CN105593392A

CN105593392A - 弯曲加工性与形状冻结性优良的高强度铝合金板及其制造方法

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Publication number: CN105593392A
Application number: CN201480054005.0A
Authority: CN
Inventors: 半田岳士; 土屋清美; 穴见敏也
Original assignee: Nippon Light Metal Co Ltd
Current assignee: Nippon Light Metal Co Ltd
Priority date: 2014-04-09
Filing date: 2014-12-24
Publication date: 2016-05-18
Anticipated expiration: 2034-12-24
Also published as: JP6176393B2; US20160265095A1; US10221471B2; CN105593392B; JPWO2015155911A1; MX2016002744A; WO2015155911A1

Abstract

本发明提供一种具有能够应用于汽车用车身板的高强度、且弯曲加工性和形状冻结性优良的3000系铝合金板。该铝合金板是弯曲加工性和形状冻结性优良的高强度铝合金板，其中含有Mn:1.0～1.6质量％、Fe:0.1～0.8质量％、Si:0.5～1.0质量％、Ti:0.005～0.10质量％，作为杂质的Mg限制为低于0.10质量％，剩余部分为Al以及不可避免的杂质，金相组织呈现圆当量径1μm以上的第二相粒子的面积率为1.5～3.5％、平均结晶粒径为20～50μm、与板面平行的{100}取向结晶的面积率和与板面平行的{123}<634>取向结晶的面积率之比AR_{100}/AR_{123}<634>为4.8以上的重结晶结构的同时，拉伸强度为155MPa以上，0.2％屈服强度为100MPa以下，伸长率为26％以上。该高强度铝合金板还可以含有低于0.8质量％的Cu。

Description

弯曲加工性与形状冻结性优良的高强度铝合金板及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种用于汽车用车身面板等的弯曲加工性以及形状冻结性优良的3000系铝合金板。

背景技术

作为汽车用车身板，为了适用铝合金板，需要通过加压模具成形为所需的形状，开发了对结构(日文：集合組織)进行了调控的加压成形性优良的5000系铝合金板。5000系铝合金板由于基质中固溶了Mg而强度高，进一步通过调控结构而加压成形性也优良，因此一直以来作为汽车用车身板材料使用。

例如，专利文献1中开发了深拉成型性优良的Al-Mg系合金板，该Al-Mg系合金板的特征在于，含有2重量％≦Mg≦6重量％的Mg，以总和0.03重量％以上的量含有选自Fe、Mn、Cr、Zr以及Cu的一种以上(选择Cu的情况下Cu的含量为0.2重量％以上)，且每种元素的含有率的上限为Fe≦0.2重量％、Mn≦0.6重量％、Cr≦0.3重量％、Zr≦0.3重量％、Cu≦1.0％，剩余部分的组成为Al和不可避免的杂质，具有CUBE取向的体积分数和S取向的体积分数的比(S/Cube)为1以上、GOSS取向为5％以下的结构，且结晶粒径为20～100μm的范围。专利文献1中对极限拉延比(LDR)和结构的关系进行了详细研究，发现具有所述结构的铝合金板的作为深拉成型性指标的极限拉延比(LDR)显示高值。

进一步，对于汽车用车身板，因为加压成形后要进行烧结涂装，所以要求所谓的烘烤固化性(日文：べークハード性)优良。为此，开发了结构得到控制的加压成形性优良的6000系铝合金板。

例如，专利文献2中记载了铝或铝合金板(以下统称为铝合金板)结构的CR取向({001}<520>、以下相同)的取向密度比CR取向以外的任意取向的取向密度更高的加压成形用铝合金板，例如，其成分组成为含有Si:0.2％～2.0％(质量％、以下同样)、Mg:0.2％～1.5％，进一步含有Cu:1.0％以下、Zn:0.5％以下、Fe:0.5％以下、Mn:0.3％以下、Cr:0.3％以下、V:0.2％以下、Zr:0.15％以下、Ti:0.1％以下、B:0.005％以下的一种或两种以上，剩余部分为不可避免的杂质以及铝。

藉此，通过以冷轧的轧制方向相对于热轧的轧制方向为90°的条件进行设定，提高等双轴变形、平面应变变形和单轴变形时的断裂极限，能够提供适于加压成形的加压成形用铝合金板。

进一步，专利文献3中记载了高成形性Al-Mg-Si系合金板，它是含有Mg:0.3～2.0％(质量％、以下相同)、Si:0.3～2.5％，剩余部分为Al以及不可避免的杂质的经过固溶处理的Al-Mg-Si系合金板，其中，相对于全部结晶取向的晶粒总面积，{432}面在与板面平行～9.0°范围内的晶粒的面积比为0.15以上，将由{111}<112>、{332}<113>、{221}<114>以及{221}<122>构成的取向的取向分布函数中最高的记为α，将{001}<100>以及{001}<110>中取向分布函数较高一方记为β时，α/β为2.0以上，平均兰克福德值(Lankfordvalue)为0.9以上。

