專利名稱：：鋁合金板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及一種鋁合金板及其制造方法，其是通過(guò)連續(xù)鑄造得到的含有高M(jìn)g的Al-Mg系鋁合金板，其強(qiáng)度延展性平衡優(yōu)良，具有優(yōu)良的成形性。10
背景技術(shù)：
近年來(lái)，在汽車等運(yùn)輸機(jī)的車身領(lǐng)域，相對(duì)廢氣等引起的地球環(huán)境問(wèn)題，追求輕量化帶來(lái)的燃油率的提高。因此，相對(duì)于汽車的車身，替代一直以來(lái)使用的鋼材，軋制板及擠壓型材等更輕量的Al合金材料的應(yīng)用正15在增加。其中，正在探討汽車的蓋板、防護(hù)板、車頂、行李箱蓋等汽車面板面板(面板構(gòu)造體)的外面板(外板)及內(nèi)面板(內(nèi)板)等面板使用A1-Mg系的鋁合金乃至JIS5000系(以下，簡(jiǎn)稱5000系或Al-Mg系)鋁合金板以及Al-Mg-Si系的鋁合金乃至JIS6000系鋁合金板。20所述汽車面板用的鋁合金板(以下，也將鋁說(shuō)成Al)要求高沖壓成形性。從該成形性這一點(diǎn)出發(fā)，在上述A1合金中，強(qiáng)度/延展性平衡優(yōu)良的Al-Mg系的鋁合金是有利的。因此，一直以來(lái)，關(guān)于A1-Mg系的Al合金板，進(jìn)行了成分系的探討及制造條件的最適宜化的探討。作為該Al-Mg系的鋁合金，例如JISA5052、255182等是代表性的合金成分系。但是，即使對(duì)于該Al-Mg系的鋁合金，如果與冷軋鋼板相比，則其延展性也低劣、成形性也低劣。與之相對(duì)，Al-Mg系的Al合金在使Mg含量增加，超過(guò)8c/。的高M(jìn)g化時(shí)，其強(qiáng)度延展性平衡提高。但是，這樣的高M(jìn)g的Al-Mg系的合金，在均熱處理后對(duì)用壓鑄(die-cast)鑄造等鑄造成的鑄錠進(jìn)行熱軋的一般的30制造方法方面，在工業(yè)上制造困難。其理由是因?yàn)?，鑄造時(shí)鑄錠中Mg偏析，或在一般的熱軋中Al-Mg系的合金的延展性明顯下降，故容易發(fā)生裂紋。另一方面，避開(kāi)上述裂紋發(fā)生的溫度區(qū)域，對(duì)高M(jìn)g的Al-Mg系的合金進(jìn)行低溫下的熱軋也是困難的。這是由于這樣的低溫軋制中，高M(jìn)g的5Al-Mg系的合金材料的變形阻力明顯增大，活著在現(xiàn)在的軋機(jī)的能力上能夠制造的產(chǎn)品大小收到極端的限制。另夕卜，為了增加高M(jìn)g的Al-Mg系的合金的Mg的含有允許量，還提案有添加Fe及Si等第三元素的方法等。但是，如果增加這些第三元素的含量，就容易形成粗大的金屬間化合物，從而降低鋁合金板的延展性。因io此，Mg含有允許量的增加有界限，Mg含有超過(guò)8。/。的量困難。因此，一直以來(lái)，提案有各種用雙輥(twin-roll)式等連續(xù)鑄造法制造高M(jìn)g的Al-Mg系的合金板的方法。雙輥式連續(xù)鑄造法是一種在旋轉(zhuǎn)的一對(duì)水冷銅鑄型(雙輥)間，從耐火物制的熱水供應(yīng)嘴澆注鋁合金熔液且凝固，并且在該雙輥之間，在上述凝固之后軋制并急冷，從而成為鋁合金15薄板的方法。該雙輥連續(xù)鑄造法，公知的有亨特法(Huntersmethod)及3C方法等。雙輥式連續(xù)鑄造法的冷卻速度與目前的DC鑄造法及帶式式連續(xù)鑄造法比較，大13數(shù)量級(jí)。因此，得到的鋁合金板為非常微細(xì)的組織，沖壓成形性等的加工性優(yōu)良。另外，通過(guò)進(jìn)行鑄造，得到鋁合金板的板厚較20薄的13mm的板。所以，如目前的DC鑄錠(厚度200600mm)所示，可省略熱粗軋制、熱加工軋制等的工序。而且，有時(shí)也能夠省略鑄錠的均質(zhì)化處理。實(shí)現(xiàn)利用這樣的雙輥式連續(xù)鑄造法制造成的高M(jìn)g的Al-Mg系的合金板的成形性提高并規(guī)范組織的例子目前也有提案。例如，提案有將610%25的高M(jìn)g即Al-Mg系A(chǔ)l合金板的Al-Mg系的金屬間化合物的平均尺寸定為10um以下的、機(jī)械性能優(yōu)良的汽車用鋁合金板(參照專利文獻(xiàn)1)。另外，還提案有設(shè)IOUm以上的Al-Mg系金屬間化合物的個(gè)數(shù)在300個(gè)/mr^以下，平均晶粒徑為1070ym的汽車面板底座用鋁合金板等(參照專利文獻(xiàn)2)。30專利文獻(xiàn)l:日本特開(kāi)平7-252571號(hào)公報(bào)(專利請(qǐng)求范圍12頁(yè))專利文獻(xiàn)2:日本特開(kāi)平8-165538號(hào)公報(bào)(專利請(qǐng)求范圍12頁(yè))如這些專利文獻(xiàn)l、2所示，鑄造時(shí)結(jié)晶的A1-Mg系金屬間化合物在沖壓成形時(shí)容易成為破壞的起點(diǎn)。因此，為了提高利用雙輥式連續(xù)鑄造法制造的高M(jìn)g的Al-Mg系的合金板的沖壓成形性，如專利文獻(xiàn)1、2所示，5使這些Al-Mg系金屬間化合物(也稱Al-Mg化合物)微細(xì)化或減小粗大的組織是有效的。另外，使板的晶粒微細(xì)化對(duì)沖壓成形性的提高也是有效的。但是，僅僅使這些Al-Mg系金屬間化合物微細(xì)化或減小粗大的組織，即使使晶粒微細(xì)化，也難于適應(yīng)汽車面板。即使汽車用面板中，尤其也難10于適應(yīng)上述的汽車面板的外板及內(nèi)板等。這是因?yàn)檫@些外板及內(nèi)板在汽車的設(shè)計(jì)上存在更大型化及更復(fù)雜形狀化的傾斜，從而成形更困難。例如，在Mg含量10n/。以上等含有高M(jìn)g的情況下，Mg含量越高，Al-Mg系A(chǔ)l合金板的材質(zhì)的不均勻的傾向也越大。這是因?yàn)槟壳暗碾p輥式連續(xù)鑄造法，如后面所述，是在輥上涂覆潤(rùn)滑劑進(jìn)行鑄造的方式，因此，15由于板的部位的不同，從而凝固速度容易不充分，Mg含量越高，對(duì)增加大粒偏析及小粒偏析的影響也越大。因此，目前的雙輥式連續(xù)鑄造法中，Mg含量變高，還存在使Al-Mg系A(chǔ)l合金板的強(qiáng)度延展性平衡在同一板內(nèi)平均困難的問(wèn)題。因此，為了提高利用雙輥式連續(xù)鑄造法制造成的高M(jìn)g的Al-Mg系20Al合金板的上述實(shí)際的外面板及內(nèi)面板的沖壓成形性，只是使上述專利文獻(xiàn)l、2的晶粒微細(xì)化，進(jìn)而使A1-Mg系金屬間化合物微細(xì)化或減少粗大的組織是不充分的。
