CN105102645A - 冲压成形用铝合金板、其制造方法及其冲压成形体 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种冲压成形用铝合金板、其制造方法及其冲压成形体，其由含有Si：0.4～1.5质量％、Mg：0.3～1.0质量％，余量由Al和不可避免的杂质组成的铝合金构成，在维氏硬度计形成的压痕的对角线的长度中，相对于轧制方向为0°的对角线的长度L0与相对于轧制方向为45°的对角线的长度L45之差ΔL，相对于所述L0的比率P(％)为2.0％以下。

Description

冲压成形用铝合金板、其制造方法及其冲压成形体
技术领域
本发明涉及冲压成形加工所使用的冲压成形用铝合金板、其制造方法及其冲压成形体。
背景技术
为了实现汽车等的运输机械的轻量化，替代一直以来被使用的钢材，更轻量的铝合金材料作为外装材用途被开发，其实用化正在推进。
作为车身、车门、挡泥板等的汽车用外装用的板材的原材，在铝合金(以下，也记述为“A1合金”。)之中，研究了强度、耐腐蚀性优异的A1-Mg-Si系的6000系A1合金。
汽车用外装用构件一般以冲压成形法成形，因此对于A1合金的板材，要求其冲压成形性优异。在专利文献1～2中，对于这样的汽车用外装用A1合金材，从冲压成形性方面加以研究。
专利文献1中，公开有一种成形加工用A1合金板，其是在6000系合金中，规定金属间化合物的粒径和密度。
在专利文献2中，公开有一种A1合金板，其是在6000系合金中，规定板材内部的集合组织。
【现有技术文献】
【专利文献】
【专利文献1】日本国特开2003-221637号公报
【专利文献2】日本国特开2009-173972号公报
近年来，为了能够应对三维有深度的形状和形状错综复杂的外装材的冲压成形，对于A1合金板，要求更优异的胀形性。在上述的专利文献所公开的技术中，难以充分满足这样的要求。
发明内容
本发明鉴于上述的情况而形成，其课题在于，提供一种可以应对有深度的冲压成形的冲压成形性优异的冲压成形用铝合金板及其冲压成形体。另外，是提供冲压成形性优异的冲压成形用铝合金板的制造方法。
本发明者们为了实现胀形性的提高，除了A1合金板的组成以外，对于合金板的组织构造等也进行了研究，其结果认为，重要的是胀大伸长性没有方向依存性，即，无论冲压成形时的板材的伸长方向是哪个方向都能够对应，换言之，就是成形时的各向同性优异。
因此，对于成形时具有各向同性的A1合金的轧制板的制造条件进行研究，其结果发现，在使应变积累的状态下，通过在设于热轧工序后退火工序中使之微细地再结晶，可以消除板材内的结晶结构的各向异性。另外还发现，即使经过其后的工序，仍能够得到维持了成形性的各向同性的A1合金板。
而且发现，作为A1合金板的成形性的各向同性的指标，有效的是维氏硬度计的压痕的对角线的长度的比。
此外，成形时的各向同性优异的A1合金板，不仅胀形的胀出高度大，而且制耳率也低，皱痕难以发生。此外还发现，通过冲压成形后的涂装烘烤等的人工时效处理，强度和屈服强度提高的BH性(烘烤硬化性)也优异，从而达成本发明。
即，本发明的冲压成形用A1合金板，具有的特征是，由含有Si：0.4～1.5质量％，Mg：0.3～1.0质量％，余量由A1和不可避免的杂质构成A1合金所构成，在维氏硬度计形成的压痕的对角线的长度中，相对于轧制方向为0°的对角线的长度L0，与相对于轧制方向为45°的对角线的长度L45的差△L，对于所述L0的比率P(％)为2.0％以下。另外，上述的A1合金，优选含有Si：0.6～1.3质量％，Mg：0.3～0.8质量％，余量由A1和不可避免的杂质构成。
根据所述构成，通过既定量含有Si、Mg等，使固溶强化和低温下的人工时效处理时有助于强度提高的时效析出物形成，使抗拉强度等提高。另外，通过满足维氏硬度计的压痕的对角线的长度的标准，从而具有成形加工中的各向同性，冲压成形性优异。
另外，在构成本发明的冲压成形用铝合金板的铝合金中，此外可以还含有Cu：1.0质量％以下，含有Fe：0.5质量％以下和Mn：0.5质量％以下的至少任意一个，含有Cr：0.3质量％以下、Zr：0.3质量％以下和Ti：0.3质量％以下的至少任意一个，Zn：限制在0.5质量％以下。
根据所述构成，可以进一步提高成形性。
本发明的冲压成形用A1合金板的制造方法，其特征在于，按顺序进行如下工序：对于具有所述组成的A1合金的铸锭实施均质化热处理的均质化热处理工序；以热轧的结束温度为300℃以下的条件实施热轧的热轧工序；以300～500℃的温度实施退火的退火工序；在冷轧结束温度100℃以下实施冷轧的冷轧工序；以500℃以上的温度进行处理的固溶处理工序；以及加热至70℃以上的温度的加热工序。