藉此，在铸块上以150℃以上且非重结晶温度范围内的温度实施超过50％压下率的粗轧，进一步，以150℃以上且非重结晶温度范围内的温度实施超过50％压下率且轧辊圆周速度比为1.2～4.0的异步轧制作为最终板厚，之后实施固溶处理，可获得如上所述的重结晶结构。

但是，为了将外板和内板用铆接的方式一体化，需要对汽车用车身板实施卷边加工。然而，6000系铝合金板与5000系铝合金板相比，所谓的弯曲加工性等差，所以需要防止弯曲加工后的微小破裂和表面粗糙。进一步，在要求薄型高强度化的同时，也需要抑制加压成形时的弹性变形回复(日文：スプリングバック)。特别在弯曲加工时，经常发生微小破裂等不良情况而导致高密度剪切带形成，对重结晶结构进行适当调节也成为了课题。

例如，非专利文献1中，将Al-Mg-Si合金板材作为供试材料制作单结晶，从剪切带形成的观点对各结晶取向对于弯曲加工性的影响进行了详细调查。根据该调查，发现结晶取向和弯曲加工性之间有密切的联系，调查结果中，具有<001>//ND取向的试验片的弯曲加工性最为良好，或弯曲各向异性最小。

进一步，专利文献4中记载了成形性优良的铝合金板，其成分组成为，含有1.0～2.0质量％的Fe、还含有2.0质量％以下的Mn，剩余部分为铝以及不可避免的杂质，作为该不可避免的杂质的Ti限制为0.01质量％以下，同时其具有平均粒径为20μm以下、{110}取向结晶的面积率调整为25％以上的结构。

藉此，通过在电磁搅拌的同时进行DC铸造，能够同时达成35％以上的伸长率、0.85以上的平均r值、33mm以上的球形拉伸(日文：球頭張出)高度、以及2.17以上的极限拉延比。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利特许第4339869号公报

专利文献2：日本专利特开2009-019267号公报

专利文献3：日本专利特开2012-224929号公报

专利文献4：日本专利特开2010-121164号公报

非专利文献

非专利文献1：轻金属、第60卷、第5号(2010)，p231-236

发明内容

发明所要解决的技术问题

5000系、6000系的铝合金板的确在成形性上优良，具备作为汽车用车身板的特性。但是，作为必要元素含有Mg的铝合金板的表面生成的氧化皮膜较厚，在加压成形前有时需要进行酸洗等表面处理。还存在加压成形时产生拉伸应变条纹和起皱条纹等表面图案的情况。另外，6000系的铝合金板在最终板制造后的自然时效内，存在机械特性随时间变化的担忧。

此外，专利文献4中记载了作为必要元素不含有Mg的3000系、8000系铝合金板，但是所得铸块的两面进行表面切削后，需要进行均质化热处理、轧制加工、最终退火，工序变多而使成本变高。

由以上可知需要使用工序少的制造方法制造Mg含量得到限制的3000系铝合金板。另外，作为汽车用车身板进行使用的情况下，当然要具备优良的成形性、特别是弯曲加工性，更要求薄型化，还需要控制加压成形后的弹性回复。因此，期望开发成形性、特别是弯曲加工性以及形状冻结性优良的高强度3000系铝合金板。

本发明是为了解决这种课题而提出的发明，其目的在于提供具有能够适用于汽车用车身板的高强度、且对由轧制结构退火而得的重结晶结构进行调整而成形性、特别是弯曲加工性以及形状冻结性也优良的3000系铝合金板。

解决技术问题所采用的技术方案

为达成所述目的，本发明的成形性优良的高强度铝合金板的成分组成是，含有Mn:1.0～1.6质量％、Fe:0.1～0.8质量％、Si:0.5～1.0质量％、Ti:0.005～0.10质量％，作为杂质的Mg限制为低于0.10质量％，剩余部分为Al以及不可避免的杂质，金相组织呈现圆当量径1μm以上的第二相粒子的面积率为1.5～3.5％、平均结晶粒径为20～50μm、与板面平行的{100}取向结晶的面积率和与板面平行的{123}<634>取向结晶的面积率之比AR_{100}/AR_{123}<634>为4.8以上的重结晶结构(日文：集合組織)的同时，拉伸强度为155MPa以上，0.2％屈服强度为100MPa以下，伸长率为26％以上。

