CN107709590A - 具有高机械强度的用于机动车辆车身的金属板 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种用于机动车辆车身(也称为白车身)的内衬冲压部件或结构冲压部件的金属板，所述金属板由具有以下组成(以重量％计)的铝合金制成：Si:0.85‑1.20，Fe:<0.30，Cu:0.10‑0.30，Mg:0.70‑0.90，Mn:<0.30，Zn:0.90‑1.60，V:0.02‑0.30，Ti:0.05‑0.20，其他元素各自<0.05且总量<0.15，余量为铝，在固溶热处理、淬火、预时效或回溶处理、任选地在环境温度下熟化72小时至6个月、进行2％的受控拉伸预变形和在185℃下进行漆层烘烤处理20分钟之后，所述板的屈服极限Rp0.2为至少300MPa。本发明的板可降低部件厚度，同时满足所有其他性能要求。

Description

具有高机械强度的用于机动车辆车身的金属板
技术领域
本发明涉及由Al-Si-Mg合金制成的板的领域，更具体而言为其中加入硬化元素的根据“铝业协会(Aluminum Association)”所命名的AA6xxx型合金，所述板旨在用于冲压制造机动车辆的白车身的内衬部件、结构部件或加强部件。
背景技术
首先，除非另有说明，在下文讨论的所有铝合金均是根据“铝业协会”在定期出版的“登记记录序列(Registration Record Series)”中所定义的名称命名的。
与合金的化学组成有关的所有表示都以基于合金的总重量计的重量百分比表示。
冶金状态的定义示于欧洲标准EN 515中。
静态拉伸机械特性，即极限强度Rm、在0.2％伸长率下的常规屈服极限Rp0.2，以及断裂伸长率A％，通过根据标准NF EN ISO 6892-1的拉伸试验测定。
铝合金正在被越来越多地用于制造机动车辆，这是因为铝合金的使用可减小车辆的重量并因此减少燃料消耗和温室气体排放。
铝合金板尤其用于制造许多“白车身”部件，其中可尤其提及：车身蒙皮部件(或外部车身板)，如前翼子板、车顶或车篷，以及引擎盖蒙皮、行李箱蒙皮或门蒙皮；内衬部件，例如门内衬、翼子板内衬、天窗和引擎盖内衬；以及最后是结构部件，例如纵梁、挡板、载重地板以及前柱、中柱和后柱。
虽然许多蒙皮部件和内衬部件已经由铝合金板制成，但是对于具有改进特性的加强部件或结构部件，由钢换成铝是较为棘手的，这归因于以下事实：首先，与钢相比，铝合金显示出更差的可成形性；其次，铝合金的机械特性通常不如用于这类部件的钢的机械特性好。
的确，对于加强型或结构型应用而言，需要一系列有时是互相矛盾的特性，例如：
在交货状态(状态T4)下高的成形性，特别是对于冲压操作而言；
在板的交货状态下受控的屈服极限，以控制在成形时的回弹；
在电泳和漆层烘烤后高的机械强度，以在使用中实现良好的机械强度，同时使部件的重量最小化；
对于涉及车身结构部件的应用，在碰撞的情况下高的吸收能量的能力；
在用于汽车车身制造的各种组装过程(如点焊、激光焊接、粘接、箝接(clinchage)或铆接)中良好的性能；
成品部件的良好的耐腐蚀性，特别是耐晶间腐蚀、应力腐蚀和丝状腐蚀；
与回收制造过程中的废物或回收车辆的要求之间的相容性；
用于大批量生产的可接受的成本。
然而，已经存在大批量生产的具有主要由铝合金构成的白车身的机动车辆。例如，2014款福特型号F-150由AA6111结构合金制成。这种合金是由“Alcan”集团在20世纪80到90年代开发的。存在两篇记载该开发工作的文献：
P.E.Fortin等人，“An optimized Al alloy for Auto body sheetapplication”，SAE技术会议，1984年3月，记载了以下组成：
[Fortin] Si Fe Cu Mn Mg Cr Zn Ti
AA6111 0.85 0.20 0.75 0.20 0.72 - - -
