CN102732759A - 成形加工用铝合金板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种Al-Mg-Si系合金板及其制造方法，其具有成形性和强度，涂装后不会发生外观不良。该铝合金板含有Si：0.4～1.5％、Mg：0.4～1.0％、Fe：0.1～1.0％、Mn：0.1～0.5％，余量由Al和不可避免的杂质构成，该铝合金板以如下方式制造：对于该铝合金进行铸造、均质化热处理，开始温度为350～450℃，相对于最终道次的压下率r％使结束温度达到(445-3r)℃的以上而进行热轧、冷轧、固溶、淬火处理。此外，在包含轧制方向的截面的板厚方向中心部，当量圆直径为2.0μm以上的Al-Mn-Fe(-Si)系金属间化合物，面积率：0.4％以上，个数密度1350个/mm²以上。

Description

成形加工用铝合金板及其制造方法

技术领域

本发明涉及经冲压加工而成形为汽车用面板等的Al-Mg-Si系合金板，特别是涉及表面性状优异的铝合金板及其制造方法。

背景技术

近年来，为了提高汽车的燃油效率，在汽车用的构件中，增加了轻量且成形性和烘烤硬化性也优异的铝材的应用，以替代一直以来被使用的钢材。

在汽车用构件中，作为适用于外板(outer panel)和内板(inner panel)这样的结构体的铝材，可列举高强度的JIS 5000、6000系铝合金材。特别是6000系这样的Al-Mg-Si系合金材，因为具有优异的时效硬化能力，所以在冲压加工和弯曲加工时，借助低屈服强度来确保成形性，另一方面，其具有烘烤硬化性，即通过成形后的面板的涂装烘烤处理等比较低温的人工时效(硬化)处理时的加热来进行时效硬化，从而能够提高屈服强度，得到需要的强度(例如参照专利文献1)。

作为面板结构体，特别是外面板用的板材，除了成形性和强度以外，还要求制造成面板结构体之后表面的美观，但6000系铝合金板在冲压加工等成形后有橘皮，再将其作为涂装后的表面，容易发生皱痕这样的外观不良。因此，开出发能够防止皱痕等外观不良的Al-Mg-Si系合金板。

皱痕呈现出的是，因成形而在板表面形成的沿轧制方向的筋状的凹凸。详细的验证结果判明，是板厚方向的板厚整体的塑性变形量的累积形成该凹凸。即，根据每个轧制直角(宽度)方向的晶体取向成分的分布(偏差)的程度，决定是否会发生皱痕。因此开发出如下技术：除了用于防止橘皮的晶粒的微细化以外，还规定每个取向结晶的面积率，使之成为晶体的取向在特定的方向上不一致的随机取向的结晶(专利文献2～5)；规定构成再结晶的核的金属间化合物的析出的Al-Mg-Si系合金板(专利文献6)。于是，为了成为这样的微细且随机取向的结晶，可知以规定量添加使金属间化合物形成的Mn等，或者以规定的热处理条件，进行铸锭的均质化处理和冷轧后的固溶处理，或者控制热轧和冷轧的加工率和压下率，再控制热轧的开始温度和结束温度。

【先行技术文献】

【专利文献】

【专利文献1】日本特开2008-303449号公报

【专利文献2】日本专利第4063388号公报

【专利文献3】日本特开2009-263781号公报

【专利文献4】日本专利第4499369号公报

【专利文献5】日本专利第4202894号公报

【专利文献6】日本专利第4328242号公报

但是在专利文献2中，因为将热轧的结束温度限制得高，所以难以稳定地进行制造，专利文献5因为抑制热终轧的速度，所以容易在表面产生伤痕，各个制造条件都存在改良的余地。此外，若是面板结构体大型化并且形状复杂化，或者薄壁化等导致冲压加工条件严酷，则皱痕等的外观不良更容易发生，专利文献2～6的Al-Mg-Si系合金板不充分。

发明内容

本发明鉴于前述问题点而做，其目的在于，提供一种具有优异的表面性状的Al-Mg-Si系合金板及其制造方法，其作为汽车用面板等具有充分的成形性和强度，在薄壁化和严酷的加工条件的成形后，再进行涂装后也不会发生外观不良。

为了解决前述课题，本发明者发现，除了以前发明用于使再结晶组织微细化的轧制条件等以外，其再结晶时构成核的金属间化合物高密度存在时，因为各个金属间化物成为核，所以再结晶组织微细化，此外再结晶的晶体的取向也容易成为不规则的。因此，针对在铝合金板的截面出现的金属间化合物，就其大小和分布状态的适当值，以及用于使这种金属间化合物结晶、析出的条件进行锐意研究。

即，本发明的成形用铝合金板，由如下铝合金形成，其含有Si：0.4～1.5质量％、Mg：0.4～1.0质量％、Fe：0.1～1.0质量％、Mn：0.1～0.5质量％，余量由Al和不可避免的杂质构成。而且，该成形加工用铝合金板，在包含轧制方向的截面的板厚方向中心部，当量圆直径为2.0μm以上的Al-Mn-Fe(-Si)系金属间化合物，面积率：0.4％以上，个数密度1350个/mm²以上。所述成形加工用铝合金，优选还含有Cu：0.05～1.0质量％、Cr：0.15质量％以下、Zr：0.15质量％以下、Ti：0.007～0.10质量％中的至少一种，此外也可以含有Zn：0.5质量％以下。

如此，成为含有规定量的Si、Mg的Al-Mg-Si系合金，具有高的成形性和强度，再添加规定量的Mn、Fe而使充分量的金属间化合物析出，以这种金属间化合物为核而能够得到微细的再结晶组织，成为随机的晶体取向，因此即使以严酷的加工条件进行成形在，在涂装后的表面也不会产生皱痕这样的外观不良。

