CN107109548A

CN107109548A - 铝合金板

Info

Publication number: CN107109548A
Application number: CN201680006185.4A
Authority: CN
Inventors: 松本克史; 有贺康博; 宍户久郎; 佐藤和史
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2015-03-04
Filing date: 2016-03-04
Publication date: 2017-08-29
Also published as: US20180023174A1; WO2016140335A1; JP2016160515A

Abstract

使经由常规方法制造的7000系铝合金板的表层部成为Cube发达的集合组织，使板的中心部成为S取向发达的集合组织，将板的表层部和板厚中心部，分别制造成与冲击吸收性和强度相对应的最佳的集合组织，从而不使强度降低，而使图1的VDA弯曲试验所评价的汽车的碰撞时的冲击吸收性提高。

Description

铝合金板

技术领域

本发明涉及经由通常的轧制制造的7000系铝合金板，是冲击吸收性优异的高强度7000系铝合金板。

背景技术

若作为结构材料以汽车为例，近年来，从对于地球环境等方面的考虑出发，汽车车体的轻量化的社会的要求越发高涨。为了应对这一要求，进行的是在汽车车体之中，将面板(引擎盖、车门、车顶等的外面板、内面板)和保险杠加强件(保险杠R/F)和车门防撞梁等的加强材等应用铝合金材料部分性地替代钢板等的钢铁材料。

但是，为了汽车车体的进一步轻量化，在汽车构件之中，特别是在有助于轻量化的车架、柱等的结构构件中，都需要扩大铝合金材料的应用。这些汽车结构构件与所述汽车面板相比，需要材料的高强度化，需要使用作为所述加强材已被使用的JIS至AA 7000系铝合金。

所述保险杠加强材和车门防撞梁等的汽车结构构件的加强材，已经通用的是，对于7000系铝合金进行热挤压加工，以所制造出的挤压型材作为原材。相对于此，车架、柱等的大型的结构构件，优选以通过如下这样的常规方法制造的轧制板作为原材，即对于铸块实施均热处理后进行热轧，或再进行冷轧的方法。但是，7000系铝合金的轧制板，因为是高合金而难以制作，至今为止都没怎么得到实用化。

但是，近年来，为了将这样的高强度的7000系铝合金轧制板(以下，也称为7000系铝合金板，或仅称为板)，适用于以所述汽车结构构件为首的铁路车辆等的结构构件，进行了控制集合组织的研究。

作为7000系铝合金板的集合组织的控制例，在专利文献1、2中，为了实现结构材用的板的高强度化、高抗SCC性化，将铸块锻造后，在温加工区域反复轧制，使板组织细小。这是为了通过使板组织细小，从而抑制作为抗SCC性降低的原因，作为晶界和晶内的电位差的要因，即取向差为20°以上的大角晶界，得到3～10°的小角晶界为25％以上的集合组织。

但是，专利文献1、2之所以反复进行这样特殊的温轧，是由于在通常的热轧、冷轧的制造方法中，不能获得这样的小角晶界多的集合组织。因此，与通常的制造方法相比，其工序大不相同，因此作为板的制造方法并不实用。

相对于此，在专利文献3中，以提供一种由通常的板的制造方法制造的、强度和抗SCC性双方均优异的汽车构件用的7000系铝合金板为目的，而控制板的集合组织。

具体来说，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，其平均晶粒直径为15μm以下，并且具有如下集合组织：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。

即，并非通常的等轴的再结晶组织，而是作为与所述挤压型材类似的加工组织，由纤维状组织构成，从集合组织的观点出发，将其规定为主取向是Brass取向、S取向、Cu取向的。

在该专利文献3中认为，通过成为这样的集合组织，应变进入板时，不会局部性地集中，而是能够成为均匀发生位错的组织。于是，即使是由常规方法制造的7000系铝合金板，0.2％屈服强度也为350MPa以上的高强度，延伸率也大，能够确保成形性，尽管是高强度，也能够抑制抗SCC性的降低。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2001－335874号公报

专利文献2：日本特开2002－241882号公报

专利文献3：日本特开2014－62285号公报

在此，由于近年的汽车的碰撞安全标准的水平提高，欧洲等要求所述车架、柱等的汽车结构构件，满足由德国汽车工业协会(VDA)所标准化的“VDA238－100Plate bendingtest for metallic materials(以后，称为VDA弯曲试验)”进行评价的、汽车的碰撞时的冲击吸收性(压溃特性)。

对于这样严格的安全标准，即使让板的组织像所述专利文献1、2那样，作为抑制大角晶界，增加3～10°的小角晶界的集合组织，另外，像所述专利文献3，作为由纤维状组织构成的集合组织，也不能满足所述汽车在碰撞时的冲击吸收性(压溃特性)。