發(fā)明內(nèi)容25本發(fā)明是為解決上述的問(wèn)題而開(kāi)發(fā)的，其第一個(gè)目的是提供一種鋁合金板，其為通過(guò)連續(xù)鑄造得到的高M(jìn)g的Al-Mg系合金板，強(qiáng)度延展性平衡優(yōu)良且具有優(yōu)良的成形性和板內(nèi)的均質(zhì)性。另一方面，加速雙輥式連續(xù)鑄造法中的冷卻速度(鑄造速度)，即使在鑄造時(shí)能夠抑制結(jié)晶的Al-Mg系金屬間化合物，而且，在其后的工序中，30除到連續(xù)鑄造后的室溫的冷卻之外，在冷軋前的均質(zhì)化熱處理、冷軋中的中間退火、冷軋后的溶體化處理等中，將板狀鑄錠或薄板加熱到40(TC以上的溫度或冷卻加熱后的狀鑄錠或薄板的工序，在工序設(shè)計(jì)上進(jìn)行選擇。而且，在這些熱過(guò)程工序中，Al-Mg系金屬間化合物發(fā)生的可能性充分。因此，在雙輥式連續(xù)鑄造工序中，即使抑制A1-Mg系金屬間化合物發(fā)5生，如果不抑制在上述的其后的熱過(guò)程工序中發(fā)生的Al-Mg系金屬間化合物，作為最終制品的高M(jìn)g的Al-Mg系合金板的沖壓成形性也不能提高。本發(fā)明是為解決上述的問(wèn)題而開(kāi)發(fā)的，其第二個(gè)目的提供一種高M(jìn)g的Al-Mg系合金板的制造方法，其抑制在雙輥式連續(xù)鑄造后的熱過(guò)程工序發(fā)生的Al-Mg系金屬間化合物，從而提高沖壓成形性。io為了實(shí)現(xiàn)上述第一個(gè)目的，本發(fā)明的鋁合金板的要點(diǎn)為通過(guò)雙輥式連續(xù)鑄造法進(jìn)行鑄造以及冷軋成的板厚0.53mm的Al-Mg系鋁合金板，其中，以質(zhì)量計(jì)，包含Mg:814。/o且不包括8%，F(xiàn)e:1.0Q/o以下，Si:0.5。/o以下，鋁合金板的平均導(dǎo)電率在20IACS26IACS。/。且不包括26IACS。/。的范圍，作為鋁合金板的材質(zhì)特性，強(qiáng)度延展性平衡(抗拉強(qiáng)度X總伸長(zhǎng)率)15為11000(MPa%)以上。為了確實(shí)實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度延展性平衡和板內(nèi)的均質(zhì)性，優(yōu)選上述鋁合金板在上述雙輥式連續(xù)鑄造之際，包含以質(zhì)量計(jì)，Mg:814%，F(xiàn)e:l.O以下，Si:0.5。/。以下，將余量?jī)?nèi)的97%以上由Al組成的鋁合金熔液澆注到旋轉(zhuǎn)的一對(duì)雙輥內(nèi)，設(shè)該雙輥的冷卻速度為100°C/S以上，在板厚113mm范圍20內(nèi)進(jìn)行連續(xù)鑄造制造。而且，為了切實(shí)地實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度延展性平衡和板內(nèi)的均質(zhì)性，優(yōu)選在連續(xù)鑄造時(shí)，上述雙輥表面不被潤(rùn)滑。所謂本發(fā)明中所說(shuō)的平均導(dǎo)電率是指在板的成形部位的使彼此間隔分開(kāi)100mm以上的任意的測(cè)定部位中的5部位的各導(dǎo)電率的平均值。而25且，平均導(dǎo)電率測(cè)定對(duì)象的鋁合金板包含強(qiáng)度延展性平衡等的鋁合金板的材質(zhì)特性，利用雙輥式連續(xù)鑄造法進(jìn)行鑄造以及冷軋，最終成為退火后的鋁合金板。為了實(shí)現(xiàn)上述的第二個(gè)目的，本發(fā)明的鋁合金板的制造方法的要點(diǎn)為，通過(guò)雙輥式連續(xù)鑄造法得到板厚113mm的鋁合金板狀的鑄錠，其30包含以質(zhì)量計(jì)，Mg:814。/o且不包括8X，F(xiàn)e:1.0。/o以下，Si:0.5。/o以下，余量由Al以及不可避免的雜質(zhì)組成，在冷軋?jiān)撹T錠制造板厚0.53mm的鋁合金薄板的方法中，設(shè)從澆注上述雙輥后到上述板狀鑄錠中心部凝固的平均冷卻速度為50°C/s以上進(jìn)行鑄造，而且，在其后的工序中，在將上述板狀鑄錠或薄板加熱到40(TC以上的溫度時(shí)，設(shè)上述板狀鑄錠或薄板的中心5部的溫度從20(TC到40(TC的范圍的平均升溫速度為5'C/s以上，從超過(guò)20(TC的高溫到冷卻板狀鑄錠或薄板時(shí)，到20(TC的溫度的平均冷卻速度以5t7s以上進(jìn)行冷卻。在本發(fā)明中，所謂在將上述所述板狀鑄錠或薄板加熱到40(TC以上的溫度時(shí)或從超過(guò)上述20(TC的高溫到冷卻板狀鑄錠或薄板時(shí)，意思是指ioAl-Mg系金屬間化合物發(fā)生充分的熱過(guò)程工序。而且，所謂這樣的熱過(guò)程工序，例示有在從上述板狀鑄錠的鑄造之后到冷卻時(shí)的20(TC的溫度范圍對(duì)冷軋前的400'C以上液相線溫度以下的均質(zhì)化熱處理、對(duì)鑄造后溫度30(TC以上的上述板狀鑄錠進(jìn)行的冷軋、在冷軋后的400'C以上液相線溫度以下的最終退火等。這些熱過(guò)程工序在利用15雙輥式鑄造方法進(jìn)行的高M(jìn)g的Al-Mg系鋁合金板的制造方法中，在為了提高板的成形性及制造效率及提高有效利用等的工序設(shè)計(jì)上，進(jìn)行選擇。本發(fā)明的鋁合金板中，控制上述最終退火后的超過(guò)8%的高M(jìn)g的Al-Mg系合金板組織中的鋁合金板的平均導(dǎo)電率為20IACS26IACSX的范圍。由此，不僅包含高M(jìn)g的Al-Mg系合金板組織中的目前的Al-Mg20系的特定的金屬間化合物，而且還包含Al-Fe系、Al-Si系的金屬間化合物等的金屬間化合物的全面的其析出狀態(tài)及含量進(jìn)行全面控制。由此，作為超過(guò)8n/。的高M(jìn)g的Al-Mg系合金板的材質(zhì)特性，均勻地提高使強(qiáng)度延展性平衡。而且，使沖壓進(jìn)行的拉伸成形、絞成形、彎曲加工或?qū)⑦@些成形加工組合等的沖壓成形性提高。25并且，這樣，為了控制鋁合金板的平均導(dǎo)電率，不僅提高成分組成，而且，如后所述，還提高雙輥連續(xù)鑄造時(shí)的冷卻速度，同時(shí)，需要控制利用未潤(rùn)滑的雙輥進(jìn)行鑄造等的制造方法及條件。另外，在本發(fā)明的鋁合金板的制造方法中，在雙輥式連續(xù)鑄造后的上述熱過(guò)程工序中，在將板狀鑄錠或薄板加熱到40(TC以上的溫度時(shí)，將板30狀鑄錠或薄板中心部的溫度從20(TC到400'C的范圍的平均升溫速度加速5°C/s以上并保持。另外，在雙輥式連續(xù)鑄造后的上述熱過(guò)程工序中，在從超過(guò)200'C的高溫冷卻板狀鑄錠或薄板時(shí)，到20(TC的平均冷卻速度以5°C/s以上加速并保持。5由此，控制各熱過(guò)程工序的A1-Mg系的金屬間化合物的發(fā)生，提高高M(jìn)g的Al-Mg系合金板的沖壓成形性。另外，通過(guò)控制該Al-Mg系的金屬間化合物的發(fā)生，能夠包含其析出狀態(tài)及量控制包含降低AI-Fe系、Al-Si系的沖壓成形性的其他的金屬間化合物等的金屬間化合物全面。其結(jié)果，作為超過(guò)8。/。的高M(jìn)g的Al-Mg系合金板的材質(zhì)特性，能夠io平均提高強(qiáng)度延展性平衡。而且，能夠提高重演進(jìn)行的拉伸成形、絞成形、彎曲加工或這些成形加工組合等的沖壓成形性。具體實(shí)施方式(平均導(dǎo)電率)15本發(fā)明中，為了提高超過(guò)8M的高M(jìn)g的Al-Mg系合金板的強(qiáng)度延展性平衡，設(shè)鋁合金板的平均導(dǎo)電率為20IACSM以上但低于26IACS。/。的范圍。在本發(fā)明的高M(jìn)g的Al-Mg系合金板組成中，不僅作為主相的Al-Mg系的金屬間化合物的析出量及析出狀態(tài)(形狀、大小)，而且，其他的Al-Si20系合金板的金屬間化合物的析出量及析出狀態(tài)(形狀、大小)對(duì)板的強(qiáng)度延展性平衡影響很大。所以，難于完全規(guī)定這些金屬間化合物的析出量及析出狀態(tài)，而且也繁雜。因此，在本發(fā)明中，使所有這些金屬間化合物的析出量及析出狀態(tài)與它們一意地相關(guān)，換言之，通過(guò)與板的強(qiáng)度延展性平衡相關(guān)的鋁合金板的25平均導(dǎo)電率進(jìn)行規(guī)定、控制。在超過(guò)8%的高M(jìn)g的Al-Mg系合金板中，鋁合金板的平均導(dǎo)電率不足20IACSX的情況下，進(jìn)行Mg等的固溶，雖然金屬間化合物的析出量過(guò)少，延展性提高，但是強(qiáng)度降低，強(qiáng)度延展性平衡(抗拉強(qiáng)度X總伸長(zhǎng)率)不足11000(MPa%)。