專利名稱：成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良、適用于運(yùn)輸設(shè)備部件、特別是汽車用外板的鋁合金板及其制造方法。
背景技術(shù)：
作為汽車用外板，要求具有1)成型性、2)保形性(沖壓加工時(shí)可正確得到?jīng)_壓模具的形狀的特性)、3)抗凹痕性、4)耐腐蝕性、5)制品表面質(zhì)量等。以往，作為汽車用外板，使用5000系列(Al-Mg)鋁合金或6000系列(Al-Mg-Si)鋁合金，但是為了得到優(yōu)良的涂敷燒結(jié)硬化性、高的強(qiáng)度，可期待更加薄壁化、輕量化的6000系列鋁合金受到矚目，并對(duì)其進(jìn)行著各種改良。
作為汽車用外板而要求的上述特性中，對(duì)于保形性，材料的屈服點(diǎn)越小越好，相對(duì)于此，對(duì)于抗凹痕性，則屈服點(diǎn)越大越好，有關(guān)屈服點(diǎn)兩者的要求恰是相反的，但在6000系列鋁合金中，通過這樣的方法來解決上述相反的問題，即在保形性優(yōu)良的屈服點(diǎn)低的階段進(jìn)行沖壓加工，然后在涂敷燒結(jié)工序中使其硬化提高屈服點(diǎn)，從而提高抗凹痕性(特開平5-247610號(hào)公報(bào)、特開平5-279822號(hào)公報(bào)、特開平6-17208號(hào)公報(bào)等)。
對(duì)于成型加工后的制品表面質(zhì)量，在6000系列鋁合金中也有發(fā)生表面粗糙或隆起痕(由于塑料加工而在壓延方向生成的長的筋狀缺陷)等的情況。對(duì)于制品表面質(zhì)量缺陷，可以通過合金成分的調(diào)整和制造條件的管理進(jìn)行解決，例如，為了抑制隆起痕，提出如下方案，即，在500℃以上的溫度下進(jìn)行均質(zhì)化處理后，冷卻到450～350℃，在該溫度區(qū)域開始熱軋而防止粗大析出物的生成(特開平7-228956號(hào)公報(bào))，但若從500℃以上的均質(zhì)化處理溫度冷卻到450℃的熱軋溫度時(shí)的冷卻速度變慢時(shí)，則生成Mg-Si化合物的凝聚物，為此，在以后的工序中，需要長時(shí)間的固溶處理，存在著降低制造效率的問題。
對(duì)于成型性，汽車用外板的外層板(outer panel)用材料在與內(nèi)層板(innerpanel)用材料裝配時(shí)，需要進(jìn)行彎曲中心半徑(R)和板厚(t)的比(R/t)小的、加工條件嚴(yán)格的180°彎曲加工(平板卷邊加工flat hemming)，但6000系列鋁合金比5000系列鋁合金彎曲加工性差，對(duì)于沖壓加工度大的部位在平板卷邊加工性上產(chǎn)生問題。
發(fā)明的公開本發(fā)明者們針對(duì)進(jìn)一步改善6000系列鋁合金材料的成型性、特別是彎曲加工性的方法進(jìn)行了研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，在6000系列合金中，彎曲加工性受到Mg-Si化合物的析出狀態(tài)和相鄰晶粒的方位差的影響。另外，彎曲加工性與蘭克福特值相關(guān)，為了提高彎曲加工性，需要使蘭克福特值的各向異性加大，進(jìn)而，彎曲加工性也與集合組織的立方體取向(Cube方位){100}<001>的強(qiáng)度比(無規(guī)度比random ratio)相關(guān)，為了提高彎曲加工性，也需要作成立方體取向的集成度高的集合組織。而且，為了得到上述的特性、性狀，謀求作為6000系列鋁合金的主要添加元素的Si量、Mg量的最適宜量，而且適當(dāng)控制制造工序的最適宜化、特別是適宜控制鑄塊的均質(zhì)化處理后的冷卻速度是重要的。
本發(fā)明就是基于上述見解而成的，其目的在于提供一種鋁合金板及其制造方法，該鋁合金板具有可平板卷邊加工的優(yōu)良成型性，成型后不發(fā)生表面粗糙或隆起痕，具有可解決保形性和抗凹痕性問題的優(yōu)良的涂敷燒結(jié)硬化性，進(jìn)而耐腐蝕性特別是耐絲狀銹性也優(yōu)良。
為了達(dá)到上述目的的本發(fā)明的鋁合金板是含有Si及Mg作為主要合金成分而成的6000系列鋁合金壓延板，其特征是在固溶處理及淬火處理后的彎曲加工性優(yōu)良，即使由于室溫時(shí)效而屈服點(diǎn)進(jìn)而提高時(shí)，180°彎曲加工的內(nèi)側(cè)極限彎曲半徑，例如也是在0.5mm以下，其具體的實(shí)施方式如下所述。
(1)鋁合金板，含有Si0.5～1.5％、Mg0.2～1.0％，并由余量Al及雜質(zhì)構(gòu)成，或者，是含有Si0.8～1.2％、Mg0.4～0.7％、Zn0.1～0.3％，并由余量Al及雜質(zhì)構(gòu)成，其特征是Mg-Si化合物的最大直徑是10μm以下，2～10μm直徑的Mg-Si化合物的數(shù)量是1000個(gè)/mm2以下。
(2)鋁合金板，含有Si0.4～1.5％、Mg0.2～1.2％、Mn0.05～0.3％，并由余量Al及雜質(zhì)構(gòu)成，其特征是鄰接的晶粒的方位差是15度以下的晶界所占比例是20％以上。
(3)鋁合金板，含有Si0.5～2.0％、Mg0.2～1.5％，滿足0.7Si％+Mg％≤2.2％、Si％-0.58Mg％≥0.1％，并由余量Al及雜質(zhì)構(gòu)成，其特征是蘭克福特值的各向異性超過0.4。蘭克福特值r是拉伸試驗(yàn)片的量、例如給予15％的拉伸變形時(shí)板寬方向的對(duì)數(shù)應(yīng)變和板厚方向的對(duì)數(shù)應(yīng)變的比，即，r＝(板寬方向的對(duì)數(shù)應(yīng)變)/(板厚方向的對(duì)數(shù)應(yīng)變)，蘭克福特值的各向異性＝(r0+r90-2×r45)/2(r0對(duì)于壓延方向取0度方向的拉伸試驗(yàn)片的r值、r90對(duì)于壓延方向取90度方向的拉伸試驗(yàn)片的r值、r45對(duì)于壓延方向取45度方向的拉伸試驗(yàn)片的r值)。
(4)鋁合金板，含有Si0.5～2.0％、Mg0.2～1.5％，滿足0.7Si％+Mg％≤2.2％，并由余量Al及雜質(zhì)構(gòu)成，其特征是形成的集合組織的立方體取向的強(qiáng)度比(Cube方位)是20以上。
另外，上述鋁合金板的制造方法的具體的實(shí)施方式如下。
(1)鋁合金板的制造方法，其特征是在450℃以上的溫度下將具有上述組成的鋁合金的鑄塊進(jìn)行均質(zhì)化處理后，以100℃/小時(shí)以上的冷卻速度冷卻到350～500℃的溫度范圍的規(guī)定的溫度，在該規(guī)定的溫度下進(jìn)行開始?jí)貉拥臒彳?，進(jìn)而進(jìn)行冷軋之后，在500℃以上的溫度下進(jìn)行固溶處理、淬火。
(2)鋁合金板的制造方法，其特征是在450℃以上的溫度將具有上述組成的鋁合金的鑄塊進(jìn)行均質(zhì)化處理后，以100℃/小時(shí)以上的冷卻速度冷卻到低于300℃的溫度，接著，再加熱到350～500℃的溫度后進(jìn)行開始?jí)貉拥臒彳垼M(jìn)而進(jìn)行冷軋之后，在500℃以上的溫度下進(jìn)行固溶處理、淬火。
(3)鋁合金板的制造方法，其特征是在450℃以上的溫度將具有上述組成的鋁合金的鑄塊進(jìn)行均質(zhì)化處理后，以100℃/小時(shí)以上的冷卻速度冷卻到到低于300℃的溫度，進(jìn)而冷卻到室溫，接著，再加熱到350～500℃的溫度后，進(jìn)行開始?jí)貉拥臒彳?，進(jìn)而進(jìn)行冷軋之后，在500℃以上的溫度下進(jìn)行固溶處理、淬火。
(4)鋁合金板的制造方法，其特征是在450℃以上的溫度將具有上述組成的鋁合金的鑄塊進(jìn)行均質(zhì)化處理后，以100℃/小時(shí)以上的冷卻速度冷卻到低于350℃的規(guī)定溫度，在該規(guī)定溫度下進(jìn)行熱軋，進(jìn)而進(jìn)行冷軋之后，在450℃以上的溫度下進(jìn)行固溶處理、淬火。
(5)鋁合金板的制造方法，其特征是在450℃以上的溫度將具有上述組成的鋁合金的鑄塊進(jìn)行均質(zhì)化處理后，以100℃/小時(shí)以上的冷卻速度冷卻到低于350℃的溫度，接著，再加熱到300～500℃的溫度，進(jìn)行開始?jí)貉拥臒彳?，進(jìn)而進(jìn)行冷軋之后，在450℃以上的溫度下進(jìn)行固溶處理、淬火。
(6)鋁合金板的制造方法，其特征是在450℃以上的溫度將具有上述組成的鋁合金的鑄塊進(jìn)行均質(zhì)化處理后，以100℃/小時(shí)以上的冷卻速度冷卻到低于350℃的溫度，進(jìn)而冷卻到室溫，接著，再加熱到300～500℃的溫度，進(jìn)行開始?jí)貉拥臒彳?，進(jìn)而進(jìn)行冷軋之后，在450℃以上的溫度下進(jìn)行固溶化處理、淬火。
實(shí)施發(fā)明的最佳形式對(duì)于本發(fā)明的Al-Mg-Si合金板的合金成分的意義及限定理由進(jìn)行說明。
Si是為了得到強(qiáng)度及高BH性所必要的，具有形成Mg-Si化合物后提高強(qiáng)度的功能。優(yōu)選的含量是0.5～2.0％的范圍，低于0.5％時(shí)，在涂敷燒結(jié)時(shí)的加熱下得不到充分的強(qiáng)度，進(jìn)而成型性變差，另外，若超過2.0％時(shí)，沖壓加工時(shí)的屈服點(diǎn)高，成型性及保形性差，涂敷后的耐腐蝕性也劣化。更優(yōu)選的含量是0.4～1.5％、又進(jìn)而優(yōu)選的含量是0.5～1.5％、再進(jìn)而優(yōu)選的含量是0.6～1.3％、最優(yōu)選的含量是0.8～1.2％的范圍。
Mg與Si相同地具有提高強(qiáng)度的功能。優(yōu)選的含量是0.2～1.5％的范圍，低于0.2％時(shí)，在涂敷燒結(jié)時(shí)的加熱下得不到充分的強(qiáng)度。另外，若超過1.5％時(shí)，固溶處理后或者最終熱處理完了后的屈服點(diǎn)高，成型性及保形性差。更優(yōu)選的含量是0.2～1.2％、又進(jìn)而優(yōu)選的含量是0.2～1.0％、再進(jìn)而優(yōu)選的含量是0.3～0.8％、最優(yōu)選的含量是0.4～0.7％的范圍。
蘭克福特值的各向異性為超過0.4，為了提高彎曲加工性，Si和Mg的關(guān)系優(yōu)選的是含量滿足0.7Si％+Mg％≤2.2％、Si％-0.58Mg％≥0.1％。另外，為了加大集合組織的立方體取向的強(qiáng)度比，得到優(yōu)良的彎曲加工性，優(yōu)選Si和Mg的關(guān)系為0.7Si％+Mg％≤2.2％。
