评价以外,还因为通过现有的板的集合组织控制来抑制皱痕的效果还不充分。
[0031] 还有,在本发明中,由于晶体取向的不同导致晶粒的导入应变量(结晶性的变形量)也不同,因此容易发生表面凹凸有偏差的皱痕,这种皱痕发生的机理和此机理所对应的认知本身,与规定晶体取向的前述专利文献相同。
[0032] 但是,本发明考虑到前述的皱痕的周期和偏差的大小,在通过规定作为皱痕的周期以上的比较广阔的区域的跨越20mm长度的板宽的Al-Mg-Si系铝合金板的集合组织的状态,从而使成形性提高这一点上,与前述专利文献有很大不同。在本发明中,在这样板宽方向比较广阔的区域中,特别是选择Goss取向和Cube取向作为控制对象。即在本发明中,在该板宽方向的比较广阔的区域中,除了通过各平均面积率规定这些晶体取向使之极力减少以外,还针对存在于该区域的Goss取向和Cube取向的各自的偏差,以各自的面积率之中的最大值和最小值的差加以规定,从而使之极力减少。
[0033] 由此,本发明的Al-Mg-Si系铝合金板,能够防止在成形为更深的形状的面板和更复杂的三维形状的面板等成形条件更严酷时显著的,具有前述比较大的周期的皱痕的发生。
附图说明
[0034] 图1是表示铝合金板的组织和表面的凹凸的说明图。
[0035] 图2是表示图1的铝合金板的数据提取位置的立体图。
[0036] 图3是一并表示发明例的板宽方向的组积和Goss取向和Cube取向的各面积率的板宽方向的变化(板截面)的说明图。
[0037] 图4是一并表示比较例的板宽方向的组积和Goss取向和Cube取向的各面积率的板宽方向的变化(板截面)的说明图。[0038] 图5是以分析软件对于铝合金板(比较例)的表面的三维形状数据进行频率分析的说明图。
[0039] 图6是将图5的数据进行表面凹凸曲线图化的说明图。
[0040] 图7是表示将图6的表面凹凸曲线图进行过滤处理的修正曲线图。
具体实施方式
[0041] 以下,具体地说明本发明铝合金板的实施方式。
[0042](集合组织)
[0043] Goss取向和Cube取向与其他取向相比,r值(塑性应变比lankfordvalue)的面内各向异性非常大。Goss取向中,将板沿其宽度方向拉伸时,几乎不会发生板厚减少。若具有这一特性的Goss取向在组织内实质量存在,则对板进行挤压成形时,特别是来自板的宽度方向的部位的延伸变形能力不同,且板的宽度方向的延伸变形能力降低。另一方面,Cube 取向一般还已知是铝的再结晶集合的主取向,即使在Al-Mg-Si系合金中也是主要的晶体取向之一。该Cube取向与Goss取向的前述特性不同,相对于轧制方向成45°的方向将板进行拉伸时,发生显著的板厚减少。
[0044] 若是板厚减少的特性如此大不相同的Goss取向和Cube取向均在组织内实质量存在,则对板进行挤压成形时,根据板的部位不同,跨越宽度方向,板表面的凹凸发生状况会有很大的不同。
[0045] 根据本发明者们的认识,所述板宽方向的比较宽阔的区域中的此Goss取向和 Cube取向的取向分布状态,关系到成形条件更严酷时的皱痕(板表面的大的凹凸)发生。 因此,在本发明中,为了抑制该皱痕,不仅要规定所述板的比较宽阔的区域中的这些Goss 取向和Cube取向的各取向,而且还要极力减少存在于所述比较宽阔区域中的各取向的各自的偏差。
[0046] S卩,具体来说,在Al-Mg-Si系铝合金板中,该板的任意的跨越20mm长度的板宽的集合组织,以每250 μ m间距分别区分该板宽区间时,该被区分之处的各板截面中的Goss取向的各面积率的平均值为3%以下,并且此的Goss取向的各面积率之中的最大值和最小值的差为2%以下。另外,所述被区分之处的各板截面中的Cube取向的各面积率的平均值为 10%以下,并且Cube取向的各面积率之中的最大值和最小值的差为5%以下。
[0047] 如前述,在Al-Mg-Si系铝合金板上发生的皱痕(表面凹凸)具有板宽方向的跨越约2〜3mm的比较大的周期。因此,若还考虑其偏差,则在跨越板宽20mm以上的长度的比较大的(宽的)测定范围,需要使板宽方向的各板截面中的Goss取向的面积率的平均值抑制在3%以下,且将Cube取向的面积率的平均值抑制在10%以下。
[0048] 此外,以每250 μ m间距分别区分该板宽20mm区间时,需要使该被区分之处(80 处)的各板截面中的Goss取向的各面积率之中的最大值和最小值的差为2 %以下,Cube取向的各面积率之中的最大值和最小值的差为5%以下。
[0049] 由此,在Al-Mg-Si系铝合金板的板宽方向,作为皱痕的要因的集合组织中的Goss 取向和Cube取向变少,并且,构成皱痕的要因的集合组织的变动也充分变少。其结果是,皱痕的主要原因被排除,即使是张出成形为引擎罩和车门等大型的汽车面板等,成形为更深形状或更复杂的三维形状的面板的成形条件更为严酷时,板的表面品质也大幅地提高。[0050] 接下来,使用图1证明皱痕和集合组织中的Goss取向和Cube取向的关联。图1 一并显示沿板宽方向以二 >卜 >一寸一(三维形状测量仪)对于板表面的皱痕(成形时皱痕发生的板表)进行形状测定的结果,和通过EBSP测定的板宽方向的组织(板截面)、Goss 取向和Cube取向的各面积率的变化(板截面)。