因此，沖壓成形性下降。另外，板的均質(zhì)性也30下降。另一方面，在超過(guò)8。/。的高M(jìn)g的Al-Mg系合金板中，鋁合金板的平均導(dǎo)電率為26IACSQ/。以上(26.0IACS%)時(shí)，金屬間化合物(析出物)的析出量過(guò)多，強(qiáng)度提高，但是延展性下降，強(qiáng)度延展性平衡(抗拉強(qiáng)度X總伸長(zhǎng)率)仍然不足11000(MPa%)。因此，成形性仍然下降。另外，板的均質(zhì)性也下降。這樣，在本發(fā)明中，通過(guò)鋁合金板的平均導(dǎo)電率進(jìn)行規(guī)定、控制，由此，作為得到(制品)的成形用鋁合金板的用于成形的板的各部位的材質(zhì)的均勻特性,保障強(qiáng)度延展性平衡(抗拉強(qiáng)度X總伸長(zhǎng)率)在11000(MPayo)以上。假如，即使用成形用鋁合金板的一部位或部分作為最好的數(shù)據(jù)表示高強(qiáng)度延展性平衡，在成形使用的板的其他的部位的強(qiáng)度延展性平衡也低，材質(zhì)也有偏差，因此，不能夠作為成形用鋁合金板使用。為了能夠作為成形用鋁合金板使用，而必須使得到的(制品)成形用鋁合金板的用于成形的板各部位的材質(zhì)均勻，強(qiáng)度延展性平衡(抗拉強(qiáng)度X總伸長(zhǎng)率)在11000這一點(diǎn)上，在本發(fā)明中，將超過(guò)8%的高M(jìn)g的Al-Mg系合金板的平均導(dǎo)電率設(shè)在1529IACSX的范圍，保障強(qiáng)度延展性平衡和成形使用的板的各部位的強(qiáng)度延展性的均勻性。但是，為了保障成形使用的板各部位的強(qiáng)度延展性平衡的均勻性，不用說(shuō)，優(yōu)選超過(guò)8%的高M(jìn)g的Al-Mg系合金板其用于成形使用的各部位的導(dǎo)電率為1529IACSX的范圍。為了使該強(qiáng)度延展性平衡為12000(MPa%)以上或更高，并且實(shí)現(xiàn)在板的各部位均勻，而優(yōu)選設(shè)上述鋁合金板的平均導(dǎo)電率在2026IACS%的范圍。導(dǎo)電率的測(cè)定，可通過(guò)市場(chǎng)上出售的渦流導(dǎo)電率測(cè)定裝置測(cè)定鋁合金25板表面的導(dǎo)電率。由此，計(jì)測(cè)板的成形部位的將彼此的間隔打開(kāi)100mm以上的任意的測(cè)定部位、五個(gè)部位的各導(dǎo)電率，使之平均化，求平均導(dǎo)電率。測(cè)定對(duì)象的鋁合金板如上所述，利用雙輥式連續(xù)鑄造法進(jìn)行鑄造以及冷軋，成為最終退火后的鋁合金板。(平均晶粒徑)使Al合金板表面的平均晶粒徑微細(xì)化到100um以下，優(yōu)選作為滿足上述強(qiáng)度延展性平衡的條件。通過(guò)將晶粒徑細(xì)化小到該范圍內(nèi)，能夠確保提高沖壓成形性。在晶粒徑超過(guò)100nm粗大化時(shí)，沖壓成形性明顯下降，容易生成成形時(shí)的裂紋及粗燥表面等的不良。另一方面，即使平均晶粒徑不太細(xì)，也會(huì)在沖壓成形時(shí)在5000系A(chǔ)l合金板上發(fā)生特有的SS(伸張5應(yīng)變)標(biāo)記，因此，從該觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選平均晶粒徑為20nm以上。本發(fā)明中所說(shuō)的晶粒徑為板的長(zhǎng)度(L)方向的晶粒的最大直徑。該晶粒徑用100倍的光學(xué)顯微鏡觀察0.050.1mm機(jī)械研磨Al合金板后的電解腐蝕的表面，用線性遮斷法(lineintercept)沿上述L方向進(jìn)行測(cè)定。1測(cè)定線長(zhǎng)度為0.95mm，每1視野各3條，供給觀察5個(gè)視野，由此，設(shè)io全部測(cè)定線長(zhǎng)度為0.95X15mm。(化學(xué)成分組成)下面，說(shuō)明本發(fā)明的Al合金板的化學(xué)成分組成的、各合金元素的意義及其限定理由。本發(fā)明的A1合金板、即利用雙輥式連續(xù)鑄造方法鑄造的Al合金板狀鑄錠(或供給雙輥的金屬熔液)的組成，以質(zhì)量％計(jì)，為包15含Mg:814。/。且不包括8X，F(xiàn)e:1.0Q/。以下，Si:0.5。/。以下的化學(xué)成分組成。(Mg:814%且不包括8°/0Mg是提高Al合金板的強(qiáng)度、延展性，還有強(qiáng)度延展性平衡的重要合金元素。Mg的含量在8%以下時(shí)，強(qiáng)度、延展性不足，不具有高M(jìn)g的Al-Mg系合金的特征，尤其是，不滿足本發(fā)明意圖的汽車用面板的沖壓成20形性。另一方面，當(dāng)Mg的含量超過(guò)14%時(shí)，即使對(duì)提高連續(xù)鑄造時(shí)的冷卻速度或、提高退火后的冷卻速度等制造方法及條件進(jìn)行控制，Al-Mg系化合物的結(jié)晶析出也會(huì)增多。其結(jié)果，沖壓成形性明顯下降。另外，加工硬化量增多，冷軋延展性也下降。因此，設(shè)Mg為814W且不包括8^的范圍。25(Fe:1.0。/o以下，Si:0.5。/o以下)Fe和Si是必然包含于金屬熔液的溶解原料中，應(yīng)該限定在盡可能少的量的雜質(zhì)。Fe和Si成為Al—Mg—(Fe、Si)等組成的A1—Mg系化合物及Al—Fe、Al—Si系等的A1—Mg系以外的化合物，并大量生成。在Fe含量超過(guò)1.0y。，Si的含量超過(guò)0.5Q/。時(shí)，這些化合物的量過(guò)大，從而很30大地妨礙破壞韌性及成形性。其結(jié)果是，沖壓成形性明顯下降。所以，分別設(shè)定Fe在1.0%以下，優(yōu)選為0.5%以下，Si在0.5。/。以下，優(yōu)選在0.3%以下。除此之外，Mn、Cu、Cr、Zr、Zn、V、Ti、B等也是容易包含于金屬熔液的溶解原料中的雜質(zhì)，含量?jī)?yōu)選為少。但是，例如Mn、Cu、Cr、Zn、5V也具有軋制板組織的微細(xì)化效果，Ti、B也有鑄造板(鑄錠)組織的微細(xì)化等效果。另外，Cu、Zn還具有提高強(qiáng)度的效果。因此，以這些效果為目標(biāo)，有時(shí)也需要含有，在不妨礙本發(fā)明的特性即成形性的范圍內(nèi)，允許含有一種或二種以上這些元素。這些的允許量以質(zhì)量％計(jì)，分別為Mn:0.3。/。以下，Cr:0.3。/o以下，Zr:0.3。/o以下，V:0.3W以下，Ti:0.P/。以下,ioB:0.05。/o以下，Cu:1.0。/o以下，Zn:1.0Q/o以下。(制造方法)下面，說(shuō)明本發(fā)明中超過(guò)8%的Al-Mg系A(chǔ)l合金板的制造方法。本發(fā)明的高M(jìn)g的Al-Mg系A(chǔ)l合金板如上所述，對(duì)通過(guò)DC鑄造等鑄造成的鑄錠在均熱處理后進(jìn)行熱軋的一般的制造方法中，工業(yè)上制造困15難。因此，本發(fā)明的高M(jìn)g的Al-Mg系A(chǔ)l合金板組合雙輥式等的連續(xù)鑄造和省略了熱軋的冷軋、退火進(jìn)行制造。(雙輥式連續(xù)鑄造)作為Al合金薄板的連續(xù)鑄造方法，除雙輥式之外，還有帶式鑄造(bdtcaster)式、普羅配爾奇(properzi)式、分程序鑄造(blockcaster)式，20但為了提高后述的鑄造時(shí)的冷卻速度，而設(shè)為雙輥(twinroil)式。