沖壓成形性與形狀凍結(jié)性優(yōu)良的鋁合金板及其制造方法
【專利摘要】本發(fā)明提供一種具有能夠應(yīng)用于汽車用車身板的高強度、且沖壓成形性和形狀凍結(jié)性優(yōu)良的JIS5000系鋁合金板及其制造方法。該鋁合金板具有以下的成分組成和金相，拉伸強度在240MPa以上，耐力低于130MPa，伸長率在30％以上，且在應(yīng)變速度為20/秒時平面變形斷裂極限在0.20以上；上述成分組成為：含有3.4～5.5質(zhì)量％的Mg，0.05～0.25質(zhì)量％的Fe，0.005～0.10質(zhì)量％的Ti，將作為雜質(zhì)的Si限制為少于0.20質(zhì)量％，剩余部分實質(zhì)上由Al及不可避免的雜質(zhì)組成；上述金相為：平均晶粒徑低于15μm，圓當(dāng)量直徑3μm以上的第二相粒子數(shù)小于300個/mm2。本發(fā)明還提供一種為了制造上述鋁合金板而對各個工序的條件進行了限定的制造方法。
【專利說明】沖壓成形性與形狀凍結(jié)性優(yōu)良的鋁合金板及其制造方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明涉及一種用于汽車用車身面板等的沖壓成形性優(yōu)良的鋁合金板及其制造方法。
【背景技術(shù)】
[0002]Al-Mg系的JIS5000系鋁合金板由于強度、沖壓成形性優(yōu)良，因而研究將其作為鋼板的替代材料在汽車用車身面板等中的應(yīng)用。
[0003]為了成形為所需的形狀，需要通過沖壓模具成形，開發(fā)了所謂的沖壓成形性優(yōu)良的5000系鋁合金板。然而，由于5000系鋁合金板與鋼板相比沖壓成形性差，因此需要分割部件進行沖壓成形等處理，產(chǎn)生了部件數(shù)量、模具數(shù)量增加等弊端。尤其在形狀復(fù)雜的沖壓成形中，還常?？梢钥吹皆谄矫孀冃螀^(qū)域附近產(chǎn)生破裂等缺陷的實例，所謂平面變形斷裂極限的進一步提高也成為了問題。
[0004]例如專利文獻I中，記載了具有以下特征的機械性質(zhì)優(yōu)良的成形加工用鋁合金板:以重量％計，含有2.0%~6.0%的Mg、l.5%以下的S1、l.5%以下的Fe，剩余部分由Al及不可避免的雜質(zhì)組成，殘留的金屬間化合物的平均尺寸為15μπι以下。
[0005]由此可知，如果鑄造的平板的厚度在I~IOmm左右，則可將金屬間化合物的平均尺寸控制在15 μπι以下，得到成形性優(yōu)良的鋁合金板。
[0006]另一方面，專 利文獻2中揭不了一種Al-Mg系合金板,其具有CUBE取向的體積分?jǐn)?shù)在30%以上50%以下、BRASS取向的體積分?jǐn)?shù)在10%以上20%以下的集合組織(日文:集合組織)，且晶粒徑在50~100 μ m的范圍。
[0007]由此可知，對于支配鋁合金板的塑性各向異性的集合組織，通過控制各個結(jié)晶取向的比例，進一步將晶粒徑最適化，或者將添加元素的種類和添加量限定在特定范圍內(nèi)，可得到?jīng)_壓成形性優(yōu)良的鋁合金板。
[0008]最近，揭示了適用于作為家電制品或汽車外板等結(jié)構(gòu)材料、且兼?zhèn)鋬?yōu)良的表面粗糙性和成形性的高強度鋁合金板及其制造方法。
[0009]專利文獻3中記載了一種高強度鋁合金板及其制造方法，該高強度鋁合金板具有以下化學(xué)組成，且金屬間化合物的平均圓當(dāng)量直徑為Iym以下、金屬間化合物的面積率為