Zn提高表面處理時(shí)的磷酸鋅處理性，但優(yōu)選的含量是0.5％以下的范圍，若超過0.5％時(shí)，耐腐蝕性差。進(jìn)而優(yōu)選的是0.1～0.3％的范圍內(nèi)添加。
Cu提高強(qiáng)度、成型性。優(yōu)選的含量是1.0％以下，若超過0.1％時(shí)，耐腐蝕性差。進(jìn)而優(yōu)選的是在0.3～0.8％的范圍內(nèi)添加。若重視耐腐蝕性，則優(yōu)選的是0.1％以下。
Mn、Cr、V、Zr具有提高強(qiáng)度、晶粒微細(xì)化而防止成型加工時(shí)的表面粗糙的功能。優(yōu)選的含量為Mn是1.0％以下、Cr是0.3％以下、V是0.2％以下及Zr是0.2％以下的范圍，若分別超過上限時(shí)，則生成粗大的金屬互化物，成型性劣化。更優(yōu)選的Mn及Zr的含量是0.3％以下及0.15％以下的范圍，又進(jìn)而優(yōu)選的是在Mn0.05～0.3％、Cr0.05～0.15％、V0.05～0.15％、Zr0.05～0.15％的范圍內(nèi)添加。
為了使鄰接的晶粒的方位差為15度以下的晶界占的比例為20％以上，而提高彎曲加工性，作為必須成分含有Mn0.05～0.3％。
Ti、B使鑄造組織微細(xì)化，提高成型性。優(yōu)選的含量為Ti是0.1％以下、B是50ppm以下的范圍，若含量分別超過上限時(shí)，則增加粗大的金屬互化物，成型性降低。另外，作為其他的雜質(zhì)，優(yōu)選的是將Fe限制在0.5％以下、更優(yōu)選的是0.3％以下。
以下，對(duì)于本發(fā)明的鋁合金板的制造工序進(jìn)行說明。
均質(zhì)化處理?xiàng)l件必須在450℃以上的溫度下進(jìn)行，對(duì)于加熱溫度不足450℃時(shí)，除去鑄塊偏析和均質(zhì)化不充分，賦予強(qiáng)度的Mg2Si成分的固溶不成分，成型性差。優(yōu)選的是在480℃以上的溫度下進(jìn)行均質(zhì)化處理。
均質(zhì)化處理后的冷卻通過以冷卻速度100℃/小時(shí)以上、更優(yōu)選的是300℃/小時(shí)以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻而可得到優(yōu)良的特性。由于為了加快冷卻速度需要大型的設(shè)備，所以實(shí)際上優(yōu)選的是以300～1000℃/小時(shí)進(jìn)行管理。若冷卻速度慢時(shí)，Mg-Si化合物析出、凝集。對(duì)于以往的冷卻方法，在大型型芯的情況下，冷卻速度是30℃/小時(shí)左右，對(duì)于這樣低的冷卻速度，在冷卻中Mg-Si化合物析出，凝集粗大化，對(duì)于固溶處理、淬火后的材料不能給予改善了的彎曲加工性。
通過上述冷卻速度的控制，①得到Mg-Si化合物的適宜的分布，②鄰接的晶粒的方位差為15度以下的晶界占的比例成為20％以上，③蘭克福特值的各向異性大，另外，④立方體取向的集成度變高，提高了彎曲加工性。
均質(zhì)化處理后的冷卻，有必要以100℃/小時(shí)以上、優(yōu)選的是150℃/小時(shí)以上、更優(yōu)選的是300℃/小時(shí)以上的冷卻速度冷卻到350℃以下、更優(yōu)選的是300℃以下的溫度，如果局部有350℃以上的情況也會(huì)影響特性。為此，以上述速度將全體冷卻到300℃以下、優(yōu)選的是250℃以下。均質(zhì)化處理的鑄塊的冷卻方法，可采用水冷、風(fēng)冷、霧冷、與換熱器接觸等方式，只要可以得到必要的冷卻速度即可，沒有特別限制。
冷卻的開始溫度不一定必須是均質(zhì)化處理溫度，即使緩冷到不顯著地引起析出的溫度后，以100℃/小時(shí)以上的冷卻速度開始冷卻，也可得到同樣的效果。例如，在以500℃以上的溫度進(jìn)行均質(zhì)化處理時(shí)，也可以緩慢地冷卻到500℃。
熱軋熱軋是將鑄塊從均質(zhì)化處理溫度冷卻到350～500℃、或者300～450℃的規(guī)定溫度，在該規(guī)定溫度下開始。或者，也可將鑄塊從均質(zhì)化處理溫度冷卻到350℃以下的規(guī)定溫度，在該規(guī)定溫度下開始。
在冷卻到350℃以下的溫度后，可以再次加熱到300～500℃的溫度后，開始熱軋，也可以冷卻到350℃以下的溫度，進(jìn)而冷卻到室溫，接著，再次加熱到300～500℃的溫度后，開始熱軋。
對(duì)于熱軋開始溫度為300℃以下時(shí)，變形阻抗變大，壓延效率惡化，所以是不理想的。若超過500℃時(shí)，則壓延中的晶粒粗大，成為容易發(fā)生隆起痕的材料，所以壓延開始溫度，優(yōu)選的是限制在300～500℃。若考慮變形阻抗或加工組織的均勻性，壓延開始溫度，更優(yōu)選的是380～450℃。
熱軋的結(jié)束溫度，優(yōu)選的是在300℃以下。若熱軋結(jié)束溫度超過300℃時(shí)，則容易引起Mg-Si化合物的析出，成型性容易降低，同時(shí)重結(jié)晶粒粗大，成為發(fā)生隆起痕的原因。若考慮熱軋時(shí)的變形阻抗、冷卻劑引起的殘留油斑等時(shí)，最好結(jié)束溫度是在200℃以上。
固溶處理優(yōu)選的固溶處理溫度是450℃以上、更優(yōu)選的是500℃以上。在不足500℃時(shí)，Mg-Si析出物的固溶不充分，得不到充分的強(qiáng)度、成型性，為了得到必要的強(qiáng)度、成型性，必須進(jìn)行非常長的時(shí)間的熱處理，工業(yè)上是不理想的。固溶處理時(shí)間只要在可得到強(qiáng)度的范圍內(nèi)進(jìn)行即可，沒有特別限制，但工業(yè)上通常一般保持在120秒(s)以內(nèi)。
淬火時(shí)的冷卻溫度需要以5℃/秒以上從固溶處理溫度冷卻到120℃以下，優(yōu)選的是以10℃/秒以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻。若淬火速度過慢，則引起洗脫元素的析出，強(qiáng)度、BH性、成型性劣化的同時(shí)，耐腐蝕性也降低。
最終熱處理在淬火后60分鐘以內(nèi)，在40～120℃下進(jìn)行50小時(shí)以內(nèi)的熱處理。通過該處理提高BH化性。低于40℃時(shí)，BH性的提高不充分，超過120℃的溫度或者超過50小時(shí)的時(shí)間，則初期屈服點(diǎn)過高，成型性降低或者涂敷燒結(jié)硬化性降低。
最終熱處理后，可在7日以內(nèi)以170～230℃的溫度下進(jìn)行60秒以內(nèi)的復(fù)原處理，通過該復(fù)原處理進(jìn)一步提高涂敷燒結(jié)硬化性。
對(duì)于具有上述組成的鋁合金，通過使用上述的制造工序，進(jìn)行固溶處理、淬火后，可得到具有優(yōu)良的彎曲加工性的板材。該鋁合金板適用于例如進(jìn)行卷邊加工的汽車用引擎罩、后備箱蓋、門等形狀復(fù)雜且輕的汽車用部件，另外，即使用于不進(jìn)行卷邊加工的擋泥板、車頂?shù)葧r(shí)，彎曲加工性也優(yōu)良，所以沖壓加工成復(fù)雜形狀后，可進(jìn)行彎曲半徑小的難度大的加工，擴(kuò)大了鋁材在汽車用材料方面的使用范圍，可使車體輕量化。
為了更確實(shí)地提高成型性，特別是提高彎曲加工性，優(yōu)選通過調(diào)整合金成分、特別是Si、Mg量、和調(diào)整制造條件，使蘭克福特值的各向異性為0.6以上，使集合組織的立方體取向的強(qiáng)度比為50以上。
以下，對(duì)比地說明本發(fā)明的實(shí)施例和比較例，根據(jù)這些證實(shí)其效果。另外，這些實(shí)施例是用于說明本發(fā)明的優(yōu)選的一個(gè)實(shí)施方式的，本發(fā)明并不受其限制。
實(shí)施例1用DC鑄造法制造具有表1所示組成的鋁合金塊，將得到的鑄塊在540℃的溫度下均質(zhì)化處理6小時(shí)，以300℃/小時(shí)的冷卻速度冷卻到室溫。接著，將該鑄塊再加熱到400℃的溫度，在該溫度下開始熱軋，壓延到厚度為4.0mm，進(jìn)而，經(jīng)過冷軋，而成為厚度1mm。
針對(duì)得到的冷軋板，在540℃的溫度下進(jìn)行5秒的固溶處理后，以30℃/秒的冷卻速度直到120℃的溫度進(jìn)行淬火，淬火后的5分鐘后，在100℃下進(jìn)行3小時(shí)的熱處理。
將得到的最終熱處理板作為試驗(yàn)樣品，用如下的方法，評(píng)價(jià)從最終熱處理起10日后的拉伸特性、成型性、耐腐蝕性、涂敷燒結(jié)硬化性，測定Mg-Si化合物的最大直徑、2～10μm直徑的化合物數(shù)。另外，對(duì)于拉伸特性、成型性中的極限彎曲半徑，是從最終熱處理起4個(gè)月后進(jìn)行評(píng)價(jià)的。結(jié)果如表2～3所示。
拉伸特性進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，測定拉伸強(qiáng)度(σB)、屈服點(diǎn)(σ0.2)、伸長量(δ)。
成型性進(jìn)行埃里克森試驗(yàn)(EV)，將成型高度低于10mm的作為不合格。另外，為了評(píng)價(jià)卷邊加工性，進(jìn)行測定10％拉伸預(yù)應(yīng)變后的極限彎曲半徑的180°彎曲試驗(yàn)，將內(nèi)側(cè)極限彎曲半徑是0.5mm以下的作為合格。
耐腐蝕性針對(duì)試驗(yàn)樣品，用市售的化學(xué)轉(zhuǎn)化處理液進(jìn)行磷酸鋅處理及電沉積涂敷，施以達(dá)到鋁坯的橫切，按照J(rèn)IS Z2371進(jìn)行鹽霧試驗(yàn)24小時(shí)，然后，在50℃-95％的濕潤條件下放置1個(gè)月后，測定從橫切部發(fā)生的最大絲狀銹長度，將最大絲狀銹長度為4mm以下的作為合格。
涂敷燒結(jié)硬化性(BH性)施以2％的拉伸變形，測定在170℃下進(jìn)行加熱處理(BH)20分鐘后的屈服點(diǎn)(σ0.2)，將屈服點(diǎn)為200Mpa以上的作為合格。
Mg-Si化合物的測定通過光學(xué)顯微鏡觀察而測定化合物的最大直徑，對(duì)于2～10μm直徑的化合物的分布，使用圖象分析裝置，在1象素＝0.25μm的條件下調(diào)查合計(jì)1平方毫米(1mm2)的范圍。與Al-Fe化合物的區(qū)別在于，是通過化合物的明暗進(jìn)行的，用預(yù)先點(diǎn)分析，確認(rèn)化合物粒子，在未檢測出Al-Fe化合物只檢測出Mg-Si化合物的級(jí)上選定檢測條件。
表1