另外，本发明的成形加工用铝合金板的制造方法，其中，进行如下工序：铸造工序，熔融所述成分的铝合金而铸造铸锭；均质化热处理工序，以500～580℃的范围的温度对所述铸锭进行1小时以上的热处理而使之均质化；热轧工序，使所述均质化的铸锭达到350～450℃的范围的温度之后进行热轧而制造热轧板；冷轧工序，以40％以上的总轧制率对所述热轧板进行冷轧而制造冷轧板；固溶处理工序，将所述冷轧板加热达到500～560℃的范围的温度之后再冷却到室温。然后，所述热轧工序在到达100mm以下、30mm以上的板厚时，压下率40％以上的轧制道次至少进行1道次，在终轧道次中，以r表示该轧制道次的压下率(％)时，使结束温度为(445-3r)℃的以上而进行轧制。

如此，在热轧工序中，以充分的压下率轧制规定的板厚范围的轧制道次，从而消灭粗大组织，再通过使结束温度达到最终道次所对应的规定值以上，由此在结束后，再结晶得到促进。其结果是，冷轧前不用进行中间退火，便能够得到由随机取向的结晶构成的微细的再结晶组织的铝合金板。

根据本发明的成形加工用铝合金板，能够制造出充分地具有成形性和强度，即使以严酷的加工条件成形，在涂装后的表面也不会发生皱痕这样的外观不良的汽车用面板等。而且，根据本发明的成形加工用铝合金板的制造方法，能够高生产率地制造具有前述效果的成形加工用铝合金板。

附图说明

图1是说明球状拉伸凸模成形性试验的方法的剖面图。

图2是说明平面折边(flat hemming)加工的方法的侧视图。

图3是说明表面粗糙度的测量方法的轮廓面(profile)图。

具体实施方式

本发明的成形加工用铝合金板(以下称铝合金板)，是通过冲压加工等成形为期望的形状后，对表面实施涂装、烘烤处理，用于制造成汽车的面板结构体等的板材。本发明的铝合金板没有特别规定板厚，但作为成为为这样的汽车的面板的结构体的板材，一般为1.0mm左右。

以下，就用于实现本发明的铝合金板的方式进行说明。

本发明的铝合金板，由如下铝合金形成，其含有Si：0.4～1.5质量％、Mg：0.4～1.0质量％、Fe：0.1～1.0质量％、Mn：0.1～0.5质量％，余量由Al和不可避免的杂质构成，与一般的铝合金板同样，经过熔融、铸造、热轧、冷轧而制造成板材(制造方法的详情后述说明。)。而且，所述铝合金也可以还含有Cu：0.05～1.0质量％。而且，本发明的铝合金板，在包含轧制方向的截面的板厚方向中心部，当量圆直径为2.0μm以上的Al-Mn-Fe(-Si)系金属间化合物，面积率：0.4％以上，个数密度1350个/mm²以上。以下，对于构成本发明的铝合金板的各要素进行说明。

[铝合金的成分]

(Si：0.4～1.5质量％)

Si作为基体金属杂质混入铝合金中，另外，在铝合金中，具有通过固溶强化使强度提高的效果，此外与Mg共存时，在涂装烘烤处理等的低温下的人工时效处理时，生成Mg-Si系金属间化合物(Mg₂Si)而有助于强度提高。为了利用这些效果得到充分的强度，Si的含量为0.4质量％以上，优选为0.6质量％以上。另一方面，若Si的含量超过1.5质量％，则铸造中在凝固时，结晶物在其后的冷却时生成析出物分别粗大化，在后续的工序中仍残留，因此成形性降低，此外因为发生晶界裂纹，所以焊接性降低。因此Si量为1.5质量％以下，优选为1.3质量％以下。

(Mg：0.4～1.0质量％)

Mg在铝合金中，具有通过固溶强化使强度提高的效果，此外与Si共存时，在涂装烘烤处理等的低温下的人工时效处理时，生成Mg₂Si这样的Mg-Si系金属间化合物，有助于强度提高。为了利用这些效果得到充分的强度，Mg的含量为0.4质量％以上。另一方面，若Mg的含量超过1.0质量％，则铸造时所述金属间化合物变得粗大并结晶、析出，在后续的工序中仍残留，因此成形性降低。因此Mg含量为1.0质量％以下，优选为0.8质量％以下。

(Fe：0.1～1.0质量％)

Fe作为基体金属杂质混入铝合金中，另外在铝合金中，与Mn、Si一起生成Al₆(Mn、Fe)这样的Al-Mn-Fe系金属间化合物和Al₁₂(Mn、Fe)₃Si这样的Al-Mn-Fe-Si系金属间化合物。铸造时这些金属间化合物结晶出来，在热轧后以该结晶物为核进行再结晶，成为微细且随机的集合组织。为了使结晶物达到适当量并得到微细的再结晶组织，Fe的含量为0.1质量％以上，优选为0.15质量％以上，更优选为0.2质量％以上。还有，关于Fe允许一定程度的含量，可在该铝合金的原料中大量混合废料等，循环利用性提高。但是，若Fe的含量超过1.0质量％，则所述金属间化合物生成得粗大，强度和成形性降低。因此，Fe的含量为1.0质量％以下。

(Mn：0.1～0.5质量％)

