机动车用铝合金板及其制造方法

专利名称：机动车用铝合金板及其制造方法
技术领域：
本发明涉及机动车用铝合金板及其制造方法，尤其涉及适合用于机动车等用车身 板的成形的铝合金板及其制造方法。
背景技术：
迄今为止，主要使用冷轧钢板作为例如机动车的外面板。但是，最近随着机动车车 身的轻量化的需求提升，对例如Al-Mg类合金板和Al-Mg-Si类合金板等铝合金板的使用进 行了研究。尤其是因为Al-Mg类合金板的强度、成形性和耐腐蚀性良好，所以提出将其作为 机动车用车身板。迄今为止，这样的铝合金板的制造方法如下所述通过DC铸造来铸造板坯，对板 坯的两面进行面铣，在保温炉中将经面铣的板坯均质化，然后对经面铣和均质化的板坯实 施热轧、冷轧、中间退火、冷轧、最终退火，使其达到预定的板厚(参照专利文献1)。另一方面，提出了下述方法用带式铸造机连续地铸造薄板坯，将所得的薄板坯直 接卷绕成板材卷，对卷绕好的薄板坯实施冷轧和最终退火，使其达到预定的板厚。例如，揭 示了一种压制成形性和耐应力腐蚀开裂性良好的机动车用铝合金板的制造方法(专利文 献2)。该方法包括下述步骤制备熔体，该熔体包含3. 3 3. 5重量％的Mg和0. 1 0. 2 重量％的Mn，还包含0. 3重量％以下的Fe和0. 15重量％以下的Si中的至少一种，余量为 普通杂质和Al ；用双带式铸造机以5 15m/min的速度将该熔体铸造成厚5 IOmm的薄 板坯，使得在薄板坯厚度的1/4深度处，冷却速率为40 90°C /秒；将所得的薄板坯卷绕 于辊；用辊表面粗糙度为0. 2 0. 7 μ m(Ra)的辊对该卷绕于辊的薄板坯进行冷轧；将该经 冷轧的薄板退火。但是，上述方法中，由于为了使重结晶颗粒微细化而在熔体的化学组成中含有 0. 1 0. 2重量％的Mn，且凝固冷却速率较快，因此例如Al-(Fe · Mn)-Si等金属间化合物 的粒径减小，导致成形性良好。但另一方面，存在下述问题因为基质中Mn的溶解量过大， 所以屈服强度高，成形后的回弹增大。为解决该问题，例如提出了所谓的稳定化处理(专利文献3)，该稳定化处理中， 对含有3 6重量％的Mg的铝合金的连续铸造轧制板实施退火处理，然后矫平，在240 340°C的预定温度下加热1小时以上，然后缓慢冷却。专利文献1 日本专利第3155678号专利文献2 国际公开号WO 2006/011242专利文献3 日本专利特开平第11-80913号

发明内容
为解决上述问题，本发明采用一种具有极佳压制成形性、抗表面粗糙性和形状固 定性的机动车用铝合金板的制造方法，该方法包括下述步骤用双带式铸造机将熔体铸造 成厚5 15mm的薄板坯，铸造时满足以下条件，即薄板坯厚度的1/4深度处的冷却速率为
320 200°C /秒，该熔体包含3. 0 3. 5质量％的]\%、0. 05 0. 3质量％的Fe、0. 05 0. 15 质量％的Si，且Mn的量限制在小于0. 1质量％，余量基本上为不可避免的杂质和Al ；将所 得的铸造薄板坯卷绕成板材卷；用表面粗糙度为0. 2 0. 7 μ m(Ra)的辊对该卷绕成板材卷 的薄板坯实施冷轧压缩率为50 98%的冷轧；在CAL中于400 520°C的保持温度下对该 经冷轧的薄板连续地实施最终退火；然后用矫平机将所得的板矫平。或者，在分批退火炉中 于300 400°C的保持温度下对所述经冷轧的薄板实施最终退火。通过采用这样的制造方法，可提供压制成形性、抗表面粗糙性和形状固定性良好 的机动车用铝合金板，该板包含3. 0 3. 5质量％的Mg、0. 05 0. 3质量％的Fe、0. 05 0. 15质量％的Si，且Mn的量限制在小于0. 1质量％，余量基本上为不可避免的杂质和Al， 该板厚度的1/4深度处的区域内的金属间化合物的最大粒径以圆形当量直径表示在5μπι 以下，平均重结晶粒径在15 μ m以下，表面粗糙度为0. 