M.J.Bull等人，“Al sheet alloys for structural and skin applications,”第25届ISATA学术讨论会，Paper 920669，1992年6月：
首要性能仍然是强的机械强度，尽管它最初是用于抵挡蒙皮类型应用的凹陷：“在2％的预应变和177℃下30分钟后实现了280MPa的屈服强度”。
此外，具有高机械特性的AA6xxx系列中的其他合金已被开发用于航空或汽车应用。
例如，20世纪80年代由“Pechiney”开发的合金AA6056已成为大量工作和许多出版物的焦点，要么为了优化机械特性，要么改善耐晶间腐蚀性。我们把注意力集中到这类合金的汽车应用上，为此提交了专利申请(WO2004113579A1)。
AA6013合金也已成为大量工作的焦点。
例如，在2002年公布的“Alcoa”的专利申请US2002039664中，以T6状态使用的合金具有良好的耐晶间腐蚀性和380MPa的Rp0.2，所述合金包含0.6-1.15％的Si、0.6-1％的Cu、0.8-1.2％的Mg、0.55-0.86％的Zn、小于0.1％的Mn、0.2-0.3％的Cr和约0.2％的Fe。
在2003年公布的“Aleris”的专利申请WO03006697涉及AA6xxx系列合金，具有0.2至0.45％的Cu。该发明的目的是提供一种AA6013型合金，其具有降低的Cu含量(目标为在T6状态下的Rm为355MPa)和良好的耐晶间腐蚀性。所要求保护的组成如下：0.8-1.3％的Si、0.2-0.45％的Cu、0.5-1.1％的Mn和0.45-1.0％的Mg。
专利US5888320记载了一种制备由铝制成的产品的方法，其包括：(A)提供主要由以下元素组成的基于铝的合金：约0.6至1.4重量％的硅、不大于约0.5重量％的铁、不大于约0.6重量％的铜、约0.6至1.4重量％的镁、约0.4至1.4重量％的锌、至少一种选自约0.2至0.8重量％的锰和0.05至0.3重量％的铬的元素，余量主要由铝、次要元素和杂质组成；(B)均化；(C)热加工；(D)固溶热处理；和(E)淬火；其中该产品的延展性损失与相当的被处理的合金相比低至少5％，所述相当的被处理的合金包含约0.88重量％的Cu、0.05重量％的Zn、0.75重量％的Si、0.17重量％的Fe、0.42重量％的Mn、0.95重量％的Mg、0.08重量％的Ti和<0.01重量％的Cr。
专利申请JPH05112840记载了一种汽车车身板，其具有以下组成(以重量％计)：0.4至1.5％的Mg、0.24至1.5％的Si、0.12至1.5％的Cu、0.1至1.0％的Zn、0.005至0.15％的Ti，和至多0.25％的Fe，其中Si和Mg满足以下关系：Si为至多0.6Mg(％)；且包含至少一种选自以下的元素：0.08至0.30％的Mn、0.05至0.20％的Cr、0.05至0.20％的Zr、0.04至0.10％的V和0.0002至0.05％的B；余量为Al和不可避免的杂质。
最后，值得注意的是，在所有上述实例中，均是通过采用含有至少0.5％的铜的合金获得了高的机械特性(Rp0.2，Rm)。
技术问题
本发明的目的是提供用于汽车车身内衬、加强件或结构件的由铝制成的板，其在成形和漆层烘烤后在使用中的机械强度与现有技术的板一样高或甚至更高，同时具有良好的耐腐蚀性，特别是耐晶间腐蚀或丝状腐蚀，令人满意的室温冲压可成形性，以及在各种组装过程如点焊、激光焊接、粘接、箝接或铆接中良好的性能。
发明主题
本发明的主题为用于汽车车身(也称为白车身)的内衬冲压部件、加强冲压部件或结构冲压部件的板，其由AA6xxx系列的铝合金制成，具有低的Cu含量，其中加入硬化元素，特别是Zn、V和Ti，所述板的厚度典型地为1至5mm，且具有以下组成(重量％)：
Si：0.85-1.20，优选：0.90-1.10