为提高强度，上述铝合金板还可以含有低于0.8质量％的Cu。

本发明的成形性和形状冻结性优良的高强度铝合金板通过下述工序制造：使用薄平板连续铸造机将具有前述成分组成的铝合金熔液连续铸造为厚度2～15mm的平板，对前述平板不实施热轧而是直接卷绕在辊上之后，实施冷轧，在实施了最终冷轧率70～95％的冷轧之后，实施最终退火。

作为所述最终退火，理想的是以保持温度450～560℃保持10～60秒而实施连续退火。

发明效果

本发明的铝合金板具有高强度的同时伸长率值也高，而且屈服强度相对较低，所以加压成形时的弹性变形回复得到抑制，其结果是形状冻结性优良。另外，由于其重结晶结构的与板面平行的{100}取向结晶的面积率和与板面平行的{123}<634>取向结晶的面积率之比AR_{100}/AR_{123}<634>为4.8以上，所以弯曲加工性特别优良。此外，通过将重结晶结构的平均结晶粒径限制为20～50μm的范围内，防止了加压成形后和弯曲加工后的表面粗糙，能够获得呈现优良表面外观的成型加工品。

因此，通过本发明，可以低成本提供能够适用于汽车用车身面板等的成形性和形状冻结性优良的高强度铝合金板。

具体实施方式

以往的3000系铝合金板，即使是高强度的，尤其在弯曲加工中，也经常有产生微小破裂和外观粗糙等不良情况的实例。因此，有必要对重结晶结构进行适当调节，重结晶粒径以及结晶取向也需要进行适当调整。而且，3000系铝合金板还由于其成分组成或制造工序而存在屈服强度高的情况，加压成形后容易发生弹性变形回复，具有不能稳定为规定的设计形状的、所谓的形状冻结性的问题。另外，3000系铝合金板还存在加压成形后和弯曲加工后的表面外观上产生表面粗糙的情况。

因此，作为使用的材料，要求是高强度、伸长率高、屈服强度低、且重结晶结构得到适当调节的材料。

如上所述，为调节铝合金板的轧制结构，例如有利用上下辊转速不同的异步轧制等在轧制工艺上下工夫的方法。无论使用何种方法，在用于汽车用车身板的3000系铝合金板中，为提高弯曲加工性，需要在最终板(退火板)中对重结晶结构进行调节。

另一方面，作为弯曲加工性的评价方法，以往在弯曲试验中将试验片弯曲部分的外观与评价试样进行对照，例如，分5个阶段进行评价是一般的普及方法。但是，这种情况下的评价，因为采用的是与试样进行对照的方法而不得不依赖对弯曲部分外观的目视观察。因此，为减少弯曲加工中微小破裂和外观粗糙等不良发生率，在利用弯曲试验进行弯曲加工性评价的同时，测定重结晶结构的结晶取向、结晶粒径等，对金相进行定量评价是重要的。

本发明者通过对重结晶结构的调查，对得到成形性、尤其是弯曲加工性和形状冻结性优良的铝合金板进行认真研究，完成了本发明。

下面对其内容进行说明。

首先，对本发明的3000系铝合金板中所含的各元素的作用、适当的含量等进行说明。

Mn：1.0～1.6质量％

Mn是用于提高铝合金板的强度的元素，是一部分固溶于基质中以促进固溶体强化的必须元素。另外，Mn在本发明的合金组成的范围内，是铸造时构成Al-(Fe·Mn)-Si等细微的金属间化合物的元素，进一步在最终退火时，固溶于基质的Mn也作为一部分细微的金属间化合物析出，使强度增加。

如果Mn的含量超过1.6质量％，则由于铝合金板的屈服强度过高，加压成形时的形状冻结性降低，因而不优选。进一步，最终退火时，发生重结晶所需的温度变得过高，导致生产性降低，因为不优选。另外，如果Mn含量低于1.0质量％，则由于铝合金板的强度变得过低而不优选。

因此，优选的Mn含量是1.0～1.6质量％的范围。更优选的Mn含量是1.05～1.6质量％的范围。进一步优选的Mn含量是1.1～1.6质量％的范围。

Fe：0.1～0.8质量％

虽然与铸块铸造时的冷却速度也有关，但Fe可以使Al-(Fe·Mn)-Si等细微的金属间化合物结晶析出，使铝合金板的强度增加。另外，最终退火时，固溶于基质的Mn的一部分被这些金属间化合物扩散吸收，所以降低最终退火板的屈服强度的同时增加伸长率。这些细微的金属间化合物在最终退火时作为重结晶晶粒的晶核起作用，通过将重结晶的晶粒调整至规定的范围，可防止加压成形后的表面粗糙，因此是必需元素。