該雙輥式連續(xù)鑄造如上所述，從耐火物制的熱水供應(yīng)嘴向旋轉(zhuǎn)的一對(duì)水冷銅鑄型等的雙輥之間澆注上述成分組成的Al合金熔液并且凝固，并且，在該雙輥之間，上述凝固之后進(jìn)行軋制并且急冷，從而成為Al合金薄板。25(輥潤(rùn)滑)此時(shí)，作為雙輥，優(yōu)選利用不用潤(rùn)滑劑潤(rùn)滑表面的輥。目前，為了防止由于金屬熔液與輥表面接觸以及急冷，而在雙輥表面造形的凝固外殼的裂紋，一般在雙輥表面涂覆或流下氧化物粉末(鋁粉、氧化亞鋁粉)、SiC、石墨粉末、油、溶融玻璃等的潤(rùn)滑劑(脫模劑)。但是，在使用這些潤(rùn)滑Al-Mg系合金板的平均導(dǎo)電率在上述規(guī)定范圍之外的可能性增大。另外，在使用這些潤(rùn)滑劑時(shí)，在雙輥表面，由于潤(rùn)滑劑的濃度及厚度不均勻，從而冷卻的不均勻容易產(chǎn)生，因板的部位而容易使凝固速度不充分。因此，Mg的含量越高，大粒偏析及小粒偏析越大，難以使A1-Mg系5Al合金板的強(qiáng)度延展性平衡平均的可能性越高。與此有關(guān)，特開(kāi)平1-202345號(hào)公報(bào)也公開(kāi)了一種Al-Mg系A(chǔ)l合金板的雙輥式連續(xù)鑄造，其包含3.5。/。以上的Mg，使用不用潤(rùn)滑劑潤(rùn)滑表面的輥，防止冷卻不均勻造成的斑(blemish)缺陷(表面偏析)，使表面品質(zhì)提高。但是，該實(shí)施例公開(kāi)的為Mg量達(dá)到5%，沒(méi)有公開(kāi)本發(fā)明的Mgio超過(guò)8。/。的高M(jìn)g量的Al-Mg系A(chǔ)l合金板。艮卩，在本發(fā)明的Mg超過(guò)80/。的高M(jìn)g量的Al-Mg系A(chǔ)l合金板的區(qū)域的雙輥式連續(xù)鑄造中，使用潤(rùn)滑劑好還是不好及其效果，是完全不明了的，如上所述，一般使用潤(rùn)滑劑。(冷卻速度)例如，即使鑄造的板厚在113mm的比較薄板的范圍，該雙輥進(jìn)行15的鑄造的冷卻速度必須盡可能為50°C/s以上的快速度。在使用上述潤(rùn)滑劑的情況下，即使在理論計(jì)算上冷卻速度快，實(shí)質(zhì)上或?qū)嶋H的冷卻速度實(shí)質(zhì)上容易不足50'C/s。因此，平均晶粒超過(guò)50umm粗大化，同時(shí)，Al-Mg系等的金屬間化合物全面粗大化或多量結(jié)晶。其結(jié)果，導(dǎo)電率在上述范圍之外的可能性高。所以，強(qiáng)度拉伸平衡下降，沖壓成形性明顯下降的可能20性變高。另外，板的均質(zhì)性也下降。另外，由于該冷卻速度難于直接計(jì)測(cè)，所以，鑄造而成的板(鑄錠)的枝晶臂間隔(枝晶的二次枝間隔:DAS)根據(jù)公知的方法(例如記載于輕金屬學(xué)會(huì)、昭和63年8.20發(fā)行"鋁枝晶二次枝間隔(dendritearmspacing)和冷卻速度的測(cè)定方法"等)求出。即，用交線法計(jì)測(cè)鑄造而成的鑄造組25織中的彼此鄰接的枝晶臂間隔(二次枝)的平均間隔d(視野數(shù)3以上，交點(diǎn)數(shù)10以上)，利用該d的公式c^62XC力，(其中，d艱晶臂間隔mm、C:冷卻速度"C/s)求得。(鑄造板厚)通過(guò)雙輥連續(xù)鑄造的薄板的板厚為113mm。而且，優(yōu)選為lmm以30上但低于5mm的薄的板厚。板厚不足lmm的連續(xù)鑄造從雙輥之間的澆注及雙輥之間的輥蓋控制等的鑄造界限出發(fā)是困難的。另一方面，板厚為13mm，更嚴(yán)格地說(shuō)厚板超過(guò)5mm的情況下，存在以下傾向鑄造的冷卻速度明顯變慢，Al-Mg系等的金屬間化合物全面粗大化或大量結(jié)晶。其結(jié)果，導(dǎo)電率在上述范圍之外的可能性高。所以，強(qiáng)度伸長(zhǎng)平衡下降，沖壓5成形性明顯下降的可能性變高。(澆注溫度)優(yōu)選向雙輥澆注Al合金熔液時(shí)的澆注溫度為液相線溫度+30'C以下。澆注溫度超過(guò)了液相線溫度+3(TC的情況下，后述的鑄造冷卻速度減小，Al-Mg系等的金屬間化合物全面粗大化，大量結(jié)晶，導(dǎo)電率有可能在上述io范圍之外。其結(jié)果，有可能強(qiáng)度伸長(zhǎng)平衡下降、沖壓成形性明顯下降。另夕卜，雙輥軋制效果減小，中心缺陷增多，作為Al合金板的基本的機(jī)械性質(zhì)自身有可能下降。(雙輥轉(zhuǎn)速)優(yōu)選旋轉(zhuǎn)的一對(duì)雙輥的轉(zhuǎn)速為lm/min以上。雙輥的轉(zhuǎn)速不足lm/min15時(shí)，熔液和鑄模(雙輥)的接觸時(shí)間延長(zhǎng)，鑄造薄板的表面品質(zhì)有可能下降。從這一點(diǎn)看，雙輥的轉(zhuǎn)速越快越好，優(yōu)選轉(zhuǎn)速為30m/min以上。(冷軋)這樣鑄造而成的Al合金板不論在線還是下線均不熱軋，而是冷軋成汽車面板用的制品板的板厚0.53mm，鑄造組織被加工組織化。該加工20組織化的程度也根據(jù)冷軋的軋制量，也有時(shí)殘留鑄造組織，但在不妨礙沖壓成形性及機(jī)械特性的范圍內(nèi)是允許的。另外，一般條件下，在開(kāi)始冷軋或冷軋當(dāng)中，也可以進(jìn)行中間退火。(最終退火)優(yōu)選Al合金冷軋板在400'C液相線溫度范圍內(nèi)進(jìn)行最終退火。退火25溫度不足40(TC的情況下，得不到溶體化效果的可能性高。另外，在該最終退火后，在50030(TC的溫度范圍需要以5°C/s以上的盡可能快的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻。最終退火后的平均冷卻速度慢，如果不足5'C/s，在冷卻過(guò)程中，Al-Mg系等的金屬間化合物全部大量析出。其結(jié)果是，導(dǎo)電率在上述范圍之外的30可能性高，強(qiáng)度伸長(zhǎng)平衡下降，沖壓成形性明顯下降，板的均質(zhì)性也下降的可能性高。(熱過(guò)程工序)本發(fā)明中，將上述所述板狀鑄錠或薄板加熱到40(TC以上的溫度時(shí)或從超過(guò)上述20(TC的高溫冷卻板狀鑄錠或薄板時(shí)，意思為如上所述發(fā)生5Al-Mg系金屬間化合物的可能性充分的熱過(guò)程工序。而且，這也如上所述，這些熱過(guò)程工序在通過(guò)雙輥式連續(xù)鑄造方法進(jìn)行的高M(jìn)g的Al-Mg系A(chǔ)l合金板的制造方法中，為了提高板的成形性及制造效率及提高有效利用等的工序設(shè)計(jì)上進(jìn)行選擇。因此，在這些熱過(guò)程工序選擇單獨(dú)或組合制造工序的情況下，每個(gè)這些熱過(guò)程工序在控制ioAl-Mg系金屬間化合物發(fā)生的條件下進(jìn)行。下面，說(shuō)明在每個(gè)這樣的熱過(guò)程工序控制Al-Mg系金屬間化合物發(fā)生的條件。(鑄造之后的冷卻過(guò)程)從通過(guò)雙輥式連續(xù)鑄造方法進(jìn)行的板狀鑄錠的鑄造之后，例如冷卻到室溫時(shí)，在板狀鑄錠到20(TC的范圍內(nèi)，當(dāng)冷卻速度慢時(shí)，Al-Mg系金屬15間化合物發(fā)生的可能性充分。因此，在選擇性地進(jìn)行這樣的冷卻工序時(shí)，為了抑制Al-Mg系金屬間化合物的發(fā)生，從板狀鑄錠的鑄造之后到200°C的溫度范圍內(nèi)以平均冷卻速度5°C/s以上進(jìn)行冷卻。(均質(zhì)化熱處理)在為使雙輥連續(xù)鑄造方法制作的鑄錠均質(zhì)化而在冷軋前的400°C以上20液相線溫度以下選擇性地進(jìn)行均質(zhì)化熱處理(也可以稱均熱處理、初退火、初淬火)時(shí)，在鑄錠的升溫時(shí)和冷卻時(shí)的雙方的過(guò)程中，當(dāng)升溫速度和冷卻速度慢時(shí)，Al-Mg系金屬間化合物發(fā)生的可能性充分。