成形加工后的表面性状优异的铝合金板及其制造方法

专利名称：成形加工后的表面性状优异的铝合金板及其制造方法
技术领域：
本发明涉及经挤压成形加工后的表面性状优异的铝合金板(以下也将铝仅称为 Al)及其制造方法，涉及能够抑制对面板进行挤压成形加工时发生的表面凹凸(也称为皱 痕、绳状(roping)痕)的Al-Mg-Si系铝合金板。本发明中所说的铝合金板，是指在轧制后 实施了固溶和淬火处理等调质的板，是通过挤压成形等而被加工成面板之前的成形用的原 材板板。
背景技术：
在以Al-Mg-Si系的AA或JIS 6000系(以下仅称为6000系)的铝合金板为原材 的挤压成形后的面板中，存在容易发生皱痕等表面的外观品质不良的问题。皱痕是由板的 排列成筋状的集合组织引起，在挤压成形等的变形时产生的板表面的凹凸现象。因此，即使 作为原材的铝合金板的晶粒微细到不会产生橘皮的程度，因挤压成形而发生皱痕这一点仍 是问题。另外还有一个问题是在挤压成形之后皱痕比较隐蔽，而直接作为面板构造体进入 涂装工序后却容易变得醒目。该皱痕特别是在由于面板构造体的大型化和形状复杂化、或者薄壁化等，使得挤 压成型条件严格的情况下容易发生。另外，还存在挤压成形后并不明显，直至形成结构体并 进行涂装工序后变得醒目的问题。该皱痕发生时，特别是在表面要求美丽的外板(外部)用等的面板构造体中，有外 观不良就不能使用的问题。针对这一皱痕的问题，历来公知的是，以500°C以上的温度对铸锭进行均质化热处 理后进行冷却，或在冷却到室温后再加热，以350 450°C的较低温开始热轧，或者控制化 合物，由此防止过剩Si型6000系铝合金板的皱痕(参照专利文献1、2、3、10)。也提出有各种控制6000系铝合金板的集合组织(晶体取向)来改善皱痕的方法。 例如提出，着眼于{100}面的晶体取向成分，使板表层部的Cube取向的集聚度达到2 5， 使板表面部的晶粒直径微细化至45 μ m以下(参照专利文献4)。另外，也提出同时规定 6000系铝合金板的例如Cube取向、Goss取向、Brass取向、CR取向、RW取向、S取向、PP取 向等各种取向的分布密度(参照专利文献5、9)。此外，还提出使邻接的晶体取向差为15°以下的结晶晶界的占据比例为20%以 上(参照专利文献6)。另外，还提出使6000系铝合金板的制耳率为4%以上，使晶粒直径 为45μπι以下(参照专利文献7)。另外，还提出在含有Mg的铝合金中，使合金表面的晶粒 的板面取向与(100)面成10°以内的晶粒所占的面积率，和与(100)面成20°以内的晶粒 所占的面积率保持特定的关系(参照专利文献8)。专利文献1 专利第2823797公报专利文献2 特开平8-232052公报专利文献3 特开平7-228956公报专利文献4 特开平11-189836公报
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专利文献5 特开平11-236639公报专利文献6 特开2003-171726公报专利文献7 特开2000-96175公报专利文献8 特开2005-146310公报专利文献9 特开2004-292899公报专利文献10 特开2005-240113公报所述现有技术也包括所述专利文献4 9这样控制集合组织和特性的技术，其对 控制皱痕具有一定的效果。但是，成形为更深的形状的面板和更杂质的三维形状的面板等 的情况下，成形造成的板厚减少量超过10%这样的成形条件变得更为严酷时，其效果还不 充分。另外，此制造方法的规定也很缓慢，在这样宽的范围内，不一定能够获得可抑制确实 规定的集合组织和皱痕的特性。另外，在所述专利文献1、2等之中，均质化热处理后冷却至低温的热轧开始温度 时，若该冷却速度慢，则Mg-Si系化合物析出、粗大化，因此产生固溶和淬火处理高温、长时 间化的需要，存在生产率显著降低的问题。近年来，从生产效率的观点出发，铸锭例如大型 化到500mmt以上。此越是大型化的铸锭，均质化热处理后急冷至热轧开始温度时，越要稳 定控制其冷却速度和热轧开始温度，而这受到实际的制造设备上或制造工序上的制约而变 得非常困难。因此在实际的制造工序中，均质化热处理后冷却至低温的热轧开始温度时，该 冷却速度就必然地不得不变慢。因此在现实中，只是在所述比较低温下的热轧开始时，最终 制品的材料特性就变得不稳定，招致固溶和淬火处理时的生产率的降低，很难说是对皱痕 防止有效的方法。