另外，在通过通常的轧制而制造的7000系铝合金板中，关于不使其强度降低，而满足汽车的碰撞时的冲击吸收性(压溃特性)的手段，尚不清楚有效的手段，还有阐明的余地。

发明内容

鉴于这样的状况，本发明的目的是，提供一种通过通常的轧制而制造的7000系铝合金板，其不使强度降低，而使汽车的碰撞时的冲击吸收性(压溃特性)提高。

为了达成这一目的，本发明的铝合金板的要旨在于，以质量％计分别含有Zn：2.0～9.0％、Mg：0.5～4.5％，并且分别限制为Cu：0.5％以下(其中含0％)、Zr：0.15％以下(其中含0％)、Mn：0.2％以下(其中含0％)、Cr：0.15％以下(其中含0％)、Sc：0.05％以下(其中含0％)，余量由Al和不可避免的杂质构成，其中，从该板的表面至板厚深度的15％的表层部的晶粒之中，设具有Cube取向的晶粒的面积率为[表层部Cube]，具有S取向的晶粒的面积率为[表层部S]，并且所述板的板厚中心部的晶粒之中，设具有Cube取向的晶粒的面积率为[板厚中心部Cube]，具有S取向的晶粒的面积率为[板厚中心部S]时，所述表层部与所述板厚中心部具有如下这样不同的集合组织：所述表层部是平均晶粒直径为40μm以下的等轴再结晶组织，且所述[表层部Cube]为10％以上，并且，所述[表层部S]为10％以上、40％以下，所述[表层部Cube]对于所述[板厚中心部Cube]的比例即[表层部Cube]/[板厚中心部Cube]高于1.0，并且所述[表层部S]对于所述[板厚中心部S]的比例即[表层部S]/[板厚中心部S]低于1.0。

在本发明中，着眼于固溶和淬火处理后的7000系铝合金板的集合组织，分析其与经由VDA弯曲试验评价的、汽车碰撞时的冲击吸收性(压溃特性)的关系。其结果发现，该冲击吸收性，特别受板的表层部的集合组织影响，通过使板的表层部成为Cube发达的特定的集合组织而提高。另外还发现，这时，通过使板的中心部(板厚中心部)成为S取向发达的特定的集合组织，可保持强度。

即发现，使板的表层部与板厚中心部，针对冲击吸收性和强度，分别制造成最佳的集合组织，从而不使强度降低，而使汽车在碰撞时的冲击吸收性提高。

如此，本发明由于所述表层部和所述板厚中心部具有不同的集合组织，从而能够使经由通常的轧制而制造的7000系铝合金板，兼备强度和冲击吸收性。因此，能够提供要求有这种特性的、适合所述汽车和铁路车辆等的结构构件用的7000系铝合金板。

附图说明

图1是表示评价冲击吸收性的VDA弯曲试验的方式的立体图。

具体实施方式

本发明中所说的铝合金板，是指对于铸块实施均热处理后进行热轧，再进行冷轧的冷轧板，此外还可实施固溶处理等的调质的、由通常的轧制法制造的7000系铝合金板。换言之，不包括像所述专利文献1、2那样的、通过在铸造铸块之后反复多次进行温轧这样特殊的轧制方法和制法制造的板。

这样的7000系铝合金板，在实施包括延伸凸缘加工(去毛刺加工、扩孔加工)等在内的冲压成形和加工后，成为汽车、自行车、铁路车辆等的结构构件。

以下对于本发明的实施方式，对各要件具体加以说明。

铝合金组成：

首先，以下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进行说明。还有，各元素的含量的％表示全部是质量％的意思。

本发明铝合金板的化学成分组成中，作为Al－Zn－Mg系的7000系铝合金，为了保证汽车等的结构构件所要求的强度和冲击吸收性(压溃特性)、抗SCC性等的诸特性而决定。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，分别含有Zn：2.0～9.0％、Mg：0.5～4.5％，并且分别限制在Cu：0.5％以下(其中含0％)、Zr：0.15％以下(其中含0％)、Mn：0.2％以下(其中含0％)、Cr：0.15％以下(其中含0％)、Sc：0.05％以下(其中含0％)，余量由Al和不可避免的杂质构成。

该组成中，以质量％计，也可以还含有Ag：0.01～0.2％、Sn：0.001～0.1％的一种或两种。除此之外或与之区别，以质量％计，也可以还含有Ti：0.001～0.1％。

Zn：2.0～9.0％

作为必须的合金元素的Zn，与Mg一起在固溶处理后的室温时效时形成团簇(微细析出物)，使加工硬化特性提高。另外，在人工时效处理时形成时效析出物而使强度提高。Zn含量低于2.0质量％时强度不足，另外不能像规定那样控制集合组织，强度和成形性的平衡也有降低的可能性。另一方面，若Zn高于9.0质量％，则晶界析出物MgZn₂增加，晶界腐蚀容易发生，耐腐蚀性劣化。因此，Zn含量的下限为2.0％，优选为3.7％。另外，Zn含量的上限为9.0％，优选为8.3％。

Mg：0.5～4.5％

作为必须的合金元素的Mg，与Zn一起在固溶处理后的室温时效时形成团簇(微细析出物)，使加工硬化特性提高。另外，在人工时效处理时形成时效析出物，使强度提高。Mg含量低于0.5％时，强度不足，若高于4.5质量％，则铸造裂纹发生，另外板的轧制性降低，板的制造试制困难。因此，Mg含量的下限为0.5％，优选为1.4％。另外，Mg含量的上限为4.5％，优选为4.3％。在此，为了得到需要的强度，优选使Mg、Zn的各含量相互平衡。

Cu、Zr、Mn、Cr、Sc

Cu、Zr、Mn、Cr、Sc均使固溶处理时的板的再结晶温度显著上升，因此固溶处理中的板的再结晶化的加热温度变高，具有阻碍从板的表面至板厚的15％的深度的表层部的Cube取向发达的作用。因此，若这些元素的含量过多，则不能使所述表层部的具有Cube取向的晶粒的面积率[表层部Cube]像本发明规定的那样大。另外，若这些元素的含量过多，则助长该表层部的S取向的发达，因此，不能以本发明规定的方式限制具有S取向的晶粒的面积率[表层部S]。

因此，在本发明中，需要分别果断限制如下，Cu：0.5％以下(其中含0％)、Zr：0.15％以下(其中含0％)、Mn：0.2％以下(其中含0％)、Cr：0.15％以下(其中含0％)、Sc：0.05％以下(其中含0％)。

