CN104619873A

CN104619873A - 汽车构件用铝合金板

Info

Publication number: CN104619873A
Application number: CN201380047549.XA
Authority: CN
Inventors: 有贺康博; 松本克史
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2012-09-20
Filing date: 2013-09-13
Publication date: 2015-05-13
Anticipated expiration: 2033-09-13
Also published as: CA2881789A1; EP2899287A4; CN104619873B; EP2899287B1; EP2899287A1; WO2014046047A1; MX2015003449A; US20180305794A1; US20150218677A1; KR20150038678A; AU2013319131A1; AU2013319131B2

Abstract

本发明提供兼备强度和耐应力腐蚀裂纹性的汽车构件用7000系铝合金板。控制由常规方法制造的、特定组成的Al-Zn-Mg系铝合金板的冷轧率、固溶处理条件。然后，成为平均晶粒直径小，倾角为5～15°的小角度晶界的平均比例在15％以上，倾角大于15°的大角度晶界的平均比例为15～50％的组织。或者，成为平均晶粒直径小，具有Brass取向、S取向、Cu取向等特定取向的合计面积率为一定以上的特定的集合组织。

Description

汽车构件用铝合金板

技术领域

本发明涉及高强度的汽车构件用铝合金板。

背景技术

近年来，从考虑地球环境等角度出发，汽车车体的轻量化的社会性要求越发高涨。为了应对这一要求而进行的是，汽车车体之中，针对面板(引擎罩、车门、车顶等外板、内板)和保险杠加强件(保险杠R/F)及车门防撞梁等补强材等，部分性地取代钢板等钢铁材料而应用铝合金材料。

但是，为了汽车车体的进一步轻量化，在汽车构件之中，对于特别有助于轻量化的车体框架、立柱等汽车结构构件也需要扩大铝合金材料的应用。但是，这些汽车结构构件要求的0.2％屈服强度为350MPa以上等，与所述汽车面板相比需要高强度化。在这一点上，在所述汽车面板中所使用的，成形性、强度和耐腐蚀性以及在低合金组成下再循环性优异的JIS至AA6000系铝合金板中，即使控制组成、调质(固溶处理和淬火处理，还有人工时效硬化处理)，达成所述高强度化仍差距很大。

因此，在这样的高强度的汽车结构构件中，需要使用作为要求同样的高强度的所述补强材而使用的JIS至AA 7000系铝合金板。但是，Al-Zn-Mg系铝合金，即7000系铝合金，是通过使Zn和Mg所构成的析出物MgZn₂高密度分布而达成高强度的合金。因此，有发生应力腐蚀裂纹(以下称SCC)的危险性，为了加以防止，实际情况是不得不进行过时效处理，以屈服强度300Mpa的程度使用，作为高强度合金的特征薄弱。

因此，迄今为止，提出了各种的强度和耐SCC性这两方均优异的7000系铝合金的组成控制、析出物等的组织控制。

作为组成控制的代表例，例如，在专利文献1中利用的是，相比7000系铝合金挤出材的、适当地形成MgZn₂的Zn和Mg量(MgZn₂的化学计量比)而过剩添加的Mg有助于高强度化，通过相比MgZn₂的化学计量比而过剩地添加Mg，从而抑制MgZn₂量，不会使耐SCC性降低，且高强度化。

作为析出物等的组织控制的代表例，例如，在专利文献2中，在根据来自透射型电子显微镜(TEM)的观察结果，使人工时效硬化处理后的7000系铝合金挤出材的、晶粒内的粒径为1～15nm的析出物以1000～10000个/μm²的密度存在，从而减小晶内与晶界的电位差，使耐SCC性提高。

除此之外，虽不能全部例示，但使7000系铝合金挤出材的强度和耐SCC性的两方均优异的组成控制例、析出物等的组织控制例，与挤出材中的实用化多的程度成比例而大量存在。相对于此，7000系铝合金板的现有的组成控制、析出物等的组织控制例，相应于在板中的实用化少的程度而极少。

例如，在专利文献3中提出，在7000系铝合金板彼此被焊接接合的复合板所构成的结构材中，为了强度提高，而使人工时效硬化处理后的时效析出物作为直径为(埃)以下的球状存在一定量。但是，关于耐SCC性的性能完全没有公开，实施例中也没有耐腐蚀性的数据。

另外，在专利文献4中，针对人工时效硬化处理后的7000系铝合金板的晶粒内的结晶析出物，通过用400倍的光学显微镜的测量，将大小(换算为面积等价的当量圆直径)设为3.0μm以下，平均面积分率设为4.5％以下，以使强度、延伸率提高。

关于板的组织、集合组织的控制也提出若干内容。例如，在专利文献5、6中，为了实现结构材用的7000系板的高强度化、高耐SCC性化，在对铸锭进行锻造后，在温加工域反复轧制，使组织细微。这是由于，通过使组织细微，可抑制成为耐SCC性降低的原因的晶界与晶内的电位差的要因，即取向差为20°以上的大角度晶界，得到3～10。的小角度晶界为25％以上的组织。可是，这样的反复温轧的进行是因为，在常规方法的热轧、冷轧的方式中不能获得这种小角度晶界为25％以上的组织。因此，与常规方法在工序有很大不同，所以在用于制板上很难说得上是实用的方法。

关于该组织、集合组织的控制，虽然不是7000系铝合金的板而是挤出材，但在专利文献7中，为了使温加工性优异，还提出一种集合组织，其由包含亚晶粒的纤维状组织构成，主取向是Brass取向，由ODF(结晶取向分布函数)表示的对Brass取向的聚集度是随机取向的10倍以上。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2011-144396号公报