Mn在铝合金中，与Fe、Si一起生成Al₆(Mn、Fe)这样的Al-Mn-Fe系金属间化合物和Al₁₂(Mn、Fe)₃Si这样的Al-Mn-Fe-Si系金属间化合物。铸造时这些金属间化合物结晶出来，在热轧后以该结晶物为核进行再结晶，成为微细且随机的集合组织。为了使结晶物达到适当量并得到微细的再结晶组织，Mn的含量为0.1质量％以上。另一方面，若Mn的含量超过0.5质量％，则所述金属间化合物生成得粗大，强度和成形性降低。因此，Mn的含量为0.5质量％以下。

(Cu：0.05～1.0质量％)

Cu在铝合金中固溶，提高加工硬化性，提高冲压加工时的成形性。另外，Cu在涂装烘烤处理的低温下的人工时效处理中，具有促进时效析出物的形成的效果。为了使这些效果充分，优选Cu的含量为0.05质量％以上。另一方面，若Cu的含量超过1.0质量％，则加工硬化过大，成形性降低，另外耐应力腐蚀裂纹性和耐丝状锈蚀性显著劣化。因此，Cu含量1.0质量％以下。

(Cr：0.15质量％以下、Zr：0.15质量％以下、Ti：0.007～0.10质量％、Zn：0.5质量％以下)

本发明的铝合金板，除了上述成分以外，考虑作为不可避免的杂质例如还含有Cr、Zn、Ti、Zr、B。如果其含量为Cr、Zr各0.15质量％以下，Zn为0.5质量％以下，Ti为0.10质量％以下，则不会阻碍本发明的效果而被允许。另外，通过添加Ti和B，能够得到使铝合金的铸锭组织微细化的作用。为了得到这样的作用，通常以质量比计，将Ti调配为B的5倍的铸锭微细化剂(TiB)，以华夫饼状或棒状的形态添加到熔汤(投入熔融炉、夹杂物过滤器、脱气装置、熔汤流量控制装置的任意一个之中的板坯凝固前的熔汤)。这时，通过铝合金板中的Ti的含量为0.007质量％以上的量的Ti(TiB)的添加，铸锭的晶粒得到微细化，铝合金板的成形性提高。即，为了得到所述效果，优选使Ti的含量为0.007质量％以上，这时，与所述调配对应的B也必然被添加。另一方面，若铝合金的Ti的含量超过0.10质量％，则粗大的结晶物形成，铝合金板的成形性降低。因此，Ti的含量为0.10质量％以下，另外对应所述调配而允许B的含量。

若Cr、Zr的各含量超过0.15质量％，则粗大的金属间化合物生成，铝合金板的成形性降低，另外耐腐蚀性降低。同样，若Zn的含量超过0.5质量％，则粗大的金属间化合物生成，铝合金板的成形性降低，另外耐腐蚀性显著降低。另一方面，Cr、Zr在制造铝合金板时，在均质化热处理时生成分散粒子(分散相)，具有使晶粒微细化的效果，因此优选在前述范围内含有。另外，Zn大量添加到热交换器用的铝合金硬钎焊板等包覆材中，因此其在这一制造过程中发生的废料中大量含有。因此，本发明的铝合金板，关于Zn允许一定程度的含量，在该铝合金的原料中可大量混合所述废料，循环利用性提高。

[铝合金板的金属间化合物]

(在包含轧制方向的截面的板厚方向中心部的当量圆直径为2.0μm以上的Al-Mn-Fe(-Si)系金属间化合物的面积率：0.4％以上，个数密度1350个/mm²以上)

存在于本发明的铝合金板中的金属间化合物，主要有Al₆(Mn、Fe)、Al₁₂(Mn、Fe)₃Si等的Al-Mn-Fe系、Al-Mn-Fe-Si系金属间化合物(以下将其统称为“Al-Mn-Fe(-Si)系金属间化合物”)和Mg₂Si等的Mg-Si系金属间化合物。在铝合金板中，这些金属间化合物之中，一定程度上的在热轧后成为再结晶的核。在此，本发明的铝合金板，因为在冷轧后进行固溶处理，所以Si、Mg的一部分固溶。因此，在铝合金板中，特定在热轧后、即冷轧前成为再结晶核的Mg-Si系金属间化合物有困难，因此以Al-Mn-Fe(-Si)系金属间化合物为指标。即，在包含铝合金板的轧制方向的截面(L-ST面)的板厚方向中心部的当量圆直径为2.0μm以上的Al-Mn-Fe(-Si)系金属间化合物，被推测为在热轧后成为再结晶的核金属间化合物。

所谓当量圆直径为2.0μm以上的金属间化合物，是指该金属间化合物的铝合金板的截面的面积(截面积)为2.0μm的圆的面积以上，以最大长度计相当于3～6μm左右。而且，如此这样的Al-Mn-Fe(-Si)系金属间化合物，在包含铝合金板的轧制方向的截面的板厚方向中心部，面积率为0.4％以上且存在1350个/mm²以上，则在热轧板的阶段，至少在表面，能够成为再结晶的核的尺寸的金属间化合物(含有Mg-Si系金属间化合物)充分分布，能够判定可形成微细且取向随机的再结晶组织。这样的金属间化合物的分布，通过前述的Mg、Si、Fe、Mn的各含量和后述的制造条件进行控制。

在轧制板中，轧制面即靠近铸锭表面的金属间化合物的一方在轧制时破碎而容易微细化，因此在热轧板的表面邻域成为再结晶的核的、尺寸在一定程度以上的金属间化物，其大部分在后续的冷轧中有破碎的倾向。因此，在本发明的铝合金板比较大的金属间化合物容易大量存在(残留)的板厚方向中心部，规定金属间化合物的分布。还有，所谓截面的板厚方向中心部，具体来说就是指，以板厚方向1/2的部位为中心，相当于板厚的55～70％的范围。在本发明的铝合金板中，观察包含轧制方向的截面的金属间化合物，根据其当量圆直径筛选分布的规定对象。