1.2%以上、重結(jié)晶晶粒的平均粒徑為IOym以下；上述化學(xué)組成為:含有2.0~3.3質(zhì)量％的Mg、0.1~0.5質(zhì)量％的Mn、0.2~1.0質(zhì)量％的Fe，剩余部分由不可避免的雜質(zhì)和Al構(gòu)成，不可避免的雜質(zhì)中Si低于0.20質(zhì)量％。
[0010]由此可知，通過使Fe與Mn、Si共存，在鑄造時使微細(xì)的Al-(Fe -Mn) -Si類化合物結(jié)晶，將提高強度，改善成形性。
[0011]現(xiàn)有技術(shù)文獻
[0012]專利文獻
[0013]專利文獻1:日本專利特開平07-278716號公報
[0014]專利文獻2:日本專利特開第2006-219763號公報[0015]專利文獻3:日本專利特開2008-24964號公報
【發(fā)明內(nèi)容】

[0016]發(fā)明所要解決的技術(shù)問題
[0017]確實，在5000系鋁合金板的制造中，如果鑄造的原平板的厚度為I~IOmm左右，則可將金屬間化合物的平均尺寸控制在15μπι以下，得到成形性優(yōu)良的鋁合金板，但Fe、Mn等過渡元素在基質(zhì)中的固溶量變高，最終退火板的耐力提高，因此存在形狀凍結(jié)性降低的問題。
[0018]此外，關(guān)于平面變形斷裂極限，使用拉伸試驗的評價法是主流，通常的實例是以10_2/秒左右的變形速度進行評價。然而，在實際的沖壓成形中，預(yù)計以10/秒左右以上的變形速度進行成形，期望一種在更嚴(yán)苛的條件下也具有優(yōu)良的成形性的鋁合金板。
[0019]因此，在將5000系鋁合金板應(yīng)用于車身材料的進展中，尤其在形狀復(fù)雜的沖壓成形中，預(yù)計要求平面變形斷裂極限進一步提高，在直接使用5000系的薄平板連續(xù)鑄造、冷軋材料時存在問題。
[0020]本發(fā)明是為了解決上述問題而提出的發(fā)明，其目的是提供一種具有能夠應(yīng)用于汽車用車身板的高強度，且即使應(yīng)變速度與實際的沖壓成形時在同等水平，成形性和形狀凍結(jié)性也優(yōu)良的JIS5000系鋁合金板及其制造方法。
[0021]解決技術(shù)問題所采用的技術(shù)方案
[0022]為了達(dá)到上述目的，本發(fā)明的沖壓成形性和形狀凍結(jié)性優(yōu)良的鋁合金板的特征在于，具有以下成分組成和金相，拉伸強度在240MPa以上，耐力低于130MPa，伸長率在30%以上，且在應(yīng)變速度為20/秒時平面變形斷裂極限在0.20以上；上述成分組成為:含有3.4~
5.5質(zhì)量％的Mg，0.05~0.25質(zhì)量％的Fe，0.005~0.10質(zhì)量％的Ti，將作為雜質(zhì)的Si限制為少于0.20質(zhì)量％，剩余部分由Al及不可避免的雜質(zhì)組成；上述金相為:平均晶粒徑低于15 μ m,圓當(dāng)量直徑3 μ m以上的第二相粒子數(shù)小于300個/mm2。
[0023]為了提高強度，還可含有少于0.30質(zhì)量％的Mn和0.30質(zhì)量％以下的Cu中的一種以上。
[0024]本發(fā)明的沖壓成形性和形狀凍結(jié)性優(yōu)良的鋁合金板的制造方法的特征在于，使用薄平板連續(xù)鑄造機將具有前述成分組成的鋁合金熔液連續(xù)鑄造成厚度2~15mm的平板，對前述平板不實施熱軋而是直接卷繞在輥上之后實施冷軋，在實施了最終冷軋率70~95%的冷軋之后，實施最終退火。