或者，本发明的冲压成形用A1合金板的制造方法，其特征在于，按顺序进行如下工序：对于具有所述组成的A1合金的铸锭实施均质化热处理的均质化热处理工序；实施热轧的热轧工序；在冷轧结束温度100℃以下实施冷轧的第一冷轧工序；以300～500℃的温度实施中间退火的中间退火工序；在冷轧结束温度100℃以下实施冷轧的第二冷轧工序；以500℃以上的温度进行处理的固溶处理工序；以及，加热至70℃以上的温度的加热工序。
另外，上述的A1合金，优选含有Si：0.6～1.3质量％、Mg：0.3～0.8质量％，余量由A1和不可避免的杂质构成。
另外，在本发明的冲压成形用A1合金板的制造方法中，在A1合金中，可以还含有Cu：1.0质量％以下，含有Fe：0.5质量％以下和Mn：0.5质量％以下中的至少任意一个，含有Cr：0.3质量％以下、Zr：0.3质量％以下和Ti：0.3质量％以下中的至少任意一个，Zn：限制在0.5质量％以下。
根据所述构成的制造方法，可以由具有所述组成的A1合金制造成形加工中的各向同性优异的冲压成形用A1合金板。
另外，通过冲压成形本发明的冲压成形用A1合金板，能够得到A1合金冲压成形体。
本发明的冲压成形用A1合金板，即使是有深度的冲压成形也可以对应，制耳率也小，耐皱痕性也优异。另外，本发明的冲压成形用A1合金板的制造方法，可以制造成形加工中的各向同性优异的A1合金板。
附图说明
图1是表示本发明的冲压成形用铝合金板的制造方法的第一实施方式的制造工序的流程图。
图2是表示本发明的冲压成形用铝合金板的制造方法的第二实施方式的制造工序的流程图。
图3是用于说明在维氏硬度计形成的压痕的对角线中，相对于轧制方向为0°的对角线的长度L0和相对于轧制方向为45°的对角线的长度L45的测量方法的模式图。
图4是用于说明在维氏硬度计形成的压痕的对角线中，相对于轧制方向为0°的对角线的长度L0的测量方法的模式图。
图5是用于说明在维氏硬度计形成的压痕的对角线中，相对于轧制方向为45°的对角线的长度L45的测量方法的模式图。
图6是用于说明在胀形性试验中的试验方法的剖面图。
具体实施方式
以下，对于本发明的冲压成形用铝合金板及其制造方法，基于具体的实施方式加以说明。
构成本发明的冲压成形用A1合金板的A1合金的组成，含有Si：0.4～1.5质量％、Mg：0.3～1.0质量％，余量由A1和不可避免的杂质构成。
以下，对于构成本发明的A1合金的各元素及其含量进行说明。
(Si：0.4～1.5质量％)
Si与Mg一起，在固溶强化，和涂装烘烤处理等的低温下的人工时效处理时，能够形成有助于强度提高的时效析出物，在用于赋予作为汽车的外装用面板所需要的强度(屈服强度)是必须的元素。若Si的含量低于0.4质量％，则时效析出物的形成少，涂装烘烤硬化性(强度)降低。另一方面，若Si的含量高于1.5质量％，则粗大的晶化物和析出物形成，冲压成形性和焊接性降低。因此，Si的含量为0.4～1.5质量％。优选为0.6～1.3质量％。
(Mg：0.3～1.0质量％)
Mg与Si一起，在固溶强化，和涂装烘烤处理等的低温下的人工时效处理时，能够形成有助于强度提高的时效析出物，在用于赋予作为汽车的外装用面板所需要的强度(屈服强度)上是必须的元素。若Mg的含量低于0.3质量％，则时效析出物的形成少，涂装烘烤硬化性(强度)降低。另一方面，若Mg的含量高于1.0质量％，则粗大的晶化物和析出物形成，冲压成形性和焊接性降低。因此，Mg的含量为0.3～1.0质量％。优选为0.3～0.8质量％。
以下说明的Cu、Fe、Mn、Cr、Zr、Ti和Zn各元素，不是必须元素，但分别具有各个特异的功能，因此能够根据用途和目的，在不超出上限的范围内适宜添加使用。
(Cu：1.0质量％以下)
Cu在比较低温短时间的人工时效处理的条件下，具有促进时效析出物形成的效果，固溶的Cu是能够使成形性提高的元素。为了期望上述的效果，Cu的含量优选为0.1质量％以上。另一方面，若Cu的含量高于1.0质量％，则抗应力腐蚀裂纹性、耐丝状锈蚀性和焊接性显著劣化。因此，使Cu含有时，Cu的含量为1.0质量％以下。优选为0.1～0.8质量％。
(Fe：0.5质量％以下)
Fe在铸造时和均质化热处理时，与Mn一起使FeMnAl6、A1MnFeSi相等的晶化物生成，在热轧中和最终固溶处理时作为再结晶核起作用，对于再结晶晶粒的微细化、集合组织的无规化是有效的元素。若Fe的含量高于0.5质量％，则粗大的晶化物生成，冲压成形性降低。因此，使Fe含有时，Fe的含量为0.5质量％以下。优选为0.1～0.3质量％。
(Mn：0.5质量％以下)
Mn在铸造时和均质化热处理时，与Fe一起使FeMnAl6、AlMnFeSi相等的晶化物生成，在热轧中和最终固溶处理时作为再结晶核起作用，对于再结晶晶粒的微细化、集合组织的无规化是有效的元素。若Mn的含量高于0.5质量％，则粗大的晶化物生成，冲压成形性降低。因此，含有Mn时，Mn的含量为0.5质量％以下。优选为0.1～0.4质量％。
(Cr：0.3质量％以下)