[0051] 在图1中,图上下方向是板厚方向,图的上侧是板的表面侧(测定表面侧),图的左右方向是板宽方向。然后,此板宽方向的测定长度为6mm。该图1的测定板为后述的实施例 (表3)中的比较例9。
[0052] 还有,根据所述由二 >卜 > 一寸一进行的板表面凹凸曲线的测定和分析,一并定量地进行皱痕自身的把握和耐皱痕性评价,这一点是本发明首创的。而且,此皱痕自身的定量的把握成为本发明的根本,这一点也也说明此定量性的把握的意义重大。另外,该定量的把握如后述的实施例,板表面凹凸曲线中的凹凸曲线的峰和谷的振幅(ym)关系到耐皱痕性评价的定量的尺度。用于该皱痕自身的定量的把握的二 >卜 >一寸一测定条件和分析方法在后述的实施例中详述。
[0053] 在图1中,最上侧的图表示由EBSP测定的组织。另外,在图1中,从上数第二个图表示Goss取向和Cube取向的各面积率的板宽方向的变化(板截面)。在该图中,从上数第二条折线(粗线)是Cube取向,从上数第三条(最下一条)折线(粗线)是Goss取向。 还有,在该图中,为了参考,Brass取向、S取向、Cu取向的合计的面积率的板宽方向的变化也由最上面的曲线(细线)表示。此外,在图1中,下述的⑴〜(3)表示由所述- >卜> 一寸一进行了形状测定的、在板上发生的皱痕(板表面的凹凸)在板宽方向的变化。
[0054] 图2是以立体图表示作为图1的测定对象的板的所述各项目的各测定位置。图2 中的板的左右方向为轧制方向(RD方向,板纵长方向),斜上下方向为板宽方向,作为测定对象的板模拟挤压成形,预先沿板宽方向(与轧制方向成直角的方向)拉伸20%。以所述图丄的;r >卜 > 一寸一进行了形状测定的板表面处⑴〜⑶分别对应的是,向着图2的板宽方向,并且沿轧制方向相互隔开各Imm的间隔的三处⑴〜(3)。另外,在图2中,以箭头表示板右侧的板载面(贯穿板宽方向的截面)的EBSP测定面。
[0055] 在表示图1的Goss取向和Cube取向的面积率的变化的折线中,纵轴的面积率(折线的水平线)最低的凹处为各面积率的最小值。另一方面,纵轴的面积率(折线的水平线) 最高的凸处为各面积率的最大值。
[0056] 相对于此,在图1的下侧的(1)〜(3)的表示皱痕(板表面的凹凸)在板宽方向的变化的曲线(折线中),纵轴的凹凸的高度(曲线的水平线)最低的凹处,是板表面凹处板厚相对于原来的板厚(拉伸前的板厚)变小之处。另外,纵轴的凹凸的高度(曲线的水平线)是阬的凸处,是板表面凸处的板厚接近原来的板厚(拉伸前的板厚)之处。
[0057] 根据以上,若分析板上有皱痕发生的图1 (实施例表3中的比较例9)的集合组织, 首先,Goss取向和Cube取向过于发达,平均面积率分别大大超过本发明上限规定。图1中的Goss取向的平均面积率为6.0%,Cube取向的平均面积率为12.4%。但是,在图1的集合组织中,Goss取向和Cube取向的各面积率的板宽方向的变化也比较大。在Goss取向中板宽方向的面积率的最大值和最小值的差为3. 5%,在Cube取向中板宽方向的面积率的最大值和最小值的差为6. 0%,分别大大超过本发明上限规定。
[0058] 另一方面,若分析图1的皱痕则可知,首先,前述⑴〜⑶所述的各处的板表面的凹凸在板宽方向的变化比较大,另外,该皱板在板宽方向的凹凸的长度(变化)具有跨越约2〜3mm的比较大的周期。而且还可知,对应该皱痕在板宽方向的凹凸的长度(变化), 所述的Goss取向和Cube取向的各面积率在板宽方向也发生变化。
[0059] 这与一并表示在图1中的Brass取向、S取向、Cu取向的合计的面积率在板宽方向的变化比较小的情况相比形成对照。换言之,可知此Brass取向、S取向、Cu取向等的Goss 取向和Cube取向以外的其他晶体取向,对于前述的具有跨越约2〜3mm的比较大的周期的皱痕的发生没什么影响。因此,不需要规定Goss取向和Cube取向以外的其他晶体取向,即使在前述Goss取向和Cube取向的板宽方向的测定区域也可以实质量存在。
[0060] S卩,由该图1可证实,在板的比较宽阔的区域中,此Goss取向和Cube取向的取向的分布状态如前述,是板表面的凹凸(皱痕)发生的主要原因。此外还证实,为了抑制皱痕, 如前述,不仅要规定板的比较宽阔的区域中的这些Goss取向和Cube取向的各取向,而且也需要极力减少存在于该比较宽阔的区域的Goss取向和Cube取向的各自的偏差(板宽方向的面积率的最大值和最小值的差)。
[0061] 还有,本发明中作为集合组织的测定范围的板宽的长20mm的值和区分该板宽区间的间隔250 μ m的值,与跨越板宽方向的长度(变化)约2〜3的皱痕的凹凸的比较大的周期对应。即,这些值是作为用于能够确实地抑制皱痕的最小需要的测定条件而规定的。换言之,无论是增加测定的所述板宽,还是缩小区分该板宽区间的间隔,结果都是选择测定值没有太大差别的范围,或者测定值有再现性的范围。
[0062](铝合金板的集合组织测定)