注B是ppm
表2

表3

如表2～3所示，根據(jù)本發(fā)明的條件的試驗(yàn)樣品No.1～7在BH性的評(píng)價(jià)中都超過200Mpa，顯示了優(yōu)良的BH性，對(duì)于成型性，在EV下的成型高度也超過10mm，內(nèi)側(cè)極限彎曲半徑也是0.5mm以下，具有優(yōu)良的成型性。另外，最大絲狀銹長度也是4mm以下，顯示優(yōu)良的耐腐蝕性。
比較例1用DC鑄造法制造具有表4所示組成的鋁合金塊，用與實(shí)施例1相同的工序處理得到的鑄塊，作成厚度為1mm的冷軋板，對(duì)于得到的冷軋板，進(jìn)行與實(shí)施例1相同條件的固溶處理、淬火，淬火后的5分鐘后，在100℃下進(jìn)行3小時(shí)的熱處理。
將得到的最終熱處理板作為試驗(yàn)樣品，用與實(shí)施例1相同的方法，評(píng)價(jià)從最終熱處理起10日后的拉伸特性、成型性、耐腐蝕性、涂敷燒結(jié)硬化性，測定Mg-Si化合物的最大直徑、2～10μm直徑化合物的個(gè)數(shù)。另外，對(duì)于拉伸特性、成型性中的內(nèi)側(cè)極限彎曲半徑，從最終熱處理起4個(gè)月后進(jìn)行評(píng)價(jià)。結(jié)果如表5～6所示。
表4