[0025]作為前述的最終退火，可實施以保持溫度350~500°C保持I~8小時的間歇式退火，也可實施以保持溫度400~500°C保持10~60秒的連續(xù)退火。
[0026]發(fā)明的效果
[0027]本發(fā)明的鋁合金板，在具有高強度的同時伸長率的值也高，且由于在實際的沖壓成形中的應(yīng)變速度下平面變形斷裂極限高，因此沖壓成形性優(yōu)良。此外，由于耐力相對較低，因此抑制了沖壓成形時的彈性變形回復(fù)(日文=々)，其結(jié)果是形狀凍結(jié)性優(yōu)良。進一步，通過將重結(jié)晶組織的平均晶粒徑限制為低于15μπι，可防止沖壓成形后的表面粗糙，得到呈現(xiàn)出優(yōu)良表面外觀的成型品。
[0028]因此，通過本發(fā)明，可以低成本提供能夠高效地沖壓成形為汽車用車身面板等的成形性和形狀凍結(jié)性優(yōu)良的鋁合金板。
【專利附圖】

【附圖說明】
[0029]圖1是表示平面變形斷裂極限的試驗片形狀及尺寸的圖。
[0030]圖2是表示沖壓模具和平面變形斷裂極限的試驗片的配置的圖。
【具體實施方式】
[0031]目前的5000系鋁合金板，即使是高強度的，尤其在形狀復(fù)雜的沖壓成形中，也常常可以看到在平面變形區(qū)域附近產(chǎn)生破裂等缺陷的實例。為此，在實際的沖壓成形中，應(yīng)變速度范圍在10/秒左右以上的平面變形斷裂極限成為了問題。而且，5000系鋁合金板還由于其成分組成而有時耐力高，沖壓成形后容易發(fā)生彈性變形回復(fù)，有不能穩(wěn)定為規(guī)定的設(shè)計形狀的、所謂的形狀凍結(jié)性的問題。此外，5000系鋁合金板還有時在沖壓成形后的表面外觀上產(chǎn)生表面粗糙。
[0032]由此，作為使用 的材料，要求是高強度、伸長率高、耐力低、且晶粒微細(xì)的材料。
[0033]如前所述，為了改善5000系鋁合金板的沖壓成形性，還考慮對于支配鋁合金板的塑性各向異性的集合組織，控制各個結(jié)晶取向的比例的方法。然而，為了提高平面變形斷裂極限，需要細(xì)化在原平板中的金屬間化合物，進一步為了提高表面粗糙性，需要盡可能地將最終板(退火板)中的重結(jié)晶晶粒微細(xì)化。
[0034]此外另一方面，作為平面變形斷裂極限的評價方法，目前多數(shù)時候采用拉伸試驗中伸長率的值，在這種情況下的應(yīng)變速度范圍，與在實際的沖壓成形中的應(yīng)變速度相比非常遲緩，為10_3倍左右。然而，為了減少在沖壓成形中的破裂等的不良的發(fā)生率，需要在與實際的沖壓成形中的應(yīng)變速度為同等水平的應(yīng)變速度下，對平面變形斷裂極限進行評價。
[0035]本發(fā)明人通過對在實際的沖壓成形中的應(yīng)變速度下的平面變形斷裂極限進行調(diào)查，對得到?jīng)_壓成形性和形狀凍結(jié)性優(yōu)良的鋁合金板反復(fù)進行認(rèn)真研究，完成了本發(fā)明。
[0036]下面，對其內(nèi)容進行說明。
[0037]首先，對本發(fā)明的5000系鋁合金板中所含的各元素的作用、適當(dāng)?shù)暮康冗M行說明。
[0038]Mg:3.4 ~5.5 質(zhì)量％
[0039]Mg是固溶于基質(zhì)中以實現(xiàn)固溶體強化、用于提高鋁合金板的強度的必需元素。此外，由于在沖壓成形時提高了加工硬化性能，使材料均勻地塑性變形，因此有助于在平面變形區(qū)域中斷裂極限的提高。
[0040]如果Mg含量少于3.4質(zhì)量％，則在鋁合金板的強度及伸長率降低的同時，平面變形斷裂極限降低，沖壓成形性降低，因而不優(yōu)選。如果Mg的含量超過5.5質(zhì)量％，則耐力過高，沖壓成形時的形狀凍結(jié)性降低，因而不優(yōu)選。