附带一提，通常，Cu也有使Al－Zn－Mg系合金的抗SCC性提高的作用和强度提高效果，因此多被添加。另外，Zr、Mn、Cr、Sc也使铸块和最终制品板的晶粒微细化而带来强度提高，所以多被添加。因此，通常来说，由于Cu、Zr、Mn、Cr、Sc，不能使所述表层部的具有Cube取向的晶粒的面积率[表层部Cube]如本发明规定那样大的可能性高。另外，不能像本发明规定那样，限制表层部的具有S取向的晶粒的面积率[表层部S]的可能性也高。

Ag：0.01～0.2％，Sn：0.001～0.1％中的一种或两种

Ag和Sn经过成形加工成结构材后的人工时效处理，使有助于强度提高的时效析出物紧密微细地析出，具有促进高强度化的效果，因此根据需要选择性地使之含有。含有其任意一方或双方时，Sn含量低于0.001％、Ag含量低于0.01％时，强度提高效果小。另一方面，若Sn和Ag含量过多，则反而使轧制性和焊接性等的诸特性降低。另外，强度提高效果也饱和，关于Ag则只会造成高价。因此为Ag：0.01～0.2％、Sn：0.001～0.1％的范围。

Ti：0.001～0.1％

Ti和B作为轧制板来说都是杂质，但是，因为具有使铝合金铸块的晶粒微细化的效果，所以作为7000系合金，允许在JIS规格所规定的范围内各自含有。Ti低于0.001％时，得不到晶粒微细化效果。另一方面，Ti高于0.1％时，形成粗大的化合物，机械的特性劣化。因此，Ti的上限为0.1％，优选为0.05％以下。另外，允许与Ti一起含有B截止到0.03％。B高于0.03％时，形成粗大的化合物，机械的特性劣化。

其他的元素：

这些记述以外的其他的元素是不可避免的杂质。作为熔炼原料，除了纯铝锭以外，还设想到(允许)会因铝合金废料的使用带来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分别含有。例如，作为不可避免的杂质，如果Fe：0.5％以下，Si：0.5％以下，则不影响本发明的铝合金板的特性，可允许含有。

组织：

本发明的7000系铝合金板，作为前提，是其组成和许多的制造工序与现有的7000系铝合金板及其制造方法(通常的轧制法)共通。因此，作为板组织，在结晶晶内大量存在微细的纳米级尺寸的析出物，成为满足强度和耐腐蚀性等基本特性的基础这一点上也共通。这些微细的所谓纳米级尺寸的析出物，是在结晶晶内生成的、所述Mg和Zn的金属间化合物(组成是MgZn₂等)，其中包含与所述组成相应元素的微细弥散相。

集合组织：

将以上的7000系铝合金板的组成作为前提，在本发明中，为了提高由VDA弯曲试验评价的、汽车碰撞时的冲击吸收性(压溃特性)、强度和耐腐蚀性等的特性，而控制该7000系铝合金板的组织。

具体来说，首先，使该板的表面至板厚的15％的深度的表层部，成为平均晶粒直径为50μm以下的等轴再结晶组织。该表层部的平均晶粒直径高于50μm而粗大化，或不是等轴再结晶组织，而是成为沿轧制方向伸长的细长加工组织(加工组织的原配状态)时，使VDA弯曲性提高的具有Cube取向的晶粒不发达，冲击吸收性(压溃特性)降低。

在此，所谓从板的表面至板厚的15％的深度，是通过研磨除去板(供试材)表面的氧化皮膜后的板的铝基体距最表面的深度。

当然，不仅该表层部，如果向板的更内部，能够成为这样的平均晶粒直径为50μm以下等轴而微细的再结晶组织固然好，但在经由所述常规方法进行的板的制造中，特别是板厚厚等的情况下，平均晶粒直径为50μm以下的等轴而微细的再结晶组织，其形成难以及至板厚中心部等的板的内部组织。

另外，在所述冲击吸收性(压溃特性)中，相比板厚中心部等的板的内部组织的状态，从板的表面至板厚的15％的深度的表层部的、具有Cube取向的晶粒组织影响更大。因此，在本发明中，规定从板的表面至板厚的15％的深度表层部的集合组织。

该表层部的厚度，距板的表面低于板厚的15％时，即使Cube取向和S取向的面积率满足后述的规定，也只是板的最表面等满足，表层部过薄，所述冲击吸收性的提高效果小。另外，具有该集合组织的表层部，其存在于从板的表面直到板厚的高于15％的深度，则表层部过厚，能够保证强度的板的中心部的厚度过薄，将不能保证作为板整体的高强度。

表层部和板厚中心部的集合组织的复合化：

如上述，在使板的表层部成为微细而等轴的再结晶组织之后，在本发明中，使板的表层部，成为冲击吸收性(压溃特性)比强度优异的以Cube取向为主的集合组织，使板的板厚中心部，成为强度比冲击吸收性(压溃特性)优异的以S取向为主的集合组织。

即，在本发明中，关于板的表层部的对于所述冲击吸收性(压溃特性)有效的Cube取向，确保其绝对量，并且使之比板厚中心部的Cube取向多，以提高所述冲击吸收性(压溃特性)。

与此同时，在板厚中心部，确保对强度的提高有效的S取向的绝对量，使所述板厚中心部的S取向的面积率，比所述表层部的S取向的面积率多，从而规定其绝对量，以确保板的强度。

如此，在本发明中，使板的表层部与板厚中心部，对应冲击吸收性和强度，分别建立最佳的集合组织，成为在所述表层部和所述板厚中心部具有集合组织和作用不同的、在板厚方向上的复合组织的板。