Cr在均质化热处理时生成弥散粒子(弥散相)，是具有使晶粒微细化这一作用的元素。若Cr的含量高于0.3质量％，则粗大的金属间化合物生成，冲压成形性和耐腐蚀性降低。因此，使Cr含有时，Cr的含量为0.3质量％以下。优选为0.01～0.2质量％。
(Zr：0.3质量％以下)
Zr在均质化热处理时生成弥散粒子(弥散相)，是具有使晶粒微细化这一作用的元素。若Zr的含量高于0.3质量％，则粗大的金属间化合物生成，冲压成形性和耐腐蚀性降低。因此，使Zr含有时，Zr的含量为0.3质量％以下。优选为0.05～0.2质量％。
(Ti：0.3质量％以下)
Ti使铸锭的晶粒微细化，是使冲压成形性提高的元素。若Ti的含量高于0.3质量％，粗大的晶化物形成，冲压成形性降低。因此，使Ti含有时，Ti的含量为0.3质量％以下。优选为0.01～0.2质量％。
(Zn：0.5质量％以下)
若Zn的含量高于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。因此，Zn的含量限制在0.5质量％以下。
(不可避免的杂质)
作为上述的Cu、Fe、Mn、Cr、Zr、Ti和Zn以外的不可避免的杂质，可以预估的有Sn、Sc、Ni、C、In、Na、Ca、V、Bi、Sr等的元素，但均允许在不损害本发明的特征的水平下含有。具体来说，Cu、Fe、Mn、Cr、Zr、Ti、Zn和不可避免的杂质的元素的合计含量优选为1.0质量％以下。
接着，以下对于由上述A1合金构成的冲压成形用A1合金板所需要的特性进行说明。
(压痕的对角线的长度的比)
维氏硬度是用于测量JISZ2244所述的金属材料的硬度的测量方法。是将正四角锥形的金刚石的压头，以一定的试验载荷压入试料的试验面，根据所产生的压痕(凹陷)的大小，测量试料的硬度的试验。若俯视压痕则大体为正方形，存在2条对角线。
在本发明中，在维氏硬度计中，将相对于轧制方向的角度的不同所致的对角线的长度的不同，作为A1合金板的成形性的各向同性的指标使用。
具体来说，在冲压成形用A1合金板的维氏硬度计形成的压痕的对角线的长度中，求得相对于轧制方向为45°或-45°(135°)的角度的压痕的对角线的长度(L45)，与相对于轧制方向为0°或90°的角度的压痕的对角线的长度(L0)的差△L，对于与轧制方向呈0°或90°的角度的压痕的对角线的长度(L0)的比率P(％)。
若以算式表示，则如下。
P(％)＝100×|L45-L0|/L0＝100×△L/L0…(1)
在此，|L45-L0|表示L45与L0的差(绝对值)。
还有，以下在维氏硬度计形成的压痕的对角线的长度中，使相对于轧制方向为0°或90°的角度的压痕的对角线的长度(L0)简略化，记述为“相对于轧制方向0°的对角线的长度L0”。
同样，以下在维氏硬度计形成的压痕的对角线的长度中，使相对于轧制方向为45°或-45°(135°)的角度的压痕的对角线的长度(L45)简略化，记述为“相对于轧制方向45°的对角线的长度L45”。
在本发明中，需要该比率P为2.0％以下。
也就是，在维氏硬度计形成的压痕的对角线的长度中，相对于轧制方向0°的对角线的长度L0与相对于轧制方向45°的对角线的长度L45的差△L，对于所述L0的比率P(％)需要为2.0％以下。
若比率P高于2.0％，则成形性中的各向异性大，增大胀形中的胀形高度有困难。
为了使比率P处于2.0％以下，需要在上述的具有特定的组成的A1合金中，采用下述的特定的制造条件，解除A1合金板的内部的结晶结构的各向异性。
压痕的对角线的长度的测量方法如下。
关于维氏硬度计形成的压痕，在试料的宽度的中央附近，沿着轧制方向(RD方向)制成。相对于轧制方向使对角线成为0°(90°)或45°(-45°)的角度，如此对于各个试料分别留下压痕至少各3处。留下压痕的面，也可留在A1合金板的表面，也可以留在A1合金板的截面。
压痕的对角线的长度，是对于多个压痕从上方使用显微镜拍摄照片，根据所得到的平面图像，测量每个压痕的2条对角线的长度，作为其测量值的平均值求得。维氏硬度计的载荷，能够根据试料的硬度而适宜设定。
接着，对于本发明的冲压成形用A1合金板的制造方法进行说明。
本发明的制造方法，具有的重大特征在于，在使应变积累的状态下，由设于热轧工序后的退火工序进行微细地再结晶，从而消除板材内的结晶结构的各向异性。
本发明的冲压成形用A1合金板的制造方法，包括以下2个实施方式。图1是表示本发明的冲压成形用A1合金板的制造方法的第一实施方式的制造工序的流程图。图2是表示本发明的冲压成形用A1合金板的制造方法的第二实施方式的制造工序的流程图。
<制造方法的第一实施方式>
本发明的冲压成形用A1合金板的制造方法的第一实施方式，以按顺序进行如下工序为特征：对于含有Si：0.4～1.5质量％、Mg：0.3～1.0质量％，余量由A1和不可避免的杂质构成的A1合金进行铸造的铸造工序；对于所述A1合金的铸锭实施均质化热处理的均质化热处理工序；在热轧的结束温度为300℃以下的条件下实施热轧的热轧工序；以300～500℃的温度实施退火的退火工序；在冷轧结束温度100℃以下实施冷轧的冷轧工序；以500℃以上的温度进行处理的固溶处理工序；以及，加热至70℃以上的温度的加热工序。