[0063] 集合组织的表示方法,即使结晶系相同,根据加工方法不同也会有所不同,为轧制材时由轧制面和轧制方向表示。即,如下述所示,轧制面{〇〇〇}表现,轧制方向以 <ΔΔΔ>表现。还有,〇和厶表示整数。
[0064] 基于这一表现方法,各取向如下述这样表示。还有,关于此各取向的表现,记载在長島晋一编著的“集合组织”(丸善株式会社刊)和轻金属学会“轻金属”解说Vol. 43 (1993) P. 285〜293等中。
[0065] Cube 取向:{001} <100>
[0066] Goss 取向:{011} <100>
[0067] CR 取向:{001}<520>RW 取向:{001} <110> [Cube 取向是在(100)发生了板面回转的取向]
[0068] Brass 取向:{011}<211>
[0069] S 取向:{123}<634>
[0070] Cu 取向:{112}<111>
[0071](或者,D 取向:{4411}<11118>)
[0072] SB 取向:{681}<112>
[0073](晶体取向成分存在率的测定)
[0074] 这些晶粒的各晶体取向成分的面积率(存在率)是通过对于前述的板截面,使用来自扫描型电子显微镜SEM(Scanning Electron Microscope)的电子背散射衍射图 EBSP(Electron Backscatter Diffraction Pattern)进行晶体取向分析的方法(SEM/EBSP 法)而测定的。[0075] 在上述使用EBSP的晶体取向分析方法中,对于设置在SEM的镜筒内试料表面照射电子射线,在上屏幕上投影EBSP。用高灵敏度相机对其进行拍摄,作为图像输入到计算机中。通过计算机分析该图像,使用已知的结晶系与模拟的图形进行比较,决定晶体的取向。
[0076] 使用上述EBSP的晶体取向分析法,不是对每个晶粒进行测定,而是以任意的一定间隔扫描指定的试料区域而进行测定。因为该程序对于全部测定点自动进行,所以在测定结束时能够得到数万〜数十万点的晶体取向数据。因此其所具有的优点是,可以针对宽广的观察视野,大量的晶粒,在数小时内获得平均晶粒直径、平均晶粒直径的标准偏差或取向分析的信息。因此,如本发明,在规定或测定板宽方向上宽阔的集合组织时,上述使用EBSP 的晶体取向分析方法最佳。
[0077] 相对于此,用于集合组织测定所通常使用的X射线衍射(X射线衍射强度等),与上述使用EBSP的晶体取向分析方法相比,测定的是每个晶粒比较微小的区域的组织(集合组织)。因此,X射线衍射不能像上述使用EBSP的晶取方向分析方法那样,正确且高效率地对于影响到皱痕的板宽方向上宽阔区域的组织(集合组织)进行测定。
[0078] 上述使用EBSP的晶取方向分析方法,是从前述的各板截面上提取组织观察用的试验片,进行机械研磨和抛光后,经电解研磨对表面进行调整。对于如此得到的试验片,判定各晶粒是否是作为对象的取向(偏离理相取向10°以内),求得测定视野中的取向密度。 其使用SEM装置,例如日本电子社制SEM(JEOLJSMMIO),例如TSL社制的EBSP测量·分析系统:0IM(0rientation Imaging Macrograph,分析软件名“OIMAnalysis”)进行。试验片的测定区域为10004 111\1000 4 111,测定梯级间隔例如为34 111以下。
[0079] 这时,所测定的材料的测定区域通常区分为六角形等的区域,在被区分的各区域中,由入射试料表面的电子射线的反射电子获得菊池图。这时,如果使电子射线二维扫描试料表面,在每个预定间隔下测定晶体取向,则能够测定试料表面的取向分布。接着,根据得到的上述菊池图的分析,能够得到电子射线入射位置的晶体取向。即,将得到的菊池图与已知的结晶结构的数据比较,求得该测定点的晶体取向。同样,求得与该测定点邻接的测定点的晶体取向,此相互邻接的晶体的取向差为士 15°以内(距晶面士 15°以内的偏差)的属于(视为)同一晶面。另外,两方的晶体的取向差超过15°时,其间(两方的六角形接触的边等)为晶界。如此,求得试料表面的结晶晶界的分布。测定视野范围例如为 500 μ mX 500 μ m左右的区域。测定在试验片的适当处数处进行并平均化。
[0080](平均晶粒直径)
[0081] 为了抑制皱痕,优选平均晶粒直径被微细化,即,晶粒直径不被粗大化。即,在前述的板截面中的各平均晶粒直径分别优选为50 μ m以下。另外,通过将晶粒直径细小到该范围,弯曲加工性和挤压成形性得到确保或提高。晶粒直径超过50 μ m而粗大化时,即使抑制前述的晶体取向,弯曲加工性和张出等的挤压成形性也显著降低,成形时的裂纹和橘皮等的不良容易发生。
[0082] 在此,平均晶粒直径通过如下方式取得:使用上述SEM-EBSP和其测定条件,分别测定预定的测定区域内所观察到的各晶粒在板的轧制方向的最大直径,计算其结果的平均值。
[0083](化学成分组成)
[0084] 以下,对于本发明作为对象的6000系铝合金板的化学成分组成进行说明。本发明作为对象的6000系铝合金板如前述,在汽车的外板用的板等中被使用,因此要求有优异的成形性、BH性、强度、焊接性和耐腐蚀性等的诸特性。