尤其是，發(fā)生Al-Mg系金屬間化合物的可能性高的溫度區(qū)域，其升溫時(shí)位于鑄錠中心部的溫度從20(TC到400'C的范圍，冷卻時(shí)位于從均質(zhì)化熱處理溫度到10025"C的范圍。所以，在選擇性地進(jìn)行這樣的均質(zhì)化熱處理時(shí)，為了抑制A1-Mg系金屬間化合物發(fā)生，加熱到均質(zhì)化熱處理溫度時(shí)，鑄錠中心部的溫度從200'C到40(TC的范圍的平均升溫速度為5'C/s以上。另外，從均質(zhì)化熱處理溫度進(jìn)行冷卻時(shí)，從均質(zhì)化熱處理溫度到IO(TC的范圍的平均升溫速度為305°C/s以上。(鑄造之后的冷軋)從雙輥式連續(xù)鑄造方法進(jìn)行的板狀鑄錠的鑄造之后到室溫不進(jìn)行冷去口，例如有時(shí)進(jìn)行連續(xù)冷軋(或溫軋)。此時(shí)，冷軋(或溫軋)開(kāi)始溫度在300°C以上時(shí)，冷軋中發(fā)生Al-Mg系金屬間化合物的可能性充分。5因此，在鑄造后對(duì)溫度300°C以上的上述板狀鑄錠選擇性進(jìn)行冷軋(或溫軋)時(shí)，冷軋中(或溫軋中)的板的平均冷卻速度為5'C/s以上或冷軋后(或溫軋后)的板的平均冷卻速度為5。C/s以上進(jìn)行冷卻。(冷軋后的最終退火)冷軋后在400'C以上液相線溫度以下，選擇性地對(duì)板進(jìn)行最終退火(也io稱為溶體化處理)時(shí)，在板的升溫時(shí)和冷卻時(shí)的兩過(guò)程中，當(dāng)升溫速度和冷卻速度慢時(shí)，Al-Mg系金屬間化合物發(fā)生的可能性充分。尤其是，發(fā)生Al-Mg系金屬間化合物的可能性高的區(qū)域到最終退火溫度，其升溫時(shí)板中心部的溫度位于從20(TC到40(TC的范圍，冷卻時(shí)位于從最終退火溫度到IO(TC的范圍。15因此，在選擇性進(jìn)行這樣的溶體化處理時(shí)，為了抑制A1-Mg系金屬間化合物的發(fā)生，而在加熱到最終退火溫度時(shí)，設(shè)板中心部的溫度從200°C到400。C的范圍的平均升溫速度為5'C/s以上。另外，從最終退火溫度進(jìn)行冷卻時(shí)，設(shè)從最終退火溫度到IOO'C的范圍的平均冷卻速度為5°C/s以上。20由此，抑制各熱過(guò)程工序的Al-Mg系金屬間化合物，提高高M(jìn)g的Al-Mg系A(chǔ)l合金板的沖壓成形性。另外，通過(guò)抑制該Al-Mg系金屬間化合物的發(fā)生，包含其析出狀態(tài)及含量，能夠抑制使A1-Fe系、Al-Si系等沖壓成形性下降的其他金屬間化合物等的全部金屬間化合物。另外，優(yōu)選A1合金冷軋板在40(TC液相線溫度進(jìn)行最終退火。該退25火溫度不足40(TC時(shí)，得不到溶體化的可能性高。(冷軋)一般的冷軋，即不進(jìn)行從上述的板狀鑄錠的鑄造之后到室溫的冷卻，是在到除冷軋Al合金板狀鑄錠之外的、冷卻到室溫之后進(jìn)行的冷軋，不論在線還是下線均不進(jìn)行熱軋，軋制到汽車面板用的制品板的板厚0.5303mm，使鑄造組織加工組織化。該加工組織化的程度有時(shí)也根據(jù)冷軋的軋制量，鑄造組織化會(huì)殘留，但不妨礙沖壓成形性及機(jī)械性能的范圍內(nèi)是允許的。另外，在冷軋的過(guò)程中，一般的條件下，也可以進(jìn)行中間退火，但此時(shí)，在40(TC以上的溫度進(jìn)行中間退火時(shí)，為了抑制A1-Mg系金屬間化合5物的發(fā)生，使升溫和冷卻的過(guò)程在與上述最終退火相同的條件下進(jìn)行。(平均晶粒徑)優(yōu)選Al合金板表面的平均晶粒徑微細(xì)化到100um以下，作為滿足強(qiáng)度延展性平衡的前提條件。通過(guò)將晶粒徑細(xì)化小到該范圍，能夠確保提高沖壓成形性。在晶粒徑超過(guò)100um粗大化時(shí)，沖壓成形性明顯下降，容io易發(fā)生成形時(shí)的裂紋及粗糙表面等的不良。另一方面，即使平均晶粒徑過(guò)細(xì)，沖壓成形時(shí)也發(fā)生5000系A(chǔ)l合金板特有的SS(伸張應(yīng)變)標(biāo)記，因此從這個(gè)觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選平均晶粒徑為20um以上。本發(fā)明所說(shuō)的晶粒徑為板的長(zhǎng)度(L)方向的晶粒的最大直徑。該晶粒徑利用100倍的光學(xué)顯微鏡觀察0.050.1mm機(jī)械研磨Al合金板后的15電解腐蝕后的表面，用線性遮斷法測(cè)定上述L方向。l個(gè)測(cè)定線長(zhǎng)度定為0.95mm，每個(gè)1視野各3條共計(jì)觀察5個(gè)視野，由此，全部測(cè)定線長(zhǎng)度為0.95X15mm。實(shí)施例1下面，說(shuō)明本發(fā)明的實(shí)施例l。利用上述雙輥連續(xù)鑄造法以表2所示20的條件將表1所示的各種化學(xué)成分組成的Al-Mg系A(chǔ)l合金熔液(發(fā)明例AM、比較例NX)鑄造成各板厚(35mm)。進(jìn)而，將這些各Al合金鑄造薄板冷軋到板厚1.5mm。另外，將這些各冷軋板，在表2所示的條件下，在連續(xù)退火爐中進(jìn)行最終退火以及冷卻。這些發(fā)明例、比較例得到的Al合金板表面的平均晶粒徑均為3060nm的范圍。25在此，雙輥連續(xù)鑄造時(shí)的雙輥的轉(zhuǎn)速為70m/min、向雙輥澆注Al合金熔液時(shí)的澆注溫度為液相線溫度+2(TC，各例均為一定。由將SiC以及鋁粉末懸濁于水的潤(rùn)滑劑對(duì)雙輥表面進(jìn)行的潤(rùn)滑，只有表2的比較例15、16進(jìn)行，其他的例子全部是在不潤(rùn)滑雙輥表面(無(wú)潤(rùn)滑)的條件下連續(xù)進(jìn)行鑄造。30從這樣得到的最終退火后的高M(jìn)g的Al-Mg系A(chǔ)l合金板上，在沖壓成形部位的長(zhǎng)度方向計(jì)測(cè)相互的使間隔展開(kāi)100mm以上的任意的測(cè)定部位、5個(gè)部位的各導(dǎo)電率的平均值(IACS%)。另外，為了評(píng)價(jià)板的均質(zhì)性，求出這些各導(dǎo)電率內(nèi)的最大的導(dǎo)電率和最小的導(dǎo)電率的差，即A導(dǎo)電率(IACS%)05還有，從上述各導(dǎo)電率測(cè)定部位采集試驗(yàn)片，求各試驗(yàn)片的機(jī)械性質(zhì)和強(qiáng)度延展性平衡[抗拉強(qiáng)度(TS:MPa)X總伸長(zhǎng)率(EL:%)](MPa%)的平均值，另外，從沖壓成形的板部位，每個(gè)試驗(yàn)采集5塊在長(zhǎng)度方向相互的間隔為100mm以上敞開(kāi)的任意的試驗(yàn)片，對(duì)成形性等也進(jìn)行計(jì)測(cè)、評(píng)價(jià)。表3表示這些結(jié)果。io拉伸試驗(yàn)按照J(rèn)ISZ2201進(jìn)行，同時(shí)，試驗(yàn)片形狀制作成按照J(rèn)IS5號(hào)試驗(yàn)片制作，且試驗(yàn)片長(zhǎng)度方向與軋制方向一致。另外，十字頭的速度為5mm/分，以試驗(yàn)片達(dá)到斷裂的一定的速度進(jìn)行。作為成形性的材料試驗(yàn)評(píng)價(jià)，依據(jù)JISZ2247進(jìn)行埃里克森試驗(yàn)CmmX15而且，為了評(píng)價(jià)作為實(shí)際的汽車面板外板的成形性，將上述得到的高M(jìn)g的各Al-Mg系A(chǔ)l合金板進(jìn)行了沖壓成形以及彎曲加工。