在本发明的冲压成形用A1合金板的制造方法的第一实施方式中，在不损害本发明的效果的范围内，也可以再追加以下所述以外的工序，例如在中途工序中再追加清洗、中间修边、分割等的切边、矫平等的工序。另外，关于以下特别记述以外的工序和条件，可以遵循常规方法制造。以下，一边参照图1，一边对于各工序的条件进行说明。
(铸造工序S1)
铸造工序S1是熔炼、铸造冲压成形用A1合金来制作A1合金铸锭的工序。在铸造工序中，由熔炼具有所述组成的A1合金的熔液，制作既定形状的铸锭。熔炼、铸造A1合金的方法没有特别限定，使用现有公知的方法即可。例如，能够使用感应熔炉或反射熔炉等进行熔炼，使用连续铸造法和半连续铸造法进行铸造。
(均质化热处理工序S2)
仅仅是进行铸造时，组织根据位置不同而不均匀，因此为了整体上成为均匀的组织而进行均质化热处理工序S2。均质化热处理开始温度，优选为500～580℃。低于500℃时，达到均匀所花费的时间致使生产率降低，若高于580℃，则偏析部分的熔点下降导致局部熔化发生。
均质化热处理时间优选为1～10小时。若均质化热处理时间低于1小时，则存在偏析无法消失的可能性。另一方面，若高于10小时，则生产率降低。
(热轧工序S3)
热轧工序S3是在所述均质化热处理工序S2后，为了成为既定的厚度而实施热轧的工序。在温度的下降过程，反复进行直至成为既定的厚度。热轧的开始温度优选为400～550℃。为了以尽可能少的压下次数达到既定的板厚，轧制在高温下进行。若热轧的开始温度低，则变形阻力大，因此轧制困难。另一方面，若热轧的开始温度过高，则成为表面的粗大再结晶的原因，成为最终制品的粗糙的原因。
热轧与一般的铝材的热轧同样，能够在每一道次的热加工率(压下率)为30～50％左右的范围内进行。热轧的压下率优选为30～40％。这是由于，通过在此范围之中进行，热轧时的加工放热量变少，应变积累量变大。
热轧的最后工序的结束温度需要在300℃以下。更优选为170～290℃。若热轧的结束温度高于300℃，则应变的积累量不足，因此在退火工序中不会微细地再结晶，只有特定的结晶取向发达，在容易变形的方向上发生偏斜，不能使A1板成为各向同性优异的组织。
(退火工序S4)
退火工序S4是进行退火的工序。在热轧工序S3的最后工序中，因为使热轧的结束温度为300℃以下，所以A1板内部的结晶结构组织内积累有应变。在退火工序S4中，在没有拘束力施加的状态下，通过释放该应变，A1板内部的结晶结构组织在任意方向上应变都很少，能够成为各向同性高的结构。
退火温度需要为300～500℃。低于300℃时，有不发生再结晶的可能性，若高于500℃，则有发生结晶粒粗大化的可能性。退火时间，连续炉的情况下优选为高于0秒并在30秒以下，间歇式炉的情况下优选为5h以下。若过长，则结晶粒粗大化发生，各向异性变大。还有，为了升温速度快，优选使用容易微细再结晶的连续炉，使升温速度为1℃/秒以上。
(冷轧工序S5)
冷轧工序S5是实施冷轧的工序。退火工序S4结束后，进行一次或多次冷轧，成为希望的最终板厚。冷加工率优选为40％以上。冷加工率低于40％时，无法充分取得固溶时的晶粒微细化效果。冷轧结束温度需要为100℃以下，优选为80℃以下。冷轧结束温度高时，应变的积累量不足，在固溶处理工序中无法微细地再结晶，只有特定的结晶取向发达，在容易变形的方向上发生偏斜，得不到各向同性的组织。还有，冷轧结束温度是指在多次进行冷轧时，最终的冷轧结束温度。
另外，在上述冷轧结束后，也可以进行用于矫正板平坦度的表皮光轧和用于控制表面粗糙度的使用了EDT(electricdischargetextured：电火花毛化)轧辊的轧制等的低加工率的冷轧。
(固溶处理工序S6)
固溶处理工序S6是用于使Mg、Si固溶，确保烘烤后的屈服强度所需要的工序。固溶温度需要以500℃以上的温度进行，优选为500～570℃。若固溶温度低于500℃，则存在固溶量不足的可能性，若高于570℃，则存在共晶熔化和再结晶粒的粗大化的可能性。固溶时间优选为高于0秒并在60秒以下。固溶时间过长时，效果饱和而损害经济性。在到达加热温度之后的冷却中，若冷却速度慢，则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)等进行冷却。
(加热工序S7)
加热工序S7是使室温时效造成的变化量减少，确保烘烤后的屈服强度的工序。加热温度需要为70℃以上，优选为70～150℃。低于70℃保持时，烘烤处理后的强度上升小。若高于150℃，则初始强度过高，成形性恶化。
<制造方法的第二实施方式>