[0085] 为了满足这样的要求,铝合金板的组成为,含有Mg :0. 1〜3. 0质量%、Si :0. 1〜 2. 5质量%、Mn :0.01〜1.0质量%、01 :0. 001〜1.0质量%,余量由Al和不可避免的杂质构成。
[0086] 在本发明作为对象的6000系铝合金板中,优选应用容易发生皱痕,但BH性更优异的Si和Mg的质量比Si/Mg为1以上的这种过剩Si型的6000系铝合金板。6000系铝合金板具有优异的时效硬化能力(BH性),其是在挤压成形和弯曲加工时借助低屈服强度化而确保成形性,并且通过成形后的面板的涂装烘烤处理等的比较低温的人工时效处理时的加热而进行时效硬化,提高屈服强度,能够确保需要的强度的能力。其中,过剩Si型的6000 系铝合金板与质量比Si/Mg低于1的6000系铝合金板相比,其BH性更优异。
[0087] Mg、Si、Mn、Cu以外的其他元素基本上为杂质,为遵循AA或JIS规格等的各杂质水平的含量(允许量)。但是,从再循环利用的观点出发,在作为熔融材不仅有高纯度Al基体金属,也将6000系铝合金和其他的铝合金材废料、低纯度Al基体金属等作为熔融原料而大量使用的情况下,存在下述其他元素作为杂质混入的可能性。而且,将这些杂质元素例如降低至检测界限以下本身会提高成本,因此需要允许一定程度的含有。另外,即使实质量含有,只要是不损害本发明目的和效果的含有范围,如果在此含有范围,则各个元素也有其含有效果。
[0088] 因此,这些杂质元素的含有分别允许在以下规定的量以下的范围。具体来说,除了上述基本组成以外,也可以还含有!^e :1. 0质量%以下、Cr :0. 3质量%以下、Zr :0. 3质量% 以下、V :0. 3质量%以下、Ti :0. 1质量%以下、Ag :0. 2质量%以下、Si :1.0质量%以下的一种以上。在此,这些元素的各规定全部不含0%。
[0089] 以下对于上述6000系铝合金中的各元素的优选含有范围和意义或允许量进行说明。
[0090] Si :0. 1 〜2. 5 质量%
[0091] Si和Mg都在固溶强化和涂装烘烤处理等的所述低温下的人工时效处理时形成有助于强度提高的时效析出物,发挥时效硬化能力。如此,Si是作为汽车的外面板所需要的, 用于例如获得ISOMPa以上的需要强度(屈服强度)的必须的元素。因此,Si在本发明过剩Si型6000系铝合金板中,是用于使其兼具挤压成形性、卷边加工性等弯曲加工性的诸特性的最重要的元素。
[0092] 另外,为了发挥出成形为面板后的低温涂装烘烤处理后(施加2%拉伸后进行 170°C X20分钟的低温时效处理时)的屈服强度为ISOMPa以上这样优异的低温时效硬化能力,还优选以质量比计使Si/Mg为1.0以上,成为相对于Mg过剩地含有Si的过剩Si型 6000系铝合金组成。
[0093] Si含量低于0. 1质量%时,不能兼具所述时效硬化能力,还有各用途所要求的挤压成形性、弯曲加工性等诸特性。此外,均热处理和热轧使再结晶促进,Goss取向和Cube取向容易发达,不能够将Goss取向和Cube取向抑制、控制在本发明的范围。另一方面,若Si 含量超过2. 5质量%,则包含弯曲加工性和耐皱痕性在内的挤压成形性显著受损。此外,焊接性也显著受损。因此Si含量为0. 1〜2. 5质量%的范围,更优选为0. 6〜1. 2质量%的范围。
[0094] Mg :0. 1 〜3. 0 质量%
[0095] Mg在固溶强化和涂装烘烤处理等的所述人工时效处理时,与Si —起形成有助于强度提高的时效析出物,发挥时效硬化能力。如此,Mg是用于得到作为面板例如为ISOMPa 以上的必要屈服强度的必须的元素。
[0096] Mg含量低于0. 1质量%时,Mg的绝对量不足,因此在人工时效处理时不能形成所述化合物相,不能发挥时效硬化能力。因此得不到铝合金板作为面板所需要的ISOMPa以上的必要屈服强度。此外,均热处理和热轧使再结晶促进,Goss取向和Cube取向容易发达, 不能够将Goss取向和Cube取向抑制、控制在本发明的范围。
[0097] 另一方面,若Mg含量超过3. O质量%,则包含弯曲加工性和耐皱痕性在内的挤压成形性显著受损。此外,焊接性也显著受损。因此Mg含量为0.1〜3.0质量%的范围,Si/ Mg以质量比计优选为1.0以上。另外,使Si含量为前述0.6〜1.2质量%的范围时,优选与之相应Mg含量为0. 2〜0. 7质量%的范围。
[0098] Cu :0. 001 〜1. 0 质量%
[0099] Cu具有的效果是,在本发明的比较低温短时间的人工时效处理的条件下,促进铝合金材组织的结晶晶内的有助于强度提高的时效析出物的形成。另外,固溶的Cu也有使成形性提高的效果。Cu含量低于0.001质量%,特别是低于0.01质量%时没有该效果。另一方面,若Cu含量超过1. 0质量%,则耐应力腐蚀裂纹性和涂装后的耐腐蚀性之中的耐丝状锈蚀性还有焊接性显著劣化。因此,Cu含有为0. 001〜1. 0质量%,优选为0. 01〜1. 0质量%。