注B是ppm
表5

表6

如表5～6所示，由于試驗(yàn)樣品No.8的Si量少，試驗(yàn)樣品No.10的Mg量少，所以它們的BH性都差。由于試驗(yàn)樣品No.9的Si量多，試驗(yàn)樣品No.11的Mg量多，所以它們的彎曲加工性都差。由于試驗(yàn)樣品No.12的Cu量多，所以耐絲狀銹性差，由于試驗(yàn)樣品No.13～16分別Mn量、Cu量、V量、Zr量多，所以EV的成型高度小，彎曲加工性也不充分。
實(shí)施例2、比較例2使用實(shí)施例1的合金No.1及3的鑄塊，在540℃下進(jìn)行8小時(shí)的均質(zhì)化處理后，在如表7所示的條件下進(jìn)行冷卻、熱軋而作成厚度為4.5mm，在冷軋到1mm厚度后，在如表7所示的條件下進(jìn)行固溶處理，接著，進(jìn)行以15℃/秒的冷卻速度冷卻到120℃的淬火，淬火10分鐘后，在90℃下進(jìn)行5小時(shí)的最終熱處理。另外，均質(zhì)化處理后，冷卻到熱軋溫度，就此開始熱軋。
將得到的最終熱處理板作為試驗(yàn)樣品，用與實(shí)施例1相同的方法，評(píng)價(jià)從最終熱處理起10日后的拉伸特性、成型性、耐腐蝕性、涂敷燒結(jié)硬化性，測定Mg-Si化合物的最大直徑、2～10μm直徑化合物的個(gè)數(shù)。另外，對(duì)于拉伸特性、成型性中的極限彎曲半徑，從最終熱處理起4個(gè)月后進(jìn)行評(píng)價(jià)。進(jìn)而，相對(duì)于壓延方向在90°方向上給予10％的拉伸變形后，進(jìn)行電沉積涂敷，用目視觀察有無隆起痕的發(fā)生。結(jié)果如表8～9所示。
表7

表8

表9

如表8～9所示，根據(jù)本發(fā)明的試驗(yàn)樣品No.17～21，顯示了優(yōu)良的拉伸強(qiáng)度、BH性、成型性、耐腐蝕性，即使在室溫時(shí)效4個(gè)月后也保持優(yōu)良的彎曲加工性。另一方面，試驗(yàn)樣品No.22、No.23、No.26，由于均質(zhì)化處理后的冷卻速度小，所以拉伸強(qiáng)度低，BH性也差。試驗(yàn)材No.24由于熱軋溫度高，所以發(fā)生由于熱軋時(shí)的組織成長引起的隆起痕。試驗(yàn)樣品No.25由于固溶處理溫度低，所以拉伸強(qiáng)度低，BH性也差。
實(shí)施例3、比較例3用DC鑄造法制造具有表10所示組成的鋁合金造塊，在540℃的溫度下均質(zhì)化處理得到的鑄塊6小時(shí)，以300℃/小時(shí)的冷卻速度冷卻到室溫。接著，將該鑄塊再加熱到400℃的溫度，在該溫度下開始熱軋，壓延到厚度為4.0mm，進(jìn)而，經(jīng)過冷軋而作成厚度為1mm。
對(duì)于得到的冷軋板，在540℃的溫度下進(jìn)行5秒的固溶處理后，以30℃/秒的冷卻速度進(jìn)行淬火直到120℃的溫度，淬火后的5分鐘后，在90℃下進(jìn)行3小時(shí)的熱處理。
將得到的最終熱處理板作為試驗(yàn)樣品，用與實(shí)施例1相同的方法，評(píng)價(jià)從最終熱處理起10日后的拉伸特性、成型性、耐腐蝕性、涂敷燒結(jié)硬化性，測定Mg-Si化合物的最大直徑、2～10μm直徑的化合物的個(gè)數(shù)。另外，對(duì)于拉伸特性、成型性中的極限彎曲半徑，從最終熱處理起4個(gè)月后進(jìn)行評(píng)價(jià)。結(jié)果如表11～12所示。
表10

注B是ppm
表11

表12

如表11～12所示，根據(jù)本發(fā)明的試驗(yàn)樣品No.27～32，在BH性的評(píng)價(jià)中都顯示了超過200Mpa的優(yōu)良BH性，對(duì)于成型性，在EV的成型高度也都超過了10mm，內(nèi)側(cè)極限半徑也都是0.2mm以下，具有良好成型性。另外，最大的絲狀銹長度也都在2mm以下，顯示了優(yōu)良的耐腐蝕性。
與此相反，由于試驗(yàn)樣品No.33的Si量少，試驗(yàn)樣品No.35的Mg量少，所以BH性都差。由于試驗(yàn)樣品No.34的Si量多，試驗(yàn)樣品No.36的Mg量多，所以彎曲加工性都低。由于試驗(yàn)樣品No.37的Zn量少，試驗(yàn)樣品No.38的Zn量多，所以耐絲狀銹性都差。由于試驗(yàn)樣品No.39的Fe量多，所以EV的成型高度小，彎曲加工性也不充分。
實(shí)施例4、比較例4使用實(shí)施例3的合金No.17的鑄塊，在540℃的溫度下5小時(shí)均質(zhì)化處理后，在表13所表示的條件下，進(jìn)行冷卻、熱軋使其厚度為5.0mm，再冷軋至1.0mm厚度后，在表13所述的條件下施加固溶處理，接著進(jìn)行以150℃/秒的冷卻速度冷卻到120℃的淬火，淬火5分鐘后，在80℃下最終熱處理2小時(shí)。均質(zhì)化處理后冷卻到熱軋溫度，并就此開始熱軋。
以得到的最終熱處理板作為試驗(yàn)樣品，用與實(shí)施例1相同的方法評(píng)價(jià)從最終熱處理開始10日后的拉伸特性、成型性、耐腐蝕性、涂敷燒結(jié)硬化性，測定Mg-Si化合物的最大直徑、2～10μm直徑化合物的數(shù)量。另外，對(duì)于拉伸特性、成型性中的極限彎曲半徑，是從最終熱處理起4個(gè)月后進(jìn)行評(píng)價(jià)。進(jìn)而，在與壓延方向成90度的方向上給予10％的拉伸變形后進(jìn)行電沉積涂敷，用眼睛觀察有無隆起痕的發(fā)生。其結(jié)果表示在表14～15中。
表13