[0041]因此，Mg含量采用3.4~5.5質(zhì)量％的范圍。更優(yōu)選的Mg含量是3.7~5.2質(zhì)量％的范圍。進一步優(yōu)選的Mg含量是4.0~5.0質(zhì)量％的范圍。
[0042]Fe:0.05 ~0.25 質(zhì)量％
[0043]雖然根據(jù)鑄塊鑄造時的冷卻速度而不同，但Fe可以使Al6Fe、Al3Fe, Al-Fe-Si等微細(xì)的金屬間化合物結(jié)晶，使鋁合金板的強度增加。進一步，這些微細(xì)的金屬間化合物在最終退火時作為重結(jié)晶晶粒的核起作用，由于通過對重結(jié)晶晶粒進行微細(xì)化，可防止沖壓成形后的表面粗糙，因此Fe是必需元素。
[0044]如果Fe含量少于0.05質(zhì)量％，則在鋁合金板的強度降低的同時，重結(jié)晶晶粒的微細(xì)化效果降低，因而不優(yōu)選。如果Fe含量超過0.25質(zhì)量％，則在鋁合金板的強度及伸長率降低的同時，平面變形斷裂極限降低，沖壓成形性降低，因而不優(yōu)選。
[0045]因此，F(xiàn)e含量采用0.05~0.25質(zhì)量％的范圍。更優(yōu)選的Fe含量是0.05~0.20質(zhì)量％的范圍。進一步優(yōu)選的Fe含量是0.05~0.15質(zhì)量％的范圍。
[0046]T1:0.005 ~0.10 質(zhì)量％
[0047]Ti由于在鑄塊鑄造時作為晶粒微細(xì)化劑起作用，能夠防止鑄造破裂，因此是必需元素。當(dāng)然，Ti可以單獨添加，但由于通過與B共存能夠期待更強大的晶粒微細(xì)化效果，因此也可以以Al-5% T1-1% B等棒中間合金(日文:口 ^ F'^ — F' f—)的形態(tài)添加。
[0048]如果Ti含量少于0.005質(zhì)量％，則由于鑄塊鑄造時的微細(xì)化效果不充分，有可能造成鑄造破裂，因而不優(yōu)選。如果Ti含量超過0.10質(zhì)量％，則在鑄塊鑄造時TiAl3等粗大的金屬間化合物結(jié)晶析出，有可能使最終板的沖壓成形性下降，因而不優(yōu)選。
[0049]因此，Ti含量采用0.005~0.10質(zhì)量％的范圍。更優(yōu)選的Ti含量是0.005~0.07質(zhì)量％的范圍。進一步優(yōu)選的Ti含量是0.01~0.05質(zhì)量％的范圍。
[0050]作為雜質(zhì)的Si含暈:少于0.20質(zhì)暈1^ [0051]作為不可避免的雜質(zhì)的Si的含量，需要限制為少于0.20質(zhì)量％。
[0052]如果Si含量在0.20質(zhì)量％以上，則在平板鑄造時Al-Fe-Si等的粗大的金屬間化合物結(jié)晶析出，降低伸長率的值的同時，平面變形斷裂極限降低，從而沖壓成形性降低。更優(yōu)選的Si含量是少于0.15質(zhì)量％的范圍。進一步優(yōu)選的Si含量是少于0.10質(zhì)量％的范圍。
[0053]本發(fā)明中，如果Si含量少于0.10質(zhì)量％的范圍，則沖壓成形性及形狀凍結(jié)性等的特性不會下降。
[0054]Mn:小于 0.30 質(zhì)量％
[0055]Mn為使鋁合金板強度增加的元素，為任選的元素。如果Mn的含量在0.3質(zhì)量％以上，則由于鋁合金板的耐力過高，沖壓成形時的形狀凍結(jié)性降低，因而不優(yōu)選。因此，優(yōu)選的Mn含量是少于0.30質(zhì)量％的范圍。更優(yōu)選的Mn含量是少于0.20質(zhì)量％的范圍。進一步優(yōu)選的Mn含量是少于0.10質(zhì)量％的范圍。