本发明的冲压成形用A1合金板的制造方法的第二实施方式，以按顺序进行如下工序为特征：对于含有Si：0.4～1.5质量％、Mg：0.3～1.0质量％，余量由A1和不可避免的杂质构成的A1合金进行铸造的铸造工序；对于所述A1合金的铸锭实施均质化热处理的均质化热处理工序；实施热轧的热轧工序；在冷轧结束温度100℃以下实施冷轧的第一冷轧工序；以300～500℃的温度实施中间退火的中间退火工序；在冷轧结束温度100℃以下实施冷轧的第二冷轧工序；以500℃以上的温度进行处理的固溶处理工序；以及，加热到70℃以上的温度的加热工序。
本发明的冲压成形用A1合金板的制造方法的第二实施方式中，在不损害本发明的效果的范围内，也可以追加以下所述以外的工序，例如在途中工序中再追加清洗、中间修边、分割等的切边、矫平等的工序。另外，对于以下特别记述以外的工序和条件，可以根据常规方法制造。以下，一边参照图2，一边对于各工序的条件进行说明。
在制造方法的第二实施方式中，铸造工序S1、均质化热处理工序S2、固溶处理工序S6、加热工序S7其条件与制造方法的第一实施方式通用，省略关于这些工序的说明。
(热轧工序S3)
在制造方法的第二实施方式中，热轧时的热加工率(压下率)、开始温度与第一实施方式相同。关于热轧的最后工序的结束温度，没有特别规定上限，但从生产效率的观点出发，优选为400℃以下。
(第一冷轧工序S5a)
冷加工工序S5a，是在所述热轧工序S3后，实施冷轧的工序。热轧工序S3结束后，进行一次或多次冷轧，成为希望的最终板厚。冷加工率优选为40％以上，更优选为50％以上。冷轧结束温度需要为100℃以下，优选为80℃以下。脱离这些范围时，由中间退火工序得不到微细的再结晶组织。
(中间退火工序S4a)
中间退火工序S4a是在第一冷轧工序S5a后，进行中间退火的工序。在第一冷轧工序S5a中，应变在A1板内部的结晶结构组织内积累。在中间退火工序S4a中，在没有拘束力施加的状态下，通过释放该应变，A1板内部的结晶结构组织在任意方向上应变都很少，能够成为各向同性高的结构。
中间退火温度需要300～500℃。低于300℃时，有不发生再结晶的可能性，若高于500℃，则有发生晶粒粗大化的可能性。中间退火时间，连续炉的情况优选为高于0秒并在30秒以下，间歇式炉的情况下优选为5h以下。若过长，则发生晶粒粗大化，各向异性变大。还有，为了升温速度快，优选使用容易微细再结晶的连续炉，使升温速度为1℃/秒以上。
(第二冷轧工序S5b)
第二冷轧工序S5b是在中间退火工序S4a后，实施冷轧的工序。在退火工序S4结束后，进行一次或多次冷轧，成为希望的最终板厚。冷加工率优选为40％以上。冷加工率低于40％时，无法充分获得固溶时的晶粒微细化效果。冷轧结束温度需要为100℃以下，优选为80℃以下。冷轧结束温度高时，应变的积累量不足，在固溶处理工序中无法微细地再结晶，只有特定的结晶取向发达，而在容易变形的方向上发生偏斜，得不到各向同性的组织。还有，冷轧结束温度，是指在进行多次冷轧时，最终的冷轧结束的温度。
另外，也可以上述冷轧结束后，进行用于矫正板平坦度的表皮光轧和用于控制表面粗糙度的使用了EDT(electricdischargetextured：电火花毛化)轧辊的轧制等的低加工率的冷轧。
经过具有以上的各工序的制造工序而得到的冲压成形用A1合金板，作为冲压成形用A1合金板，能够具有优异的冲压成形性。
【实施例】
接下来，其于实施例说明本发明。还有，本发明不受以下所示的实施例限定。
(试料编号1～27)
试料编号1～27均是由制造方法的第一实施方式制造的铝合金板。
对于后述表1所示的组成的A1合金(合金标号A～Z)，通过DC铸造法等的公知的铸造法进行熔炼、铸造，成为厚度600mm的铸锭。对于该铸锭，实施550℃、5小时的均质化热处理。在实施过该热处理铸锭中，对于试料编号1～25和试料编号27，以热轧开始温度500℃、30～40％的轧制率反复实施热轧，使板厚减少，在热轧结束温度270℃下，成为板厚3mm的热轧板。对于试料编号26，将热轧结束温度变成285℃，成为板厚3mm的热轧板。
接着，对于试料编号1～25，使用连续炉，实施500℃、20秒的退火。对于试料编号26使用连续炉，实施350℃、20秒的退火。对于试料编号27使用间歇式炉，实施400℃、4h的退火。其后，对于试料编号1～27，以66％的冷加工率(压下率)进行冷轧，成为冷轧结束温度为90℃的板厚1mm的冷轧板。接下来，使用连续炉，以升温速度300℃/分钟加热，在到达550℃的时刻保持20秒钟，进行固溶处理。之后，立即投入到室温的水中，以冷却速度100℃/秒以上的急冷进行淬火。最后，进行以100℃保持2小时的加热处理，以0.6℃/小时进行缓冷，得到供试材。还有，在A1合金板的温度的测量中，使用ラィン精机株式会社制数字式温度计TC-950(下同)。
(试料编号28～32)
试料编号28～32，均是根据制造方法的第二实施方式制造的铝合金板。