在金属间化合物的检测机构中，以扫描型电子显微镜(SEM)的应用作为一例列举。Al-Mn-Fe(-Si)系金属间化合物在SEM的组成(COMPO)像中，能够根据与母相的对比度来挑选，Al-Mn-Fe系金属间化合物和Al-Mn-Fe-Si系金属间化合物比Al母相发白，Mg-Si系金属间化合物比Al母相发黑。铝合金板的截面的金属间化合物，能够以如下方式测量：切下铝合金板，以机构研磨将包括轧制方向和板厚方向的切割面(L-ST)加工成镜面作为观察面，以铝合金板的板厚方向1/2为的部位为中心，观察相当于板厚的55～70％的范围。从该范围的区域，优选以倍率100倍左右观察、拍摄多个视野，使用图像处理装置等，测量当量圆直径为2.0μm以上Al-Mn-Fe(-Si)系金属间化合物的面积率和个数密度。

接着，说明本发明的成形加工用铝合金板的制造方法。本发明的铝合金板，通过进行如下工序制造：熔融所述成分的铝合金而铸造铸锭的铸造工序；通过热处理使铸锭均质化的均热处理工序；热轧该铸锭而成为热轧板的热轧工序；冷轧热轧板而成为冷轧板的冷轧工序；通过加热、冷却对冷轧板进行固溶、淬火处理的固溶处理工序。以下对于各工序的条件进行说明。

[铸造工序]

首先，熔融铝合金，通过DC铸造法等公知的半连续铸造法进行铸造，冷却至低于铝合金的固相线温度，得到铸锭。

[均热处理工序]

在轧制铸锭之前，需要以规定温度进行均质化热处理(均热处理)。通过对铸锭实施热处理，内部应力被除去，铸造时发生偏析的β-Mg₂Si和组织被均质化，另外，铸造冷却时结晶出或之后析出的金属间化合物生长，在热轧后达到能够作为再结晶的核的适度的大小。

(热处理温度：500～580℃，热处理时间：1小时以上)

在均热处理工序中，热处理温度(铸锭温度)低于500℃时，铸锭的组织的均质化花费时间，因此生产率变低，此外若温度低，则难以使本发明的铝合金板的成分的铸锭均质化。另一方面，若热处理温度超过580℃，则铸锭局部性地再熔融(烧熔burning)，板的表面的性状恶化，此外无法进行其后的热轧。因此在均热处理工序中，热处理温度为500℃以上、580℃以下。另外，如果热处理时间低于1小时，则铸锭的均质化有可能未完毕，因此要在1小时以上，另一方面，虽然上限没有特别限定，但若处理时间长，则生产率降低，因此优选为10小时以下。

在轧制铸锭之前，需要进行切削除去铸锭的表层的端面铣削。端面铣削在均热处理前后均可以进行。均热处理之前进行端面铣削时，优选在均热处理结束后，以铸锭的温度降低达到热轧的规定开始温度而快速地开始热轧。另一方面，在均热处理之后进行端面铣削时，将铸锭加热(预备加热)至所述规定的开始温度之后再进行热轧。

[热轧工序]

热轧均质化的铸锭。首先，对于达到规定的温度范围的开始温度的铸锭进行粗轧，再通过终轧成为需要的板厚，以规定的温度以上的结束温度卷取而得到热轧板。热轧板的板厚为铝合金板时的板厚，即，根据后述的冷轧工序后的冷轧板的板厚，逆运算设定冷轧工序的总轧制率(冷加工率)，具体来说优选为1.7～10mm左右的范围。

(开始温度：350～450℃)

若轧制超过450℃的温度的铸锭等，则热轧的结束温度有可能变得过高，在其后的再结晶中组织粗大化，最终制造成铝合金板时发生橘皮等问题，因此热轧开始温度为450℃以下。另一方面，若温度低，则变形阻抗大，因此提高1道次的压下率有困难，达到需要的板厚的道次数量变多，生产率降低，而且大量反复道次导致温度进一步降低。在热轧开始时，铸锭的温度低于350℃时，结束温度过低同，不能满足后述的规定温度，因此热轧开始温度在350℃以上。这样的开始温度通过在先行的均热处理的结束后将铸锭冷却至该开始温度，或者在均热处理后预备加热已经冷却的铸锭来加以控制。

(板厚100mm～30mm的压下率40％以上的轧制道次：1道次以上)

热轧与一般的铝合金材的热轧同样，能够在1道次的压下率为30％～50％左右的范围进行，但在本发明中，为了降低道次数量而提高生产率，另外，为了抑制温度降低而使结束温度达到后述的规定值以上而使之再结晶，优选各道次的压下率达到一定程度。特别是从板厚100mm以下至比30mm薄之前，至少需要压下率40％以上的轧制道次进行1道次。在热轧(粗轧)的初期～中期，没有以40％以上的高的压下率轧制时，晶粒粗大化，这样的粗大组织残存至热轧(终轧)的结束。其结果是，在其后的再结晶中，即使金属间化合物充分分布，也难以得到微细的结晶组织。该压下率40％以上的轧制道次在超过100mm的板厚的轧制板上进行，该轧制板的深处的轧制组织仍容易残存，另一方面，在低于30mm的板厚的轧制板上进行，因为这一道次造成的板厚的变化量的绝对值小，因此仍无法充分取得效果。还有，所谓限定为100mm～30mm的板厚，是指以压下率40％以上的道次进行轧制之前的板厚。