表14

表15

如表14～15所示，根據(jù)本發(fā)明的試驗(yàn)樣品No.40～42顯示了優(yōu)良的拉伸強(qiáng)度、BH性、成型性、耐腐蝕性，在室溫時(shí)效4個(gè)月后也保持良好的彎曲加工性。另一方面，試驗(yàn)樣品No.43由于均質(zhì)化處理的冷卻速度小，所以拉伸強(qiáng)度低，BH性也差。試驗(yàn)樣品No.44由于熱軋溫度高，所以發(fā)生由于熱軋時(shí)的組織生長引起的隆起痕。試驗(yàn)樣品No.45由于固溶處理溫度低，所以拉伸強(qiáng)度低，BH特性也差。
實(shí)施例5用DC鑄造法制造具有表16所表示組成的鋁合金鑄塊，將得到的鑄塊在540℃的溫度下均質(zhì)化處理6小時(shí)，以300℃/小時(shí)的冷卻速度冷卻到室溫。接著將該鑄塊再加熱到400℃，在該溫度下開始熱軋，壓延到厚度為4.0mm為止，進(jìn)而，經(jīng)過冷軋作成厚度為1mm。
對(duì)于得到的冷軋壓延板，在540℃的溫度下施加5秒的固溶處理后，以30℃/秒的冷卻速度進(jìn)行淬火直到120℃的溫度，淬火后的5分鐘后，在100℃下進(jìn)行3小時(shí)的熱處理。
以得到的最終熱處理板作為試驗(yàn)樣品，用與實(shí)施例1相同的方法，評(píng)價(jià)從最終熱處理起10日后的拉伸特性、成型性、耐腐蝕性、涂敷燒結(jié)硬化性，進(jìn)而，用以下的方法測定晶界的方位差分布。其結(jié)果表示在表17中。
晶界的方位差分布的測定用剛砂紙研磨試驗(yàn)樣品的板表面后，進(jìn)而通過電解研磨進(jìn)行鏡面拋光，裝在掃描型電子顯微鏡(SEM)上。使觀察倍率為100倍，以安裝于SEM上的EBSP裝置，以10μm的間距測定晶粒方位，測定晶界的傾角分布，計(jì)算出15°以下的晶界的比例。
表16

注B是ppm表17

如表17所示，根據(jù)本發(fā)明條件的試驗(yàn)樣品No.46～53在BH性評(píng)價(jià)中，都顯示了超過200Mpa的優(yōu)良的BH性，對(duì)于成型性，在EV的成型高度都超過了10mm，內(nèi)側(cè)極限彎曲半徑也都是0.2mm以下，具有良好的成型性。另外，最大絲狀銹長度也是4mm以下，顯示了優(yōu)良的耐腐蝕性。
比較例5用DC鑄造法制造具有表18所表示組成的鋁合金鑄塊，以與實(shí)施例5相同的工序處理得到的鑄塊。作成厚度為1mm的冷軋板。對(duì)得到的冷軋板進(jìn)行與實(shí)施例1相同條件的固溶處理、淬火，淬火后的5分鐘后在100℃下進(jìn)行3小時(shí)的熱處理。
以得到的最終熱處理板作為試驗(yàn)樣品，用與實(shí)施例5相同的方法評(píng)價(jià)從最終熱處理起10日后的拉伸特性、成型性、耐腐蝕性、涂敷燒結(jié)硬化性，進(jìn)而，測定晶界的方位差分布。其結(jié)果表示在表19中。
表18

注B是ppm
表19

如表19所示，由于試驗(yàn)樣品No.54的Si量少，試驗(yàn)樣品No.56的Mg量少，所以BH性都差。由于試驗(yàn)樣品No.55的Si量多，試驗(yàn)樣品No.57的Mg量多，所以彎曲加工性都低。由于試驗(yàn)樣品No.58的Zn量多，試驗(yàn)樣品No.59的Cu量多，所以耐絲狀銹性差。由于試驗(yàn)樣品No.60～63分別Mn量、Cr量、V量、Zr量多，所以EV的成型高度小，彎曲加工性不充分。由于試驗(yàn)樣品No.64的Mn量少，所以相鄰的晶粒的方位差為15度以下的晶界的所占比例低于20％，彎曲加工性差。
實(shí)施例6使用在實(shí)施例5中使用的、表16所示的合金30的鑄塊，在表20所示的條件下進(jìn)行均質(zhì)化處理、熱軋、冷軋、固溶處理、最終熱處理及復(fù)原處理，制作試驗(yàn)樣品No.65～71。此時(shí)，均質(zhì)化處理時(shí)間是6小時(shí)，熱軋后的板厚是4.0mm，冷軋后的板厚是1.0mm，淬火后到熱處理的時(shí)間是5分鐘。對(duì)于試驗(yàn)樣品No.65，在熱處理后，在200℃下進(jìn)行3秒的復(fù)原處理。此外，熱處理后到復(fù)原處理的天數(shù)是1天。
使用得到的試驗(yàn)樣品，用與實(shí)施例5相同的方法評(píng)價(jià)從最終熱處理起10日后的拉伸特性、成型性、耐腐蝕性、涂敷燒結(jié)硬化性，進(jìn)而，測定晶界的方位差分布。其結(jié)果表示在表21中。另外，在與壓延方向成90度方向上給與10％的拉伸變形后，進(jìn)行電沉積涂敷，用眼睛觀察有無隆起痕的發(fā)生時(shí)，完全沒有看到隆起痕的發(fā)生。
表20

表21

如表21所示，根據(jù)本發(fā)明的試驗(yàn)樣品No.65～71，顯示了優(yōu)良的拉伸強(qiáng)度、BH性，成型性、耐腐蝕性。也完全沒有看到隆起痕的發(fā)生。
比較例6使用在實(shí)施例5中使用的、表16所示的合金30的鑄塊，在表22所示的條件下進(jìn)行均質(zhì)化處理、熱軋、冷軋、固溶處理、最終熱處理及復(fù)原處理，制作試驗(yàn)樣品No.72～80。此時(shí)，均質(zhì)化處理時(shí)間是6小時(shí)，熱軋后的板厚是4.0mm，冷軋后的板厚是1.0mm，淬火后到進(jìn)行最終熱處理的時(shí)間是5分鐘。對(duì)于試驗(yàn)樣品No.80，進(jìn)而在溫度300℃下進(jìn)行30秒的復(fù)原處理。此時(shí)，最終熱處理后到復(fù)原處理的天數(shù)是1天。
對(duì)于得到的試驗(yàn)樣品，用與實(shí)施例5相同的方法評(píng)價(jià)從最終熱處理起10日后的拉伸特性、成型性、耐腐蝕性、涂敷燒結(jié)硬化性，進(jìn)而，測定晶界的方位差分布。其結(jié)果表示在表23中。另外，在與壓延方向成90度方向上給與10％的拉伸變形后，進(jìn)行電沉積涂敷，用眼睛觀察有無隆起痕的發(fā)生時(shí)，看到試驗(yàn)樣品No.74上有隆起痕的發(fā)生。
表22

表23

如表23所示，由于試驗(yàn)樣品No.72的均質(zhì)化處理溫度低，所以EV值低。彎曲性差，進(jìn)而BH性也低。由于試驗(yàn)樣品No.73及74的均質(zhì)化處理后的冷卻速度小，所以彎曲性差，BH性也低。由于試驗(yàn)樣品No.75的熱軋的開始溫度高，所以彎曲加工性差，發(fā)生隆起痕。由于試驗(yàn)樣品No.76的固溶處理溫度低，所以強(qiáng)度及EV值低、BH性也低。由于試驗(yàn)樣品No.77的固溶處理后的淬火速度慢，所以EV值、彎曲性及腐蝕性差、強(qiáng)度及BH性也低。由于試驗(yàn)樣品No.78沒有進(jìn)行最終熱處理，所以BH性低。由于試驗(yàn)樣品No.79的最終熱處理溫度高，處理時(shí)間也長，所以EV值低。由于試驗(yàn)樣品No.80的復(fù)原處理溫度高，所以強(qiáng)度及BH值低，EV值也低。
實(shí)施例7用DC鑄造法制造具有表24所示組成的鋁合金鑄塊，將得到的鑄塊在550℃下均質(zhì)化處理6小時(shí)后，以600℃/小時(shí)的冷卻速度冷卻到200℃。進(jìn)而冷卻到室溫，接著再加熱到420℃的溫度，開始熱軋，壓延到厚度為4.5mm為止，熱軋的結(jié)束溫度為250℃。
接著，進(jìn)行冷軋而作成厚度為1mm的板，進(jìn)而在540℃下實(shí)施20秒的固溶處理，以30℃/秒的冷卻速度進(jìn)行淬火直到120℃，淬火后的3分鐘后，在100℃下進(jìn)行3小時(shí)的熱處理。
對(duì)于從最終熱處理起10日后的鋁合金板，用以下的方法，評(píng)價(jià)拉伸性能、蘭克福特值的各向異性、涂敷燒結(jié)硬化性(BH性)、彎曲加工性。其結(jié)果如表25所示。
拉伸性能從3個(gè)方向(相對(duì)于壓延方向?yàn)?度、45度、90度)采取拉伸試驗(yàn)片進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，求出作為拉伸性能的拉伸強(qiáng)度、屈服點(diǎn)、伸長量的平均值。
蘭克福特值r的各向異性從3個(gè)方向(相對(duì)于壓延方向?yàn)?度、45度、90度)采取拉伸試驗(yàn)片進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，求出15％變形時(shí)的蘭克福特值r，算出其各向異性。
涂敷燒結(jié)硬化性(BH性)相對(duì)于壓延方向加以2％的拉伸變形，在170℃進(jìn)行20分鐘的加熱處理后，測定屈服點(diǎn)，將200Mpa以上作為合格。
彎曲加工性在15％拉伸預(yù)變形后，進(jìn)行調(diào)查極限彎曲半徑的180度彎曲試驗(yàn)，將內(nèi)側(cè)極限彎曲半徑為0.1mm以下的作為合格。
表24