Cube取向和S取向在表层部与板厚中心部的各面积率：

具体来说，在本发明中，从表面至板厚的15％的深度的板的表层部的晶粒之中，设具有Cube取向的晶粒的面积率为[表层部Cube]，设具有S取向的晶粒的面积率为[表层部S]。而后，所述板的板厚中心部的晶粒之中，设具有Cube取向的晶粒的面积率为[板厚中心部Cube]，具有S取向的晶粒的面积率为[板厚中心部S]。

而且，至板的板厚15％的深度的表层部的晶粒之中，使所述[表层部Cube]为10％以上，并且，使所述[表层部S]为10％以上、40％以下。

同时，使所述[表层部Cube]与所述[板厚中心部Cube]的比例，即[表层部Cube]/[板厚中心部Cube]高于1.0，使所述[表层部S]与所述[板厚中心部S]的比例，即[表层部S]/[板厚中心部S]低于1.0。

附带一句，通过常规方法制造的板中，[表层部Cube]/[板厚中心部Cube]为1.0，[表层部S]/[板厚中心部S]为1.0，板的表层部与板厚中心部为彼此相同的集合组织。

关于所述[表层部Cube]的上限，若从制造极限的角度出发，则为80％左右。基于这一点，所述[表层部Cube]的优选范围是10％以上、80％以下的范围。

通过形成这样的所述[表层部Cube]，即使是通过常规方法制造的7000系铝合金板，应变经由VDA弯曲试验进入板中时，也不会使应变局部性地集中，而是能够成为均匀变形的组织。由此，即使是由所述[板厚中心部S]得到的、0.2％屈服强度为350MPa以上这样的高强度，也能够得到汽车碰撞时的冲击吸收性(压溃特性)高的板特性。

若所述[表层部Cube]少而低于10％，或所述[表层部S]过多而高于40％，或所述[表层部Cube]/[板厚中心部Cube]在1.0以下，[表层部Cube]过少，则VDA弯曲性降低，汽车碰撞时的冲击吸收性(压溃特性)降低。另外，若所述[表层部Cube]/[板厚中心部Cube]在1.0以下，[板厚中心部Cube]过多，则如后述，[板厚中心部S]变得过少，强度降低。

另一方面，若所述[表层部S]少而低于10％，或所述[表层部S]/[板厚中心部S]在1.0以上，若[板厚中心部S]过少，或[板厚中心部S]过多，则强度降低。

在此，为了使VDA弯曲性和强度进一步提高，优选[表层部Cube]/[板厚中心部Cube]为1.2以上，[表层部S]/[板厚中心部S]为0.8以下，更优选[表层部Cube]/[板厚中心部Cube]为1.3以上，[表层部S]/[板厚中心部S]为0.7以下。

还有，如果满足此Cube取向和S取向的关系，则可允许其他的CR取向、Brass取向、Cu取向、Goss取向、Rotated－Goss取向、S取向、B/G取向、B/S取向、P取向等的其他取向的晶粒存在。从基于常规方法的制造极限出发，不能消灭这些其他取向的晶粒。

为了增加所述[表层部Cube]，需要使冷轧板或热轧板等的板的固溶处理时发生的再结晶中的、轧制集合组织的残存量降低。作为目标，是极力减少所述[表层部S]。轧制集合组织的残存量多，所述[表层部S]多时，汽车碰撞时的冲击吸收性(压溃特性)降低。

集合组织的测量：

这些本发明中规定的平均晶粒直径、具有各取向的晶粒的面积率，均通过EBSP法测量。更具体地说，就是从固溶处理后的冷轧板和热轧板(T4材)的宽方向断面，分别提取截至板的板厚的15％的深度的表层部和板厚中心部，进行机械研磨，再磨光，接着电解研磨，准备表面经过了调制的试料，使用SEM或FESEM，利用EBSP分别进行所述表层部和所述板厚中心部的结晶取向测量以及晶粒直径测量。然后，分别测量该板的从表面至板厚的15％的深度的表层部的[表层部Cube]和[表层部S]，另外，分别测量板的板厚中心部的[板厚中心部Cube]和[板厚中心部S]。

EBSP测量·分析系统，使用EBSP：TSL社制(OIM)或OXFORD社制(CHANNEL5)。板的组织的测量部位，与通常的这种组织的测量部位相同，为该板的宽度方向断面，从该板的宽度方向断面的任意的位置提取5个测量试验片(5处测量位置)，将所述表层部的各测量值和板厚中央部的各测量值分别平均化，以其作为本发明中规定的平均晶粒直径和具有各取向的晶粒的面积率。

所述SEM/EBSP法，作为集合组织的测量方法通用，是在扫描型电子显微镜(Scanning Electron Microscope：SEM)或场发射型扫描电子显微镜(Field EmissionScanning Electron Microscope：FESEM)上，搭载有电子背散射衍射花样[EBSP ElectronBack 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，因为有高分辨率，所以有高测量精度，具有也能够同时高精度测量板的相同测量部位的平均晶粒直径的优点。

SEM/EBSP法中，对于设置在所述SEM或FESEM(FE－SEM)的镜筒内的Al合金板的试料照射电子射线，将EBSP投影到屏幕上。用高灵敏度照相机对其进行拍摄，作为图像输入计算机。以计算机分析该图像，通过与使用了已知的晶系由模拟形成的图案进行比较，可决定结晶的取向。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。因为该程序对于全部测量点自动进行，所以测量结束时能够得到数万～数十万点的结晶取向数据。在此SEM或FESEM上搭载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等之中。