[0100] Mn :0. 01 〜1. 0 质量%
[0101] Mn在均质化热处理时生成分散粒子(分散相),这些分散粒子具有妨碍再结晶后的晶界移动的效果,因此有着能够得到微细的晶粒的效果。如前述,本发明的铝合金板的挤压成形性和卷边加工性会随着铝合金组织的晶粒微细而提高。这一点在Mn含量低于0. 01 质量%时,则不具备这些效果。
[0102] 另一方面,Mn含量变多时,熔融、铸造时容易生成粗大的Al-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr)系的金属间化合物和结晶析出物,成为使铝合金板的机械的性质降低的原因。另外,Mn含量超过1.0质量%时,弯曲加工性降低。因此Mn含量为0.01〜1.0质量%的范围,优选为 0.01〜0. 15质量%的范围。
[0103](制造方法)
[0104] 接下来,对于本发明铝合金板的制造方法进行说明。本发明铝合金板其制造工序本身是常规方法或公知的方法,通过在铸造后对于上述6000系成分组成的铝合金铸块进行均质化热处理,实施热轧、冷轧而成为预定的板厚,再实施固溶淬火等调质处理而制造。 但是,为了提高耐皱痕性,为了将Goss取向和Cube取向的集合组织控制在本发明的范围内,需要控制下述铸造时的冷却速度条件和均热处理条件。
[0105](熔融,铸造)
[0106] 首先,在熔融、铸造工序中,适宜选择连续铸造法、半连续铸造法(DC铸造法)等通常的熔融铸造法,铸造被熔融调整到上述6000系成分组成范围内的铝合金熔汤。
[0107](铸造冷却速度)[0108] 铸造时的冷却速度优选从熔融温度(约700°C )到液相线温度高(快)达150°C / 分以上,从液相线温度到固相线温度高达100°c /分以上。但是至今为止,无论是连续铸造法还是DC铸造法,这样的从熔融温度(约700°C)至液相线温度的高温区域的温度(冷却速度)控制以前几乎都没有进行。这种情况下,此高温区域的冷却速度必然缓慢。
[0109] 如此高温区域的冷却速度慢时,在该高温区域的温度范围内粗大生成的结晶物的量变多,铸块在板宽方向的结晶物的尺寸和数量的偏差也大。这种倾向在熔融温度(约 7000C )到液相线温度的冷却速度低于150°C /分,另外从液相线温度到固相线温度的冷却速度低于100°C /分时特别显著。
[0110] 这成为铸块的晶体取向发生大的偏差的起因,因此Goss取向和Cube取向容易发达,不能将用于提高耐皱痕性的Goss取向和Cube取向抑制、控制在本发明的范围。另外, 若其各自的高温区域下的冷却速度小,则铸块的Mg和Si的固溶量减少,因此其后的均热处理和热轧下的再结晶被促进,Goss取向和Cube取向容易发达,不能将Goss取向和Cube取向抑制、控制在本发明的范围。
[0111](均质化热处理)
[0112] 接着,对于所述铸造的铝合金铸块实施均质化热处理。均质化热处理的温度本身如常规方法,在500°C以上适宜选择低于熔点的均质化温度。该均质化热处理(均热处理) 以组织的均质化为目的,即消除铸块组织中的结晶晶内的偏析。若该均质化温度低,则不能充分消除结晶晶内的偏析,其作为破坏的起点发挥作用,因此延伸凸缘性和弯曲加工性降低。
[0113] 但是,均热处理时的加热升温条件为,在200°C以下且100°C以上的低温下保持 2〜10小时(h)后,以300°C /小时(h)以上的速度加热到500°C以上的均质化温度。在均热的初期,如此通过以200°C以下、100°C以上的低温保持,能够均一地使微细的析出物分散。然后,该微细析出物会显著抑制Goss取向和Cube取向的成长。这个可以说在第一阶段的低温下的均热处理中,若保持温度超过200°C,保持时间超过10小时,则析出物粗大化, 这一效果消失,Goss取向和Cube取向容易发达。另外,该保持温度低于2小时时,保持时间不足。
[0114] 接着以500°C以上的温度进行均热处理,使合金元素和粗大的化合物充分固溶,但若从上述的保持温度至500°C以上的加热速度比300°C /小时小(慢),则其间Mg-Si化合物和单体Si粗大析出,残存至均热处理后。由此,合金元素和粗大的化合物的固溶量也减少,热轧工序之后的再结晶被促进,Goss取向和Cube取向容易发达。因此,从上述的保持温度至均热处理温度的加热、升温速度优选比300°C /小时大(快)。
[0115] 另外,优选均热处理后的冷却速度大(快)的方法。铸块(板坯)大,将铸块设置在分批式均热炉内冷却时,均质化热处理后的冷却速度为低于20°C/hr左右。另外,铸块 (板坯)大时,放置在分批式均热炉外,冷却速度仍是30〜40°C/hr左右。若以这种通常的冷却方法进行冷却,则冷却速度不足,Mg-Si等化合物等的析出物粗大化,Goss取向和Cube 取向容易发达。因此,使用风扇等强制冷却方法冷却均质化热处理后的铸块,优选冷却速度为40°C /hr以上。
[0116](热轧)
[0117] 热轧根据轧制的板厚,由如下工序构成:铸块(板坯)的粗轧工序;将粗轧后的板厚约40mm以下的板轧制到大约4mm以下的板厚的精轧工序。在该粗轧工序和精轧工序中, 适宜使用逆轧式或连轧式等的轧机,实施分别由多个道次构成的轧制。