[0056]Cu:0.30 質(zhì)量％ 以下
[0057]Cu為使鋁合金板強度增加的元素，為任選的元素。如果Cu的含量超過0.30質(zhì)量％，則由于鋁合金板的耐腐蝕性下降而不優(yōu)選。因此，優(yōu)選的Cu含量是在0.30質(zhì)量％以下的范圍。更優(yōu)選的Cu含量是少于0.10質(zhì)量％的范圍。進一步優(yōu)選的Cu含量是少于
0.05質(zhì)量％的范圍。
[0058]其他的不可避免的雜質(zhì)
[0059]不可避免的雜質(zhì)是從原料粗金屬錠、返回廢料等不可避免地混入的雜質(zhì)，它們的可允許的含量是，例如Cr為少于0.30質(zhì)量％，Zn為少于0.25質(zhì)量％，Ni為少于0.20質(zhì)量％，Ga及V為少于0.05質(zhì)量％，Pb、B1、Sn、Na、Ca、Sr分別少于0.02質(zhì)量％，其他雜質(zhì)各少于0.05質(zhì)量％，在該范圍內(nèi)即使含有管理外的元素也不會妨害本發(fā)明的效果。[0060]柃伸強度在240MPa以h,耐力低于130MPa,伸長率在30%以h
[0061]另外，將5000系鋁合金板應(yīng)用于汽車用車身板等時，不僅需要具有高強度和良好的沖壓成形性，還需要沖壓成形時的形狀凍結(jié)性也優(yōu)良。
[0062]材料的強度可由進行拉伸試驗時的拉伸強度得知，成形性可由拉伸試驗時的伸長率的值得知、并且形狀凍結(jié)性可由拉伸試驗時的耐力得知。
[0063]詳細(xì)內(nèi)容在后述的實施例中記載，作為應(yīng)用于汽車用車身板等的本發(fā)明的5000系鋁合金板，作為最終退火板，優(yōu)選具有拉伸強度在240MPa以上、耐力低于130MPa、伸長率在30%以上的特性的材料。
[0064]在應(yīng)變速度為20/秒的條件下平面變形斷裂極限在0.20以上
[0065]進一步，為了降低在沖壓成型中破裂等不良的發(fā)生率，需要在與實際的沖壓成形中的應(yīng)變速度為同等水平的應(yīng)變速度下，對平面變形斷裂極限進行評價。
[0066]詳細(xì)內(nèi)容在后述的實施例中記載，作為應(yīng)用于汽車用車身板等的本發(fā)明的5000系鋁合金板，作為最終退火板，優(yōu)選具有在應(yīng)變速度為20/秒的條件下平面變形斷裂極限在0.20以上特性的材料。
[0067]在平均晶粒徑低于15 μ m的金相中的圓當(dāng)暈肓徑為3 μ m以上的第二相粒子數(shù)少于 300 個 /mm2
[0068]如上所述的特性是通過對具有上述特定的成分組成的5000系鋁合金板的金相進行精細(xì)調(diào)整而呈現(xiàn)出來的。
[0069]具體而言，只要使金相中的平均晶粒徑在15μπι以下、圓當(dāng)量直徑3μπι以上的第二相粒子數(shù)少于300個/mm2即可。尤其，通過使金相中的平均晶粒徑低于15μπι，可防止沖壓成形后的表面粗糙，可得到表面外觀優(yōu)良的沖壓成型品。
[0070]詳細(xì)內(nèi)容在后述的實施例中記載，不論是哪一種情況，如果具有前述的特定的成分組成，且具有如上所述的金相的話，作為最終退火板，可表現(xiàn)出拉伸強度在240MPa以上，耐力低于130MPa，伸長率在30%以上，平面變形斷裂極限在0.20以上的值。
[0071]接著，對制造如上所述的沖壓成形用鋁合金板的方法的一例進行簡單介紹。