如果Fe含量低于0.1质量％，则Al-(Fe·Mn)-Si等金属间化合物的大小和数量会减少，导致第二相粒子的面积率减少，重结晶的微细化效果减弱，进一步由于固溶于基质的Mn的重结晶阻止作用，导致无法得到规定的重结晶结构，因此不优选。如果Fe含量超过0.8质量％，则Al-(Fe·Mn)-Si等金属间化合物的大小和数量会增加，导致第二相粒子的面积率增加，最终退火时基质中Mn的固溶量减少、伸长率增加、屈服强度变低而导致强度降低，因此不优选。

因此，Fe含量为0.1～0.8质量％的范围。更优选的Fe含量是0.1～0.7质量％的范围。进一步优选的Fe含量是0.15～0.6质量％的范围。

Si：0.5～1.0质量％

虽然与铸块铸造时的冷却速度也有关，但Si可以使Al-(Fe·Mn)-Si等细微的金属间化合物结晶析出，使铝合金板的强度增加。另外，一部分固溶于基质中，使强度提高。最终退火时，固溶于基质的Mn的一部分被这些金属间化合物扩散吸收，所以在降低最终退火板的屈服强度的同时增加伸长率。这些细微的金属间化合物在最终退火时作为重结晶晶粒的晶核起作用，通过将重结晶的结晶粒径调整至规定的范围，可防止加压成形后的表面粗糙，因此是必需元素。

如果Si含量低于0.5质量％，则Al-(Fe·Mn)-Si等金属间化合物的大小和数量会减少，导致第二相粒子的面积率减少，进一步由于基质中的Si固溶量也减少而无法达成规定的强度，因此不优选。如果Si的含量超过1.0质量％，则虽然铝合金板的强度变高，但是伸长率降低而使成形性降低，因此不优选。

因此，Si含量为0.5～1.0质量％的范围。更优选的Si含量是0.55～1.0质量％的范围。进一步优选的Si含量是0.6～1.0质量％的范围。

Ti：0.005～0.10质量％

Ti由于在铸块铸造时作为晶粒微细化剂起作用，能够防止铸造破裂，因此是必需元素。当然，Ti也可以单独添加，但由于通过与B共存能够期待更强的晶粒微细化效果，因此也可以以Al-5％Ti-1％B等棒硬化剂(日文：ロッドハードナー)的形态添加。

如果Ti含量少于0.005质量％，则铸块铸造时的微细化效果不充分而有可能造成铸造破裂，因而不优选。如果Ti含量超过0.10质量％，则在铸块铸造时TiAl₃等粗大的金属间化合物结晶析出，有可能使最终板的加压成形性和弯曲加工性下降，因而不优选。

因此，Ti含量为0.005～0.10质量％的范围。更优选的Ti含量是0.005～0.07质量％的范围。进一步优选的Ti含量是0.01～0.05质量％的范围。

Mg：低于0.10质量％

Mg是最终板(退火板)的表面上生成较厚的氧化皮膜的原因，结果需要对最终板进行充分的酸洗而成为成本上升的主要原因。进一步在本发明的合金组成的范围内，由于Si含量较高，若含有Mg则Mg₂Si结晶析出，因此伸长率降低而使成形性降低。因此，优选的Mg含量是低于0.10质量％的范围。更优选的Mg含量是低于0.05质量％的范围。进一步优选的Mg含量是低于0.03质量％的范围。

Cu：低于0.8质量％

Cu是使铝合金板强度增加的元素，为任选的元素。本发明中，如果Cu含量为低于0.8质量％的范围，则弯曲加工性及形状冻结性等特性不会下降。但是，如果Cu含量为0.8质量％以上，则耐腐蚀性显著降低。因此，优选的Cu含量是低于0.8质量％的范围。更优选的Cu含量是低于0.5质量％的范围。进一步优选的Cu含量是低于0.2质量％的范围。

其他的不可避免的杂质

不可避免的杂质是从原料粗金属锭、回炉料等不可避免地混入的杂质，它们的可允许的含量是，例如Cr为低于0.20质量％，Zn为低于0.20质量％，Ni为低于0.10质量％，Ga及V为低于0.05质量％，Pb、Bi、Sn、Na、Ca、Sr分别低于0.02质量％，其他杂质各低于0.05质量％，在该范围内即使含有管理外的元素也不会妨害本发明的效果。