专利文献2：日本特开2010-275611号公报

专利文献3：日本特开平9-125184号公报

专利文献4：日本特开2009-144190号公报

专利文献5：日本特开2001-335874号公报

专利文献6：日本特开2002-241882号公报

专利文献7：日本特开2009-114514号公报

发明所要解决的问题

如此，强度和耐SCC性这两方均优异的7000系铝合金的组成控制、析出物，或集合组织等的组织控制等的各种提议，历来是在挤出材、所述温轧等特殊的轧制领域进行。但是，关于通过对铸锭进行均热处理后，再进行热轧和冷轧这样的常规方法而制造的轧制板，除了所述反复温轧这样的特殊轧制以外，实际情况是没有什么提议。

而且，挤出材与所述轧制板，在其热加工工序等的制造过程完全不同，制成的晶粒、析出物等的组织也与晶粒基本上为等轴晶粒的轧制板大不相同，例如晶粒是沿挤出方向伸长的纤维状等。因此，所述挤出材的组成控制、析出物等的组织控制等的提出，是否能够直接应用于7000系铝合金板或由该7000系铝合金板构成的汽车结构构件，到底对强度和耐SCC性两方的提高是否有效尚不清楚。即，除非实际确认，否则终究不过是预想的阶段。

因此，关于通过所述常规方法制造的7000系铝合金板的、强度和耐SCC性两方均优异的组织控制技术，现状是尚无有效的手段，不明之处很多，仍有阐明的余地。

发明内容

鉴于以上所述的课题，本发明的目的在于，提供一种由所述常规方法制造的、强度和耐SCC性两方均优异的汽车构件用的7000系铝合金板。

用于解决课题的手段

为了达成这一目的，本发明的汽车构件用铝合金板的主旨是，一种以质量％计含有Zn：3.0～8.0％、Mg：0.5～4.0％，余量由Al和不可避免的杂质构成的组成的Al-Zn-Mg系铝合金板，其中，具有如下组织：平均晶粒直径为15μm以下，并且倾角为5～15°的小角度晶界的平均比例在15％以上，且倾角大于15°的大角度晶界的平均比例为15～50％。

另外，本发明的汽车构件用铝合金板的主旨是，一种以质量％计含有Zn：3.0～8.0％、Mg：0.5～4.0％，余量由Al和不可避免的杂质构成的组成的Al-Zn-Mg系铝合金板，其中，具有如下集合组织：平均晶粒直径为15μm以下，并且具有Brass取向、S取向、Cu取向的晶粒的平均合计面积率为30％以上。

发明效果

本发明所说的铝合金板是指对于铸锭实施均热处理后进行热轧，再进行冷轧的冷轧板，此外是进一步实施固溶处理等调质的、由常规方法制造的7000系铝合金板。换言之，就是不包括像所述专利文献5、6这样的，在对铸锭锻造之后，再通过反复进行几次温轧这样的特殊的轧制方法所制造的板。然后，这样的原材铝合金板被加工成汽车构件。

本发明中，不将这样的由常规方法制造的7000系铝合金板的组织形成通常的等轴的再结晶组织，而是形成与所述挤出材类似的加工组织，由纤维状组织构成。然后，将其规定为如下组织：平均晶粒直径为15μm以下，并且倾角为5～15°的小角度晶界的平均比例在15％以上，且倾角大于15°的大角度晶界的平均比例为15～50％。通过形成这样的组织，在板中有应变进入时，不会局部性地集中，而能够成为均匀发生位错的组织。由此，即使是通过常规方法制造的7000系铝合金板，也能够达到0.2％屈服强度为350MPa以上这样的高强度，另外，延伸率也增大而能够确保成形性。另外，尽管是这样的高强度，仍能够抑制耐SCC性的降低。

另外，在本发明中，不将这样的由常规方法制造的7000系铝合金板的组织形成通常的等轴的再结晶组织，而是形成与所述挤出材类似的加工组织，由纤维状组织构成。而且，从集合组织的观点出发，将其规定为主取向为Brass取向、S取向、Cu取向。通过形成这样的集合组织，在板中有应变进入时，不会局部性地集中，而是能够成为均匀发生位错的组织。由此，即使是由常规方法制造的7000系铝合金板，也能够达到0.2％屈服强度为350MPa以上这样的高强度，另外，延伸率也增大而能够确保成形性。另外，尽管是这样的高强度，仍能够抑制耐SCC性的降低。

具体实施方式

以下，对于本发明的实施的方式，就每一要件具体的加以说明。

铝合金组成：

首先，对于本发明铝合金板的化学成分组成，包括各元素的限定理由在内，进行以下说明。还有，各元素的含量的％表示全部是质量％的意思。

对于本发明铝合金板的化学成分组成，作为Al-Zn-Mg-Cu系的7000系铝合金，为保证本发明所设想的汽车构件的强度、耐SCC性等特性而决定。从这一观点出发，本发明铝合金板的化学成分组成以质量％计含有Zn：3.0～8.0％、Mg：0.5～4.0％，余量由Al和不可避免的杂质构成。这一组成中，也可以进一步选择性地含有Cu：0.05～0.6％、Ag：0.01～0.15％中的一种或两种，除此之外，或与之另有区别，也可以选择性地含有Mn：0.05～0.3％、Cr：0.03～0.2％、Zr：0.03～0.3％中的一种或两种以上。

Zn：3.0～8.0％：

作为必须的合金元素的Zn，与Mg一起形成微细析出物而使强度提高。Zn含量低于3.0质量％时，强度不足，若高于8.0质量％，则晶界析出物MgZn2增加，SCC敏感性增强。因此，Zn含量为3.0～8.0％的范围，优选为5.0～7.0％的范围。为了抑制Zn含量变高，SCC敏感性增强，期望添加后述的Cu或Ag。