這些結(jié)果也用表3表示。沖壓成形試驗(yàn)，將5塊上述采集的試驗(yàn)片(一邊為200mm的正方形的坯料)通過(guò)機(jī)械壓力機(jī)張出成形為在中央部一邊為60mm、高30mm的20方筒狀的張出部、和在張出部的四周圍具有平坦的法蘭部的帽形的面板。在防皺壓板力為49kN、潤(rùn)滑油一般為防銹油、成形速度為20mm/分的相同條件下進(jìn)行。而且，以5次(5塊)的沖壓成形為主，在上述張出部的四周圍及平坦的法蘭部均沒(méi)有生成裂紋的評(píng)價(jià)為O，5次的沖壓成形都沒(méi)有裂紋但生25成SS標(biāo)記及粗糙表面的評(píng)價(jià)為A，有1次生成裂紋的評(píng)價(jià)為X。就彎曲加工性而言，將上述采集的試驗(yàn)片作為汽車面板外板在沖壓成形后模擬平折(flathem)加工，在常溫下，對(duì)試驗(yàn)片進(jìn)行10%的拉伸后，進(jìn)行彎曲試驗(yàn)并進(jìn)行評(píng)價(jià)。試驗(yàn)片條件制作成利用將上述試驗(yàn)片規(guī)定為JISZ2204的3號(hào)試驗(yàn)片(寬30mmX長(zhǎng)200mm)，并且試驗(yàn)片長(zhǎng)度方向與30軋制方向一致。彎曲試驗(yàn)通過(guò)JISZ2248規(guī)定的V分程序法模擬平折加工，用前端半徑0.3mm、彎曲角度60度的壓板彎曲成60度后，進(jìn)而彎曲到180度。此時(shí)，例如對(duì)外面板的折邊加工中，內(nèi)面板夾在彎曲部的內(nèi)部，但為了嚴(yán)格條件，故以不夾著這樣的Al合金板的方式彎曲180度。而且，觀察彎曲試驗(yàn)后的彎曲部(彎曲部)的裂紋發(fā)生狀況，5次(55塊)試驗(yàn)，在彎曲表面均沒(méi)有裂紋及粗糙表面的評(píng)價(jià)為O，5次的試驗(yàn)均沒(méi)有裂紋但產(chǎn)生有粗糙表面的評(píng)價(jià)為A，有1次裂紋的評(píng)價(jià)為X。如表1、2所示，具有本發(fā)明表1的AM的范圍內(nèi)的組成的高M(jìn)g的Al-Mg系A(chǔ)l合金板例子，即在本發(fā)明范圍內(nèi)的條件下，雙輥連續(xù)鑄造、冷軋、最終退火的發(fā)明例114，其導(dǎo)電率是本發(fā)明范圍內(nèi)，同時(shí)，導(dǎo)電io率的偏差即A導(dǎo)電率也小、強(qiáng)度延展性平衡高，另外，由于是均勻的，故板各部位的沖壓成形性及其均勻性優(yōu)良。與之相對(duì)，比較例15、16為具有表1的A、B的本發(fā)明范圍內(nèi)的組成的高M(jìn)g的Al-Mg系A(chǔ)l合金板例，在對(duì)雙輥進(jìn)行潤(rùn)滑、冷卻速度不足10(TC/s的優(yōu)選制造條件的范圍之外制造。因此，比較例15、16，其導(dǎo)電15率位于本發(fā)明范圍之外，強(qiáng)度延展性平衡低，彎曲加工性及沖壓成形性低劣。另外，A導(dǎo)電率也高，板的均質(zhì)性也低劣。比較例17是具有表1的B的本發(fā)明范圍內(nèi)的組成的高M(jìn)g的Al-Mg系A(chǔ)1合金板例，最終退火時(shí)的冷卻速度慢。因此，比較例17中，其導(dǎo)電率位于本發(fā)明范圍之外，強(qiáng)度延展性平衡低，彎曲加工性及沖壓成形性低20劣。另外，A導(dǎo)電率也高，板的均質(zhì)性也低劣。使用具有表1的NX的發(fā)明范圍外的組成的合金的比較例1828，雖然在優(yōu)選的條件范圍內(nèi)進(jìn)行雙輥連續(xù)鑄造、冷軋、最終退火，但是，沖壓成形性與發(fā)明例相比明顯低劣。比較例18中，由于使用Mg含量低于下限且過(guò)少的N的合金，所以，25導(dǎo)電率低到正常范圍之外。其結(jié)果是，強(qiáng)度延展性低，彎曲加工性及沖壓成形性低劣。比較例19中，由于使用Mg含量超過(guò)上限且過(guò)多的0的合金，所以，導(dǎo)電率高出正常范圍之外。其結(jié)果，強(qiáng)度延展性平衡低，彎曲加工性及沖壓成形性低劣。因此，從這些可知，相對(duì)于Mg含量的強(qiáng)度、延展性、強(qiáng)30度延展性平衡、成形性的臨界的意義。比較例20使用Fe含量超過(guò)上限且過(guò)多P的合金。比較例21使用Si含量超過(guò)上限且過(guò)多Q的合金。比較例22使用Mn含量超過(guò)上限且過(guò)多R的合金。比較例23使用Cr含量超過(guò)上限且過(guò)多S的合金。比較例24使用Zr含量超過(guò)上限且過(guò)多T的合金。比較例25使用V含量超過(guò)上限且過(guò)多U的合金。比較例26使用Ti含量超過(guò)上限且過(guò)多V的合金。比較例27使用Cu含量超過(guò)上限且過(guò)多W的合金。比較例28使用Zn含量超過(guò)上限且過(guò)多X的合金。其結(jié)果是，這些比較例的強(qiáng)度延展性平衡低，彎曲加工性及沖壓成形性低劣。因此，從這些可知，相對(duì)于各元素的強(qiáng)度、延展性、強(qiáng)度延展性平衡、成形性的臨界的意義。15202530表1<table><table>表2w個(gè)編號(hào)金雙輥連鑄冷軋最終退火Al合金板的特性輥冷卻板厚板厚溫度冷卻導(dǎo)電A導(dǎo)抗拉0-2總伸TSXEL彎曲加埃里沖潤(rùn)速度速度率電率強(qiáng)度%長(zhǎng)率工性克森壓表滑。C/smmmm。C。C/IACIACMPa屈服%MPa%值成1ss%S%點(diǎn)MPamm形性1A無(wú)8001.545010,025.30.33702003713690O10.7〇B無(wú)2001.545010.022.90.23852053814630〇10.8〇B無(wú)800;31.545010.022.50.43952123915405U.OO4C無(wú)8001.54500-020.10.43902093814820〇108oD無(wú)8001.54500022.10.3360191361296010.5〇6E無(wú)80031.545010.022.00.3355188351242510.5發(fā)明例F無(wú)800;j1.545010.021.90.53951953815010〇10.8〇8G無(wú)8001.545010.022.40.54002013714800〇10.8〇9H無(wú)8001.545010.022.30.5400200374800o10.7〇10I無(wú)80031.545010.022.40.53951983614220〇10.6oU■J無(wú)8001.545010.022.50.44001953714800o10.6〇12K無(wú)8001.545010.022.00.54052103514175o10.5〇13無(wú)8001.545010.022.10.44002083614400o10.6〇14M無(wú)80031.545010.021.80.24051953614580o10.615A有801.545010.027.51.2330175309900x9.7x16B有801.545010.026.21.13401803110540x9.8x17B無(wú)8001.54500.527.00.7320170309600x9.7x18N無(wú),;31.54500.026.10.93451833010350x9.8x9O無(wú)8001.545010.018.80.63501863411900A10.2厶比較例20P無(wú)8001.545010.019.50.83501853311550厶9.9厶21Q無(wú)8001.545010.019.00.83451833311385A10.0△22R無(wú)8001.545010.021.30.73551903211360x98x23S無(wú),;j1.545010.021.90.8360983010800x9.3x24T無(wú)800;j1.545010,021.80.93501953110850x9,525U無(wú)800;31.545010.021.90.83451903010350x9.2X26V無(wú)8001.545010.021.80.73601923010800x9.4x27w無(wú)8001.545010.021.00.63601952910440x9.2X28X無(wú)80031.545010.021.10,63652002910585X9,2X實(shí)施例25下面，說(shuō)明本發(fā)明的實(shí)施例2。