(结束温度：(445-(最终道次压下率)×3℃以上)

在热轧工序结束时(热终轧结束时)，若热轧板的卷取温度(结束温度)低，则在热终轧的最终道次后再结晶的进行不充分，在热轧板中残存轧制组织。本发明的铝合金板，如前述，在热轧后，以适当分布的金属间化合物为核形成微细的再结晶组织。因此，在冷轧前需要完全再结晶，因此有轧制组织残存的热轧板，需要在冷轧前进行退火(中间退火)工序，生产率降低。另一方面，最终道次的压下率越高，其后的再结晶有越容易进行的倾向。以r表示该最终道次的压下率(％)时，如果结束温度为(445-(3r)℃以上，则再结晶在热轧板的卷取时充分进行完毕(不残存轧制组织)。即，在热轧的最终道次中，压下率越高，结束温度也越低，但如前述，若轧制板的温度低，则变形阻抗大，因此提高压下率有困难。因此，热轧工序中的结束温度为所述最终道次的压下率所对应的温度以上。还有，若结温度超过400℃，则如前述再结晶中组织粗大化，但通过规定开始温度的上限，结束温度超过400℃的情况难以发生，因此在本发明中没有特别规定。

(热轧板的再结晶组织的观察方法)

在此，说明观察热轧板的再结晶的进行状态的方法。若再结晶完毕，则等轴状的再结晶晶粒，具体来说如日本专利第3491819号公报所示，在与热轧板的轧制面(表面)平行的面和包含轧制方向的截面的各面中，能够得到平均长宽比为1～3的范围的再结晶晶粒。详细地说，热轧板组织的轧制方向的粒径d_L、轧制直角(宽度)方向的粒径d_LT、板厚方向的粒径d_ST为1≤d_L/d_LT≤3，1≤d_L/d_ST≤3的等轴状的再结晶晶粒。相对于此，长宽比d_L/d_LT、d_L/d_LT的平均超过3，表示轧制组织的纤维组织残留。还有，关于低于1时，因为不是通过轧制使d_L比d_LT、d_ST短，因此没有规定。能够以如下方式测定：d_L/d_LT是对于热轧板的表面进行机械研磨，d_L/d_LT是对于包含热轧板的轧制方向截面进行机械研磨，分别进行机械研磨之后进行电解蚀刻使用光学显微镜(使用偏光板)观察。

[冷轧工序]

(总轧制率：40％以上)

对热轧板进行冷轧，达到规定的铝合金板的板厚而成为冷轧板。冷轧其冷轧率(冷加工率)越高，应变积蓄越多，后述的固溶处理带来的再结晶组织的晶粒越微细，表面性状越提高。总轧制率低于40％时，经固溶处理再结晶晶粒粗大化，成形加工后得不到良好的表面性状，因此以40％以上的总轧制率进行冷轧。若总轧制率变大，则冷轧道次数量增加，生产率降低，因此优选为90％以下。

根据本发明的铝合金板的制造方法，在热轧工序中，通过成为所述规定值以上的结束温度，热轧板的再结晶完毕，因此至冷轧工序之前不需要在途中进行退火而使之再结晶。换言之，如果达不到前述规定的热轧结温度，则要在热轧板或冷轧板的途中进行中间退火使之再结晶，才能够制造铝合金板。若退火温度(热轧板的温度)不充分，则再结晶无法进行，反之若过高，则晶粒粗大化，铝合金板的晶粒也变得粗大，表面性状劣化。应用热轧板的升温速度快的连续退火炉时，使退火温度为400～550℃的范转，退火时间(通板时间)为30秒以下。相对于此，应用分批式的炉时，因为升温速度慢，所以在300～450℃的范围进行1～10小时。通过这样的中间退火，不仅热轧板进行再结晶，而且晶粒微细，因此铝合金板的表面性状进一步提高。因此，在热轧结时，对于完成了再结晶的热轧板也可以还进行中间退火。

[固溶处理工序]

(加热温度500～560℃)

通过加热冷轧板进行固溶处理，其后冷至到室温(50℃以下)，由此进行淬火处理，成为本发明的铝合金板。通过进行这样的处理，使冷轧板中作为金属间化合物存在的Mg、Si尽可能多地固溶，以确保成形后的涂装、烘烤的烘烤硬化性。固溶、淬火处理能够以6000系这样公知的Al-Mg-Si系合金材同样的方法进行。冷轧板的温度低于500℃时，Mg、Si无法充分固溶，固溶量不足，因此得不到烘烤硬化性。另一斋，若冷轧板超过560℃，则由于共晶熔融导致延伸率显著降低，或者晶粒粗大化，板表面发生橘皮，涂装后的表面性状劣化。因此，冷轧板的加热温度为500～560℃。如果冷轧板达到该范围的温度，则能够得到前述效果，因此不需要保持这一温度，即使延长保持时间，效果也不会进一步提高，生产率却降低，因此优选为30秒以下。而且，在到达加热温度后的冷却中，若冷却速度慢，则在晶界容易析出粗大的Mg₂Si、Si等，成形性降低，因此优选通过水冷(水淬火)等进行急冷。

[预备时效处理工序]

经过固溶、淬火处理的Al-Mg-Si系合金材，若放置到室温，则通过自然时效(室温时效)，强度(屈服强度)渐渐增加，随之而来的是成形性降低。因此，为了预先使强度充分提高，并且抑制其后的经时变化，优选铝合金板再以6000这样公知的Al-Mg-Si系合金材同样的方法进行预备时效处理。详细地说，就是以70～120℃的温度保持3小时以上后，放冷至室温。处理温度低于70℃时，不能充分获得涂装、烘烤后的强度。另一方面，若保持在超过120℃的温度下，则屈服强度过大，变形阻抗变大，因此成形性降低。