Mg：0.5～4.0％

作为必须的合金元素的Mg，与Zn形成微细析出物而使强度和延伸率提高。Mg含量低于0.5％时，强度不足，若高于4.0质量％，则板的轧制性降低，SCC敏感性也增强。因此，Mg含量为0.5～4.0％，优选为0.5～1.5％的范围。

Cu：0.05～0.6％、Ag：0.01～0.15％中的一种或两种：

Cu和Ag具有使Al-Zn-Mg系合金的耐SCC性提高的作用。含有其任意一种或两种时，若Cu含量低于0.05％、以及Ag含量低于0.01％时，耐SCC性提高效果小。另一方面，若Cu含量高于0.6％，则反而使轧制性和焊接性等诸多特性降低。另外，Ag含量即使高于0.15％而含有，其效果也是饱和，导致高价。因此，Cu含量为0.05～0.6％，优选为0.4％以下，Ag含量为0.01～0.15％。

Mn：0.05～0.3％、Cr：0.03～0.2％、Zr：0.03～0.3％中的一种或两种以上：

Mn、Cr和Zr将铸锭的晶粒微细化而有助于强度提高。含有其任意一种或两种、或三种时，Mn、Cr、Zr的含量均低于下限时，含量不足，而再结晶被促进，耐SCC性降低。另一方面，Mn、Cr、Zr的含量高于各自的上限时，因为形成粗大结晶物，所以延伸率降低。因此，为Mn：0.05～0.3％、Cr：0.03～0.2％、Zr：0.03～0.3％的各范围。

Ti、B：

Ti、B对于轧制板是杂质，但具有将铝合金铸锭的晶粒微细化的效果，因此作为7000系合金，允许JIS规格所规定的范围内的各种含有。Ti的上限为0.2％，优选为0.1％，B的上限为0.05％以下，优选为0.03％。

其他的元素：

另外，这些所述以外的Fe、Si等的其他元素是不可避免的杂质。作为熔融原料，除了纯铝锭以外，也假设(允许)有铝合金废料的使用带来的这些杂质元素的混入等，允许7000系合金的JIS规格所规定的范围内的各种含有。例如，如果Fe：0.5％以下，Si：0.5％以下，则不会对本发明的铝合金轧制板的特性造成影响，可允许含有。

组织：

在本发明的7000系铝合金板组织中，作为其前提，与通常的7000系铝合金板同样，从所述组成和基于所述常规方法的制造方法来看，微细的纳米级的尺寸的析出物在晶粒内大量存在，可达成强度、耐SCC性等基本特性。所谓该析出物，就是在晶粒内生成的所述Mg和Zn的金属间化合物(组成为MgZn₂等)，其中对应所述组成，还有包含Cu、Zr等含有元素的微细分散相。

平均晶粒直径与结晶晶界比例：

而且，本发明的7000系铝合金板组织，为了更高强度化、耐SCC性等特性的提高，而形成平均晶粒直径为15μm以下的纤维状的微细加工组织。另外，该纤维状的微细加工组织是倾角为5～15°的小角度晶界的平均比例在15％以上，且倾角高于15°的大角度晶界的平均比例为15～50％的组织。

如此，通过形成小角度晶界存在一定比例以上，并且与一定比例的大角度晶界混合这样的纤维状的微细加工组织，即使是由常规方法制造的7000系铝合金板，在板中有应变进入时，应变也不会局部性地集中，而是能够成为均匀变形的组织。由此，能够防止局部性的断裂，达到0.2％屈服强度为350MPa以上这样的高强度，延伸率也增大而能够确保成形性。另外，尽管是这样的高强度，仍能够抑制耐SCC性的降低。

另一方面，若欠缺这些要件，平均晶粒直径大于15μm，或是小角度晶界的平均比例低于15％，或大角度晶界的平均比例低于15％，则不能达成所述高强度化，延伸率也降低，成形性降低。

本发明中所谓的小角度晶界，是通过后述的SEM/EBSP法测量的结晶取向之内，结晶取向的差异(倾角)小至5～15°的晶粒之间的晶界。另外，本发明中所谓的大角度晶界，是该结晶取向的差异(倾角)大于15°、并在180°以下的晶粒之间的晶界。在此，取向差2以上且低于5°的结晶晶界，因为对高强度化的效果和影响极小，所以在本发明未予考虑，不进行规定。

作为该小角度晶界的平均比例，在本发明中，是将所测量到的小角度晶界的结晶晶界的总长(所测量的全部小倾角晶粒的结晶晶界的合计的长度)，对于同样所测量到的结晶取向的差异为2～180°的结晶晶界的总长(所测量的全部晶粒的结晶晶界的合计的长度)的比例，规定为倾角为5～15°的小角度晶界的比例。即，所规定的倾角为5～15°的小角度晶界的比例(％)，能够作为〔(5～15°的结晶晶界的总长)/(2～180°的结晶晶界的总长)〕×100来加以计算，使该值的平均为15％以上。还有，从制造的局限出发，5～15°的小角度晶界的比例的上限为60％左右。

另一方面，大角度晶界的平均比例，同样，是将所测量到的大角度晶界的结晶晶界的总长(所测量的全部小倾角晶粒的结晶晶界的合计的长度)，对于同样所测量到的结晶取向的差异为2～180°的结晶晶界的总长(所测量的全部晶粒的结晶晶界的合计的长度)的比例，规定为倾角大于15°的大角度晶界的比例。即，所规定的大角度晶界的比例(％)，能够作为〔(大于15°并在180°以下的结晶晶界的总长)/(2～180°的结晶晶界的总长)〕×100加以计算，使该值的平均为15～50％的范围。