將表1所示的各種化學(xué)成分組成Al-Mg系合金熔液(發(fā)明例AI、比較例JM)，通過(guò)上述的雙輥連續(xù)鑄造法鑄造成板狀鑄錠(各板厚:35mm)。進(jìn)而，通過(guò)表2所示的鑄造法類型，在表3所示的具體的各工序條件下，由各板狀鑄錠(Al合金鑄造薄板)制造冷軋板(各板厚:1.5mm)。這些發(fā)明例、比較例得到的Al合金板表面的平10均晶粒徑除比較例13外，均在3060um的范圍。在此，雙輥連續(xù)鑄造時(shí)的雙輥的轉(zhuǎn)速為70m/min、將Al合金熔液澆注到雙輥時(shí)的澆注溫度為液相線溫度+2(TC，各例都是一定的。利用使SiC以及鋁粉懸濁于水中的潤(rùn)滑劑對(duì)雙輥表面的潤(rùn)滑，只有表2的比較例15、16進(jìn)行，其他的例子全部在雙輥表面沒(méi)有潤(rùn)滑(無(wú)潤(rùn)滑)下進(jìn)行連續(xù)鑄造。15從這樣得到的最終退火的高M(jìn)g的Al-Mg系A(chǔ)l合金板中，在沖壓成形部位的長(zhǎng)度方向，從相互的間隔展開(kāi)100mm以上的任意的測(cè)定部位、5個(gè)部位采集各自的試驗(yàn)片，進(jìn)行各種試驗(yàn)從而進(jìn)行評(píng)價(jià)。有關(guān)各試驗(yàn)片的組織，利用250倍的掃描型電子顯微鏡觀察，分別測(cè)定視野內(nèi)的Al-Mg系金屬間化合物的平均粒徑(lim)和平均面積率(％)，并進(jìn)行平均化。存在于組織(視野)內(nèi)的Al-Mg系金屬間化合物(析出物)，5用X射線衍射法鑒定識(shí)別，在測(cè)定被觀察的各Al-Mg系金屬間化合物的最大的粒徑的基礎(chǔ)上進(jìn)行平均化，進(jìn)而，將上述各試驗(yàn)片間平均化后的值作為平均粒徑。另外，面積率通過(guò)畫像解析求在被觀察的A1-Mg系金屬間化合物全部的視野內(nèi)占有的面積，將上述各試驗(yàn)片間平均化的值作為平均面積率。io求各試驗(yàn)片的機(jī)械性質(zhì)和強(qiáng)度延展性平衡[抗拉強(qiáng)度(TS:MPa)X總伸長(zhǎng)率(L:%)](Pa%)的平均值。拉伸試驗(yàn)與實(shí)施例1相同，按照J(rèn)ISZ2201進(jìn)行，同時(shí)，試驗(yàn)片形狀按JIS5號(hào)試驗(yàn)片制作，且制作成試驗(yàn)片長(zhǎng)度方向與軋制方向一致。另外，在十字頭速度為5mm/分的條件下，在試驗(yàn)片達(dá)到斷裂之前以一定的速度15進(jìn)行。作為各試驗(yàn)片的材料試驗(yàn)評(píng)價(jià)，依據(jù)JISZ2247進(jìn)行了埃里克森試驗(yàn)(mm)。其結(jié)果表6所示。還有，由上述沖壓成形的板部位，在長(zhǎng)度方向從相互的間隔展開(kāi)100mm以上的部位每個(gè)試驗(yàn)采集5塊坯料，也對(duì)成形性等的特性進(jìn)行試20驗(yàn)、評(píng)價(jià)。其結(jié)果也由表6表示。而且，為了評(píng)價(jià)作為實(shí)際的汽車面板外板的成形性，將上述得到的高M(jìn)g的各Al-Mg系A(chǔ)l合金板進(jìn)行了沖壓成形以及彎曲加工。沖壓成形試驗(yàn)與實(shí)施例1相同，將5塊上述采集的試驗(yàn)片(一邊為200mm的正方形的坯料)通過(guò)機(jī)械壓力機(jī)張出成形為在中央部一邊為2560mm、高30mm的方筒狀的張出部和在該張出部的四周圍具有平坦的法蘭部的帽形的外板。在防皺壓板力為49kN、潤(rùn)滑油一般為防銹油、成形速度為20mm/分的相同條件下進(jìn)行。而且，5次(5塊)的沖壓成形，在上述張出部的四周圍及平坦的法蘭部均沒(méi)有生成裂紋的評(píng)價(jià)為O，5次的沖壓成形均沒(méi)有裂紋但生成SS30標(biāo)記及粗糙表面的評(píng)價(jià)為A，有1次生成上述裂紋的評(píng)價(jià)為X。彎曲加工性與實(shí)施例1相同，將上述采集的試驗(yàn)片作為汽車面板外板在沖壓成形后模擬平折加工，在常溫下，對(duì)試驗(yàn)片進(jìn)行10%的拉伸后，進(jìn)行彎曲試驗(yàn)進(jìn)而進(jìn)行了評(píng)價(jià)。試驗(yàn)片條件制作成使用將上述試驗(yàn)片規(guī)范為JISZ2204的3號(hào)試驗(yàn)片(寬30mmX長(zhǎng)200mm)，并且試驗(yàn)片長(zhǎng)度方向與5軋制方向一致。彎曲試驗(yàn)通過(guò)規(guī)范為JISZ2248的V分程序法模擬平折加工，用前端半徑0.3mm、彎曲角度60度的壓板彎曲成60度后，進(jìn)而彎曲到180度。此時(shí)，例如在外面板的折邊加工中，將內(nèi)面板夾在彎曲部的內(nèi)部，為了嚴(yán)格條件，故不夾著這樣的A1合金板彎曲到180度。而且，觀察彎曲試驗(yàn)后的彎曲部(彎曲部)的裂紋發(fā)生狀況，5次(5io塊)試驗(yàn)，在彎曲表面均沒(méi)有裂紋及粗糙表面的評(píng)價(jià)為O，5次的試驗(yàn)均沒(méi)有裂紋但產(chǎn)生有粗糙表面的評(píng)價(jià)為A，有1次裂紋的評(píng)價(jià)為X。如表36所示，具有表3的AI的本發(fā)明范圍內(nèi)的組成的發(fā)明例l12為高M(jìn)g的Al-Mg系A(chǔ)l合金板例，將從向雙輥澆注后到上述板狀鑄錠中心部凝固的平均冷卻速度定為5(TC/s以上進(jìn)行鑄造，而且，在其后的熱15過(guò)程工序中，將上述板狀鑄錠或薄板加熱到40(TC以上的溫度時(shí)，設(shè)上述板狀鑄錠或薄板的中心部的溫度從200。C到40(TC的范圍的平均升溫速度為5"C/s以上，從超過(guò)20(TC的高溫冷卻板狀鑄錠或薄板時(shí)，至U20(TC的溫度的平均冷卻速度以5°C/s以上進(jìn)行冷卻。其結(jié)果是，發(fā)明例112雖然經(jīng)過(guò)鑄造后的熱過(guò)程工序，但是，Al-Mg20系金屬間化合物的平均粒徑(ym)和平均面積率(％)小，強(qiáng)度延展性平衡高，另外，板的各部位的沖壓成形性及這些特性的均質(zhì)性優(yōu)良。對(duì)此，比較例13為具有表3的B的本發(fā)明范圍內(nèi)的組成的合金例，對(duì)雙輥進(jìn)行潤(rùn)滑，鑄造時(shí)的冷卻速度過(guò)低不足50°C/s。因此，比較例13，其A1-Mg系金屬間化合物的平均粒徑(Pm)和平均面積率(％)比發(fā)明25例大。另外，平均晶粒徑也大，為300um。