[0118] 这里,在板的集合组织中,为了不使Goss取向和Cube取向发达,优选以下的特定热轧条件。即,优选所述粗轧中的开始温度为400〜550°C的温度范围,所述精轧中的总加工率为90%以上,并且精轧结束温度为400°C以下。
[0119] 例如,热轧(粗轧)开始温度低于400°C时,热轧结束后再结晶不进行,加工组织残存,容易发生皱痕。另一方面,热粗轧开始温度超过550°C时,再结晶发生,热轧时粗大的再结晶晶粒生成,Goss取向和Cube取向容易发达,成为皱痕的原因。
[0120] 此外,热轧(精轧)结束温度超过400°C时,粗大的再结晶晶粒生成,Goss取向和 Cube取向容易发达,成为皱痕的原因。另一方面,即使热轧结束温度低于300°C,热轧结束后再结晶也不进行,加工组织残存,容易发生皱痕。因此,热轧结束温度优选为300°C以上、 400°C以下。
[0121](热轧板的退火)
[0122] 该热轧板的冷轧前的退火(粗退火)优选基本上不进行。通过省略退火(粗退火),能够实现板制造的效率化和制造成本的降低。
[0123](冷轧)
[0124] 在冷轧中,轧制上述热轧板,制作期望的最终板厚的冷轧板(也包括卷材)。
[0125](固溶或淬火处理)
[0126] 为了活用上述通过铸块的均热而控制在本发明范围内的尺寸分布和数量的分散粒子,在最终的固溶和淬火处理中,抑制皱痕,为了抑制Goss取向和Cube取向,优选使最终的固溶处理的升温速度为100°C /分以上。
[0127] 还有,为了通过板的挤压成形后的涂装烘烤硬化处理等的人工时效处理固溶处理而使有助于强度提高的时效析出物充分在晶内析出,固溶处理优选在500°C以上至熔点以下的温度范围进行。
[0128] 在从固溶处理温度到淬火处理中,若冷却速度慢,则在晶界上容易析出Si、Mg2Si 等,容易成为挤压成形和弯曲加工时的裂纹的起点,成形性降低。为了确保该冷却速度,优选淬火处理分别选择使用风扇等的空冷,喷雾、喷水、浸渍等的水冷方法和条件,从而使冷却速度成为10°C /秒以上的急冷。
[0129] 在本发明中,为了进一步提高成形面板的涂装烘烤工序等的人工时效硬化处理中的时效硬化性,为了在淬火处理后促进有助于强度提高的时效析出物的析出,也可以进行预备时效处理。该预备时效处理优选在60〜150°C的温度范围,优选在70〜120°C的温度范围,保持1〜M小时的必要时间而进行。该预备时效处理其进行是在将上述淬火处理的冷却结束温度提高到60〜150°C后,立即再加热或在直接保持。或者,该预备时效处理其进行是在固溶处理后至常温的淬火处理之后,在5分钟以内立即再加热到60〜150°C。
[0130] 此外,为了抑制室温时效,在所述预备时效处理后,也可以没有时间上的拖延就进行比较低温的处理(人工时效处理)。有所述时间上的拖延时,即使在预备时效处理后,随着时间的经过会产生室温时效(自然时效)。该室温时效产生后,所述比较低温下的热处理带来的效果难以发挥。
[0131] 另外,连续固溶淬火处理时,在所述预备时效的温度范围结束淬火处理,以这一状态的高温直接卷取成卷等。还有,该处理即使在卷取成卷前再加热,在卷取后也可以保温。 另外,也可以在达到常温的淬火处理之后,再加热至所述温度范围,以高温卷取等。
[0132] 另外,根据用途和需要特性,当然也可以进一步进行高温的时效处理和稳定化处理,以实现更高强度化等。
[0133] 以下,列举实施例更具体地说明本发明,但本发明当然不受下述实施例限制。在能够符合前、后述宗旨的范围也可以适当加以变更实施,这些均包含在本发明的技术范围内。
[0134] 实施例
[0135] 接下来,说明本发明的实施例。以表2所示的条件,对于表1所示的A〜K组成的 6000系铝合金板进行均质化热处理(简述为均热处理)和热轧(简述为热轧),再进行冷车L,固溶和淬火处理加以制造。还有,在表ι中的各元素的含量的表示中,“-”表示在检测界限以下。
[0136] 铝合金板的更具体的制造条件如下。共能通过DC铸造法熔炼分别具有表1所示的组成的500mm厚、2000mm宽、7m长的铸块。这时,如表2所示,使铸造时的冷却速度(°C / 分)以如下两个阶段变化:从各例均通常的熔融温度(约700°C )至液相线温度(各例均大致相同的约650°C )之间,从该液相线温度至固相线温度(各例均大致相同的约590°C ) 之间。
[0137] 接着,在铸块的均热处理时,如表2所示,使加热升温时实施低温下的保持(所述第一阶段的低温下的均热处理:。c Xh)的条件,和达到均热处理温度的加热升温速度 (°c /h)变化。还有,该均热处理后的冷却,各例均通用,为前述优选的冷却条件。在均热炉内利用风扇将铸块强制冷却到200以下的温度,达到60°C /hr的特定冷却速度范围。
[0138] 该均热处理后,各例均同样再加热至表2所示的热轧开始温度,以该温度开始热轧(粗轧),热轧(精轧)至厚2. 5mm。这时的各例的热轧(精轧)的结束温度显示在表2 中。这些热轧条件各例均通用,以前述优选的条件进行。这些热轧板各例也同样,在省略精退火后,以60%的冷轧率直接进行冷轧,由此得到厚1. Omm的冷轧板。