在后述表1所示组成的A1合金之中，使用合金标号A、E、M的组成的合金，与试料编号1、5、13同样，通过DC铸造法等的公知的铸造法熔炼、铸造而成为厚度600mm的铸锭。对于该铸锭实施550℃、5小时的均质化热处理。在实施过该热处理的铸锭中，对于试料编号28～30和试料编号32，以热轧开始温度500℃、30～40％的轧制率反复实施热轧，使板厚减少，在热轧结束温度250℃下，成为板厚7mm的热轧板。对于试料编号31，将热轧结束温度变成330℃，成为板厚7mm的热轧板。
接下来，分别以后述表2所述的90℃以下的冷轧结束温度，以57％的冷加工率(压下率)进行第一冷轧，成为板厚3mm的冷轧板。其后，对于试料编号28～31，使用连续炉，实施500℃、20秒的中间退火。对于试料编号32，使用间歇式炉，实施400℃、5h的中间退火。之后，对于试料编号28～32，分别以表2所述的90℃以下的冷轧结束温度，以67％的冷加工率(压下率)进行第二冷轧，成为板厚1mm的冷轧板。接着，使用连续炉，以升温速度300℃/分钟加热，在到达550℃的时刻保持20秒钟，进行固溶处理。之后，立即投入室温的水中，以冷却速度100℃/秒以上的急冷进行淬火。最后，以100℃进行保持2小时的加热处理，以0.6℃/小时进行缓冷，得到供试材。
(试料编号33～40)
试料编号33，除了使试料编号30中第一和第二的冷轧结束温度为120℃以外，均以与试料编号30同等的条件进行加工。
试料编号34，除了使试料编号30中第一冷轧结束温度为120℃以外，均以与试料编号30同等的条件进行加工。
试料编号35，除了使试料编号30中第二冷轧结束温度为120℃以外，均以与试料编号30同等的条件进行加工。
试料编号36，除了使试料编号13中热轧工序的结束温度为330℃以外，均以与试料编号13同等的条件进行加工。
试料编号37，除了使试料编号13冷轧结束温度为110℃以外，均以与试料编号13同等的条件进行加工。
试料编号38，除了不进行试料编号30中的中间退火工序以外，均以与试料编号30同等的条件进行加工。
试料编号39，除了使试料编号1热轧工序的结束温度为250℃，使用间歇式炉，实施280℃、4h的退火以外，均以与试料编号1同等的条件进行加工。
试料编号40除了使试料编号5中热轧工序的结束温度为250℃，退火温度为600℃以外，均与以试料编号5同等的条件进行加工。
在各试料编号中，加热工序后放置3个月后所得到的A1合金板的特性的评价条件如下。
[压痕的对角线的长度的比]
以下使用附图，对于压痕的对角线的长度的比的测量方法进行说明。图3～5是用于说明在维氏硬度计形成的压痕的对角线中，相对于轧制方向为0°或90°的对角线的长度L0与相对于轧制方向为45°或-45°(135°)的对角线的长度L45的测量方法的模式图。
图3表示形成压痕的位置的例子。在从板的宽度方向中央提取的试样的沿轧制方向(RD方向)的板截面的中央，分别就压痕的对角线相对于轧制方向为0°或90°的角度的情况(A1～A3)与压痕的对角线相对于轧制方向为45°或-45°(135°)的角度的情况(B1～B3)，由维氏硬度计留下大体正方形的压痕至少各3处。这时，维氏硬度计的载荷为100g。
使用株式会社ミットョ社(MitutoyoCorporation)制维氏硬度测量装置AAV-500，以同装置，在加热工序后放置了3个月的厚度1mm的供试材的板截面上刻印所述压痕，使用与同装置为一体的显微镜的自动聚焦功能，拍摄照片。
图4、图5表示由压痕的照片测量对角线的一例。由1张压痕照片测量2条对角线的长度。图4是压痕的对角线相对于轧制方向为0°或90°的角度的情况。作为相对于轧制方向(RD方向)0°和90°的对角线的长度L0，分别测量a1和a2的长度，使用平均值。图5是压痕的对角线相对于轧制方向为+45°或-45°(135°)的角度的情况。作为相对于轧制方向(RD方向)45°和-45°(135°)的对角线的长度L45，分别测量b1和b2的长度，使用平均值。分别对于至少3处压痕进行测量，作为所得到的对角线的长度的平均值计算。
求得相对于轧制方向为0°的对角线的长度L0与相对于轧制方向为45°的对角线的长度L45的差△L。求得这两者的长度的差△L，相对于与轧制方向呈0°的对角线的长度L0的比率P(％)。该值为2.0％以下时，判断为各向异性少，成形性优异。
[拉伸试验]
从供试板上，使轧制方向为纵长方向而冲孔JIS5号的拉伸试验片。依据JISZ2241，用株式会社岛津制作所(SHIMADZUCORPORATION)制落地式万能拉伸试验机AG-I进行拉伸试验，测量抗拉强度(MPa)、抗张伸展率(％)和0.2％屈服强度(MPa)。十字头速度为5mm/分钟，以一定的速度进行直至试验片断裂，分别进行5次测量，计算平均值。抗拉强度为210MPa以上时，屈服强度为120MPa以上时，抗张伸展率为20％以上时，分别判断为优异。
[AB屈服强度]