Fe：<0.30，优选：0.15-0.25
Cu：0.10-0.30，优选：0.10-0.20
Mg：0.70-0.90，优选：0.70-0.80
Mn：<0.30，优选：0.10-0.20
Zn：0.9-1.60，优选1.10-1.60，更优选：1.20-1.50
V：0.02-0.30，优选0.05-0.30，更优选：0.10-0.20
Ti：0.05-0.20，优选：0.08-0.15
其他元素各自<0.05且总量<0.15，余量为铝。
本发明的主题还为一种制造上述板的方法，包括以下步骤：
-铸造板坯，典型地为半连续立式铸造板坯，以及任选地剥皮，
-在550至570℃的温度下均化并保温2至12小时，优选4至6小时，然后快速冷却至环境温度，典型地用吹入的空气或水，
-再加热至450至550℃的温度，并保温30分钟至3小时，优选大体2小时，
-将板坯热轧成厚度为3至10mm的带，
-冷轧至最终厚度，典型地为1至5mm，
-在大于合金的固溶线温度的温度下对轧制的带进行固溶热处理，同时避免初熔，即在550至570℃下保持5秒至5分钟，然后以大于50℃/s、更优选至少100℃/s的速率淬火，
-通过在至少60℃的温度下卷取、然后露天冷却所得卷料来进行预时效(pré-revenu)或回溶处理(réversion)。
根据另一变型，上述均化和再加热的步骤用单个步骤替代，即，再加热至550至570℃的温度并保温2至12小时，优选4至6小时，然后进行如上所述的热轧。
根据一个有利的实施方案，通过上述方法获得的板，在任选地于环境温度下进行熟化(maturation)72小时至6个月、进行2％的受控拉伸预变形以模拟成形、并典型地在185℃下进行漆层烘烤处理20分钟之后，弹性极限Rp0.2为至少300MPa。
同样有利地，通过上述方法获得的板，在根据欧洲标准EN 515的T6状态中(即，典型地在205℃下补充热处理2小时或等同处理后)，弹性极限Rp0.2为至少350MPa。
同样有利地，通过上述方法获得的板具有良好的耐腐蚀性，特别是耐晶间腐蚀性和耐丝状腐蚀性。
最后，这种通过上述方法获得的厚度为2mm的板，在任选地于环境温度下进行熟化72小时至6个月、进行10％的受控拉伸预变形、并进行漆层烘烤处理(典型地在185℃下20分钟)之后，根据标准NF EN ISO 7438和方法VDA 238-100测量的“三点弯曲角”α10％为至少60°。
附图说明
图1示出用于“三点弯曲试验”的装置，其由两个辊R和半径为r的冲头B组成，用于弯曲厚度为t的板T。
图2示出了“三点弯曲”试验后的板T，其具有内角β和外角——试验的测量结果：α(也称为α10％)。
图3说明了用于测定参数值的工具的尺寸(以mm计)，该参数被本领域技术人员称为LDH(极限拱顶高度)，所述参数表征材料的冲压能力。
具体实施方式
本发明是基于申请人的以下发现，即，通过落入“铝业协会”登记的AA6xxx系列合金组成之内的窄的组成范围，与结合加入Zn、V和Ti相关联，能够获得全部所需特性，即，在成形和漆层烘烤后高的在使用中的机械强度(这与锌的加入有关)，还以出乎意料和意想不到的方式，首要地由于同时存在V和Ti，而获得非常令人满意的耐晶间腐蚀和丝状腐蚀性，以及令人满意的在环境温度下的冲压成形性。
为此施加于该类合金的组成元素的各含量范围解释为以下原因：
Si：铝合金的机械特性随着硅含量的增加而稳定地增加。硅，与镁一起，为用于形成金属间化合物Mg2Si或Mg5Si6的铝-镁-硅体系(AA6xxx族)的第二合金元素，所述金属间化合物有助于这些合金的结构硬化。以0.85％至1.20％的含量存在的硅，与以0.70％至0.90％的含量存在的镁结合，使得可获得为实现想要的机械特性所需的Si与Mg之比，同时确保良好的耐腐蚀性以及令人满意的在环境温度下的冲压成形性。
最有利的含量范围为0.90至1.10％。