铝合金板的情况下，通常，形成由以下所示的多个取向因子“这些具有各取向的晶粒”构成的集合组织，并存在与之相应的结晶面。一般来说，铝合金的轧制板的集合组织，主要由Cube取向、Goss取向、Brass取向、S取向和Copper取向构成。能够形成这些集合组织的方法，即使是在相同的结晶系时，由于加工、热处理方法不同也会有所差异，由轧制形成板材的集合组织时，由轧制面和轧制方向表示，轧制面以{hkl}表现，轧制方向由＜uvw＞表现。基于这样的表现，各取向表现如下。

Cube取向{001}＜100＞

Goss取向{011}＜100＞

Brass取向(B取向){011}＜211＞

Cu取向(Copper取向){112}＜111＞

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，相对于这些结晶面有低于±10°的取向的偏移(倾角)的，属于相同的结晶面(取向因子)。另外，相邻晶粒的取向差(倾角)为5°以上的晶粒的边界定义为结晶晶界。

然后，使用所述的在SEM或FESEM上搭载有EBSP系统的结晶取向分析法，而后，分别计算从该板的表面至板厚的15％的深度的表层部的[表层部Cube]和[表层部S]，另外，分别计算板的板厚中心部的[板厚中心部Cube]和[板厚中心部S]。

这时，将如上述记载的从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面积率的计算。

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°的取向的偏移定义为属于同一晶粒，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，通过下式计算平均晶粒直径。平均晶粒直径＝(Σx)/n(在此，n表示测量的晶粒的数量，x表示各自的晶粒直径)。

(制造方法)

本发明的7000系铝合金板通过常规方法制造，其是对铸块实施均热处理后热轧，更进行冷轧的冷轧板，再实施固溶处理等的调质的方法。即，经过铸造、均质化热处理、热轧的通常的各制造工序制造，成为板厚为2～10mm左右铝合金热轧板。其次，进行冷轧而成为板厚3mm以下的冷轧板。

因此，本发明的7000系铝合金板，不是通过在双辊法等的薄板连续铸造后冷轧而省略热轧，或是进行温轧这样特殊的制造方法和轧制方法制造。但是，用于成为本发明所规定的集合组织的均热条件和固溶处理条件，如后述，其条件与常规方法的工序不同。

(熔化、铸造冷却速度)

首先，在熔化、铸造工序中，对于熔化调整为上述7000系成分组成范围内的铝合金熔融金属，适宜选择连续铸造法、半连续铸造法(DC铸造法)等的通常的熔炼铸造法进行铸造。

(均质化热处理)

其次，对于所述铸造的铝合金铸块，在热轧之前，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，消除铸块组织中的结晶晶内的偏析为目的。但是，该均热处理也严重影响到集合组织的形成，因此为了成为本发明所规定的集合组织，该均热处理不是通常的仅一次的均热，而是二次均热或二段均热。

所谓二次均热，就是在第一次均热后，先冷却至包括室温在内的200℃以下的温度，此外，进行再加热，以此温度维持一定时间后，开始热轧。相对于此，所谓二段均热，就是在第一次均热后虽然进行冷却，但是不冷却至200℃以下，而是在更高温度停止冷却后，以此温度维持后，直接以此温度或再加热至更高温度后开始热轧。

第一次或第一段的均热条件，从400℃以上，低于熔点的温度范围，保持2小时以上的保持时间的范围内适宜选择。

在此第一次均热处理后，为了二次均热，先冷却至包含室温在内的200℃以下(二次均热)，或为了二段均热，先冷却至比200℃高的温度(二段均热)。这时的平均冷却速度与二次均热或二段均热均共通，为30℃/hr以上，优选为40℃/hr以上的急冷。

如此使冷却速度增大，抑制冷却中的粗大的分散粒子的析出，从而加强冷轧时的轧制集合组织的发达。由此，利用固溶处理时发生的再结晶，能够使所述[表层部Cube]发达，能够将所述[表层部S]控制在适度的比例。

这样的二次均热或二段均热中，根据第一次均热处理后的冷却条件，与后述的冷轧条件、固溶处理条件配合，能够成为本发明所规定的集合组织。

另一方面，在脱离该冷却条件或通常的一次均热处理中，即使后述的冷轧条件、固溶处理在优选的范围内进行，得不到本发明所规定的集合组织的可能性也很高。

第二次或第二段的均热条件，在热轧开始温度以上、500℃以下的温度范围，从2小时以上的保持时间的范围选择，再加热第一次均热、冷却后的铸块，冷却至热轧开始温度，或再加热至热轧开始温度，在其邻域保持即可。另外，也可以将第一段均热后的铸块冷却至热轧开始温度，在其邻域保持。这些第二次或第二段的均热温度，优选比每一次或第一段的均热温度低的方面。

(热轧)

热轧中，在热轧开始温度高于固相线温度的条件下，因为发生过烧，所以热轧本身困难。另外，热轧开始温度低于350℃时，热轧时的载荷过高，热轧本身困难。因此，热轧开始温度从350℃～固相线温度的范围选择而进行热轧，成为板厚2～10mm左右的热轧板。该热轧板的冷轧前的退火(粗退火)不一定需要，但也可以实施。

(冷轧)

在冷轧中，轧制上述热轧板，作为汽车结构构件用，制作1～5mm左右的希望的最终板厚的冷轧板(也包含卷材)。这时，为了使本发明所规定的集合组织形成，在热轧后进行冷轧前的粗退火，和冷轧途中的中间退火时，使冷轧率(总冷轧率)为50％以上。冷轧率低于50％时，即便使所述均热处理和后述的固溶处理为优选的条件，得不到本发明所规定的集合组织的可能性也高。另一方面，冷轧率的上限由制造极限决定，大致为98％左右。