晶粒直径和结晶晶界比例的测量：

这些本发明中规定的平均晶粒直径、结晶晶界(小角度晶界和大角度晶界)的各平均比例，均通过SEM/EBSP法测量。这时的板的组织的测量部位与通常的这种组织的测量部位相同，为该板的宽度方向截面。然后，将从该板的宽度方向截面的任意的位置提取的5个测量试验片(5个位置的测量位置)的各测量值平均化，以其作为本发明中规定的平均晶粒直径、小角度晶界及大角度晶界(结晶晶界)的平均比例。

所述SEM/EBSP法作为集合组织的测量方法通用，是在场发射型扫描电子显微镜(Field Emission Scanning Electron Microscope：FESEM)上搭载背散射电子衍射像[EB SP：Electron Back Scattering(Scattered)Pattern]系统的结晶取向分析法。该测量方法与其他的集合组织的测量方法相比，分辨能力高，因此有高测量精度。而且，利用这一方法，有能够同时高精度地测量板的相同测量部位的平均晶粒直径和结晶晶界的平均比例的优点。通过该SEM/EBSP法进行铝合金板的结晶晶界的平均比例、平均晶粒直径的测量，一直以来，已知例如日本特开2009-173972号，或所述专利文献5、专利文献6等公报，在本发明中，也以此公知的方法进行。

这些公开的SEM/EBSP法，是对于放置在所述FESEM(FE-SEM)的镜筒内的Al合金板的试料照射电子射线而在屏幕上投影EBSP。以高感光度相机对其进行拍摄，作为图像输入计算机。在计算机中对该图像进行分析，通过与使用了已知的结晶系的模拟形成的图案进行比较，确定结晶的取向。计算出的结晶的各取向作为三维欧拉角，与位置坐标(x、y)等一起记录。这一过程对于全部测量点自动进行，因此测量结束时会得到数万～数十万点的结晶取向数据。

集合组织：

在此基础上，本发明的7000系铝合金板组织，为了更加高强度化、耐SCC性等特性的提高，而形成平均晶粒直径为15μm以下的纤维状的微细加工组织。另外，该纤维状的微细加工组织是Brass取向、S取向、Cu取向的晶粒的平均合计面积率为30％以上的集合组织，平均合计面积率即，将这些具有各取向的晶粒的各个面积率合计并且平均化的“合计面积率”。

通过成为这样的集合组织，即使是以常规方法制造的7000系铝合金板，在板中有应变进入时，应变也不会局部性地集中，而是能够成为均匀变形的组织。由此，能够防止局部性的断裂，达到0.2％屈服强度为350MPa以上这样的高强度，延伸率也增大而能够确保成形性。另外，尽管是这样的高强度，仍能够抑制耐SCC性的降低。在此，这些本发明中规定的晶粒直径、具有Brass取向、S取向、Cu取向的各取向的晶粒的各面积率均由后述的EBSP法测量(面积率的情况是，合计这些具有各取向的晶粒的各个面积率)。

这样的具有Brass取向、S取向、Cu取向的晶粒的平均合计面积率为30％以上的纤维状组织，是由所述常规方法制造并进行固溶处理之后的7000系铝合金板组织。其是与所述挤出材的加工组织类似的、所谓板的加工组织，通常是由所述常规方法制造并固溶处理之后的7000系铝合金板的组织，与等轴的再结晶组织完全不同。换言之，在这样的通常的等轴的再结晶组织中，具有Cube取向的晶粒为主体，具有Brass取向、S取向、Cu取向的晶粒的平均合计面积率必然低于30％。另外，平均晶粒直径必然大于15μm。因此，特别地造成强度、耐SCC性变低。

另外，具有Brass取向、S取向、Cu取向的晶粒的平均合计面积率的上限，从制造局限考虑，为90％左右。理论上虽然可以制造达到100％，但为了使这些取向的平均合计面积率增大，如后所述，其一是要使冷轧率增大。但是，若其冷轧率变得过高，则会对板过度加工，应变被过度导入，固溶处理后的再结晶反而被促进，形成粗大的等轴的再结晶组织。这些再结晶组织的结晶取向与Brass取向、S取向、Cu取向不同，因此具有Brass取向、S取向、Cu取向的各取向的晶粒的平均合计面积率高于90％的情况通常难以发生。因此，具有Brass取向、S取向、Cu取向的各取向的晶粒的平均合计面积率优选为90％以下。

集合组织的测量：

这些本发明中规定的平均晶粒直径、具有Brass取向、S取向、Cu取向的晶粒的平均合计面积率，均通过EBSP法测量。

板的组织的测量部位与通常的这种组织的测量部位相同，为该板的宽度方向截面。然后，将从该板的宽度方向截面的任意的位置提取的5个的测量试验片(5处测量位置)的各测量值平均化的值作为本发明所规定的平均晶粒直径、具有Brass取向、S取向、Cu取向的晶粒的平均合计面积率。

所述SEM/EBSP法作为集合组织的测量方法通用，是在场发射型扫描电子显微镜(Field Emission Scanning Electron Microscope：FESEM)上搭载有背散射电子衍射像[EBSP：Electron Back Scattering(Scattered)Pattern]系统的结晶取向分析法。该测量方法与其他的集合组织的测量方法相比，分辨能力高，因此有高测量精度。而且，利用该方法，还有能够同时高精度地测量板的相同测量部位的平均晶粒直径的优点。由EBSP法进行铝合金板的集合组织、平均晶粒直径的测量本身，一直以来，公知的有例如日本特开2008-45192号、专利4499369号、日本特开2009-7617号、或所述专利文献5、专利文献6等的公报，本发明中也由此公知的方法进行。