拉伸强度为155MPa以上，0.2％屈服强度为100MPa以下，伸长率为26 ％以上

另外，将3000系铝合金板应用于汽车用车身板等时，不仅需要具有高强度和良好的成形性，还需要加压成形时的形状冻结性也优良。

材料的强度可由进行拉伸试验时的拉伸强度得知，成形性可由拉伸试验时的伸长率的值得知、另外形状冻结性可由拉伸试验时的屈服强度得知。

详细内容在后述的实施例中记载，作为应用于汽车用车身板等的本发明的3000系铝合金板，作为最终退火板，优选具有拉伸强度在155MPa以上、0.2％屈服强度在100MPa以下、伸长率在26％以上的特性的材料。

圆当量径1μm以上的第二相粒子的面积率：1.5～3.5％

平均结晶粒径：20～50μm

AR _{100} /AR _{123}<634> 比:4.8以上

如上所述的特性是通过对具有上述特定的成分组成的3000系铝合金板的金相进行精细调整而呈现出来的。

具体而言，金相可以是圆当量径1μm以上的第二相粒子的面积率为1.5～3.5％、平均结晶粒径为20～50μm、与板面平行的{100}取向结晶的面积率和与板面平行的{123}<634>取向结晶的面积率之比AR_{100}/AR_{123}<634>为4.8以上的重结晶结构。特别地，通过将重结晶结构的平均结晶粒径限制为20～50μm，可防止加压成形后和弯曲加工后的表面粗糙，能够得到表面外观优良的加压成型品。另外，为了降低弯曲加工时微小破裂等的不良发生率，需要使重结晶结构的与板面平行的{100}取向结晶的面积率和与板面平行的{123}<634>取向结晶的面积率之比AR_{100}/AR_{123}<634>为4.8以上。

详细内容在后述的实施例中记载，作为应用于汽车用车身板等的本发明的3000系铝合金板，优选最终退火板具有圆当量径1μm以上的第二相粒子的面积率为1.5～3.5％、平均结晶粒径为20～50μm、AR_{100}/AR_{123}<634>为4.8以上的重结晶结构的材料。

详细内容在后述的实施例中记载，不论为哪一种情况，如果具有所述的特定成分组成，且具有如上所述的重结晶结构，则作为最终退火板，可呈现拉伸强度在155MPa以上，0.2％屈服强度为100MPa以下，伸长率在26％以上的值。

接着，对如上所述的加压成型用铝合金板的制造方法的一个示例进行简单介绍。

熔化和熔炼

向熔化炉内投入原料，达到规定的熔化温度后，适当添加熔剂进行搅拌，进一步根据需要使用喷枪等进行炉内脱气后，保持平静，从熔液的表面将渣滓分离。

该熔化、熔炼中，由于要实现规定的合金成分，所以母合金等的原料再次投入也很重要，但极为重要的是上述熔剂和渣滓从铝合金熔液中上浮至熔液面直到分离为止需要足够的平静时间。平静时间通常理想的是30分钟以上。

用熔化炉熔炼的铝合金熔液根据情况不同，有时将一部分熔液转移至保持炉后再进行铸造，有时直接将熔液从熔化炉排出、进行铸造。更为理想的平静时间为45分钟以上。

也可根据需要进行在线脱气(日文：インライン脱ガス)、过滤。

在线脱气的主流类型是由旋转转子向铝熔液中吹入惰性气体等，使熔液中的氢气扩散至惰性气体的泡中而进行除去的类型。使用氮气作为惰性气体的情况下，将露点控制在例如-60℃以下是重要的。铸块中的氢气量优选减少至0.20cc/100g以下。

铸块的氢气量多时，有在铸块的最终凝固部产生孔隙的可能性，所以优选将冷轧工序中的每1道次(日文：パス)的压下率限制在例如20％以上，从而破坏孔隙。此外，铸块中过饱和地固溶的氢气，虽然与冷轧的退火等热处理的条件也有关，但存在即便在最终板的加压成形后也会在例如点焊时析出，使焊珠中产生大量的气孔的情况。因此，更优选的铸块中的氢气量是0.15cc/100g以下。

薄平板连续铸造

薄平板连续铸造机采用包括双带式铸造机、双辊铸造机双方的铸造机。

双带式铸造机具备具有环形带且上下相对(日文：対峙する)的一对旋转带部分、在该一对旋转带部分之间形成的空腔、和设置于所述旋转带部分内部的冷却单元，通过由耐火材料构成的喷嘴向所述空腔内供给金属熔液，从而连续地铸造薄平板。

双辊铸造机具备具有环形辊且上下相对的一对旋转辊部分、在该一对旋转辊部分之间形成的空腔、和设置于前述旋转辊部分内部的冷却单元，通过由耐火材料构成的喷嘴向前述空腔内供给金属熔液，从而连续地铸造薄平板。