该冷轧工序的次数，根据热轧板的板厚和冷轧板的最终板厚的关系自由选择，每一次的冷轧工序中板(卷材)向冷轧机的道次数也自由选择。

所述粗退火和冷轧途中的中间退火的温度，在380～500℃的范围，根据所用的连续炉和箱式炉的通板条件选择恰当的需要时间。中间退火后的冷却，优选用风扇进行的空冷等的强制冷却。关于连续退火，从后面的固溶处理中的固溶确保的观点出发，优选到达温度为450℃以上。关于箱式炉退火，因为冷却速度慢，所以若到达温度高，则冷却中的析出物量增大，因此到达温度优选为420℃以下。

(固溶处理)

冷轧后作为调质而进行固溶处理。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和使晶粒微细化，优选为450～550℃的固溶处理温度。

固溶处理时的加热(升温)速度优选分为三个阶段。首先，板的温度为300℃以下的范围时，使加热(升温)速度为平均0.001℃/s以上、10℃/s以下的范围。其次，板的温度为300℃～450℃的范围时，使加热(升温)速度平均为10℃/s以上、100℃/s以下的范围。再次，板的温度为450℃～固相线温度的范围时，使加热(升温)速度平均为0.001℃/s以上、10℃/s以下的范围。

加热(升温)中的再结晶，相比板的板厚中心部(中心部)，板的表层部的一方在更低温下开始。因此，在板的温度为300℃以下的范围，通过以所述低速加热(升温)，能够使所述[表层部Cube]优先发达，能够将所述[表层部S]控制在适度的比例。

另外，在板的温度为300℃～450℃的范围，通过以所述高速加热(升温)，能够使所述[板厚中心部S]优先发达，能够抑制再结晶晶粒的粗大化。

而后，在板的温度为450℃～固相线温度的范围，通过以所述低速加热(升温)，能够确保所述强化元素的固溶。

还有，从固溶处理炉的设备能力的极限出发，平均加热速度不能大得高于100℃/s。

固溶处理后的平均冷却(降温)速度，为了抑制冷却中的粗大的分散粒子的析出，而优选为10℃/s以上。因此，固溶处理后的冷却，分别选择使用风扇等的空冷，喷雾、喷淋、浸渍等的水冷手段等强制性的冷却手段，或在室温～100℃的水和热水中直接淬火。

附带一提，固溶处理基本上只有一次，但室温时效硬化过度进行等情况下，为了确保成形为汽车构件等的成形性，也可以在所述优选的条件下再度实施，一次消除该过度进行的室温时效硬化。

而后，本发明的铝合金板，作为原材，在实施包括去毛刺加工、扩孔加工等在内的冲压成形和加工之后，成为汽车、自行车、铁路车辆等的结构构件。另外，在确保成形性这一点上，在成形和加工成这些结构构件后，另行根据需要，进行人工时效硬化处理而使之高强度化。

(人工时效硬化处理)

该人工时效硬化处理，可以是一般的人工时效条件(T6、T7)，温度和时间的条件，根据期望的强度和原材的7000系铝合金板的强度，或室温时效的进行程度等自由决定。若例示，如果是一段的时效处理，则进行100～150℃下的时效处理12～36小时(含过时效区域)。另外，在二段的工序中，从第一段热处理温度在70～100℃的范围、2小时以上，第二段热处理温度在100～170℃的范围、5小时以上的范围(含过时效区域)中选择。

实施例

如表2这样改变制造条件，而使下述表1所示的各成分组成的7000系铝合金的冷轧板的集合组织发生各种变化，对其强度等的机械的特性，和以VDA弯曲试验评价的冲击吸收性(压溃特性)进行评价。这些结果显示在下述表3中。

主要如表2所示，冷轧板的集合组织通过改变均热条件和固溶处理条件加以控制。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系铝合金熔融金属进行DC铸造，对于所得到的铸块，以表2所示的均热条件和热轧开始温度进行热轧，制造3mm～25mm的板厚的热轧板。这些热轧板各例均共通，以500℃保持30秒后，实施进行强制空冷的粗退火(退火)后，以表2所示的中间退火条件，进行冷轧，得到共同都是2mm板厚的冷轧板。在此，表1中的各元素的含量的表示中作为“－”的显示，表示其含量在检测临界以下。

各例的冷轧的冷轧次数为3次，各例均共通，各冷轧工序每一次的道次数为3。另外，冷轧工序间的中间退火，用连续退火炉时，升温速度为200℃/min，冷却以风扇空冷进行，用箱式退火炉时，以升降温速度30℃/hr进行。表2的中间退火之中，进行箱式炉退火的发明例2以外的例子，全部是连续退火。

对于这些冷轧板，如表2所示，进行将平均升温速度根据温度范围分成三个阶段加以控制的固溶处理。保持温度、保持时间、平均冷却速度也以表2所示的条件进行，得到T4材。

使该T4材在室温下进行一周时效后，提取供试材，调查集合组织、微细析出物(参考)，另外，通过后述的拉伸试验，调查机械的特性。这些结果分别显示在表3。

(集合组织，平均晶粒直径)

所述T4材的板状试验片的集合组织、平均晶粒直径的测量，是在表层部和板厚中心部的轧制面进行EBSD测量，求得各取向成分粒的面积率和晶粒直径(当量圆直径)。

具体来说，在所述T4材的板状试验片的表层部和板厚中心部的轧制面通过前述的测量方法进行。测量中，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)。各例均是对于从轧制方向表层部和板厚中心部的任意位置分别提取的5个试验片进行，使这些测量值分别平均化。关于各试验片的测量区域，表层部，是从除去氧化皮膜的所述试验片表面至板厚方向15％的位置的轧制面，板厚中心部是在板厚方向50％的位置的轧制面，为1000μm×1000μm的区域，测量步进间隔也同为1μm。