2-0. 6 ym(Ra)，屈服强度在145MPa以 下，拉伸强度在225MPa以上。根据本发明，可在不对连续铸造轧制板实施稳定化处理的情况下制造成形性和形 状固定性良好的Al-Mg基合金板。发明的最佳实施方式下面对本发明中限定合金的化学组成的原因进行说明。文中，除非另有说明，表示 化学组成的“ ％，，都是指“质量％ ”。[3.0 3. 5% Mg]Mg是通过固溶强化效果来提高强度的元素。如果Mg含量小于3. 0%，则无法发挥 该效果，拉伸强度下降。如果Mg含量超过3.5%，则屈服强度过高，导致形状固定性下降。
Fe在铸造时结晶成例如Al-Fe-Si基化合物的金属间化合物的微细颗粒，在冷轧 后的退火时起到重结晶的成核点的作用。因此，这些金属间化合物的颗粒数量越多，生成的 重结晶核的数量越多，结果形成大量的微细的重结晶颗粒。此外，金属间化合物的微细颗 粒具有固定所生成的重结晶颗粒的晶粒间界，抑制结晶颗粒的聚结所引起的结晶颗粒的生 长，使微细的重结晶颗粒保持稳定的作用。为发挥该效果，Fe含量需在0.05%以上。但是， 如果Fe含量超过0. 3%，则结晶的金属间化合物倾向于变得粗大，这就使得在成形时以这 些金属间化合物为起点形成空穴，导致成形性差。因此，Fe含量限制在0.05 0.3%。优 选范围是0. 05 0. 25%。
Si在铸造时结晶成例如Al-Fe-Si基化合物的金属间化合物的微细颗粒，在冷轧 后的退火时起到重结晶的成核点的作用。因此，这些金属间化合物的颗粒数量越多，生成的 重结晶核的数量越多，结果形成大量的微细的重结晶颗粒。此外，金属间化合物的微细颗 粒具有固定所生成的重结晶颗粒的晶粒间界，抑制结晶颗粒的聚结所引起的结晶颗粒的生 长，使微细的重结晶颗粒保持稳定的作用。为发挥该效果，Si含量需在0.05%以上。但是， 如果Si含量超过0. 15%，则结晶的金属间化合物倾向于变得粗大，这就使得在成形时以这 些金属间化合物为起点形成空穴，导致成形性差。因此，Si含量限制在0.05 0.15%。优 选范围是0. 05 0. 1%。[小于 0.1% 的 Mn]
Mn含量在0. 1 %以上时，铸造时的凝固冷却速率高。该高的凝固冷却速率会增大 基质中Mn的溶解量，使最终的板的屈服强度过高，导致形状固定性下降。另外，Mn含量优 选限制在小于0. 08%，更优选为小于0. 06%。
本发明中，为使铸块中的结晶颗粒微细化，Ti含量优选在0.001 0. 的范围 内。为发挥该效果，Ti含量需在0.001%以上。但是，如果Ti含量超过0. 1%，则会生成例 如TiAl3的粗大的金属间化合物，导致在成形时形成空穴，成形性下降。Ti含量的更优选 的范围是0.001 0.05%。Ti既能以例如Al-10% Ti的母合金的形式添加，也能以例如 Al-5% Ti-I % B、A1-10 % Ti-I % B 的颗粒微细化剂(refining agent)(杆硬化剂)的形 式添力口。
本发明中，为使铸块中的结晶颗粒微细化，B含量优选在0. 0005 0. 01%的范围 内。B和Ti共存时，B具有生成在熔体中作为形成α-Al颗粒的起点的核(TiBx)的效果。 B含量的更优选的范围是0. 0005 0. 005%。B既能以例如Al_5% B的母合金的形式添加， 也能以例如Al-5% Ti-I % B,A1-10% Ti-I % B的颗粒微细化剂(杆硬化剂)的形式添加。本发明的铝合金板的制造方法不限于下述方法。该方法包括铸造条件和最终退火 条件，其含义和限定的原因如下所述。[薄板坯的铸造条件]双带铸造法是一种连续铸造方法，该方法中，将熔体倾注入垂直相对的两个水冷 的旋转带之间，从带表面进行冷却以将熔体凝固而制成板坯，从带的熔体倾注入侧的相反 侧将该板连续地从带组件拉出，卷绕成板材卷。本发明中，所铸造的板坯的厚度优选为5 15mm。