平板厚度2～15mm

薄平板连续铸造机能够连续地铸造厚度2～15mm的薄平板。在平板厚度少于2mm的情况下，即使在能够铸造的情况下，虽然与最终板的板厚也有关，后述的70～95％的最终压延率也难以实现。如果平板厚度超过15mm，则难以直接将平板卷绕至辊上。如果在该平板厚度的范围内，则在平板厚度的1/4的附近，平板的冷却速度为40～1000℃/秒左右，Al-(Fe·Mn)-Si等金属间化合物微细地结晶析出。因此，最终退火板中能够呈现圆当量径1μm以上的金属间化合物(第二相粒子)的面积率为1.5～3.5％的金相。这些微细的金属间化合物，在后述的冷轧板的最终退火时成为重结晶晶粒的晶核，能够将最终板中重结晶晶粒的平均晶粒径调整为20～50μm。

冷轧

使用薄平板连续铸造机，连续地铸造平板，在所述平板上不实施热轧而直接卷绕至辊上后，实施冷轧。因此，以往的半连续铸造DC平板中所需的表面切削工序、均质化处理工序、热轧工序可以省略。使直接卷绕了薄平板的辊通过冷轧机，通常实施数个道次的冷轧。此时，由于冷轧产生的塑性应变而发生加工硬化，因此根据需要也可实施在间歇式炉内以保持温度300～400℃保持1～8小时的中间退火处理。

最终冷轧率：70～95％

实施最终冷轧率70～95％的冷轧之后，实施最终退火。如果最终冷轧率在该范围内，则可以使退火后的最终板中的平均粒径为20～50μm、伸长率的值为26％以上，从而能够将加压成形后的外观表面整洁地精加工。因此，在将加工成本抑制在低水平的同时，一边确保过渡金属元素的固溶量一边进行加工，从而积累位错，能够在最终退火工序得到调整为20～50μm的重结晶晶粒。如果最终冷轧率低于70％，则冷轧时积累的加工应变量过少，不能通过最终退火得到20～50μm的重结晶晶粒。如果最终冷轧率超过95％，则冷轧时积累的加工应变量过多，加工硬化剧烈，在边缘上产生边缘破裂(日文：耳割れ)而难以轧制。因此，优选的最终冷轧率为70～95％的范围。更优选的最终冷轧率为75～95％的范围。进一步优选的最终冷轧率为75～90％的范围。

最终退火

利用连续退火炉，以保持温度450～560℃保持10～60秒

最终退火优选利用连续退火炉以450℃～560℃的保持温度保持10～60秒的连续退火处理。如果之后进行急速冷却，则可兼做固溶处理。模具成形工序中，为提高加压成形性和弯曲加工性，需要预先制成固溶处理材料。通过最终退火，固溶于基质的Mn被微细地结晶析出的金属间化合物吸收，由此在促进重结晶的同时，降低最终退火板的屈服强度、提高伸长率。同时，金相中与板面平行的{123}<634>取向结晶的存在密度减少，与板面平行的{100}取向结晶的存在密度增加。

如果保持温度低于450℃，则难以获得重结晶相。如果保持温度超过560℃，则在热应变变得剧烈的同时，虽与合金组成也有关，存在发生过烧的可能性。如果保持时间少于10秒，则存在卷材的实体温度未达到规定的温度而退火处理不充分的可能性。如果保持温度超过60℃，则处理耗时过多而生产性下降。

本发明的制造方法中，最终退火是必要工序，由该最终退火将最终板保持在重结晶温度以上的温度，藉此可呈现平均结晶粒径为20～50μm、而且与板面平行的{100}取向结晶的面积率和与板面平行的{123}<634>取向结晶的面积率之比AR_{100}/AR_{123}<634>为4.8以上的重结晶结构。具有这种重结晶结构的最终退火板，因为弯曲加工中在板面内的所有方向上泰勒因子(Taylor因子)的统计值变小，所以在晶粒内的{111}面内容易由相对较小的应力产生塑性变形，认为弯曲加工性优良。而且，因为平均结晶粒径调整为20～50μm，所以认为相对于弯曲加工这种局部的塑性加工，晶粒内移动位错的平均自由程(meanfreepath)也变得足够大。