这些公开的EBSP法，是对于放置在所述FESEM(FE-SEM)的镜筒内的Al合金板的试料照射电子射线并在屏幕上投影EBSP。用高感光度相机对其进行拍摄，作为图像输入到计算机。在计算机中对该图像进行分析，通过与使用了已知的结晶系的模拟形成的图案进行比较，确定结晶的取向。计算的结晶的各取向作为三维欧拉角，与位置坐标(x、y)等一起记录。这一过程对于全部测量点自动进行，因此测量结束时能够得到数万～数十万点的结晶取向数据。

如此，相比使用了透射电子显微镜的电子射线衍射法，SEM/EBSP法具有的优点是，观察视野广阔，能够在数小时内得到数百个以上的大量的晶粒相对的平均晶粒直径、平均晶粒直径的标准偏差、或取向分析的信息。另外，还具有的优点是，因为不用测量每个晶粒，而只对指定的区域以任意的一定间隔扫描而进行测量，所以能够得到网罗了全部测量区域的有关上述大量的测量点的上述各信息。这些在FESEM上搭载有EBSP系统的结晶取向分析法的详情，详细记述在神户制钢技报/Vol.52No.2(Sep.2002)P66-70等中。

在此，铝合金板的情况下，通常，形成由如下所示的被称为Cube取向、Goss取向、Brass取向(以下，也称为B取向)、Cu取向(以下，也称为Copper取向)、S取向等的多个取向因子(这些具有各取向的晶粒)构成的集合组织，存在与之对应的结晶面。这些事实记述在例如长岛晋一编著，“集合组织”(丸善株式会社刊)、轻金属学会“轻金属”解说Vol.43，1993，P285-293等中。

这些集合组织的形成即使在相同的结晶系的情况下，也因加工、热处理方法而有所不同。轧制形成的板材的集合组织的情况下，由轧制面和轧制方向表示，轧制面以{ABC}表示，轧制方向以<DEF>表示(ABCDEF表示整数)。基于这样的表示，各取向如下述这样表示。

Cube取向{001}<100>

Goss取向{011}<100>

Rotated-Goss取向{011}<011>

Brass取向(B取向){011}<211>

Cu取向(Copper取向){112}<111>

(或D取向{4411}<11118>

S取向{123}<634>

B/G取向{011}<511>

B/S取向{168}<211>

P取向{011}<111>

在本发明中，基本上，从这些结晶面以低于±5°的取向发生偏离(倾角)的都属于相同的结晶面(取向因子)。另外，相邻的晶粒的取向差(倾角)在5°以上的晶粒的边界定义为结晶晶界。

然后，运用所述在FESEM上搭载有EBSP系统的结晶取向分析法，测量所述板的集合组织，进行本发明所规定的Brass取向、S取向、Cu取向的各结晶取向的平均合计面积率的计算。这时，将以上记述的从Cube取向至P取向的各结晶取向(全结晶取向)的合计的面积作为100，进行本发明所规定的各取向的合计面积率计算。

还有，所述平均晶粒直径，也在倾角为5°以上的晶界测量、计算。换言之，在本发明中，低于±5°的取向的偏离定义为属于相同的晶粒，相邻的晶粒的取向差(倾角)为5°以上的晶粒的边界定义为结晶晶界，在此基础上，根据下式计算平均晶粒直径。平均晶粒直径＝(∑x)/n(在此，n表示测量到的晶粒的数量，x表示各自的晶粒直径)。

进行这些测量时，对于作为对象的固溶处理后的冷轧板的宽度方向截面进行机械研磨，再进行磨光，接着进行电解研磨，从而准备了对表面进行了调制的试料。其后，使用FESEM，利用EBSP进行结晶取向测量以及晶粒直径测量。EBSP测量、分析系统，使用EBSP：TSL社制(OIM)。

(制造方法)

以下，对于本发明的7000系铝合金轧制板的制造方法具体进行说明。

在本发明中，可以用基于7000系铝合金轧制板的通常的制造工序的制造方法进行制造。即，经过铸造(DC铸造法、连续铸造法)、均质化热处理、热轧的通常的各制造工序而制造，成为板厚1.5～5.0mm的铝合金热轧板。可以在这一阶段形成制品板，另外也可以在冷轧前或冷轧的中途选择性地进行1次或2次以上的中间退火，并且再进行冷轧，形成板厚3mm以下的冷轧板的制品板。

另外，在本发明中，可以用基于7000系铝合金板的通常的制造工序的制造方法进行制造。即，经过铸造(DC铸造法、连续铸造法)、均质化热处理、热轧的通常的各制造工序而制造，成为板厚1.5～5.0mm的铝合金热轧板。接着，进行冷轧而成为板厚3mm以下的冷轧板。这时，也可以在冷轧前或冷轧的中途，选择性地进行1次或2次以上的中间退火。

(熔融、铸造冷却速度)

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，铸造已熔化调整为上述7000系成分组成范围内的铝合金熔液。

(均质化热处理)

接着，在对于所述铸造的铝合金铸锭进行热轧之前，实施均质化热处理。该均质化热处理(均热处理)以组织的均质化，即，以消除铸锭组织中的晶内偏析为目的。均质化热处理条件优选为400～550℃左右的温度，从2小时以上的均质化时间的范围适宜选择。

(热轧)