如果薄板坯的厚度小于5mm，则 单位时间内通过铸造机的铝的量过小，无法铸造板坯。相反地，如果厚度超过15mm，则板坯 无法用辊来卷绕。因此，板坯的厚度限制在5 15mm的范围内。该厚度范围可使铸造时板 坯厚度的1/4深度处的凝固冷却速率达到20 200°C /秒，可将金属间化合物的以圆形当 量直径表示的最大粒径控制在5 μ m以下。[冷轧辊的表面粗糙度0. 2 0. 7 μ m (Ra)]将冷轧辊的表面粗糙度限制在0. 2 0. 7 μ m(Ra)的原因是为了调整最终退火的 板的表面粗糙度。因为在冷轧工序中辊表面的形状会转印至轧制板表面中，所以最终退火 的板的表面粗糙度为0. 2 0. 6 ym(Ra)。最终退火的板的表面粗糙度在0. 2 0. 6 ym(Ra) 的范围内时，最终的板的表面形状将在成形时起到微型蓄水池(micro pool)的作用，用来 均勻保持所用的低粘度润滑油，从而提供压制成形性良好的板。应注意，冷轧辊的表面粗糙 度优选为0. 3 0. 7 μ m(Ra)，此时，最终退火的板的表面粗糙度为0. 3 0. 6 ym(Ra)。冷 轧辊的表面粗糙度更优选为0. 4 0. 7 ym(Ra)，此时，最终退火的板的表面粗糙度为0. 4 0. 6 μ m(Ra)。[金属间化合物的以圆形当量直径表示的最大粒径为5μ m以下]关于本发明的铝合金板厚度的1/4深度处的区域内的金相结构中的金属间化合 物，其最大粒径以圆形当量直径表示限制在5μπι以下。因此，非常微细的金属间化合物分 散在基质中，因而在铝板的成形过程中，铝板中的位错的移动得到抑制，从而通过Mg的固溶强化效果来提高铝板的拉伸强度，并且提供成形性良好的板。[平均重结晶粒径在15μ m以下]最终退火的板厚度的1/4深度处的区域内的平均重结晶粒径限制在15μπι以下。 如果超过该范围，则材料变形时在结晶晶粒间界处产生的阶差过大，变形后的橘皮现象显 著，抗表面粗糙性下降。[冷轧压缩率限制在50 98%的原因]冷轧时的压缩率优选为50 98%。因采用辊轧的塑性加工而产生的位错积累在 上述微细的结晶产物周围。因此，为获得最终退火时的微细的重结晶结构而需要该位错。 如果冷轧时的压缩率小于50%，则位错的积累不足以获得微细的重结晶结构。如果冷轧时 的压缩率超过98%，则轧制时的边缘开裂显著，产率下降，更优选的冷轧压缩率是在55 96%的范围内。[连续退火炉中的最终退火条件]连续退火炉中的最终退火的温度限制在400 520°C。如果温度低于400°C，则重 结晶所需能量不足。因此无法获得微细的重结晶结构。如果保持温度超过520°C，则重结晶 颗粒的生长显著，平均重结晶粒径将超过15 μ m，成形性和抗表面粗糙性下降。连续退火中的保持时间优选为5分钟以内。如果连续退火中的保持时间超过5分 钟，则重结晶颗粒的生长显著，平均重结晶粒径会超过15 μ m，成形性和抗表面粗糙性下降。关于连续退火处理时的加热速率和冷却速率，加热速率优选在100°C /分钟以上。 如果连续退火处理中的加热速率低于100°c /分钟，则无法获得微细的重结晶颗粒，成形性 和抗表面粗糙性下降。[分批炉中的最终退火条件]分批炉中的最终退火的温度限制在300 400°C。如果温度低于300°C，则重结晶 所需能量不足。因此无法获得微细的重结晶结构。如果保持温度超过400°C，则重结晶颗粒 的生长显著，重结晶颗粒的平均粒径超过15 μ m，成形性和抗表面粗糙性下降。分批炉中的最终退火的保持时间无特别限制，但是优选1 8小时。如果保持时 间不到1小时，则可能无法均勻地加热板材卷。如果保持时间超过8小时，则重结晶颗粒的 平均粒径会超过15 μ m，成形性和抗表面粗糙性下降。[用矫平机矫平]因为板在最终退火后会因热应变而变形，所以在板材卷或板的状态下用矫平辊例 如实施反复弯曲以进行矫平，从而矫正形状，恢复平坦度。该矫平可使板获得预定的拉伸强 度和屈服强度，提供成形性、耐表面粗糙性和形状固定性良好的铝合金板。