经过如上所述的通常的连续铸造工序，可获得弯曲加工性以及形状冻结性优良的铝合金板。

实施例

薄平板连续铸造模拟材料的制作

将按表1所示的11种组成(合金No.1～11)配比的各种铸锭各5kg插入#20坩埚内，用小型电炉对该坩埚加热而使铸锭熔化。接着，在熔液中插入喷枪，将N₂气体以1.0L/分钟的流量吹入5分钟来进行脱气处理。其后进行30分钟的平静，用搅拌棒除去浮在熔液表面上的渣滓。接着将坩埚从小型电炉中取出，使熔液流入尺寸200×200×16mm的水冷模具，制作了薄平板。对于从坩埚中的熔液中采集的各供试材料(实施例1～5、比较例1～6)的碟状样品，通过发光光谱分析进行了组成分析。其结果示于表1。对该薄平板的两面各自进行3mm表面切削加工，使其厚度为10mm之后，不实施均质化处理和热轧，而是实施冷轧以制成板厚1.0mm的冷轧材料。另外，在冷轧工序中未进行中间退火处理。这种情况下的最终冷轧率为90％。

接着将该冷轧材料切割为规定的大小之后，将该冷轧材料插入盐浴中，以550℃保持15秒，迅速从盐浴中取出供试材料，进行水冷，实施固溶处理。将如所述而得的最终板(供试材料)作为薄平板连续铸造模拟材料，其成分组成示于表1。

[表1]

表1：供试材料的成分组成

※)表中标有下划线的值表示本发明的组成范围外的值.

接着，对于如所述而得的最终板(各供试材料)进行金相评价，进一步对各个特性进行测定、评价。

结晶取向以及结晶粒径的测定

通过EBSD对所得最终退火板(各供试材料)进行了结晶取向测定。将所得各供试材料切出与轧制方向平行的纵截面，实施镜面研磨，进一步实施电解研磨以通过研磨将形变除去。通过EBSD对该试验片的结晶方位进行了测定。使用日本电子株式会社(日本電子)的扫描电子显微镜JSM6490A，条件设定为加速电压15kV、WD3mm、倾斜65°。EBSD测定通过株式会社TSL解决方案((株)TSLソリューションズ)制OIM型号，从0.16至0.32平方毫米的范围内以2μm间隔(日文：ステップ)进行测定。所得结果通过分析软件(OIManalysis)进行分析，求得了与板面平行的{100}取向结晶的面积率和与板面平行的{123}<634>取向结晶的面积率。此处，{100}取向为从{100}起10°的范围的取向。{123}<634>取向(S取向)为从{123}<634>起15°的范围的取向。同样地，通过分析软件计算了平均结晶粒径(圆当量径)。测定结果示于表2。

金相中的第二相粒子的面积率的测定

切出与所得的最终板的轧制方向平行的纵截面(与LT方向垂直的截面)，将该纵截面埋入热塑性树脂并进行镜面研磨，用氢氟酸水溶液实施蚀刻，观察金相。用光学显微镜对微观金相进行照片拍摄(每1个视野内的面积为0.017mm²，对各试样拍摄20个视野)，进行照片的图像分析，求出圆当量径为1μm以上的第二相粒子的面积率。测定结果示于表2。

[表2]

表2：供试材料的评价结果

※)由于比较例6是未重结晶相，因此未测定结晶粒径和结晶取向。

通过拉伸试验测定各特性

通过拉伸试验的拉伸强度、0.2％屈服强度、伸长率(％)对所得最终板(各供试材料)的特性进行评价。

具体而言，自得到的供试材料，以拉伸方向与轧制方向平行的方式采集JIS5号试验片，依照JISZ2241进行拉伸试验，求出拉伸强度、0.2％屈服强度、伸长率(断裂伸长率)。另外，这些拉伸试验中，每个供试材料各测3次(n＝3)，计算其平均值。

最终板中，拉伸强度155Mpa以上的供试材料记为强度良好，拉伸强度低于155Mpa的供试材料记为强度不足。此外将0.2％屈服强度为100MPa以下的供试材料记为形状冻结性良好，超过100MPa的供试材料记为形状冻结性不良。进一步将伸长率的值为26％以上的供试材料记为成形性良好，将低于26％的供试材料记为成形性不良。评价结果示于表3。

利用弯曲试验评价弯曲加工性

作为弯曲试验用的试验片，对各供试材料以与轧制方向成90°方向为长边方向采集尺寸为25mm×50mm的试验片。弯曲试验中，在将试验片以与长轴方向成90°的方向按压于冲头径1mm的冲头、弯曲为40°～60°之后，进行压缩加工直至试验片之间紧密结合。弯曲加工性的评价，根据密合弯曲后弯曲部分的表面状态，从无破裂/褶皱～断裂为止以0～5分的评分进行了评级。0～1分的供试材料记为弯曲加工性评价良好，2～5分的供试材料记为弯曲加工性评价不良。

[表3]

表3:供试材料的评价结果

※)各个特性的评价栏中○表示良好，×表示不良。

※)比较例1、5和6未进行弯曲试验.