[铝合金板的机械的特性]

本发明的铝合金板，具有可以进行用于成形为汽车的面板结构体等的冲压加工和卷边加工的成形性，此外在成形后，在涂装、烘烤后还具有充分的强度。具体来说，就是作为板厚1.0mm的铝合金板，经过了前述预备时效处理，可达到抗拉强度：200MPa以上，0.2％屈服强度：100MPa以上、150MPa以下，延伸率：20％以上。

以上，对于用于实施本发明的方式进行了阐述，以下，将确认到本发明的效果的实施例与不满足本发明的要件的比较例进行对比，具体加以说明。还有，本发明不受此实施例限定。

【实施例1】

[供试材制作]

(铸造～均质化热处理)

熔化表1所示的组成的铝合金，使用半连续铸造法制作厚600mm的铸锭。以550℃的热处理温度保持5小时，由此进行均质化之后冷却至室温，进行端面铣销处理。

(热轧～冷轧)

接着，预备加热铸锭，使开始温度为400℃而进行热轧(粗轧、终轧)，成为板厚4.0mm的热轧板。在粗轧中，为板厚80mm，经下一道次达到板厚40mm(压下率50％)。此外，使热轧(终轧)的最终道次之前的板厚为8mm，以压下率50％形成为板厚4.0mm的热轧板，以结束温度320℃卷取。不对该热轧板进行退火，进行冷轧，制作板厚1.0mm的冷轧板(总轧制率75％)。

(固溶、淬火处理、预备时效处理、室温时效)

以连续式的热处理炉加热冷轧板，以到达温度550℃保持10秒(固溶处理)，进行水冷(水淬火)。再以70℃保持5小时后，放冷至室温(预备时效处理)，在室温下放置3个月(室温时效)，成为铝合金板的供试材。

(Al-Mn-Fe(-Si)系金属间化合物的分布的测量)

切割下铝合金板埋入树脂，以包含轧制方向和板厚方向的面作为观察面进行研磨而成为镜面。在以该镜面化的面的板厚方向的1/2的部位为中心的板厚方向±0.25mm的范围内(板厚的50％的范围)，用扫描型电子显微镜(SEM)，以加速电压20kV，倍率100倍的组成(COMPO)像观察20个视野(共计5mm²)。比母相发白的部分视为Al-Mn-Fe系金属间化合物和Al-Mn-Fe-Si系金属间化合物(Al-Mn-Fe(-Si)系金属间化合物)，求得当量圆直径2.0μm以上的金属间化合物的面积的合计和个数，计算面积率和个数密度。铝合金的截面的板厚中心部的当量圆直径为2.0μm以上的Al-Mn-Fe(-Si)系金属间化合物的面积率和个数密度显示在表1中。

[评价]

对于铝合金板的供试材，通过以下的方法，评价皱痕性、机械的特性、成形性和弯曲性，结果显示在表1中。

(皱痕性)

作为皱痕性的指标，与专利文献6同样，评价冲压加工后的铝合金板表面的凹凸差。从铝合金上切割下轧制方向长40mm×轧制直角方向长200mm的试验片、轧制方向长100mm×轧制直角方向长300mm的试验片这两种形状的试验片。对于这些试验片模拟冲压加工，对纵长方向(轧制直角方向)施加拉伸(拉伸变形)，由此分别对于轧制方向长40mm的试验片赋予15％的塑性应变，对于轧制方向长100mm的试验片赋予10％的塑性应变。

对于各个试验片，以粗糙度仪沿轧制直角方向测量长20mm的范围的板表面的凹凸的轮廓。测量的轮廓(剖面曲线)如图3中虚线所示，是短周期的粗糙度曲线和长周期的波浪曲线合成的曲线，因此如同图中实线所示，为在各表面位置平均值化的轮廓(波浪曲线)，计算长20mm(图中L)的中的由轮廓得到的最高位置P1和最低位置P2的差(凹凸差，图中h)。若凹凸差为12μm以上，则进一步涂装的表面发生皱痕，凹凸差在10μm以上，会发生轻度的皱痕。在各试验片中，同样地测量3处，凹凸差的平均值(轧制方向长40mm的试验片：h₄₀，轧制方向长100mm的试验片：h₁₀₀)显示在表1中。以h₄₀、h₁₀₀进行判定，在轧制方向长40mm的试验片(塑性应变15％)中没有发生皱痕(h₄₀＜10μm)的为合格，并且在轧制方向长100mm的试验片(塑性应变10％)中，发生轻度皱痕或没有发生皱痕(h₁₀₀＜12μm)的为合格，此外在任一个试验片中均没有发生皱痕的(h₄₀＜10μm，h₁₀₀＜10μm)特别优异，以“◎”表示，稍差的(h₄₀＜10μm，10μm≤h₁₀₀＜12μm)以“○”表示。不合格的(h₄₀≥10μm，h₁₀₀≥12μm的至少一方)由“×”表示。

(机械的特性：抗拉强度、0.2％屈服强度、延伸率)

切割下铝合金板，以轧制方向为纵长方向，制作50mm×25mm的JIS 5号拉伸试验片。以室温依据JISZ2241对该试验片进行拉伸试验，测量抗拉强度、0.2％屈服强度(As屈服强度)、延伸率。另外，同上述切下铝合金板制作JIS5号拉伸试验片，模拟冲压加工、涂装和烧烤处理，赋予2％的预应变，用热处理炉以170℃进行20分钟的热处理。对于该试验片进行拉伸试验，测量0.2％屈服强度(AB屈服强度)。合格标准为，抗拉强度：200MPa以上、As屈服强度：100MPa以上、150MPa以下，延伸率：20％以上、AB屈服强度：170MPa以上。