热轧，在热轧开始温度高于固相线温度的条件下，因为过烧发生而热轧本身变困难。另外，热轧开始温度低于350℃时，热轧时的载荷过高，热轧本身变困难。因此，热轧开始温度从350℃～固相线温度的范围内选择而进行热轧，成为板厚2～7mm左右的热轧板。该热轧板不一定需要冷轧前的退火(粗退火)，但也可以实施。

(冷轧)

冷轧中，轧制上述热轧板，制作成1～3mm左右的期望的最终板厚的冷轧板(也包括卷材)。冷轧道次间也可以进行中间退火。

但是，冷轧率在用于形成平均晶粒直径为15μm以下的纤维状的微细组织，成为具有Brass取向、S取向、Cu取向的晶粒的平均合计面积率为30％以上的集合组织是重要的。因此优选的冷轧率为30％以上且95％以下的范围。

若冷轧率低于30％而过小，则对板无法加工，应变未被导入，因此不形成加工组织，固溶处理后的组织成为等轴的再结晶组织。因此，不能将固溶处理后的组织形成平均晶粒直径为15μm以下的纤维状的微细组织。另外，不能成为具有Brass取向、S取向、Cu取向的晶粒的平均合计面积率为30％以上的集合组织。其结果是，强度、耐SCC性降低。

另一方面，冷轧率超过95％而过大，也会对板过度受到加工，应变被过度导入，固溶处理后的再结晶反而被促进，成为粗大的等轴的再结晶组织。因此，还是不能将固溶处理后的组织形成平均晶粒直径为15μm以下的纤维状的微细组织。另外，不能成为具有Brass取向、S取向、Cu取向的晶粒的平均合计面积率为30％以上的集合组织。其结果是，强度、耐SCC性仍然会降低。

(固溶处理)

冷轧后作为调质进行固溶处理。关于该固溶处理，可以是用通常的连续热处理线进行的加热、冷却，没有特别限定。但是，为了得到各元素的充分的固溶量、晶粒的微细化，优选为450～550℃的固溶处理温度。

固溶处理时的加热(升温)速度平均优选为0.01℃/s以上且100℃/s以下的范围。若平均加热速度低于0.01℃/s而过小，则粗大的晶粒生成，不能将固溶处理后的组织形成平均晶粒直径为15μm以下的纤维状的微细组织。另外，不能形成倾角大于15°的大角度晶界的平均比例为15～50％、倾角为5～15°的小角度晶界的平均比例为15％以上的组织。其结果是，强度、耐SCC性降低。另一方面，从固溶处理炉的设备能力的局限出发，平均加热速度不能大得超过100℃/s。

另外，固溶处理后的平均冷却(降温)速度优选为1℃/s以上且500℃/s以下。若平均冷却速度低于1℃/s而过小，则粗大的再结晶发生，不能将固溶处理后的组织形成平均晶粒直径为15μm以下的纤维状的微细组织。另外，不能形成倾角大于15°的大角度晶界的平均比例为15～50％、倾角为5～15°的小角度晶界的平均比例为15％以上的组织。而且，使强度、成形性降低的粗大的晶界析出物也被形成。其结果是，强度、耐SCC性降低。

另一方面，从固溶处理炉的设备能力的局限出发，平均冷却速度不能大得超过500℃/s。为了确保这一冷却速度，固溶处理后的冷却，分别选择使用风扇等空冷；喷雾、喷水、浸渍等水冷手段等强制性的冷却手段和条件。另外，固溶处理基本上只有1次，但在室温时效长时间化而材料的强度变高等情况下，为了确保成形性，也可以按所述优选的条件再度施固溶处理，暂且消除此过度进行的室温时效硬化。

另外，优选固溶处理时的加热(升温)速度平均为0.01℃/s以上且100℃/s以下的范围。若平均加热速度低于0.01℃/s而过小，则粗大的晶粒产生，不能将固溶处理后的组织形成平均晶粒直径为15μm以下的纤维状的微细组织。另外，不能形成具有Brass取向、S取向、Cu取向的晶粒的平均合计面积率为30％以上的集合组织。其结果是，强度、耐SCC性降低。另一方面，从固溶处理炉的设备能力的局限出发，平均加热速度不能大得超过100℃/s。

还有，固溶处理后的平均冷却(降温)速度没有特别限定，固溶处理后的冷却分别选择使用风扇等空冷；喷雾、喷水、浸渍等水冷手段等强制性的冷却手段和条件。另外，固溶处理基本上只有1次，即使在过度进行室温时效长时间化的情况下，为了确保用于汽车构件的成形性，也可以按所述优选的条件再度施固溶处理，暂时消除此过度进行的室温时效硬化。

然后，本发明的铝合金板作为原材，被成形加工为汽车构件，作为汽车构件被组装。另外，成形加工为汽车构件后，另行进行人工时效硬化处理，形成为汽车构件或汽车车体。

人工时效硬化处理：

本发明的7000系铝合金板通过所述人工时效硬化处理而达到作为汽车构件的期望的强度。进行该人工时效硬化处理优选在原材7000系铝合金板成形加工成汽车构件之后。这是由于，人工时效硬化处理后的7000系铝合金板虽然强度变高，但成形性降低，也会发生由于汽车构件的形状的复杂化而不能成形的情况。

该人工时效硬化处理的温度和时间的条件，根据期望的强度、原材的7000系铝合金板的强度、或室温时效的进行程度等自由决定。另外，若例示人工时效硬化处理的条件，如果是一段的时效处理，则100～150℃下的时效处理进行12～36小时(含过时效区域)。另外，在两段的工序中，从如下范围选择：第一段的热处理温度在70～100℃的范围为2小时以上，第二段的热处理温度在100～170℃的范围为5小时以上的范围(含过时效区域)。