[0139] 然后,用连续式的热处理设备,各例均同样以大约300°C /分的长温速度加热该冷轧板,在到达550°C的固溶处理温度的时刻保持5秒。另外,在该淬火后5分钟以内(立即),进行以100°C的温度保持2小时的预备时效处理。在该预备时效处理后以0. 6°C /hr 进行徐冷,由此得到T4调质材。
[0140] 从这些调质处理后的各最终制品板上切下供试板(毛坯),测定所述调质处理后 15日的室温时效(室温放置)后的各供试板的组织和特性并进行评价。
[0141][表 1]
Figure CN101918602BD00151
[0145](供试板组织)
[0146] 使用所述SEM-EBSP,测定、分析所述调质处理后15日间的室温时效后的供试板的集合组织。模拟严酷的挤压成形,对于供试板沿板宽方向(与轧制成直角的方向)拉伸20% 而施加预应变,测定、分析在板宽方向每隔250 μ m分别区分板宽中央部的跨越20mm的板宽区间时(但是,所述图2的⑴〜(3)的间隔为1mm),这些被区分之处的各板截面中的Goss 取向、Cube取向的各面积率的平均值、此Goss取向、Cube取向的各面积率之中的最大值和最小值的差。另外,进行此EBSP测定时,同时还测定供试板的平均晶粒直径。
[0147](供试板特性)
[0148] 此外,作为所述供试板的特性,分别测定耐皱痕性、0. 2%屈服强度(As屈服强度: MPa)、延伸率(% )。这些结果显示在表3中。
[0149](皱痕)
[0150] 以二 >卜 > 一寸一(三维形状测量仪)对于所述20%拉伸后的供试板的集合组织测定、分析部分(板的板宽中央部)的宽度方向表面进行形状测定,并且利用分析软件,对于所得到的三维形状数据进行频率分析。对于该三维形状数据进行了频率分析的结果显示在图5中。图5(扫描例1〜4)是后述的比较例9(图1)的数据,图5的纵轴为板的表面凹凸高度,横轴为板宽方向的长度。还有,以该二 >卜 > 一寸一进行形状测定的板表面之处为所述供试板的EBSP测定面邻域的板表面(图2的(1)〜(3)之中的(1))。
[0151] 二 >卜 > 一寸一的形状测定条件为,测定探针前端R25ym,测定间距25μπι,测定距离(板宽方向)6000ym(6mm)。然后,使用分析软件VIVIAN,以空间频率(若换算则为 μπι单位的空间周期)分析该二 >卜 > 一寸一的表面凹凸测定数据,以纵轴为频度,横轴为空间频率的关系,进行表面凹凸曲线化。然后,分析该曲线的结果,在皱痕发生的各比较例中,空间频率约3〜5Χ1(Γ4μπι,若换算成空间周期则在2〜3μπι的地方确认到有特征性的峰值。该表面凹凸曲线化数据例示在图6 (扫描例1〜4)中。由图6的虚线的圆包围的部分换算成空间周期,在2〜3μπι的地方有特征性的峰值。这是发生在板上的皱痕(表面凹凸)具有板宽方向的跨越长度约在2〜3mm的比较大的周期的根据。
[0152] 此外,对于该表面凹凸的曲线进行过滤处理,将认为是与皱痕对应的空间频率以外的空间频率作为噪音除去,制成修正曲线。该修正曲线显著在图7(扫描例1〜4)中。其结果是,在无皱痕的发明例中,曲线图中的凹凸曲线的峰和谷不对应轧制方向,但在有皱痕的比较例中,如图7所示,曲线图中的凹凸曲线的峰和谷与轧制方向相对应。而且,在有皱痕的比较例的曲线图中,如图7所示,凹凸曲线的峰和谷的振幅与无皱痕的发明例相比也显著加大。
[0153] 在本发明中,所述表面凹凸曲线图中表示皱痕是否发生,从所述各特征点之中,能够数值性地(定量地)把握的凹凸曲线的峰和谷的振幅(Pm)作为皱痕发生的尺度。即,凹凸曲线的峰和谷的振幅为0. 3 μ m以下时,实际上不发生皱痕,掠夺优形性优异,评价为◎。 另外,振幅超过0. 3 μ m但在0. 5 μ m以下时,虽然有皱痕发生,但是程度较轻,根据成形条件可以进行挤压成形,评价为〇。此外振幅超过0. 5 μπι时,如前述图1,会发生大的皱痕,即使改变成形条件,挤压成形性(耐皱痕性)也差,评价为X。
[0154] 用于施加所述拉伸的抗拉试验,是从所述调质处理后15日的室温时效后的铝合金板上提取JISZ2201的5号试验片(25mmX50mmGLX板厚),进行室温拉伸。这时的试验片的拉伸方向为轧制方向的直角方向。拉伸速度为,至0. 2%屈服强度为5mm/分,0. 2%屈服强度以后为20mm/分。由此方向测定0.2%屈服强度和延伸率,其结果显示在表3中(N 数=5的平均值)。
[0155] 如图1〜2所示,各发明例在本发明成分组成范围内且优选的条件范围进行铸造(铸造时的冷却速度)、均质化热处理(低温保持、升温冷却速度)和热轧。因此如表3所示,具有本发明规定的集合组织。S卩,为了抑制皱痕,不仅分别规定所述板的比较宽阔的区域中的这些Goss取向和Cube取向,而且还极力减少存在于该比较宽阔区域中的Goss取向和Cube取向的各自的偏差。另外,各发明例其平均晶粒直径也分别在50 μ m以下。