各供试材料的金相评价结果

在示出各供试材料的金相评价结果的表2中，实施例1～5在本发明的组成范围内，AR_{100}/AR_{123}<634>比、平均结晶粒径、第二相粒子的面积率都满足标准值。即，具体而言，满足AR_{100}/AR_{123}<634>比：4.8以上、平均结晶粒径：20～50μm、圆当量径1μm以上的第二相粒子的面积率：1.5～3.5％的条件。

比较例1在本发明的组成范围外，平均结晶粒径为14μm，未满足标准值，AR_{100}/AR_{123}<634>比为4.6，未满足基准值。

比较例2在本发明的组成范围外，平均结晶粒径为14μm，未满足标准值，AR_{100}/AR_{123}<634>比为4.6，未满足标准值。

比较例3在本发明的组成范围外，平均结晶粒径为16μm，未满足标准值。

比较例4在本发明的组成范围外，平均结晶粒径为18μm，未满足标准值，AR_{100}/AR_{123}<634>比为2.8，未满足标准值。

比较例5在本发明的组成范围外，第二相粒子的面积率为4.4％，未满足标准值，平均结晶粒径为17μm，未满足标准值，AR_{100}/AR_{123}<634>比为2.7，未满足标准值。

比较例6在本发明的组成范围外，第二相粒子的面积率为4.7％，未满足标准值，由于是未重结晶相，没有进行结晶粒径、结晶取向的测定。

各供试材料的特性评价

在示出供试材料的特性评价结果的表3中，实施例1～5在本发明的组成范围内，拉伸强度、0.2％屈服强度、伸长率、弯曲加工性全部满足标准值。具体而言，满足拉伸强度在155MPa以上、0.2％屈服强度在100MPa以下、伸长率在26％以上、弯曲加工性为0～1分的标准值。另外，关于比较例1、5和6，由于未进行弯曲试验，所以弯曲加工性不明确。

比较例1的Mg含量高达0.35质量％，合金组成在本发明的范围外，成形性评价不良(×)。

比较例2的Mg含量高达0.34质量％，合金组成在本发明的范围外，成形性评价不良(×)、弯曲加工性评价不良(×)。

比较例3的Mg含量高达0.25质量％，并且Fe含量高达0.61质量％，合金组成在本发明的范围外，成形性评价不良(×)，弯曲加工性评价不良(×)。

比较例4的Mg含量高达0.26质量％，合金组成在本发明的范围外，形状冻结性评价不良(×)、成形性评价不良(×)，弯曲加工性评价不良(×)。

比较例5的Si含量低至0.49质量％，并且Fe含量高达1.00质量％，合金组成在本发明的范围外，强度不足(×)。

比较例6的Si含量高达1.08质量％，此外Mn含量高达1.98质量％，Zn含量高达1.19质量％，合金组成在本发明的范围外，形状冻结性评价不良(×)，成形性评价不良(×)。

由以上可知，如果具有所述的特定成分组成，且具有如上所述的金相，则作为最终退火板，在呈现拉伸强度155MPa以上，0.2％屈服强度100MPa以下，伸长率26％以上的值的同时，弯曲加工性也优良。

Claims

1.弯曲加工性和形状冻结性优良的高强度铝合金板，其特征在于，成分组成中含有Mn:1.0～1.6质量％、Fe:0.1～0.8质量％、Si:0.5～1.0质量％、Ti:0.005～0.10质量％，作为杂质的Mg限制为低于0.10质量％，剩余部分为Al以及不可避免的杂质，金相呈现圆当量径1μm以上的第二相粒子的面积率为1.5～3.5％、平均结晶粒径为20～50μm、与板面平行的{100}取向结晶的面积率和与板面平行的{123}<634>取向结晶的面积率之比AR_{100}/AR_{123}<634>为4.8以上的重结晶结构的同时，拉伸强度为155MPa以上，0.2％屈服强度为100MPa以下，伸长率为26％以上。

2.如权利要求1所述的弯曲加工性和形状冻结性优良的高强度铝合金板，其特征在于，还含有低于0.8质量％的Cu。

3.弯曲加工性和形状冻结性优良的高强度铝合金板的制造方法，其特征在于，使用薄平板连续铸造机将具有权利要求1或者权利要求2所述组成的铝合金熔液连续铸造成厚度2～15mm的平板，对所述平板不实施热轧而是直接卷绕成卷，之后实施冷轧，在实施了最终冷轧率70～95％的冷轧之后，实施最终退火。

4.如权利要求3所述的弯曲加工性和形状冻结性优良的高强度铝合金板的制造方法，其特征在于，利用连续退火炉，实施以保持温度450～560℃保持10～60秒的最终退火。