[0072]熔化和熔煉
[0073]將原料投入到熔化爐中，若達(dá)到規(guī)定的熔化溫度，則適當(dāng)投入熔劑并進行攪拌，在根據(jù)需要使用噴槍等進行爐內(nèi)脫氣后，保持平靜，將渣滓從熔液的表面分離。
[0074]該熔化、熔煉中，由于采用規(guī)定的合金成分，所以母合金等的原料再次投入也很重要，但極為重要的是到上述熔劑和滓從鋁合金熔液中上浮至熔液面而分離為止，需要足夠的平靜時間。平靜時間通常理想的是30分鐘以上。
[0075]以熔化爐熔煉的鋁合金熔液根據(jù)情況不同，有時將一部分熔液轉(zhuǎn)移至保持爐后再進行鑄造，有時直接將熔液從熔化爐排出、進行鑄造。更理想的平靜時間是45分鐘以上。
[0076]也可根據(jù)需要進行在線脫氣(日文:4 ^ 4 >脫力I )、過濾。
[0077]在線脫氣的主流類型是由旋轉(zhuǎn)轉(zhuǎn)子向鋁熔液中吹入惰性氣體等，使熔液中的氫氣擴散至惰性氣體的泡中而進行除去的類型。作為惰性氣體使用氮氣時，重要的是將露點控制在例如_60°C以下。鑄塊中的氫氣量優(yōu)選減少至0.20cc/100g以下。
[0078] 鑄塊的氫氣量多時，有在鑄塊的最終凝固部產(chǎn)生孔隙的可能性，所以優(yōu)選將冷軋工序中的每I道次(日文—O )的壓下率限定在例如20%以上，從而破壞孔隙。此外，鑄塊中過飽和地固溶的氫氣取決于冷軋卷的退火等熱處理條件，但有時會在最終板的沖壓成形后，例如點焊時析出，使焊珠中產(chǎn)生大量的氣孔。為此，更優(yōu)選的鑄塊中的氫氣量是
0.15cc/100g 以下。
[0079]薄平板連續(xù)鑄誥
[0080]薄平板連續(xù)鑄造機采用包括雙帶式鑄造機、雙輥鑄造機雙方的鑄造機。
[0081]雙帶式鑄造機具備具有環(huán)形帶且上下對峙的一對旋轉(zhuǎn)帶部分、在該一對旋轉(zhuǎn)帶部分之間形成的空腔、和設(shè)置于前述旋轉(zhuǎn)帶部分內(nèi)部的冷卻單元，通過由耐火材料構(gòu)成的噴嘴向前述空腔內(nèi)供給金屬熔液，從而連續(xù)地鑄造薄平板。
[0082]雙輥鑄造機具備具有環(huán)形輥且上下對峙的一對旋轉(zhuǎn)輥部分、在該一對旋轉(zhuǎn)輥部分之間形成的空腔、和設(shè)置于前述旋轉(zhuǎn)輥部分內(nèi)部的冷卻單元，通過由耐火材料構(gòu)成的噴嘴向前述空腔內(nèi)供給金屬熔液，從而連續(xù)地鑄造薄平板。
[0083]平板的厚度2~15mm
[0084]薄平板連續(xù)鑄造機能夠連續(xù)鑄造厚度2~15_的薄平板。在平板厚度少于2_的情況下，即使在能夠鑄造的情況下，也由于最終板的板厚而難以實現(xiàn)后述的70~95%的最終壓延率。如果平板厚度超過15mm，則難以直接將平板卷繞至輥上。如果在該平板厚度的范圍內(nèi)，則在平板厚度的1/4的附近，平板的冷卻速度為40~400 V /秒左右，Al3Fe、Al6Fe、Al-Fe-Si等金屬間化合物微細(xì)地結(jié)晶析出。這些微細(xì)的金屬間化合物，在后述的冷軋板的最終退火時成為重結(jié)晶晶粒的核，能夠使最終板中重結(jié)晶晶粒的平均晶粒徑低于15 μ m。
[0085]冷軋
[0086]使用薄平板連續(xù)鑄造機，連續(xù)鑄造平板，對前述平板不實施熱軋而是在直接卷繞至輥上后，實施冷軋。因此，可省略目前的在半連續(xù)鑄造DC平板中必需的表面切削工序、均質(zhì)化處理工序、熱軋工序。