[0156] 其结果是,各发明例即使是所述调质处理后进行室温时效,成形性降低的过剩Si 型的组成的6000系铝合金板的例子,板表面的凹凸的所述平均振幅也很小,耐皱痕性优异。另外,强度、延伸率等机械的特性也优异。
[0157] 相对于此,比较例8〜12使用与上述发明例2相同的合金例。但是此各比较例如表2所示,铸造(铸造时的冷却速度)、均质化热处理(升温时)的制造条件脱离优选的范围。其结果是,比较例其板表面的凹凸的所述平均振幅比上述本发明例大,耐皱痕性差。
[0158] 比较例8铸造时的冷却速度之中,从熔融温度(约700°C )至液相线温度,和从液相线温度至固相线温度的冷却速度都过小(过慢)。比较例9均热处理时的加热升温条件之中,没有进行200°C以下且100°C以上的低温保持。比较例10此低温保持温度过低。比较例11此低温保持后的加热升温速度过小(过慢)。比较例12此低温保持时间过高。
[0159] 在此,图3中一并显示发明例1、图4中一并显示比较例11的与前述图1相同的由EBSP测定的板宽方向的组织(板截面)和Goss取向和Cube取向的各面积率的板宽方向的变化(板截面)。在与该图3、4的比较中,图3的发明例1的一方与图4的比较例11 相比,可知所述板的比较宽阔的宽度方向的区域的Goss取向(最下面的一条粗线)和Cube 取向(黑圆标记的最上面的一条粗线)的各面积率少,存在于此比较宽阔的宽度方向的区域中的Goss取向和Cube取向的各自的偏差也少。还有,在该图3、4中,浅的圆标记的细线为Brass取向,三角标记的细线为S取向,米字标记的细线为Cu取向。另外,在该图3、4 中,与前述图1同样,图的上下方向为板厚方向,图的上侧为板的表面侧(侧定表面侧),图的左右方向为板宽方向。
[0160] 比较例13〜16,虽然在优选的范围进行铸造(铸造时的冷却速度)、均质化热处理(升温时),但是成分组成脱离本发明范围。因此,从成分组成的点出发,耐皱痕性也比发明例差得多,或者即使耐皱痕性良好,强度和延伸率也比发明例差很多。
[0161] 因此,根据以上的实施例的结果,本发明的成分和组织的各要件或优选的制造条件,其用于使铝合金板兼具耐皱痕性和机械的性质等的临界的意义乃至效果得到证实。
[0162] [表 3]
Figure CN101918602BD00181
[0164] 产业上的利用可能性
[0165] 根据本发明,能够提供一种Al-Mg-Si系铝合金板,其在成形条件更严酷时,能够再现性良好地防止挤压成形时其发生变得显著的皱痕,机械的特性也优异。其结果是,能够作为汽车、船舶或车辆等的运输机械、家电制品、建筑、结构物的部件用,另外特别是在汽车等的运输机械的构件中,能够扩大6000系铝合金板的应用。
[0166] 如上,详细地说明了本发明,另外还参照特定的实施方式,但能够不脱离本发明的精神和范围地加以和种变更和修正,对于本领域技术人员很清楚。本申请基于2008年1月 22日申请的日本专利申请(特别申请2008-011766),其内空有所参照并援引。

Claims (2)

1. 一种铝合金板,是Al-Mg-Si系铝合金板,其特征在于,含有Mg :0. 1〜3.0质量%、 Si :0. 1〜2. 5质量%、Mn :0. 01〜1. 0质量%、Cu :0. 001〜1. 0质量%,余量是Al和不可避免的杂质,该板的任意跨越20mm长度的板宽的集合组织为,以每250 μ m间距区分该板宽区间时, 该被区分位置的各板截面中的Goss取向的各面积率的平均值为3%以下,并且该Goss 取向的各面积率之中的最大值和最小值的差为2%以下,所述被区分位置的各板截面中的Cube取向的各面积率的平均值为10%以下,并且该 Cube取向的各面积率之中的最大值和最小值的差为5%以下, 并且,所述铝合金板的平均晶粒直径为50 μ m以下。
2. —种铝合金板,是Al-Mg-Si系铝合金板,其特征在于,含有Mg :0. 1〜3. 0质量%、 Si :0. 1 〜2. 5 质量%、Mn :0. 01 〜1. 0 质量%、Cu :0. 001 〜1. 0 质量%,还含有 Fe :1. 0 质量%以下、Cr :0. 3质量%以下、Zr :0. 3质量%以下、V :0. 3质量%以下、Ti :0. 1质量%以下、Ag :0. 2质量%以下、Zn :1. 0质量%以下中的一种以上的元素,其中,上述i^e、Cr、Zr、V、 Ti、Ag、Zn各元素的含量均不为0%,余量是Al和不可避免的杂质,该板的任意跨越20mm长度的板宽的集合组织为,以每250 μ m间距区分该板宽区间时, 该被区分位置的各板截面中的Goss取向的各面积率的平均值为3%以下,并且该Goss 取向的各面积率之中的最大值和最小值的差为2%以下,所述被区分位置的各板截面中的Cube取向的各面积率的平均值为10%以下,并且该 Cube取向的各面积率之中的最大值和最小值的差为5%以下, 并且,所述铝合金板的平均晶粒直径为50 μ m以下。
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