实施例下面，将本发明的实施例与比较例进行对比来进行说明。将具有表1所示的 化学组成(合金A、B、C、D、E、F、I)的熔体脱气沉降后，将所得的熔体加入双带式铸造 机，连续地铸造厚IOmm的薄板坯，将该薄板坯直接卷绕成板材卷。同样，将具有表1 所示的化学组成(合金G)的熔体脱气沉降后，对所得的熔体实施DC铸造法，铸造成 IOOOmm(宽)X500mm(厚)X4000mm(长)的板坯。对该板坯的两面实施面铣，接着在保温 炉中实施450°C X 8小时的均化，然后进行热轧，从而制成厚6mm的热轧板，将其卷绕成板材卷。同样，将具有表1所示的化学组成(合金H)的熔体脱气沉降后，将所得的熔体加入双 带式铸造机，连续地铸造厚6mm的薄板坯，将其直接卷绕成板材卷。[表 1]合金的化学组成 接着，用精整至预定的表面粗糙度(0.6ym，1.0ym(Ra))的冷轧辊对这些薄板坯 和热轧板进行冷轧，形成厚的板。然后，将这些板通过CAL，于460°C的保持温度下进行 连续退火。另外，使得最终退火的板通过矫平机进行矫平，从其中消除热应变，然后切割制 得测试样品。应注意，表2所示为实施例和比较例中的各制造工序中的测试样品的制造条 件。[表 2]制造条件
接着，评价这些测试样品的重结晶粒径、金属间化合物的以圆形当量直径表示的 最大粒径、表面粗糙度、0. 2%屈服强度(0. 2% YS)、拉伸强度(UTS)、伸长率(EL)和冲压高度。测试样品的重结晶粒径⑶通过交叉切割法(cross-cut method)测定。切取测 试样品，包埋于树脂，研磨，在氟代硼酸水溶液中进行阳极镀敷处理，在测试样品的截面的 表面上施加阳极氧化膜。用偏光显微镜拍摄测试样品的截面上的颗粒的照片(200倍)。在 照片中沿纵向和横向各画三根线。计数与这些线相交的结晶晶粒间界的数量(η)。将用线 的总长(L)除以(η-1)而求得的粒径的平均值(D)定义为测试样品的平均重结晶粒径。金 属间化合物的以圆形当量直径表示的最大粒径用图像分析仪(商品名LUZEX)测定。D = L/(η-1)测试样品的表面粗糙度用表面粗糙度计按照JIS Β0601测定，其中，测定方向为与 轧制方向垂直的方向，测定区域为4mm，截止值为0. 8mm。将所得的表面粗糙度定义为平均 粗糙度Ra。应注意，辊的表面粗糙度与测试样品的表面粗糙度的测定方法相同，用表面粗糙 度计按照JIS B0601测定，其中，测定方向为与辊的横向，测定区域为4mm，截止值为0.8mm。 将所得的表面粗糙度定义为平均粗糙度Ra。冲压高度用下述模头组件测定，表示断裂时的极限成形高度。(冲头直径 100mm，肩 R :50_，模头直径 105mm，肩 R :4mm)抗表面粗糙性通过目测观察拉伸试验后的试验片的断裂部位附近的表面状态来 评价，有三个等级(〇良好，Δ 稍差，X 差)。如上所述测定的实施例和比较例的结果示于表3。[表 3]特性评价结果 实施例1和2中，Mg含量合适，而且Mn含量被抑制在小于0. 1%。其结果是，实施例 1和2中的测试样品的屈服强度在145MPa以下，因而形状固定性良好，具有微细的重结晶颗 粒，因而抗表面粗糙性良好，且具有微细的金属间化合物以及分别为0. 35 μ m和0. 41 μ m的 合适的表面粗糙度，因而冲压高度在29mm以上的范围内，成形性良好。另一方面，比较例1中，因为Mg含量高达3. 75%，所以0. 2%屈服强度过高，导致 形状固定性下降。比较例2中，因为Mg含量低至2.5%，所以拉伸强度和伸长率均不足。比较例3中，Mg含量合适，但Mn含量高达0.2%。其结果是，0. 2%屈服强度过高， 导致形状固定性下降。比较例4中，因为Mg含量和Mn含量分别高达4. 0 %和0. 3 %，所以0. 