所谓AB屈服强度，就是关于经过冲压成形后的涂装烘烤等的人工时效处理，强度和屈服强度有所提高的BH性(烘烤硬化性，涂装烘烤硬化性)的指标。对于A1合金板的冲压成形后的成形体，通过实施涂装烘烤等的比较低温的处理，由于这时的加热而使之发生时效硬化，强度·屈服强度提高。以该提高的程度作为指标加以表示。
作为人工时效硬化处理，以预先赋予模拟冲压成形的2％的应变(stretch：拉伸)的状态，以170℃进行20分钟的加热处理。其后，依据JISZ2241，用株式会社岛津制作所(SHIMADZUCORPORATION)制落地式万能拉伸试验机AG-I进行拉伸试验，测量0.2％屈服强度(AB屈服强度)(MPa)。十字头速度为5mm/分钟，以一定的速度进行直到试验片断裂，测量5次，以平均值计算出。AB屈服强度为170MPa以上时，判断为优异。
[制耳率]
从供试板上，冲孔出外径66mm的圆板状的试验片(毛坯)，对于该试验片使用直径40mm的冲头实施深拉，制作杯形直径40mm的杯突。测量该杯突的制耳高度，基于下述式(2)，测量制耳率(0°，90°制耳率)(％)。在下述式(2)中，hX表示杯突的制耳高度。而且，h的附加数字X表示深拉高度的测量位置，意味着相对于A1合金板的轧制方向形成X°的角度的位置。
制耳率(％)＝〔{(h0+h90+h180+h270)-(h45+h135+h225+h315)}/{1/2(h0+h90+h180+h270+h45+h135+h225+h315)}〕×100…(2)
制耳率为3.5％以下时，相对于轧制方向为0°、90°方向与45°方向的变形量没有明显差异，判断为成形性、成品率优异。
[胀形性]
图6是用于说明胀形性试验机的测量方法的剖面图。
代替铝合金板的冲压加工中有无裂纹的评价，通过球头胀形评价极限胀形高度。作为供试板13，切割成轧制方向长度110mm×轧制直角方向长度200mm。，如图6所示，使用夹具(坯缘压牢器)11，以一定的压边力，将该供试板13固定在在内径(孔径)102.8mm、肩半径Rd：5.0mm、外径220mm的冲模10上。然后，在冲模-夹具间的间隙夹隔与试验片等厚的1mm的垫片(省略图示)，从而一边保持固定，一边将球头直径100mm(半径Rp：50mm)的球状凸模12对于供试板表面沿垂直方向压入而进行胀形加工，求得直至观察到裂纹和缩颈的胀形高度H的极限值。胀形高度H的限界值为30mm以上的判断为合格。
[耐皱痕性]
切下相对于供试材的轧制方向为0°方向的尺寸为40mm，90°方向的尺寸为200mm的试验片。在相对于轧制方向成90°的方向上赋予15％的塑性应变之后，模拟汽车车体面板的涂装，进行磷酸锌处理，接着进行阳离子电沉积涂装，再在实施模拟了涂装烘烤硬化处理的退火处理之后，目视观察板表面而进行评价。具体的处理条件如下。对于所述预先赋予了应变之后的板，按顺序进行磷酸钛的胶体分散液处理、浸渍在低浓度(50ppm)含氟的磷酸锌浴中的磷酸锌处理，使磷酸锌皮膜在板表面形成，再在进行阳离子电沉积涂装之后，实施170℃×20分钟的加热处理。
在所述涂装表面，没有发生皱痕的判断为◎，虽然有皱痕发生但比较轻度的判断为○，皱痕显著发生的判断为×。
试料编号1～25的评价结果显示在表1中。另外，试料编号1、5、13、26～40的评价结果显示在表2中。表1的合金组成中由“-”所示的组成，表示处于分析装置的检测界限以下。另外，表1、表2所示的数值之中，带下划线的数值，表示其是脱离权利要求1或权利要求2～3的数值范围的数值。另外，表2的试料编号1、5、13与表1的试料编号1、5、13相同。
表1
表2
如表1所示，由满足本发明的合金组成的规定的A1合金构成的冲压成形用A1合金板(试料编号1～15)，具有抗拉强度、屈服强度、抗张伸展率、AB屈服强度、制耳率和胀形高度任意一个物性均优异的性能。另一方面，由不满足本发明的规定的A1合金构成的冲压成形用A1合金板(试料编号16～25)，胀形高度均差。此外，试料编号17、18、20、21其抗拉强度、屈服强度、抗张伸展率、AB屈服强度和制耳率之中的任意一个以上的性能差。
如表2所示，由满足本发明的制造方法的规定的A1合金构成的冲压成形用A1合金板(试料编号1、5、13、26～32)，具有抗拉强度、屈服强度、抗张伸展率、AB屈服强度、制耳率、胀形高度和皱痕性的任意一个物性均优异的性能。特别是作为制造条件，通过使冷轧的结束温度为100℃以下，并实施退火工序或中间退火工序的这种工序的适用，使胀形高度等的性能更加优异。另外，试料编号13和27、试料编号30和32，分别在退火工序中，就使用连续炉的情况和使用间歇式炉的情况进行对比，无论哪种情况下，使用连续炉的一方都能够得到具有优异性能的冲压成形用A1合金板。