(成形性：拉伸成形性)

评价球状拉伸凸模成形的极限拉伸高度，以之取代评价铝合金板在冲压加工中有无裂纹。作为试验片，将铝合金板切割为轧制方向长110mm×轧制直角方向长200mm。如图1所示，使用夹具(坯缘压牢器)以一定折叠压力，将该试验片固定在内径(孔径)102.8mm、肩半径Rd：5.0mm、外径220mm的冲模中。然后，在冲模-夹具间的间隙中夹入与试验片同样厚1mm的垫片(图示省略)，由此一边保持固定，一边对于试验片表面，将球头直径100mm(半径Rp：50mm)的球头冲头以垂直方向压入，进行拉伸加工，求得直至观察到裂纹和缩颈的拉伸高度的极限值。极限拉伸为30mm以上的为合格。

(成形性：弯曲性)

作为弯曲性的评价，进行挤压成形为汽车的外板后模拟平面折边的弯曲加工试验来评价。将铝合金板切割成轧制方向长180mm×轧制直角方向长30mm，为了模拟挤压成形的状态而赋予10％的预应变，制作弯曲加工试验片，沿着轧直角方向折叠，如此进行模拟图2所示的平面折边加工的以下弯曲加工。

作为加工余量(从平面折边加工后折叠到试验片的内侧的端部至折缝部的距离)，从纵长方向一端使之露出至12mm，如图2(a)所示，用夹具压牢在肩半径R：0.8mm(试验片的板厚的0.8倍)的冲模上，用冲头使所述加工余量折叠90°(向下弯边(down flange)工序)。接着，如图2(b)所示，再将加工余向大约45°度(累计135°)内侧折叠(预扣合(pre-hemming)工序)。最后，将模拟内面板的板厚1.0mm的铝合金板(内板材，参照图2(b))装入试验片的折缝间，如图2(c)所示，使内板材的两面与试验片密接而将加工余量向内侧折叠大约180°(平面折边工序)。

遍及整个试验片(外面板)以目测观察折叠部的外侧表面，包括微小的裂纹在内都没有看到的为弯曲性合格。此外为发生橘皮的为优异“◎”，发生橘皮的为良好“○”。关于不良，发生了微小裂纹的为“×”，发生了巨大裂纹的为“××”，显示在表1中。

【表1】

(注)余量是Al和不可避免的杂质  *：本发明的范围外 下划线是不满足合格标准的值

如表1所示，供试材No.1～15是铝合金的成分的各含量在本发明的范围内的实施例，制造方法的各条件在本发明的范围内，因此Al-Mn-Fe(-Si)系金属间化合物以充分的大小结晶、析出，成为微细且随机取向的结晶的集合组织，特别是金属间化合物的个数密度越多，越显示出不会发生皱痕的良好的表面性状，另外屈服强度等的机械的特性和成形性也良好，作为成形加工用铝合金板能够得到良好的结果。

(基于铝合金的成分的评价)

相对于此，供试材No.16～27是铝合金的成分不满足本发明的要件的比较例。供试材No.16、20、22分别Si、Fe、Mn不足，因此金属间化合物无法充分结晶、析出，其结果是，在涂装后的表面发生皱痕。另外，供试材16、18分别Si、Mg不足，屈服强度等的强度不足。还有，供试材No.28虽然各个成分满足本发明的要件，但是Fe为本发明的范围下限，Mn如供试材No.4多达上限邻域，因此金属间化合物无法充分结晶、析出，其结果是在涂装后的表面发生皱痕。

反之，供试材No.17、19、24因为Si、Mg、Cu分别过剩，所以强度过大而成形性降低。此外，Cu过剩的供试材No.24还发生丝状锈蚀。供试材No.19、21、23、25～27因为Mg、Fe、Mn、Cr、Zn、Ti过剩，所以结晶物和析出物粗大，并多发，这些析出物等在弯曲加工时成为裂纹的起点，弯曲性降低。

【实施例2】

使用与所述实施例1的供试材No.1、5、7、14相同的铝合金的成分，制作改变了热轧的最终道次的条件的供试材，与实施例1同样的进行评价。

[供试材制作]

(铸造～均质化热处理)

对于表2所示的组成(作为合金No.显示实施例1的供试材No.)的铝合金，与实施例1同样，制作厚600mm的铸锭，实施550℃×5小时的均质化热处理，进行端面铣销处理。但是，对于供试材No.33实施480℃×9小时的均质化热处理，对于供试材No.34实施600℃×2小时的均质化热处理。

(热轧)

接着，预备加热铸锭，使开始温度为400℃而对其进行热轧(粗轧、终轧)，成为板厚4.0mm的热轧板。与实施例1同样，在粗轧中，为板厚80mm，经下一道次达到板厚40mm(压下率50％)。在热轧(终轧)的最终道次，调整之前的板厚，以表2所示的压下率成为板厚4.0mm的热轧板，再以表2所示的结束温度卷取。

(热轧板的热轧板组织的观察)