将下述表1所示的各成分组成的7000系铝合金的冷轧板的组织进行各种变化，评价强度等机械特性与耐SCC性的关系。这些结果显示在下述表2中。

另外，将下述表3所示的各成分组成的7000系铝合金的冷轧板的集合组织进行各种变化，评价强度等机械特性与耐SCC性的关系。这些结果显示在下述表4中。

对于冷轧板的组织，主要是控制表2所示的固溶处理时的平均加热速度和平均冷却速度。具体来说，各例均共通，对于下述表1所示的各成分组成的7000系铝合金熔液进行DC铸造，得到45mm厚×220mm宽×145mm长的铸锭。对于该铸锭进行470℃×4小时的均质化热处理后，将该温度作为开始温度进行热轧，制造板厚5.0mm的热轧板。对此热轧板不进行粗退火(退火)，另外不进行道次间的中间退火而进行冷轧，均成为板厚2.0mm的冷轧板。

另外，对于冷轧板的集合组织，主要是控制表4所示的冷轧率和固溶处理时的平均加热速度。具体来说，各例均共通，对于下述表3所示的各成分组成的7000系铝合金熔液进行DC铸造，得到45mm厚×220mm宽×145mm长的铸锭。对于该铸锭进行470℃×小4时的均质化热处理后，将该温度作为开始温度而进行热轧，为了改变冷轧率而制造板厚2.5～25mm的热轧板。对该热轧板不进行粗退火(退火)，另外也不进行道次间的中间退火而进行冷轧，均成为板厚2.0mm的冷轧板。

对于该冷轧板，表1所示的各例均共通实施500℃×30秒的固溶处理，但朝向该固溶处理温度的平均加热(升温)速度和从该温度起的平均冷却(降温)速度，以表2所示的方式进行各种调节。从该固溶处理后的铝合金板提取试验片，按以下方式研究组织。其结果分别显示在表2中。

另外，对于该冷轧板，表3所示的各例均共通而实施500℃×30秒的固溶处理，朝向该固溶处理温度的平均加热(升温)速度和从该温度起的平均冷却(降温)速度，以表4所示的方式进行各种调节。还有，固溶处理后的平均冷却(降温)速度各例均共通，为50～80℃/s。从该固溶处理后的铝合金板提取板状试验片，以如下方式研究集合组织。其结果分别显示在表4中。

(结晶晶界的平均比例、平均晶粒直径)

所述固溶处理后的试验片的平均晶粒直径和结晶晶界的平均比例的测量，通过对板的宽度方向截面的组织进行前述的测量方法来进行。

(集合组织，平均晶粒直径)

所述固溶处理后的板状试验片的集合组织、平均晶粒直径的测量，通过对板的宽度方向截面的组织进行前述的测量方法进行。

然后，使用搭载有TSL社制EBSP测量、分析系统(OIM)的日本电子社制SEM(JEOL JSM 6500F)，进行该组织中的晶界的比例(％)和平均晶粒直径(μm)的测量。使该测量如下所述，各例均对于从板的宽度方向截面的任意的位置提取的5个试验片分别进行，使这些测量值分别平均化。各试验片的测量区域同为与轧制方向平行的截面的轧制方向400μm×距最表层的板厚方向100μm的区域，测量步进间隔也同为0.4μm。

另外，使用搭载有TSL社制EBSP测量、分析系统(OIM)的日本电子社制SEM(JEOL JSM 6500F)，进行该集合组织中的具有Brass取向、S取向、Cu取向的晶粒的平均合计面积率(％)和平均晶粒直径(μμm)的测量。各例均对于从板的宽度方向截面的任意的位置提取的5个试验片分别进行，使这些测量值分别平均化。各试验片的测量区域同为与轧制方向平行的截面的轧制方向400μm×距最表层的板厚方向100μm的区域，测量步进间隔同为0.4μm。

另外，模拟成形加工为汽车构件后的人工时效硬化处理，对于该固溶处理后的铝合金板，以120℃×24小时的共通的条件进行人工时效硬化处理。从如此得到的人工时效硬化处理后的铝合金板的任意的位置提取试验片，以如下方式研究机械特性、耐腐蚀性。这些结果也分别显示在表2和表4中。

(机械特性)

各例均进行所述人工时效硬化处理后的试验片的轧制垂直方向的室温拉伸试验，测量抗拉强度(MPa)、0.2％屈服强度(MPa)、总延伸率(％)。室温拉伸试验基于JIS2241(1980)，以室温20℃进行试验。拉伸速度为5mm/分钟，以固定的速度进行至试验片断裂。

(微细析出物)

表1所示的各例，均以倍率300000倍的透射型电子显微镜进行观察，测量晶粒内的2.0～20nm的尺寸的析出物的平均数密度(个/μm²)作为参考。另外，表3所示的各例，均利用倍率300000倍的透射型电子显微镜，观察所述人工时效硬化处理后的板状试验片的同样距表面作为板厚中心的1/2t深度部的截面，测量晶粒内的2.0～20nm的尺寸的析出物的平均数密度(个/μm²)作为参考。对于5个试验片进行这一观察，分别求得晶粒内的2.0～20nm的尺寸的析出物的数密度，进行平均化(成为平均数密度)，各发明例的2.0～20nm的尺寸的析出物的数密度平均均在2～9×10⁴个/μm³的范围。在此，析出物的尺寸换算成面积等价的圆的直径进行测量。

(耐SCC性)