注B是ppm表25

如表2所示，根據(jù)本發(fā)明的試驗(yàn)樣品No.81～87，強(qiáng)度、BH性都優(yōu)良，蘭克福特值的各向異性超過0.4，具有優(yōu)良的極限彎曲特性。同樣地測定4個(gè)月室溫時(shí)效后的彎曲加工性的結(jié)果，對(duì)于任何一種合金的試驗(yàn)樣品，極限彎曲半徑都是0.0～0.1。
比較例7用DC鑄造制造具有表26所示組成的鋁合金鑄塊，將得到的鑄塊用與實(shí)施例7相同的工序進(jìn)行處理，對(duì)于從最終熱處理起10日后的鋁合金板，用與實(shí)施例7相同的方法，評(píng)價(jià)拉伸性能、蘭克福特值的各向異性、涂敷燒結(jié)硬化性(BH性)、彎曲加工性。其結(jié)果如表27所示。
表26

注B是ppm
表27

如表27所示，由于試驗(yàn)樣品No.88的Si量少，試驗(yàn)樣品No.90的Mg量少，所以強(qiáng)度都低，BH性都差。由于試驗(yàn)樣品No.89的Si量多，所以強(qiáng)度高，蘭克福特值的各向異性變小，彎曲加工性差。由于試驗(yàn)樣品No.91的(Si％-0.58Mg％)的值比0.1％小，所以蘭克福特值的各向異性變小，極限彎曲加工性差。
由于試驗(yàn)樣品No.92的(0.75Si％+Mg％)的值超過2.2％，另外，由于試驗(yàn)樣品93～97分別的Cu量、Mn量、Cr量、V量、Zr量過多，所以蘭克福特值的各向異性變小，彎曲加工性差。
實(shí)施例8、比較例8DC鑄造表24所表示的合金50，將得到的鑄塊在540℃下均質(zhì)化處理10小時(shí)后，用表28所示的冷卻速度冷卻到250℃。而后冷卻到室溫，接著加熱到如表28所示的溫度，進(jìn)行熱軋，壓延到厚度為4.2mm為止。熱軋的結(jié)束溫度是280℃。進(jìn)而，經(jīng)過冷軋作成厚度為1mm的板，僅試驗(yàn)樣品No.107是冷軋到厚度3.0mm后，進(jìn)而450℃-30秒的中間退火。
然后，在550℃下實(shí)施10秒的固溶處理，以30℃/秒的冷卻速度淬火到120℃，淬火后的3分鐘后，在100℃下進(jìn)行3小時(shí)的熱處理。針對(duì)通過以上的工序制造的鋁合金板，用與實(shí)施例7相同的方法，評(píng)價(jià)拉伸性能、蘭克福特值的各向異性、BH性、彎曲加工性。
進(jìn)而，作為隆起痕的評(píng)價(jià)，在壓延的90度方向上采取拉伸試驗(yàn)片，加以10％拉伸變形，判定電沉積涂敷后有無隆起痕。
其結(jié)果如表29所示。
表28

表29

如表29所示，根據(jù)本發(fā)明的試驗(yàn)樣品No.98～102，強(qiáng)度、BH性都優(yōu)良，蘭克福特值的各向異性都超過0.4，都具有優(yōu)良的極限彎曲特性。
與此相反，試驗(yàn)樣品No.103、104由于熱軋溫度高，所以發(fā)生了隆起痕。試驗(yàn)樣品No.105由于均質(zhì)化處理后的冷卻速度小，所以蘭克福特值的各向異性變小，彎曲加工性差。試驗(yàn)樣品No.106由于熱軋溫度高，均質(zhì)化處理后的冷卻速度小，所以發(fā)生隆起痕，蘭克福特值的各向異性變小，彎曲加工性差。試驗(yàn)樣品No.107由于進(jìn)行中間退火，所以蘭克福特值的各向異性變小，彎曲加工性差。
實(shí)施例9DC鑄造表24所示的合金50，將得到的鑄塊在550℃下均質(zhì)化處理8小時(shí)后，以500℃/小時(shí)的冷卻速度冷卻到200℃。進(jìn)而冷卻到室溫，再加熱到400℃，開始熱軋，壓延到厚度為4.2mm為止。熱軋的結(jié)束溫度為260℃。
接著，進(jìn)行冷軋作成厚度為1mm的板，進(jìn)而，在550℃下實(shí)施4秒的固溶處理，以40℃/秒淬火直到120℃為止，淬火后的2分鐘后，在100℃下進(jìn)行2小時(shí)的熱處理。
將以上述的工序制造的鋁合金板，在從最終熱處理起的7日后，用與實(shí)施例7相同的方法，求出相對(duì)于壓延方向0°、45°、90°的各方向的拉伸強(qiáng)度、屈服點(diǎn)、伸長量、蘭克福特值r、BH后的屈服點(diǎn)、極限彎曲半徑，算出蘭克福特值r的各向異性，判定有無隆起痕。其結(jié)果如表30所示。如表30所示，在任何方向上都可得到優(yōu)良的特性。
表30

實(shí)施例10通過DC鑄造而制造具有表31所示組成的鋁合金鑄塊，將得到的鑄塊在550℃下均質(zhì)化處理6小時(shí)后，以450℃/小時(shí)的冷卻速度冷卻到200℃。進(jìn)而冷卻到室溫，接著再加熱到420℃的溫度，開始熱軋，壓延到厚度為4.5mm為止。熱軋的結(jié)束溫度為250℃。
進(jìn)而，進(jìn)行冷軋而作成厚度為1mm的板，進(jìn)而在540℃下實(shí)施20秒的固溶處理，以30℃/秒的冷卻速度淬火直到120℃，淬火后的3分鐘后，在100℃下進(jìn)行3小時(shí)的熱處理。
對(duì)于從最終熱處理起10日后的鋁合金板，進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，用以下的方法，評(píng)價(jià)涂敷燒結(jié)硬化性(BH性)、立方體取向的強(qiáng)度比(無規(guī)度比)、彎曲加工性。其結(jié)果如表32所示。
立方體取向的強(qiáng)度比使用ODF分析裝置，根據(jù)Bunge提倡的級(jí)數(shù)展開法使偶數(shù)項(xiàng)的展開次數(shù)為22次、奇數(shù)項(xiàng)的展開次數(shù)為19次進(jìn)行計(jì)算。
涂敷燒結(jié)硬化性(BH性)加以2％的拉伸變形，進(jìn)行170℃-20min的加熱處理后，測定屈服點(diǎn)，將200Mpa以上的作為合格。
彎曲加工性在15％拉伸預(yù)應(yīng)變后，進(jìn)行調(diào)查極限彎曲半徑的180度彎曲試驗(yàn)，將內(nèi)側(cè)極限彎曲半徑為0.2mm以下的作為合格。
表31