(微细析出物)

各例均作为参考，用倍率300000倍的透射型电子显微镜，观察所述T4材的板状试验片的从表面至作为板厚中心的1/2t深度部的断面，测量结晶晶内的2.0～20nm大小的析出物的平均数密度(个/μm³)。该观察对于5个试验片进行，分别求得结晶晶内的2.0～20nm大小的析出物的数密度，使之平均化(平均数密度)，各发明例均是2.0～20nm大小的析出物的数密度平均在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。

另外，使所述T4材在室温下进行一周时效后，模拟成形为结构构件的成形加工后的人工时效硬化处理，作为T6处理，对于所述T4材，以90℃×3hr+140℃×8hr的二阶段的共通的条件，进行人工时效硬化处理，成为T6材。从如此得到的T6材的铝合金板的中央部提取板状试验片，以如下方式调查机械的特性和耐腐蚀性。其结果也分别显示在表3中。

(机械的特性)

各例均是将所述T6材或所述T4材的板状试验片加工成JIS5号试验片，使拉伸方向相对于轧制方向平行而进行室温拉伸试验，测量抗拉强度(MPa)、0.2％屈服强度(MPa)。室温拉伸试验基于JIS2241(1980)，以室温20℃进行试验，评点间距离50mm，拉伸速度5mm/分钟，以固定的速度进行直至试验片断裂。

(冲击吸收性)

关于评价冲击吸收性的弯曲试验，作为VDA弯曲试验，遵循德国汽车工业协会(VDA)的规格的中的“VDA238－100Plate bending test for metallic materials”实施。该试验方法以立体图显示在图1中。

首先，将所述T6材的板状试验片，如图1中点线所示这样，水平而左右长度均等地载置于设有辊缝，互相平行配置的2个辊上。

具体来说，对于所述T6材的板状试验片，使其轧制方向，与垂直竖立配置在上方的板状的压弯夹具的延长方向，彼此形成直角，使其中央部位于辊缝中央，水平而左右长度均等地载置于2个辊上。

然后，从上方将所述压弯夹具接压在板状试验片的中央部而负载载荷，将该板状试验片朝向所述狭窄的辊缝按压弯曲(冲弯)，将发生了弯曲变形的板状试验片中央部压入所述狭窄的辊缝内。

这时，测量从上方来自压弯夹具的载荷F达到最大时的板状试验片的中央部的弯曲外侧的角度作为弯曲角度(°)，以该弯曲角度的大小评价冲击吸收性。该弯曲角度越大，板状试验片在途中越不会压坏，弯曲变形持续，冲击吸收性(压溃特性)高。

作为该VDA弯曲试验的试验条件，若使用图1所述的符号表示，则板状试验片为宽b：60mm×长l：60mm的正方形形状，2个辊直径D分别为30mm，辊缝L为板状试验片板厚的2.0倍的4mm。s为载荷F达到最大时的板状试验片中央部向辊缝内压入的深度。

另外，板状的压弯夹具，如图1所示，抵压在板状试验片的中央部的下端侧的边，为使其前端(下端)的半径为这样尖的锥形。

上述弯曲试验，各例均对各3张板状试验片进行(3次)，弯曲角度(°)采用其平均值。

(晶界腐蚀敏感性)

作为抗SCC性的评价相关的耐腐蚀性评价，对于所述人工时效硬化处理后的板状试验片(3个试验片)，进行依据旧JIS－W1103的规定的晶界腐蚀敏感性试验。

试验条件为，将试验片在室温下浸渍在硝酸水溶液(30质量％)中1分钟后，在氢氧化钠水溶液(5质量％)中以40℃浸渍20秒，之后，在硝酸水溶液(30质量％)中于室温浸渍1分钟，由此清洗试验片的表面。其后，以浸渍在氯化钠水溶液(5质量％)中的状态下，流通1mA/cm²的电流密度的电流24小时后，提起试料，之后，切断·研磨试验片的断面，使用光学显微镜，测量距试料表面的腐蚀深度。倍率为×100，腐蚀深度截至200μm以下为轻微腐蚀，评价为“○”。另外，高于200μm时为严重腐蚀，评价为“×”。

由表1～3可知，各发明例在本发明铝合金组成范围内，在所述优选的均热处理条件和冷轧条件的范围内制造。其结果是，作为T4材的组织，从该板的表面至板厚的15％的深度的表层部的平均晶粒直径为40μm以下的等轴再结晶组织，并且所述[表层部Cube]为10％以上，并且，所述[表层部S]为10％以上、40％以下。另外，所述[表层部Cube]/[板厚中心部Cube]高于1.0，并且所述[表层部S]/[板厚中心部S]低于1.0。

其结果是，在T6材的0.2％屈服强度为358～391MPa的强度级别下，VDA弯曲角度为67～55°的高水平，即使在0.2％屈服强度为425～446MPa的强度级别下，仍具有VDA弯曲角度为44～40°的高水平，兼备强度和冲击吸收性(压溃特性)。另外，耐腐蚀性也优异。

附带一提，表2、3的发明例1和2，是为了得到需要的强度，换言之，为了控制强度，而使Mg、Zn的各含量相互平衡的范例。发明例2如表1所示，Zn含量比发明例1少，但如表3所示，0.2％屈服强度比发明例1高。这是由于，发明例2中Zn的含量少的部分，通过使Mg、Zn的各含量相互平衡，将Mg的含量控制得比发明例1多，以确保强度。另一方面，发明例1中，Zn的含量多，但是使Mg、Zn的各含量相互平衡，使Mg的含量比发明例2少，从而将0.2％屈服强度控制得低。