其結(jié)果，比較例13，其強(qiáng)度延展性平衡低，彎曲加工性及沖壓成形性低劣。另外，板的均質(zhì)性也低劣。比較例1418為具有表1的B的本發(fā)明范圍內(nèi)的Al-Mg系合金例，在鑄造后的任意一個(gè)熱過(guò)程工序中，上述平均升溫速度或冷卻速度過(guò)慢。因此，比較例1418，其A1-Mg系金屬間化合物的平均粒徑(um)和平30均面積率(％)比發(fā)明例114大，并且，強(qiáng)度延展性平衡低，彎曲加工性及沖壓成形性低劣。另外，板的均質(zhì)性也低劣。另外，使用具有表3的JM的發(fā)明范圍以外的組成的合金的比較例1922，雖然鑄造后的熱過(guò)程工序在本發(fā)明條件的范圍內(nèi)制造，但是，彎曲加工性及沖壓成形性明顯比發(fā)明例低劣。5由于比較例19使用Mg含量低于下限且過(guò)少的J的合金，所以強(qiáng)度延展性平衡低，彎曲加工性及沖壓成形性低劣。由于比較例20使用Mg含量超過(guò)上限且過(guò)多的K的合金，所以強(qiáng)度延展性平衡低，彎曲加工性及沖壓成形性低劣。因此，從這些可知相對(duì)于Mg含量的強(qiáng)度、延展性、強(qiáng)度延展性平衡、成形性的臨界的意義。io比較例21使用Fe含量超過(guò)上限且過(guò)多的L的合金。比較例22使用Si含量超過(guò)上限以上且過(guò)多的M的合金。其結(jié)果，這些比較例，其強(qiáng)度延展性平衡低，彎曲加工性及沖壓成形性低劣。因此，從這些可知相對(duì)于各元素的強(qiáng)度、延展性、強(qiáng)度延展性平衡、成形性的臨界的意義。表3<table>tableseeoriginaldocumentpage25</column></row><table>※在含量的記載中，一的記載表示不足0.002%(檢測(cè)限界以下)表4<table>tableseeoriginaldocumentpage26</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table>使沖壓成形性提高的高M(jìn)g的Al-Mg系A(chǔ)1合金板。其結(jié)果是，也能夠擴(kuò)大作為汽車的車身等沖壓成形用的A1-Mg系鋁合金連續(xù)鑄造板的適用。權(quán)利要求1、一種鋁合金板，是利用雙輥式連續(xù)鑄造法鑄造以及冷軋而成的板厚為0.5～3mm的Al-Mg系鋁合金板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)包含Mg8～14％且不包括8％、Fe1.0％以下、Si0.5％以下，鋁合金板的平均導(dǎo)電率為20IACS％以上但低于26IACS％的范圍，作為鋁合金板的材質(zhì)特性，其強(qiáng)度延展性平衡(抗拉強(qiáng)度×總伸長(zhǎng)率)為11000(MPa％)以上。2、如權(quán)利要求1所述的鋁合金板，其特征在于，所述鋁合金板以質(zhì)量°/0計(jì)還包含Mn:0.3。/o以下、0:0.3%以下、Zr:0.3。/o以下、V:0.3。/o以下、ioTi:0,l。/o以下、Cu:1.0。/o以下、以及Zn:l.(P/o以下中的至少一種。3、如權(quán)利要求1所述的鋁合金板，其特征在于，所述強(qiáng)度延展性平衡為12000(MPa%)以上。4、如權(quán)利要求1所述的鋁合金板，其特征在于，所述鋁合金板是在所述雙輥式連續(xù)鑄造時(shí)，將下述金屬熔液澆注到旋轉(zhuǎn)的一對(duì)雙輥內(nèi)，該雙15輥的冷卻速度為100°C/s以上，在板厚為113mm的范圍內(nèi)連續(xù)地鑄造制造而成，所述金屬熔液以質(zhì)量％計(jì)包含Mg:8%14%、Fe:1.0。/。以下、Si:0.5M以下，余量是A1以及不可避免的雜質(zhì)。5、如權(quán)利要求1所述的鋁合金板，其特征在于，所述鋁合金板是在所述雙輥的表面不使用潤(rùn)滑劑而鑄造成的。6、一種鋁合金板的制造方法，其特征在于，利用雙輥式連續(xù)鑄造方法，得到以質(zhì)量％計(jì)包含Mg:814M且不包括8%、Fe:1.0。/o以下、Si:0.5%以下，且板厚為l13mm的鋁合金板狀鑄錠，冷軋?jiān)撹T錠制造板厚為0.53mm的鋁合金薄板，其中，將從向所述雙輥澆注后到所述板狀鑄錠中心部凝固為止的平均冷卻速度定為50°C/S以上進(jìn)行鑄造，并且，在其后的工序25中，在將所述板狀鑄錠或薄板加熱到400'C以上的溫度時(shí)，將所述板狀鑄錠或薄板的中心部的溫度從200'C到400'C的范圍的平均升溫速度定為5°C/s以上，在從超過(guò)200'C的高溫冷卻板狀鑄錠或薄板時(shí)，將到20(TC的溫度為止的平均冷卻速度定為5°C/s以上而進(jìn)行冷卻。7、如權(quán)利要求6所述的鋁合金板的制造方法，其特征在于，在從所30述板狀鑄錠剛結(jié)束鑄造之后到20(TC為止的溫度范圍內(nèi)，以5°C/s以上的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻。8、如權(quán)利要求6所述的鋁合金板的制造方法，其特征在于，在冷軋前，在400'C以上液相線溫度以下對(duì)所述板狀鑄錠進(jìn)行均質(zhì)化熱處理時(shí)，將鑄錠中心部的溫度從20(TC到40(rC的范圍的平均升溫速度定為5'C/s以5上，將從均質(zhì)化熱處理溫度到IO(TC為止的范圍的平均冷卻速度定為5°C/s以上。9、如權(quán)利要求6所述的鋁合金板的制造方法，其特征在于，對(duì)鑄造后溫度為300'C以上的所述板狀鑄錠進(jìn)行所述冷軋，將冷軋中的板的平均冷卻速度定為50°C/s以上、或以5°C/s以上的平均冷卻速度冷卻冷軋后的io板。10、如權(quán)利要求6所述的鋁合金板的制造方法，其特征在于，在所述冷軋后，在400'C以上液相線溫度以下進(jìn)行最終退火時(shí)，將板中心部的溫度從20(TC到40(TC的范圍的平均升溫速度定為5°C/s以上，將從最終退火溫度到IO(TC為止的范圍的平均冷卻速度定為5°C/s以上。1511、如權(quán)利要求6所述的鋁合金板的制造方法，其特征在于，所述鋁合金板狀鑄錠以質(zhì)量M計(jì)分別限制為Mn:0.3G/o以下、Cr:0.3e/o以下、Zn0.3M以下、V:0.3。/o以下、Ti:0.1。/o以下、01:1.0%以下、Zn:1.0。/o以下。12、如權(quán)利要求6所述的鋁合金板的制造方法，其特征在于，所述鋁合金板狀鑄錠是在所述雙輥表面不使用潤(rùn)滑劑而鑄造成的。全文摘要本發(fā)明提供一種高M(jìn)g的Al-Mg系鋁合金板，其提高可適用于汽車的外面板及內(nèi)面板的沖壓性和均質(zhì)性。其為通過(guò)雙輥式連續(xù)鑄造法進(jìn)行鑄造以及冷軋而成的板厚0.5～3mm的Al-Mg系鋁合金板，以質(zhì)量的％計(jì)，包含Mg8～14％且不包括8％，F(xiàn)e1.0％以下，Si0.5％以下，余量由Al以及不可避免的雜物構(gòu)成，該鋁合金板的平均導(dǎo)電率在20IACS～26IACS％但不包括26IACS％的范圍，作為鋁合金板的材質(zhì)特性，其強(qiáng)度延展性平衡(抗拉強(qiáng)度×總伸長(zhǎng)率)為11000(MPa％)以上，提高包含板的均質(zhì)性的沖壓成形性。文檔編號(hào)B22D11/06GK101107373SQ20068000258公開(kāi)日2008年1月16日申請(qǐng)日期2006年1月13日優(yōu)先權(quán)日2005年1月19日發(fā)明者安永繁信,松本克史,森下誠(chéng),稻葉隆申請(qǐng)人:株式會(huì)社神戶制鋼所