注B是ppm表32

如表32所示，根據(jù)本發(fā)明的試驗(yàn)樣品No.108～114，強(qiáng)度、BH性都優(yōu)良，立方體取向的強(qiáng)度比都超過20，都具有優(yōu)良的極限彎曲特性。同樣地測定4個(gè)月室溫時(shí)效后的彎曲加工性，其結(jié)果是，任何一種合金的試驗(yàn)樣品，屈服點(diǎn)都超過160Mpa，而極限彎曲半徑都在0.4以下。
比較例9通過DC鑄造而制造具有表33所示組成的鋁合金鑄塊，將得到的鑄塊用與實(shí)施例10相同的工序進(jìn)行處理，對(duì)于從最終熱處理起10日后的鋁合金板，用與實(shí)施例10相同的方法，評(píng)價(jià)拉伸性能、涂敷燒結(jié)硬化性(BH性)、立方體取向的強(qiáng)度比、彎曲加工性。其結(jié)果如表34所示。
表33

注B是ppm
表34

如表34所示，由于試驗(yàn)樣品No.115的Si量少，另外試驗(yàn)樣品No.117的Mg量少，所以強(qiáng)度都低，BH性都差。由于試驗(yàn)樣品No.116的Si量多，另外試驗(yàn)樣品No.118的Mg量多，0.7Si％+Mg％的值超過2.2％，所以強(qiáng)度都高，立方體取向的集成度低，彎曲加工性差。
由于試驗(yàn)樣品119～123各個(gè)的Cu量、Mn量、Cr量、V量、Zr量過多，所以立方體取向的集成度低，彎曲加工性差。
實(shí)施例11、比較例10DC鑄造如表31所示的合金67，將得到的鑄塊在550℃下均質(zhì)化處理5小時(shí)后，以表35所示的冷卻速度冷卻到250℃。接著，加熱到表35所示的溫度，進(jìn)行熱軋，壓延到厚度為4.4mm為止。熱軋的結(jié)束溫度為250℃。進(jìn)而，經(jīng)過冷軋作成厚度為1mm的板。僅條件26在熱軋后進(jìn)行400℃-2h的中間退火。
然后，在550℃下實(shí)施5秒的固溶處理，以30℃/秒的冷卻溫度淬火直到120℃，淬火后的3分鐘后，在100℃下進(jìn)行3小時(shí)的熱處理。針對(duì)通過以上的工序制造的鋁合金板，用與實(shí)施例10相同的方法，評(píng)價(jià)拉伸性能、BH性、立方體取向的強(qiáng)度比、彎曲加工性。
進(jìn)而，作為隆起痕的評(píng)價(jià)，在壓延方向90度方向采取拉伸試驗(yàn)片，加以10％拉伸變形，判定有無電沉積涂敷后的隆起痕。
這些結(jié)果如表36所示。
表35