另一方面，表2、3的比较例，是合金组成如表1所示，脱离本发明范围，或合金组成在本发明范围内，但偏离所述优选的均热处理条件和冷轧条件的范围而分别制造。其结果是，无法得到期望的集合组织，或即使得到，相对于强度而论，VDA弯曲角度也低。

比较例9～15使用了与表1的发明例相同的合金例1、3。但是，这些比较例如表2所示，制造条件脱离优选的条件，如只有一次均热(比较例10)，第一次均热后的冷却速度慢(比较例10～12)，冷轧率低(比较例9、10)，固溶处理的三个阶段的各温度范围的的各平均升温速度偏离(比较例9、11、12、13、14、15)等。

因此，这些比较例作为T4材的组织，从该板的表面至板厚的15％的深度的表层部的平均晶粒直径虽然是40μm以下的等轴再结晶组织，但是所述[表层部Cube]低于10％(比较例9)，或所述[表层部Cube]/[板厚中心部Cube]在1.0以下(比较例9～11、13、15)，或所述[表层部S]/[板厚中心部S]为1.0以上(比较例9～15)。

其结果可知，这些比较例中，T6材的0.2％屈服强度为346～375MPa的强度级别时，VDA弯曲角度只有42～37°的低水平，与所述发明例的同程度的强度级别下的VDA弯曲角度的水平相比要低得多，不能兼备强度和冲击吸收性(压溃特性)。

比较例16～23，虽然除了比较例19、20以外，都是在优选的条件范围内制造，但是使用的是表1的合金编号9～16，Zn少(合金编号9)，Mg少(合金编号10)，Cu、Zr、Mn、Cr、Sc过多(合金编号11～16)等，分别脱离本发明的组成范围。

而且，比较例19只有一次均热，比较例19、20中冷轧率低，比较例20中，固溶处理的三个阶段的各温度范围的各平均升温速度和固溶处理后的平均冷却速度也脱离优选的条件。

因此，这些比较例如表3所示，作为T4材的组织，从该板的表面至板厚的15％的深度的表层部的平均晶粒直径高于40μm(比较例16～18)，所述[表层部Cube]低于10％(比较例18～23)，或所述[表层部Cube]/[板厚中心部Cube]在1.0以下(比较例16、18～23)，或所述[表层部S]/[板厚中心部S]在1.0以上(比较例16～23)。

其结果可知，这些比较例中，即使T6材的0.2％屈服强度为319～370MPa的强度级别，VDA弯曲角度也只有53～32°的低水平，0.2％屈服强度为428～471MPa的强度级别时，VDA弯曲角度为38～32°的低水平，与所述发明例的同程度的强度级别下的VDA弯曲角度的水平相比要低得多，不能兼备强度和冲击吸收性(压溃特性)。

另外，比较例16其强度过低，比较例18其耐腐蚀性过低。

根据以上的结果，可证明本发明铝合金板用于分别兼备由VDA弯曲试验评价的冲击吸收性(压溃特性)、高强度、还有耐腐蚀性的本发明的各要件的临界性的意义。

[表1]

[表2]

[表3]

(续表2)

详细并参照特定的实施方式说明了本发明，但不脱离本发明的精神和范围能够进行各种变更和修改，这对于从业者来说很清楚。

本申请基于2015年3月4日申请的日本专利申请(专利申请2015－042565)，其内容在此作为参照编入。

产业上的可利用性

如以上说明，本发明能够提供一种由常规方法的轧制制造，不使强度降低，而使汽车的碰撞时的冲击吸收性(压溃特性)提高的7000系铝合金板。因此，本发明适合有助于轻量化的汽车、自行车、铁路车辆等的结构构件。

Claims

1.一种铝合金板，其特征在于，其以质量％计分别含有Zn：2.0～9.0％、Mg：0.5～4.5％，并且分别限制为Cu：0.5％以下且包含0％、Zr：0.15％以下且包含0％、Mn：0.2％以下且包含0％、Cr：0.15％以下且包含0％、Sc：0.05％以下且包含0％，余量由Al和不可避免的杂质构成，

从该板的表面至板厚深度的15％的表层部的晶粒之中，分别设具有Cube取向的晶粒的面积率为[表层部Cube]，具有S取向的晶粒的面积率为[表层部S]，并且所述板的板厚中心部的晶粒之中，分别设具有Cube取向的晶粒的面积率为[板厚中心部Cube]，具有S取向的晶粒的面积率为[板厚中心部S]时，

所述表层部和所述板厚中心部具有如下不同的集合组织：所述表层部是平均结晶粒径为40μm以下的等轴再结晶组织，且所述[表层部Cube]为10％以上，并且，所述[表层部S]为10％以上且40％以下，所述[表层部Cube]对于所述[板厚中心部Cube]的比例即[表层部Cube]/[板厚中心部Cube]高于1.0，所述[表层部S]对于所述[板厚中心部S]的比例即[表层部S]/[板厚中心部S]低于1.0。

2.根据权利要求1所述的铝合金板，其中，所述铝合金板还含有下述(a)和(b)中的至少一者，

(a)以质量％计，Ag：0.01～0.2％、Sn：0.001～0.1％中的一种或两种(b)以质量％计，Ti：0.001～0.1％。

3.根据权利要求1或2所述的铝合金板，其中，所述铝合金板用于冲击吸收构件。