在热轧后切割下热轧板，观察热轧板组织，判定再结晶的进行状态。机械研磨热轧板的表面，与距所述表面板厚的1/4的部分的轧制面平行的面作为观察面。另外，同样地机械研磨包含轧制方向的截面作为观察面，以该截面的板厚的1/2的部位作为观察区域再使用5％的氢氟酸水溶液(溶液温度20～30℃)，以电压30V，对于各个观察面进行60～90秒的电解蚀刻，之后以光学显微镜(使用偏光板)以100倍的倍率观察热轧板组织。由显微镜像，通过样线截取法(line intercept method)测量轧制方向、轧制直角方向、板厚方向的各粒径d_L、d_LT、d_ST。一次的测量线长度为200μm，以每个方向每1个视野各5个计，共计观察5个视野，计算各粒径的平均值。由各粒径的平均值求得平行于热轧板的表面的面的长宽比d_L/d_LT，包含轧制方向的截面的长度比d_L/d_ST，对于1≤d_L/d_LT≤3，1≤d_L/d_ST≤3的热轧板，判定为能够得到等轴状的再结晶，再结晶完毕，不用进行中间退火而进行后续的冷轧。相对于此，长宽比d_L/d_LT、d_L/d_ST的至少一方超过3的热轧板，判定为再结晶未完毕，进行以下的中间退火之后再进行冷轧。

[中间退火]

经热轧板组织的观察判定为再结晶完毕的热轧板，用连续退火炉进行500℃×10秒或用批式炉进行350℃×5小时的中间退火。详细地说，就是在连续退火炉中，将热轧板以20℃/秒的升温速度加热至500℃，退火时间(通板时间)10秒钟后，以100℃/秒的降低速度冷却至室温。在批式炉中，将热轧板以20℃/秒的升温速度加热至350℃，保持退火时间5小时后，以20℃/秒的降低速度冷却至室温。以连续退火炉进行中间退火的供试材以“连续”显示在表2的中间退火的规格栏中，以批式炉进行中间退火的供试材以“分批”显示在表2的中间退火的规格栏中，未进行中间退火的供试材由“-”表示。

(冷轧、固溶、淬火处理、预备时效处理)

与实施例1同样地对于热轧板进行冷轧，制作板厚1.0mm的冷轧板(总轧制率75％)。再与实施例1同样，以到达温度550℃对于冷轧板进行固溶处理并进行水冷(水淬火)，进行70℃×5小时的预备时效处理，经3个月的室温时效，成为铝合金板的供试材。还有，在供试材的制作中，不能进行中间往后的工序和测量、评价的供试材，在表2的各栏中以“-”表示。

[评价]

与实施例1同样，对于铝合金板的供试材，测量Al-Mn-Fe(-Si)系金属间化合物分布(面积率和个数密度)，评价皱痕性、机械的特性和成形性，结果显示在表2中。还有，实施例1的供试材No.1、5、7、14也一并显示在表2中。

【表2】

(注1)余量是Al和不可避免的杂质  *：本发明的范围外 下划线是不满足合格标准的值

(注2)

No.	均质化热处理
		33	480℃×9hr
34	600℃×2hr
		其他	550℃×5hr

如表2所示，供试材No.29、30、32、36、37、40、41与实施例1同样，热思的最终道次的条件在本发明的范围内，因此在热轧板中，卷取后再结晶完毕，即使不进行中间退火而进行冷轧，与供试材No.1、5、7、14同样，仍显示出未发生皱痕的良好的表面性状，机械的特性和成形性均良好，作为成形加工用铝合金板也能够得到良好的效果。

相对于此，供试材No.31、35、38、39对于最终道次的压下率来说，温度过低，在热轧结束后再结晶未充分进行，因此需要在冷轧前进行中间退火以使再结晶完比。因此，虽然能够得到与前述的实施例1同样显示出不发生皱痕的良好的表面性状的成形加工用铝合金板，但生产率降低。

供试材No.33，均质化热处理的温度低，铸锭的组织的均质化进行缓慢，金属间化合物粗大化，个数密度不足，热轧结束后再结晶组织达不到微细，发生皱痕。供试材No.34均质化热处理的温度高，铸锭发生烧熔，不能进行其后的热轧。

Claims (4)

1.一种成形加工用铝合金板，其特征在于，由如下铝合金形成，该铝合金含有Si：0.4～1.5质量％、Mg：0.4～1.0质量％、Fe：0.1～1.0质量％、Mn：0.1～0.5质量％，余量是Al和不可避免的杂质，

在包括轧制方向的截面的板厚方向中心部，当量圆直径为2.0μm以上的Al-Mn-Fe(-Si)系金属间化合物的面积率：0.4％以上，个数密度：1350个/mm²以上。

2.根据权利要求1所述成形加工用铝合金板，其中，所述铝合金还含有Cu：0.05～1.0质量％。

3.根据权利要求1或2所述成形加工用铝合金板，其中，所述铝合金还含有Cr：0.15质量％以下、Zr：0.15质量％以下、Ti：0.007～0.10质量％、Zn：0.5质量％以下中的至少一种元素。

4.一种成形加工用铝合金板的制造方法，其特征在于，其进行如下工序：铸造工序，熔解权利要求1～3中任一项所述的铝合金来铸造铸锭；均质化热处理工序，在500～580℃的范围的温度，对所述铸锭进行1小时以上的热处理进行均质化；热轧工序，使所述均质化的铸锭达到350～450℃的范围的温度之后进行热轧来制造热轧板；冷轧工序，以40％以上的总轧制率对所述热轧板进行冷轧制造冷轧板；固溶处理工序，将所述冷轧板加热达到500～560℃的范围的温度之后冷却到室温，

其中，所述热轧工序在达到100mm以下30mm以上的板厚时，压下率为40％以上的轧制道次至少进行1道次，在以r表示终轧道次中的压下率(％)时，使结束温度为(445-3r)℃以上而进行轧制。

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