表36

如表36所示，根據(jù)本發(fā)明的試驗(yàn)樣品No.124～128，強(qiáng)度、BH性都優(yōu)良，立方體取向的強(qiáng)度比都超過20，都具有優(yōu)良的極限彎曲特性。
與此相反，試驗(yàn)樣品No.129、130，由于提高了熱軋溫度，所以發(fā)生了隆起痕。試驗(yàn)樣品No.131由于均質(zhì)化處理后的冷卻速度小，所以立方體取向的集成度降低，彎曲加工性差。試驗(yàn)樣品No.132，由于提高了熱軋溫度，均質(zhì)化處理后的冷卻速度小，所以發(fā)生了隆起痕，立方體取向的集成度降低，彎曲加工性差。試驗(yàn)樣品No.133，由于進(jìn)行了中間退火，所以立方體取向的集成度降低，彎曲加工性差。
工業(yè)上的可利用性根據(jù)本發(fā)明，提供了具有可進(jìn)行平板卷邊加工的優(yōu)良的彎曲特性和涂敷燒結(jié)硬化性的、耐腐蝕性優(yōu)良的鋁合金板及其制造方法。該鋁合金板可以應(yīng)用在例如進(jìn)行卷邊加工的汽車用罩、后備箱蓋、門等形狀復(fù)雜且輕量的汽車用部件方面。
權(quán)利要求
1.一種成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板，是含有Si及Mg作為主要成分而成的鋁合金壓延板，其特征在于通過固溶處理、淬火后的室溫時(shí)效，即使屈服點(diǎn)超過140Mpa時(shí)，10％拉伸變形后的180°彎曲加工的內(nèi)側(cè)極限彎曲半徑也為0.5mm以下。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板，其特征在于上述鋁合金壓延板含有Si0.5～1.5％(質(zhì)量％，以下相同)、Mg0.2～1.0％，并由余量Al及雜質(zhì)構(gòu)成。
3.根據(jù)權(quán)利要求1所述的成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板，其特征在于是含有Si0.5～1.5％、Mg0.2～1.0％、并由余量Al及雜質(zhì)構(gòu)成的鋁合金壓延板，Mg-Si化合物的最大直徑是10μm以下，2～10μm直徑的Mg-Si化合物的數(shù)量是1000個(gè)/mm2以下。
4.根據(jù)權(quán)利要求2或3所述的成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板，其特征在于上述鋁合金壓延板還含有Zn0.1～0.3％。
5.一種成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板，是含有Si0.8～1.2％、Mg0.4～0.7％、Zn0.1～0.3％、并由余量Al及雜質(zhì)構(gòu)成的鋁合金壓延板，其特征在于Mg-Si化合物的最大直徑是10μm以下，2～10μm直徑的Mg-Si化合物的數(shù)量是1000個(gè)/mm2以下，通過固溶處理、淬火后的室溫時(shí)效，即使屈服點(diǎn)超過140Mpa時(shí)，1％拉伸變形后的180°彎曲加工的內(nèi)側(cè)極限彎曲半徑也為0.2mm以下。
6.根據(jù)權(quán)利要求1～5中任意一項(xiàng)所述的成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板，其特征在于上述鋁合金壓延板還含有Mn0.3％以下(不包括0％，以下相同)、Cr0.3％以下、V0.2％以下、Zr0.15％以下之中的一種以上。
7.一種成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板，是含有Si0.4～1.5％、Mg0.2～1.2％、Mn0.05～0.3、并由余量Al及雜質(zhì)構(gòu)成的鋁合金壓延板，其特征在于鄰接的晶粒的方位差為15°以下的晶界所占比例是20％以上。
8.根據(jù)權(quán)利要求7所述的成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板，其特征在于上述鋁合金壓延板還含有Zn0.5％以下。
9.根據(jù)權(quán)利要求7或8所述的成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板，其特征在于上述鋁合金壓延板還含有Cr0.3％以下、V0.2％以下、Zr0.15％以下之中的一種以上。
10.一種成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板，是含有Si及Mg作為主要成分而成的鋁合金壓延板，其特征在于蘭克福特值的各向異性超過0.4。
11.根據(jù)權(quán)利要求10所述的成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板，其特征在于上述鋁合金壓延板含有Si0.5～2.0％、Mg0.2～1.5％，滿足0.7Si％+Mg％≤2.2％、Si％-0.58Mg％≥0.1％，并由余量Al及雜質(zhì)構(gòu)成。
12.一種成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板，是含有Si及Mg作為主要合金成分而成的鋁合金壓延板，其特征在于形成的集合組織的立方體取向的強(qiáng)度比是20以上。
13.根據(jù)權(quán)利要求12所述的成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板，其特征在于上述鋁合金壓延板含有Si0.5～2.0％、Mg0.2～1.5％，滿足0.7Si％+Mg％≤2.2％，并由余量Al及雜質(zhì)構(gòu)成。
14.根據(jù)權(quán)利要求11或13所述的成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板，其特征在于上述鋁合金壓延板還含有Zn0.5％以下。
15.根據(jù)權(quán)利要求11、13、14中任意一項(xiàng)所述的成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板，其特征在于上述鋁合金壓延板還含有Mn1.0％以下、Cr0.3％以下、V0.2％以下、Zr0.2以下之中的一種以上。
16.根據(jù)權(quán)利要求2～9、11、13～15中任意一項(xiàng)所述的成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板，其特征在于上述鋁合金壓延板還含有Cu1.0％以下。
17.根據(jù)權(quán)利要求2～9、11、13～16中任意一項(xiàng)所述的成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板，其特征在于上述鋁合金壓延板還含有Ti0.1％以下、B50ppm以下之中的至少一種。
18.一種成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板的制造方法，是權(quán)利要求2～6、16、17中任意一項(xiàng)所述的鋁合金板的制造方法，其特征在于將具有權(quán)利要求2～6、16、17中任意一項(xiàng)所述的組成的鋁合金鑄塊在450℃以上的溫度下進(jìn)行均質(zhì)化處理后，以100℃/小時(shí)以上的冷卻速度冷卻到350～500℃的溫度范圍的規(guī)定的溫度，在該規(guī)定的溫度下進(jìn)行開始?jí)貉拥臒彳?，進(jìn)而進(jìn)行冷軋之后，在500℃以上的溫度下進(jìn)行固溶處理、淬火。
19.一種成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板的制造方法，是權(quán)利要求2～6、16、17中任意一項(xiàng)所述的鋁合金板的制造方法，其特征在于將具有權(quán)利要求2～6、16、17中任意一項(xiàng)所述的組成的鋁合金鑄塊在450℃以上的溫度下進(jìn)行均質(zhì)化處理后，以100℃/小時(shí)以上的冷卻速度冷卻到350℃以下的溫度，接著，再加熱到350～500℃的溫度，進(jìn)行開始?jí)貉拥臒彳?，進(jìn)而進(jìn)行冷軋之后，在500℃以上的溫度下進(jìn)行固溶處理、淬火。
20.一種成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板的制造方法，是權(quán)利要求2～6、16、17中任意一項(xiàng)所述的鋁合金板的制造方法，其特征在于將具有權(quán)利要求2～6、16、17中任意一項(xiàng)所述的組成的鋁合金鑄塊在450℃以上的溫度下進(jìn)行均質(zhì)化處理后，以100℃/小時(shí)以上的冷卻速度冷卻到350℃以下的溫度，進(jìn)而冷卻到室溫，接著，再加熱到350～500℃的溫度，進(jìn)行開始?jí)貉拥臒彳?，進(jìn)而進(jìn)行冷軋之后，在500℃以上的溫度下進(jìn)行固溶處理、淬火。
21.一種成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板的制造方法，是權(quán)利要求7～9、16、17中任意一項(xiàng)所述的鋁合金板的制造方法，其特征在于將具有權(quán)利要求7～9、16、17中任意一項(xiàng)所述的組成的鋁合金鑄塊在480℃以上的溫度下進(jìn)行均質(zhì)化處理后，以150℃/小時(shí)以上的冷卻速度冷卻到300～450℃的溫度范圍的規(guī)定的溫度，在該規(guī)定的溫度下進(jìn)行開始?jí)貉拥臒彳?，進(jìn)而進(jìn)行冷軋之后，在500℃以上的溫度下進(jìn)行固溶處理、淬火。
22.一種成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板的制造方法，是權(quán)利要求7～9、16、17中任意一項(xiàng)所述的鋁合金板的制造方法，其特征在于將具有權(quán)利要求7～9、16、17中任意一項(xiàng)所述的組成的鋁合金鑄塊在480℃以上的溫度下進(jìn)行均質(zhì)化處理后，以150℃/小時(shí)以上的冷卻速度冷卻到300℃以下的溫度，進(jìn)而再加熱到300～450℃的溫度后，進(jìn)行開始?jí)貉拥臒彳垼M(jìn)而進(jìn)行冷軋之后，在500℃以上的溫度下進(jìn)行固溶處理、淬火。
23.一種成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板的制造方法，是權(quán)利要求7～9、16、17中任意一項(xiàng)所述的鋁合金板的制造方法，其特征在于將具有權(quán)利要求7～9、16、17中任何一項(xiàng)所述的組成的鋁合金鑄塊在480℃以上的溫度下進(jìn)行均質(zhì)化處理后，以150℃/小時(shí)以上的冷卻速度冷卻到300℃以下的溫度，進(jìn)而冷卻到室溫，接著再加熱到300～450℃的溫度后，進(jìn)行開始?jí)貉拥臒彳?，進(jìn)而進(jìn)行冷軋之后，在500℃以上的溫度下進(jìn)行固溶處理、淬火。
24.一種成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板的制造方法，是權(quán)利要求11、13～17中任意一項(xiàng)所述的鋁合金板的制造方法，其特征在于將具有權(quán)利要求11、13～17中任意一項(xiàng)所述的組成的鋁合金鑄塊在450℃以上的溫度下進(jìn)行均質(zhì)化處理后，以100℃/小時(shí)以上的冷卻速度冷卻到350℃以下的規(guī)定溫度，在該規(guī)定溫度下進(jìn)行熱軋，進(jìn)而進(jìn)行冷軋之后，在450℃以上的溫度下進(jìn)行固溶處理、淬火。
25.一種成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板的制造方法，是權(quán)利要求11、13～17中任意一項(xiàng)所述的鋁合金板的制造方法，其特征在于將具有權(quán)利要求11、13～17中任意一項(xiàng)所述的組成的鋁合金鑄塊在450℃以上的溫度下進(jìn)行均質(zhì)化處理后，以100℃/小時(shí)以上的冷卻速度冷卻到350℃以下的溫度，進(jìn)而再加熱到300～450℃的溫度后，進(jìn)行開始?jí)貉拥臒彳?，進(jìn)而進(jìn)行冷軋之后，在450℃以上的溫度下進(jìn)行固溶處理、淬火。
26.一種成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板的制造方法，是權(quán)利要求11、13～17中任意一項(xiàng)所述的鋁合金板的制造方法，其特征在于將具有權(quán)利要求11、13～17中任意一項(xiàng)所述的組成的鋁合金鑄塊在450℃以上的溫度下進(jìn)行均質(zhì)化處理后，以100℃/小時(shí)以上的冷卻速度冷卻到350℃以下的溫度，進(jìn)而冷卻到室溫，接著再加熱到300～500℃的溫度后，進(jìn)行開始?jí)貉拥臒彳垼M(jìn)而進(jìn)行冷軋之后，在450℃以上的溫度下進(jìn)行固溶處理、淬火。
27.根據(jù)權(quán)利要求18～26中任意一項(xiàng)所述的成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板的制造方法，其特征在于上述熱軋的結(jié)束溫度為300℃以下。
28.根據(jù)權(quán)利要求18～27中任意一項(xiàng)所述的成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板的制造方法，其特征在于上述固溶處理后，進(jìn)行以5℃/秒以上的冷卻速度冷卻到120℃的淬火，在淬火后60分鐘以內(nèi)，在40～120℃的溫度下進(jìn)行50小時(shí)以內(nèi)的熱處理。
29.根據(jù)權(quán)利要求28所述的成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板的制造方法，其特征在于上述熱處理后，在7日以內(nèi)，在170℃～230℃的溫度下進(jìn)行60秒以內(nèi)的復(fù)原處理。
全文摘要
本發(fā)明提供了一種具有包括可進(jìn)行平板卷邊加工的優(yōu)良成型性、抗凹痕性也優(yōu)良的燒結(jié)硬化性的鋁合金板及其制造方法。是以Si及Mg為主要成分的6000系列鋁合金的壓延板，具有蘭克福特值的各向異性超過0.4的特性、或者集合組織的立方體取向的強(qiáng)度比為20以上的特性。是將鑄塊均質(zhì)化處理后，以100℃/小時(shí)以上的冷卻速度冷卻到350℃以下的溫度或者進(jìn)一步冷卻到室溫，再加熱到300～500℃的溫度后，進(jìn)行熱軋，進(jìn)而進(jìn)行冷軋之后，在450℃以上的溫度下進(jìn)行固溶處理、淬火而制造的，具有通過室溫時(shí)效，即使屈服點(diǎn)超過140MPa，180°彎曲加工的極限彎曲半徑也為0.5mm以下的特性。
文檔編號(hào)C22C21/06GK1697888SQ0280731
公開日2005年11月16日 申請(qǐng)日期2002年3月26日 優(yōu)先權(quán)日2001年3月28日
發(fā)明者內(nèi)田秀俊, 箕田正, 淺野峰生, 小關(guān)好和, 古山努 申請(qǐng)人:住友輕金屬工業(yè)株式會(huì)社