[0087]使直接卷繞有薄平板的輥通過冷軋機，通常實施數(shù)個道次的冷軋。此時，由于因冷軋導(dǎo)入的塑性變形而發(fā)生加工硬化，所以根據(jù)需要可進行中間退火處理。由于通常中間退火也是軟化處理，所以因材料而異，可將冷軋卷插入間歇式爐內(nèi)，以300~450°C的溫度保持I小時以上。如果保持溫度低于300°C，則無法促進軟化；如果保持溫度超過450°C，則由于卷材冷卻過于花費時間，生產(chǎn)性降低，因而不優(yōu)選。
[0088]此外，中間退火也可根據(jù)連續(xù)退火爐而定，例如以350°C~500°C的溫度保持30秒以內(nèi)。如果保持溫度低于350°C，則無法促進軟化；如果保持溫度超過500°C，則無法進一步促進軟化，反倒是板上產(chǎn)生熱應(yīng)變的可能性增高，因而不優(yōu)選。
[0089]最終冷軋率70~95%
[0090]在實施最終冷軋率70~95%的冷軋后，實施最終退火。如果最終冷軋率在該范圍內(nèi)，則可以使退火后的最終板中的平均晶粒低于15 μ m，使伸長率的值達(dá)到30%以上，從而能夠?qū)_壓成形后的外觀表面整潔地精加工。因此，在將加工成本抑制在低水平的同時，一邊確保過渡金屬元素的固溶量一邊施以加工，從而積累位錯，能夠在最終退火工序得到低于15 μ m的微細(xì)的重結(jié)晶晶粒。如果最終冷軋率低于70%，則冷軋時積累的加工應(yīng)變量過少，不能通過最終退火得到低于15μπι的微細(xì)的重結(jié)晶晶粒。如果最終冷軋率超過95%，則冷軋時積累的加工應(yīng)變量過多，加工硬化劇烈，在邊緣上產(chǎn)生邊緣破裂(日文:耳割Λ )而難以軋制。因此，優(yōu)選的最終冷軋率是70~95%的范圍。更優(yōu)選的最終冷軋率是70~90%的范圍。
[0091]進一步優(yōu)選的最終冷軋率是70~85%的范圍。
[0092]最終退火利用間歇式退火爐，以保持溫度350~500°C保持I~8小時
[0093]最終冷軋之后進行的最終退火，優(yōu)選利用退火爐以保持溫度350~500°C保持I~8小時的間歇式處理。如果保持溫度低于350°C，則難以得到重結(jié)晶組織。如果保持溫度超過500°C，則卷材冷卻過于花費時間而生產(chǎn)性下降。如果保持時間少于I小時，則有可能卷材的實體溫度達(dá)不到規(guī)定的溫度而使得退火處理不充分。如果保持時間超過8小時，則處理過于花費時間而生產(chǎn)性下降。
[0094]利用連續(xù)退火爐，以保持淵度400~500°C保持10~60秒
[0095]最終退火可以是利用退火爐的間歇式處理，但更優(yōu)選利用連續(xù)退火爐以400°C~500°C的保持溫度保持10~60秒的連續(xù)退火處理。如果其后進行急速冷卻，則可兼做固溶處理。
[0096]如果保持溫度低于400°C，則難以得到重結(jié)晶組織。如果保持溫度超過500°C，則在熱應(yīng)變變得劇烈的同時，根據(jù)合金組成有發(fā)生氧化的可能性。如果保持時間少于10秒，則有可能卷材的實體溫度達(dá)不到規(guī)定的溫度而使得退火處理不充分。如果保持時間超過60秒，則處理過于花費時間而生產(chǎn)性下降。
[0097]無論那種情況，本發(fā)明的制造方法中最終退火都為必需工序，通過該最終退火將最終板保持在重結(jié)晶溫度以上 的溫度，可呈現(xiàn)出平均晶粒徑低于15μπι的重結(jié)晶晶粒組織，還可兼做用于提高伸長率的軟化處理。為了提高模具成形工序中的沖壓成形性，需要預(yù)先制成退火材料或固溶處理材料。