Mg：AA6xxx族合金的机械特性的水平与镁含量成正比。当与硅结合形成金属间化合物Mg2Si或Mg5Si6时，镁有助于提高机械特性。为获得所需的机械特性水平和形成足够的硬化沉淀物，0.70％的最小含量是必要的。另外，这些合金的固溶线温度(对应于固溶热处理温度)主要取决于镁含量。超过0.90％时，固溶线温度变得太高，从而导致工业固溶热处理的问题。
最有利的含量范围为0.70至0.80％。
Fe：铁在“原生铝”中总是作为杂质存在，因为和硅一样，它来自提取氧化铝的矿石——铝土矿。0.05％、更优选0.15％的最小含量大大降低了锰在固溶体中的溶解度，这使得可以获得对正应变率(vitesse de déformation positive)的敏感性，延迟断面收缩后变形期间的断裂，并且因此改善延展性和可成形性。铁还是形成高密度金属间颗粒所必需的，高密度金属间颗粒确保成形期间的良好的“可硬化性”。在这些含量下，铁还可以控制晶粒的大小。超过0.30％的含量时，产生过多的金属间颗粒，这对延展性和耐腐蚀性均有不利影响。
最有利的含量范围为0.15至0.25％。
Mn：其含量限制在0.30％。添加超过0.05％的锰可以通过固溶效应增加机械特性，但超过0.3％会引起对应变率的敏感性的急剧下降，并因此导致延展性急剧下降。
有利的范围为0.10至0.20％。
Cu:在AA6000族合金中，铜通过参与沉淀硬化而成为有效的硬化元素。在0.10％的最低含量下，其存在可以获得更好的机械特性。超过0.30％时，铜对耐腐蚀性有不利影响。
最有利的含量范围为0.10至0.20％。
Zn：向AA6xxx中添加Zn对机械特性和耐腐蚀性的影响尚不完全清楚。为了通过固溶硬化获得所需的机械特性水平，最小含量为0.9％是必要的。优选地，Zn的最小含量为1.10％。此外，向AA6xxx族铝合金中加入Zn会改变固相线温度。添加的Zn越多，固相线温度越低，从而降低了固溶线温度和固相线温度之间的差异，并使这种合金的工业化变得困难。超过1.60％时，这种差异变得太关键。最有利的含量范围为1.20至1.50％。
V和Ti：为实现固溶硬化，从而达到所需的机械特性水平，需要最低含量为0.02％的钒和最低含量为0.05％的钛，并且，与Zn的添加相结合，这些元素各自均对使用中的延展性和耐腐蚀性具有有利影响。优选地，钒的最低含量为0.05％。然而，Ti的最大含量0.20％和V的最大含量0.30％是必需的，以使在立式铸造中不形成初晶相，这种初晶相对所有要求保护的特性均具有不利影响。对于V而言，最有利的含量范围为0.10至0.20％，对于Ti而言，最有利的含量范围为0.08至0.15。
本发明的板制备方法典型地包括铸造板坯和任选地对该板坯剥皮，随后：
-或以至少30℃/h的速率将板坯均化至550至570℃的温度，保温2至12小时，优选4至6小时，然后通过吹空气或水快速冷却至环境温度，然后再加热至450至550℃的温度，保温30分钟至3小时，优选大体2小时，
-或直接再加热至550至570℃的温度并保温2至12小时，优选4至6小时。
然后将板坯热轧成厚度为3至10mm的带，冷轧至最终厚度，典型地为1至5mm，在高于合金的固溶线温度的温度下对轧制的带进行固溶热处理，同时避免初熔，即，在550至570℃下保持5秒至5分钟，并优选30秒至5分钟，以大于50℃/s、更优选为至少100℃/s的速率淬火，最后通过在至少60℃的温度下卷取、然后露天冷却所得卷料来进行预时效或回溶处理。
以此方式，本发明的板具有令人满意的在环境温度下的冲压性能。同样有利的是，这些板在成形、组装和漆层烘烤之后具有高的机械特性和良好的耐腐蚀性，特别是耐晶间腐蚀和丝状腐蚀。
实施例
前言
表1概述了试验中使用的合金的标称化学组成(重量％)。
这些不同的合金的铸造板坯通过半连续立式铸造制备。