2 %屈服强度 过高，导致形状固定性下降。比较例5中，因为通过DC铸造法来铸造板坯时的凝固冷却速率低，所以金属间化 合物的最大粒径过大，重结晶粒径也过大。其结果是，拉伸强度下降，抗表面粗糙性和冲压 成形性也下降。比较例6中，因为通过双辊法来铸造轧制板时的凝固冷却速率高，所以在最终退 火时起到重结晶颗粒的核的作用的金属间化合物的数量不足，具有防止重结晶颗粒的晶粒 间界的运动的所谓固定效果的金属间化合物的数量也不足，因此重结晶粒径过大。其结果 是，拉伸强度和伸长率不足，抗表面粗糙性和冲压成形性下降。比较例7中，冷轧辊的表面粗糙度为1.0 μ m(Ra)，测试样品的表面粗糙度为 0.8ym(Ra)o其结果是，冲压高度为28mm，表明成形性下降。
9
权利要求
一种具有极佳压制成形性、抗表面粗糙性和形状固定性的机动车用铝合金板，其特征在于，该板包含3.0～3.5质量％的Mg、0.05～0.3质量％的Fe、0.05～0.15质量％的Si，且Mn的量限制在小于0.1质量％，余量基本上为不可避免的杂质和Al；所述板在板厚度的1/4深度处的区域内的金属间化合物的最大粒径以圆形当量直径表示在5μm以下，平均重结晶粒径在15μm以下，表面粗糙度为0.2 0.6μm(Ra)，屈服强度在145MPa以下，拉伸强度在225MPa以上。
2.如权利要求1所述的具有极佳压制成形性、抗表面粗糙性和形状固定性的机动车用 铝合金板，其特征在于，所述铝合金板的冲压成形高度在29mm以上。
3.如权利要求1或2所述的具有极佳压制成形性、抗表面粗糙性和形状固定性的机动 车用铝合金板，其特征在于，所述铝合金板还包含0. 001 0. 的Ti。
4.一种具有极佳压制成形性、抗表面粗糙性和形状固定性的机动车用铝合金板的制造 方法，其特征在于，包括下述步骤用双带式铸造机将熔体铸造成厚5 15mm的薄板坯，铸造时使得所述薄板坯厚度的 1/4深度处的冷却速率为20 200°C /秒，该熔体包含3. 0 3. 5质量％的Mg、0. 05 0. 3 质量％的Fe、0. 05 0. 15质量％的Si，且Mn的量限制在小于0. 1质量％，余量基本上为不 可避免的杂质和Al ；将所述铸造薄板坯卷绕成板材卷；用表面粗糙度为0. 2 0. 7 μ m(Ra)的辊对该卷绕成板材卷的薄板坯实施冷轧压缩率 为50 98%的冷轧；在CAL中于400 520°C的保持温度下对该经冷轧的薄板连续地实施最终退火；然后用矫平机将所得的板矫平。
5.如权利要求4所述的具有压制成形性、抗表面粗糙性和形状固定性的机动车用铝合 金板的制造方法，其特征在于，在分批退火炉中于300 400°C的保持温度下对所述经冷轧 的薄板实施最终退火。
全文摘要
按照薄板坯厚度的1/4深度处的冷却速率为20～200℃/秒的条件用双带式铸造机将熔体铸造成厚5～15mm的薄板坯，该熔体包含3.0～3.5质量％的Mg、0.05～0.3质量％的Fe、0.05～0.15质量％的Si，且Mn的量限制在小于0.1质量％，余量基本上为不可避免的杂质和Al；将所得的薄板坯卷绕成板材卷；用表面粗糙度为0.2～0.7μm(Ra)的辊对该卷绕成板材卷的薄板坯实施冷轧压缩率为50～98％的冷轧；在CAL中于400～520℃的保持温度下对该经冷轧的薄板连续地实施最终退火，或者在分批退火炉中于300～400℃的保持温度下对该经冷轧的薄板实施最终退火；然后用矫平机将所得的板矫平；藉此，在不对板实施稳定化处理的情况下制造压制成形性、抗表面粗糙性和形状固定性良好的机动车用铝合金板。
文档编号C22F1/047GK101910435SQ20088012456
公开日2010年12月8日 申请日期2008年2月6日 优先权日2008年2月6日
发明者后藤明, 安永晋拓, 水嶋一光, 穴见敏也, 赵丕植, 风间仁 申请人:日本轻金属株式会社;本田技研工业株式会社