为了评价所述人工时效硬化处理后的试验片的耐SCC性，进行基于铬酸促进法的耐应力腐蚀裂纹试验。在轧制垂直方向上对试验片施加4％的应变的负荷，进行120℃×24小时的时效硬化处理后，浸渍在90℃的试验溶液中最大至10小时，目测观察SCC。还有，应力负荷通过紧固夹具的螺栓、螺母而使试验片的外表面发生拉伸应力，负荷应变通过与其外表面粘接的应变计进行测量。另外，试验溶液是在蒸馏水中添加氧化铬36g、重铬酸钾30g及氯化钠3g(每1升)而制作的。没有发生SCC的评价为○，截止至10小时而发生了SCC的评价为×。

如表1、2表明，各发明例在本发明的铝合金组成的范围内，冷轧率和固溶处理时的平均加热速度和平均冷却速度在所述的优选范围内制造。其结果是，作为固溶处理后的组织，具有平均晶粒直径为15μm以下，并且倾角为5～15°的小角度晶界的平均比例为15％以上，且倾角大于15°的大角度晶界的平均比例为15～50％的组织。其结果是，所述人工时效处理后的0.2％屈服强度为350MPa以上，优选为400MPa以上，耐SCC性也优异。在此，总延伸率作为汽车构件用优选为13.0％以上。

相对于此，各比较例的合金组成如表1，脱离本发明的范围。比较例7的Zn在下限之外。比较例8的Mg在下限之外。比较例9的Cu大于上限，因此热轧中发生大幅的裂纹而中断制造。比较例10的Zr在上限之外。因此，这些比较例虽然以优选的制造方法制造，满足本发明所规定的固溶处理后的集合组织，但强度过低。

另外，比较例11、12的合金组成如表1，虽然在本发明的范围内，但固溶处理时的平均加热速度和平均冷却速度过小等，并不适当，固溶处理后的组织脱离本发明所规定的范围，成为通常的等轴的再结晶组织。即，平均晶粒直径大于15μm，倾角为5～15°的小角度晶界的平均比例低于15％，且倾角大于15°的大角度晶界的平均比例低于15％。因此，所述人工时效处理后也无法高强度化。

由表3、4表明，各发明例在本发明的铝合金组成的范围内，冷轧率和固溶处理时的平均加热速度和平均冷却速度在所述优选的范围内被制造。其结果是，作为固溶处理后的组织，具有的是平均晶粒直径在15μm以下，并且具有Brass取向、S取向、Cu取向的各取向的晶粒的平均合计面积率在30％以上的集合组织。其结果是，所述人工时效处理后的0.2％屈服强度为350MPa以上，优选为400MPa以上，耐SCC性也优异。在此，总延伸率作为汽车构件用优选为13.0％以上。

相对于此，各比较例的合金组成如表3，脱离本发明的范围。比较例36的Zn在下限之外。比较例37的Mg在下限之外。比较例38的Cu大于上限，因此在热轧中发生大幅的裂纹而制造中断。比较例39的Zr在上限之外。因此，这些比较例虽然以优选的制造方法制造，满足本发明所规定的固溶处理后的集合组织，但强度过低。

另外，比较例40、41的合金组成如表3，虽然在本发明的范围内，但冷轧率过低或固溶处理时的平均加热速度和平均冷却速度过小等，分别不适当，固溶处理后的集合组织的平均晶粒直径大于15μm，并且具有Brass取向、S取向、Cu取向的各取向的晶粒的平均合计面积率低于30％。因此，固溶处理后的集合组织脱离本发明所规定的范围，成为通常的等轴的再结晶组织。因此，所述人工时效处理后也无法被高强度化。

根据以上结果，用于本发明铝合金板兼备高强度、高延展性以及耐SCC性的本发明各要件的临界性的意义被证实。

[表1]

[表2]

[表3]

[表4]

产业上的可利用性

如以上说明，本发明能够提供兼备了强度和耐应力腐蚀裂纹性的汽车构件用7000系铝合金板。因此，本发明也适合有助于车体轻量化的车体框架、立柱等汽车结构构件、除此以外的其他的汽车构件。

Claims

1.一种汽车构件用铝合金板，其特征在于，是具有如下组成的Al-Zn-Mg系铝合金板，以质量％计含有Zn：3.0～8.0％、Mg：0.5～4.0％，余量由A1和不可避免的杂质构成，具有如下组织：平均晶粒直径为15μm以下，并且倾角为5～15°的小角度晶界的平均比例在15％以上，且倾角大于15°的大角度晶界的平均比例为15～50％。

2.根据权利要求1所述的汽车构件用铝合金板，其中，所述铝合金以质量％计还含有Cu：0.05～0.6％、Ag：0.01～0.15％中的一种或两种。

3.根据权利要求1或2所述的汽车构件用铝合金板，其中，所述铝合金以质量％计还含有Mn：0.05～0.3％、Cr：0.03～0.2％、Zr：0.03～0.3％中的一种或两种以上。

4.一种汽车构件用铝合金板，其特征在于，是具有如下组成的Al-Zn-Mg系铝合金板，以质量％计含有Zn：3.0～8.0％、Mg：0.5～4.0％，余量由A1和不可避免的杂质构成，具有如下集合组织：平均晶粒直径为15μm以下，并且具有Brass取向、S取向、Cu取向的晶粒的平均合计面积率为30％以上。

5.根据权利要求4所述的所述汽车构件用铝合金板，其中，铝合金以质量％计还含有Cu：0.05～0.6％、Ag：0.01～0.15％中的一种或两种。

6.根据权利要求4或5所述的所述汽车构件用铝合金板，其中，所述铝合金以质量％计还含有Mn：0.05～0.3％、Cr：0.03～0.2％、Zr：0.03～0.3％中的一种或两种以上。