在剥皮之后，将这些不同板坯进行均化热处理和/或再加热，其温度示于表2中。实例1、6、7、8和10的板坯在570℃下进行均化处理，包括以30℃/h的速率升温至570℃，在570℃下保温约5小时，然后以吹入空气的方式控制冷却至环境温度。在该均化步骤之后进行再加热步骤，包括以70℃/h的速率升温至480℃并保温约40分钟，然后直接热轧。实例2的板坯在562℃下进行均化处理，包括以30℃/h的速率升温至562℃，并在562℃下保温约5小时，然后控制冷却至环境温度。在该均化步骤之后进行再加热步骤，包括以60℃/h的速率升温至530℃并保持该温度最多2小时，然后进行热轧。实例3和5的板坯进行再加热，包括分别升温至565℃和550℃，在这些温度下保持最少2小时，然后直接热轧。实例4和9的板坯由AA6016和AA5182型合金组成，这些板坯进行针对该类型合金的常规均化。
随后的热轧步骤在可逆式轧机上进行，随后根据情况通过具有4个机座的热连轧机轧制到3至10mm的厚度。试验实例的热轧出口厚度示于表2中。
在该热轧步骤之后进行冷轧步骤，制备厚度为1.7至2.5mm的板。试验实例的冷轧出口厚度示于表2中。
在轧制步骤之后进行固溶热处理和淬火步骤。固溶热处理在高于合金的固溶线温度的温度下进行，同时避免初熔。然后将经固溶热处理的板以50℃/s的最小速率进行淬火。在所有实例中，除了实例4和9以外，这个步骤在连续式炉(fouràpassage)中通过在小于约一分钟的时间内将金属的温度升高到570℃而进行，然后直接淬火。对于实例4(AA6016型合金)，在冷轧之后，还在过程结束时进行热处理，包括在连续式炉中通过在约30秒内将金属的温度升高到540℃和以50℃/s的最小速率淬火而进行的固溶热处理和淬火。对于实例9(AA5182型合金)，再结晶退火在连续式炉中进行，且包括在约30秒内使金属达到365℃的温度，然后冷却金属。
淬火之后进行预时效热处理，以改善涂漆烘烤时的硬化性能。对于所有的试验实例而言，除了实例9以外，该步骤通过在至少60℃的温度下卷取然后露天冷却来进行。卷取温度记载于表2中。
组成 Si Fe Cu Mn Mg Zn Ti V
发明1 0.92 0.19 0.16 0.18 0.72 1.47 0.08 0.15
发明2 0.94 0.20 0.17 0.17 0.72 1.52 0.11 0.15
发明3 0.95 0.20 0.16 0.18 0.74 1.20 0.10 0.14
合金4 1.05 0.25 0.09 0.17 0.37 0.02 0.02 0.00
合金5 1.08 0.25 0.18 0.18 0.57 0.01 0.02 0.00
合金6 0.81 0.15 0.16 0.17 0.79 0.01 0.02 0.00
合金7 0.63 0.19 0.16 0.17 0.97 1.46 0.09 0.15
合金8 0.93 0.20 0.16 0.18 0.78 0.05 0.03 0.01
合金9 <0.20 <0.35 0.07 0.33 4.65 0.01 0.02 0.00
合金10 0.79 0.29 0.80 0.003 0.71 0.49 0.05 0.01
表1
表2
拉伸试验
环境温度下的拉伸试验根据标准NF EN ISO 6892-1使用非比例试验样品进行，所述非比例试验样品的几何尺寸广泛用于板，且对应于所述标准的附录B表B.1中的样品类型2。特别地，这些试验样品的宽为20mm且校准长度为120mm。
这些拉伸试验关于0.2％常规屈服极限(Rp0.2)的结果示于下表3中，所述结果在如上述部分所述的条件下(即，在淬火、预时效、环境温度下熟化最少72小时、然后在受控的拉伸下进行2％的加工硬化以模拟成形、并在185℃下保温20分钟以模拟漆层烘烤之后)制造的板上测量。
Rp0.2[MPa]
合金4 217
合金5 264
合金6 282
合金7 288
合金8 291
发明1 309
发明2 316
发明3 307