另一方面，虽然满足A1合金的组成，但作为制造条件不满足本发明的规定的A1合金所构成的冲压成形用A1合金板(试料编号33～39)，比率P均高于2.0％，制耳率、胀形高度和皱痕性之中的任意一个以上的性能差。试料编号40因为退火温度高，所以退火时熔化，不能取得评价用试料。试料编号33～35中，采用制造方法的第二实施方式，第一冷轧结束温度、第二冷轧结束温度的任意一方或双方高于100℃，应变的积累少，比率P高于2.0％，各向同性不充分。试料编号36中，采用制造方法的第一实施方式，热轧工序的结束温度高于300℃，应变的积累少，无法微细地再结晶，比率P高于2.0％，各向同性不充分。试料编号37中采用制造方法的第一实施方式，冷轧结束温度高于100℃，应变的积累少而无法微细再结晶，比率P高于2.0％，各向同性不充分。另外，试料编号38，未进行退火工序而制造，无法微细地再结晶，比率P高于2.0％，各向同性不充分。试料编号39采用制造方法的第一实施方式，退火温度低于300℃，未微细再结晶，比率P高于2.0％，各向同性不充分。
详细并参照特定的实施方式说明了本发明，但能够不脱离本发明的精神和范围而加以各种变更和修改，这对于从业者来说很清楚。
本申请基于2013年4月9日申请的日本专利申请(专利申请2013-081149)、2014年3月18日申请的日本专利申请(专利申请2014-055180)，其内容在此参照并援引。
【产业上的可利用性】
本发明的铝合金板，作为车身、车门、挡泥板等的汽车用外装用的板材的原材有用，具有即使是有深度的冲压成形也可以应对的优异的成形性。
【符号的说明】
S1铸造工序
S2均匀化热处理工序
S3热轧工序
S4退火工序
S4a中间退火工序
S5冷轧工序
S5a第一冷轧工序
S5b第二冷轧工序
S6固溶处理工序
S7加热工序

Claims (10)

1.一种冲压成形用铝合金板，其特征在于，由含有Si：0.4～1.5质量％、Mg：0.3～1.0质量％，余量由Al和不可避免的杂质组成的铝合金构成，
在维氏硬度计形成的压痕的对角线的长度中，相以于轧制方向为0°的对角线的长度L0与相对于轧制方向为45°的对角线的长度L45之差ΔL，相对于所述L0的以％计的比率P为2.0％以下。
2.根据权利要求1所述的冲压成形用铝合金板，其特征在于，所述铝合金中，还含有下述(a)～(d)中的至少一种，
(a)Cu：1.0质量％以下；
(b)Fe：0.5质量％以下和Mn：0.5质量％以下中的至少任意一个；
(c)Cr：0.3质量％以下、Zr：0.3质量％以下和Ti：0.3质量％以下中的至少任意一个；
(d)Zn：0.5质量％以下。
3.根据权利要求1或2所述的冲压成形用铝合金板，其特征在于，所述铝合金含有Si：0.6～1.3质量％、Mg：0.3～0.8质量％，余量由Al和不可避免的杂质构成。
4.一种铝合金冲压成形体，其是对于权利要求1或2所述的冲压成形用铝合金板进行冲压成形而成。
5.一种铝合金冲压成形体，其是对于权利要求3所述的冲压成形用铝合金板进行冲压成形而成。
6.一种冲压成形用铝合金板的制造方法，其特征在于，按顺序进行如下工序：
对于含有Si：0.4～1.5质量％、Mg：0.3～1.0质量％，余量由Al和不可避免的杂质构成的铝合金进行铸造的铸造工序；
对于所述铝合金的铸锭实施均质化热处理的均质化热处理工序；
以热轧的结束温度为300℃以下的条件实施热轧的热轧工序；
以300～500℃的温度实施退火的退火工序；
在冷轧结束温度100℃以下实施冷轧的冷轧工序；
以500℃以上的温度进行处理的固溶处理工序；以及
加热至70℃以上的温度的加热工序。
7.一种冲压成形用铝合金板的制造方法，其特征在于，按顺序进行如下工序：
对于含有Si：0.4～1.5质量％、Mg：0.3～1.0质量％，余量由Al和不可避免的杂质构成的铝合金进行铸造的铸造工序；
对于所述铝合金的铸锭实施均质化热处理的均质化热处理工序；
实施热轧的热轧工序；
在冷轧结束温度100℃以下实施冷轧的第一冷轧工序；
以300～500℃的温度实施中间退火的中间退火工序；
在冷轧结束温度100℃以下实施冷轧的第二冷轧工序；
以500℃以上的温度进行处理的固溶处理工序；以及
加热至70℃以上的温度的加热工序。
8.根据权利要求6或7所述的冲压成形用铝合金板的制造方法，其特征在于，所述铝合金中还含有下述(a)～(d)中的至少一种，
(a)Cu：1.0质量％以下；
(b)Fe：0.5质量％以下和Mn：0.5质量％以下中的至少任意一个；
(c)Cr：0.3质量％以下、Zr：0.3质量％以下和Ti：0.3质量％以下中的至少任意一个；
(d)Zn：0.5质量％以下。
9.根据权利要求6或7所述的冲压成形用铝合金板的制造方法，其特征在于，所述铝合金含有Si：0.6～1.3质量％、Mg：0.3～0.8质量％，余量由A1和不可避免的杂质构成。
10.根据权利要求8所述的冲压成形用铝合金板的制造方法，其特征在于，所述铝合金含有Si：0.6～1.3质量％、Mg：0.3～0.8质量％，余量由Al和不可避免的杂质构成。
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