[0098]通過經(jīng)過如上所述的通常連續(xù)鑄造工序，可獲得沖壓成形用鋁合金板。
[0099]實施例
[0100]薄平板連續(xù)鑄造模擬材料(SCC材料)的制作
[0101]在#20坩鍋內(nèi)加入摻合了表1所示的11個水平的組成(實施例1~8，比較例I~3)的各種鑄錠各5kg，以小型電爐加熱該坩鍋熔化鑄錠。接著，在熔液中插入噴槍，將N2氣體以1.0L/分鐘的流量吹入5分鐘來進行脫氣處理。其后進行30分鐘的平靜，用攪拌棒除去浮在熔液表面上的渣滓。接著將坩鍋從小型電爐中取出，使熔液流入內(nèi)部尺寸200 X 200 X 16mm的水冷模具中，制作薄平板。對從坩鍋中的熔液采集的各供試材料(實施例I~8，比較例I~3)的圓盤樣品，通過發(fā)光光譜分析進行組成分析。其結(jié)果示于表1。對該薄平板的兩面各進行3mm表面切削加工,使其厚度為IOmm之后,不實施均質(zhì)化處理、熱車L，而是實施冷軋以制成板厚1.0mm的冷軋材料。另外，在冷軋工序間不進行中間退火處理。該情況下的最終冷軋率是90%。
[0102]接著將該冷乳材料切IllJ為規(guī)定的大小之后，將該冷乳材料插入鹽浴中，保持4600C X15秒，迅速從鹽浴中取出供試材料，進行水冷，實施固溶處理。以這樣得到的最終板(供試材料)作為薄平板連續(xù)鑄造模擬材料，表1中以SCC材料表示。
[0103][表 I]
[0104]表1:供試材料的成分組成
【權(quán)利要求】
1.一種沖壓成形性和形狀凍結(jié)性優(yōu)良的鋁合金板，其特征在于， 具有以下的成分組成和金相，拉伸強度在240MPa以上，耐力低于130MPa，伸長率在30%以上，且在應(yīng)變速度為20/秒時平面變形斷裂極限在0.20以上； 所述成分組成為:含有3.4~5.5質(zhì)量％的Mg，0.05~0.25質(zhì)量％的Fe，0.005~0.10質(zhì)量％的Ti，將作為雜質(zhì)的Si限制為少于0.20質(zhì)量％，剩余部分實質(zhì)上由Al及不可避免的雜質(zhì)組成； 所述金相為:平均晶粒徑低于15 μπι，圓當(dāng)量直徑3μπι以上的第二相粒子數(shù)小于300個/W0
2.如權(quán)利要求1所述的沖壓成形性和形狀凍結(jié)性優(yōu)良的鋁合金板，其特征在于，還含有少于0.30質(zhì)量％的]^以及0.30質(zhì)量％以下的Cu中的一種以上。
3.—種沖壓成形性和形狀凍結(jié)性優(yōu)良的鋁合金板的制造方法，其特征在于，使用薄平板連續(xù)鑄造機將權(quán)利要求1或者權(quán)利要求2所述的組成的鋁合金熔液連續(xù)鑄造成厚度2~15_的平板，對所述平板不實施熱軋而是直接卷繞在輥上之后實施冷軋，在實施了最終冷軋率70~95%的冷軋之后，實施最終退火。
4.如權(quán)利要求3所述的沖壓成形性和形狀凍結(jié)性優(yōu)良的鋁合金板的制造方法，其特征在于，利用間歇式退火爐，實施以保持溫度350~500°C保持I~8小時的最終退火。
5.如權(quán)利要求3所述的沖壓成形性和形狀凍結(jié)性優(yōu)良的鋁合金板的制造方法，其特征在于，利用連續(xù)退火爐，實施以保持溫度400~500°C保持10~60秒的最終退火。
【文檔編號】B22D11/00GK103946404SQ201380003864
【公開日】2014年7月23日 申請日期:2013年1月10日 優(yōu)先權(quán)日:2012年3月21日
【發(fā)明者】平山智將, 半田岳士, 穴見敏也 申請人:日本輕金屬株式會社