表3
可以清楚地看出，如前所述，由本发明的合金1、2和3制成的板的屈服极限大于300MPa，而对于其他合金则不是这种情况。
这些拉伸试验同样关于0.2％常规屈服极限(Rp0.2)的结果示于下表4中，但是所述结果在如上述部分所述的条件下(即，在淬火、预时效、环境温度下熟化最少72小时、然后时效以在硬化峰值下实现状态T6，即在205℃下2小时之后)制造的T6状态的板上进行测量。
表4
可以清楚地看出，如前所述，由本发明的合金1、2和3制成的板的屈服极限大于350MPa，而对于其他合金则不是这种情况。
使用时的延展性的评价
使用时的延展性可根据标准NF EN ISO 7438和方法VDA 238-100通过“三点弯曲试验”评估。
弯曲装置如图1所示。
首先，在具有T4状态(即，在淬火、预时效、环境温度下熟化72小时)的板上进行在垂直于轧制方向的方向上的10％的受控拉伸预变形，然后在185℃下保温20分钟以模拟漆层烘烤，然后使用半径r＝0.4mm的冲头B进行实际的“三点弯曲”，其中板被两个辊R所支撑并且弯曲轴垂直于预拉伸方向。辊的直径为30mm，辊的轴线之间的距离为30+2t mm，其中t为试验板T的初始厚度。
在试验开始时，冲头以30牛顿的预加力与板接触。一旦形成接触，冲头的运动变为零。然后试验包括移动冲头以进行板的“三点弯曲”。
当板的微裂纹导致冲头上的力下降至少30牛顿时或当冲头移动了14.2mm(这是最大的允许行程)时，停止试验。
在试验结束时，板样品如图2所示弯曲。然后通过测量弯曲角度α(在此称为α10％，以度计)来评估使用时的延展性。角度α10％越大，板卷边或弯曲的能力越好。
对如在“前言”部分所述的条件下制成的板进行这些弯曲试验的结果示于下表5中。
α10％(°)
合金4 63
合金7 52
发明1 61
表5
可以清楚地看出，本发明的板的角度α10％大于60°。
LDH(极限拱顶高度)的测量
进行这些LDH(极限拱顶高度)测量来表征此实施例的多种板在状态T4下的冲压性能。
LDH参数被广泛用来评估厚度为0.5至3mm的板的冲压性能。其已经是许多出版物的主题，特别是R.Thompson,“The LDH test to evaluate sheet formability-FinalReport of the LDH Committee of the North American Deep Drawing ResearchGroup”,SAE会议，底特律，1993,SAE Paper n°930815的主题。
这是坯料的冲压试验，坯料的边缘通过卡夹住。控制夹紧坯料的压力以避免在卡中的任何滑动。尺寸为120×160mm的坯料以接近平面应变的方式受力。所用的冲头为半球形。
图3说明了用于进行该试验的工具的尺寸。
冲头与板之间的润滑由石墨润滑脂(Shell HDM2润滑脂)提供。冲头下降的速度为50mm/min。所谓的LDH值是断裂时冲头行程的值，即，冲压深度极限。实际上，其为三次试验的平均值，其在测量中的95％置信区间为0.2mm。
下表6示出在从前述2.5mm厚的板上切割的120×160mm的试验样品上获得的LDH参数的值，其中将尺寸为160mm的边平行于轧制方向放置。
LDH(mm)
合金8 37.1
发明2 36.5
表6
这些结果突出显示了这样的事实，即本发明的板具有与由AA5182型合金(合金8)制成的板所获得的LDH值相当的LDH值，所述AA5182型合金为在车身板的情况下进行剧烈冲压的参考合金。
耐腐蚀性的评价
根据ISO标准11846的晶间腐蚀试验包括，在环境温度下用氢氧化钠(5重量％)和硝酸(70重量％)进行热酸洗之后，将试验样品浸入氯化钠(30g/L)和盐酸(10ml/L)溶液中，在30℃(通过放置在烘干炉中获得)的温度下保持24小时。
样品的尺寸为40mm(在轧制方向上)×30mm×厚度。
所得腐蚀的类型和深度通过金属的金相截面检验来确定。测量最大腐蚀深度。
结果总结于下表7中。
最大蚀刻深度，以μm计
合金9 250
发明1 140
表7
对于本发明的合金而言，最大蚀刻深度明显更小，这反映了更好的耐晶间腐蚀性。

Claims (14)

1.由AA6xxx系列的铝合金制成的用于汽车车身——也称为白车身——的内衬冲压部件、加强冲压部件或结构冲压部件的板，所述板具有以下组成(重量％)：
Si:0.85-1.20，Fe:<0.30，Cu:0.10-0.30，Mg:0.70-0.90，Mn:<0.30，Zn:0.9-1.60，V:0.02-0.30，Ti:0.05-0.20
其他元素各自<0.05且总量<0.15，余量为铝。
2.根据权利要求1所述的板，其特征在于，Si含量为0.90％至1.10％。
3.根据权利要求1或2所述的板，其特征在于，Cu含量为0.10％至0.20％。
4.根据权利要求1至3中任一项所述的板，其特征在于，Mg含量为0.70％至0.80％。
5.根据权利要求1至4中任一项所述的板，其特征在于，Zn含量为1.10％至1.60％，优选1.20％至1.50％。
6.根据权利要求1至5中任一项所述的板，其特征在于，V含量为0.05％至0.30％，优选0.10％至0.20％。
7.根据权利要求1至6中任一项所述的板，其特征在于，Ti含量为0.08％至0.15％。
8.根据权利要求1至7中任一项所述的板，其特征在于，Mn含量为0.10％至0.20％。
9.根据权利要求1至8中任一项所述的板，其特征在于，Fe含量为0.15％至0.25％。
10.一种制备根据权利要求1至9中任一项所述的板的方法，其包括以下步骤：
-铸造板坯，典型地为半连续立式铸造板坯，以及任选地剥皮，
-将该板坯在550至570℃的温度下均化并保温2至12小时，优选4至6小时，然后快速冷却，
-再加热至450至550℃的温度，并保温30分钟至3小时，优选大体2小时，
-将所述板坯热轧成厚度为3至10 mm的带，
-冷轧至最终厚度，
-在大于合金的固溶线温度的温度下对轧制的带进行固溶热处理，同时避免初熔，即在550至570℃下保持5秒至5分钟，然后以大于50℃/s且更优选大于100℃/s的速率淬火，
-通过在至少60℃的温度下卷取然后露天冷却所得卷料来进行预时效或回溶处理。
11.一种制备根据权利要求1至9中任一项所述的板的方法，其包括以下步骤：
-铸造板坯，典型地为半连续立式铸造板坯，以及任选地剥皮，
-将所述板坯再加热至550至570℃的温度，并保温2至12小时，优选4至6小时，
-将所述板坯热轧成厚度为3至10 mm的带，
-冷轧至最终厚度，
-在大于合金的固溶线温度的温度下对轧制的带进行固溶热处理，同时避免初熔，即在550至570℃下保持5秒至5分钟，然后以大于50℃/s且更优选大于100℃/s的速率淬火，
-通过在至少60℃的温度下卷取然后露天冷却所得卷料来进行预时效或回溶处理。
12.通过根据权利要求10或11所述的方法获得的板，其特征在于，在任选地于环境温度下熟化72小时至6个月、进行2％的受控拉伸预变形、和漆层烘烤处理(典型地为在185℃下进行20分钟)之后，所述板的屈服极限Rp0.2为至少300 MPa。
13.通过根据权利要求10或11所述的方法获得的板，其特征在于，在根据欧洲标准EN515的状态T6下，所述板的屈服极限Rp0.2为至少350MPa。
14.厚度为2 mm的板，其通过权利要求10或11所述的方法获得，其特征在于，在任选地于环境温度下熟化72小时至6个月，进行10％的受控拉伸预变形、和漆层烘烤处理(典型地为在185℃下进行20分钟)之后，所述板根据标准NF EN ISO 7438和方法VDA 238-100测量的“三点弯曲角”α10％为至少60°。
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