发明内容
本发明着眼于这一情况而做。其目的在于，提供一种Al-Mg-Si系铝合金板及其 制造方法，其能够再现性良好地防止在成形条件更为严酷时会显著发生的挤压成形时的皱痕。为了达成该目的，本发明的成形加工后的表面性状优异的铝合金板的第一要旨 是，一种Al-Mg-Si系铝合金板，以质量％计，含有Mg :0. 4 1. 0%、Si :0. 4 1. 5%、Mn 0.01 0. 5质量％、Cu 0. 001 1.0%，余量由Al和不可避免的杂质构成，其中，该合金板 的表示的集合组织中，设任意的轧制宽度方向500 μ mX轧制纵长方向2000 μ m范围内的矩 形区域的Cube取向平均面积率为W，设该矩形区域中跨越轧制宽度方向依次相互邻接的相 同面积的10个矩形区域的Cube取向平均面积率分别为Wl W10，并且设此Wl WlO之中 的成为最小的Cube取向平均面积率为Wmin，成为最大的Cube取向平均面积率为Wmax时， 所述Wmin为2%以上，并且所述Wmax与所述Wmin的差Wmax-Wmin为10%以下。为了达成该目的，本发明的成形加工后的表面性状优异的铝合金板的第二要旨 是，一种Al-Mg-Si系铝合金板，以质量％计，含有Mg :0. 4 1.0%, Si :0. 4 1. 5%, Mn 0. 01 0. 5质量％、Cu 0. 001 1. 0%，余量由Al和不可避免的杂质构成，其中，该合金板 的表示的集合组织中，设任意的轧制宽度方向500 μ mX轧制纵长方向2000 μ m范围内的矩 形区域的Cube取向平均面积率为W，设S取向平均面积率为S，Cu取向平均面积率为C，根 据W-S-C的数式求得这些取向相互的平均面积率的差A时，设该矩形区域中跨越轧制宽度方向依次相互邻接的相同面积的10个矩形区域的Cube取向平均面积率分别为Wl W10，S 取向平均面积率分别为Sl S10，Cu取向平均面积率分别为Cl C10，由前式分别求得的 这些取向相互的平均面积率的差分别为Al AlO时，所述Cube取向平均面积率Wl WlO 之中的成为最小的Cube取向平均面积率Wmin为2%以上，并且所述取向相互的平均面积率 差Al AlO之中的成为最大的平均面积率差Amax和成为最小的平均面积率差Amin的差 Amax-Amin 为 10% 以下。为了达成该目的，本发明的成形加工后的表面性状优异的铝合金板的第三要旨 是，一种Al-Mg-Si系铝合金板，以质量％计，含有Mg :0· 4 1. 0 %、Si :0· 4 1. 5 %、Mn 0.01 0. 5质量％、Cu 0. 001 1.0%，余量由Al和不可避免的杂质构成，其中，仅在从该 合金板的表面到板厚的1/4的深度部分的集合组织中，设任意的轧制宽度方向500 μ mX轧 制纵长方向2000 μ m范围内的矩形区域的Cube取向平均面积率为W，设S取向平均面积率 为S，Cu取向平均面积率为C，根据W-S-C的数式求得这些取向相互的平均面积率的差A时， 设该矩形区域中跨越轧制宽度方向依次相互邻接的相同面积的10个矩形区域的Cube取向 平均面积率分别为Wl W10，S取向平均面积率分别为Sl S10，Cu取向平均面积率分别 为Cl C10，由前式分别求得的这些取向相互的平均面积率的差分别为Al AlO时，所述 Cube取向平均面积率Wl WlO之中的成为最小的Cube取向平均面积率Wmin为2%以上， 并且所述取向相互的平均面积率差Al AlO之中的成为最大的平均面积率差Amax和成为 最小的平均面积率差Amin的差Amax-Amin为10%以下。为了达成该目的，本发明的成形加工后的表面性状优异的铝合金板的第四要旨 是，一种Al-Mg-Si系铝合金板，以质量％计，含有Mg :0. 4 1.0%, Si :0. 4 1. 5%, Mn 0. 01 0. 5质量％、Cu 0. 001 1. 0%，余量由Al和不可避免的杂质构成，其中，只在从该 合金板的表面到板厚的1/2的深度部分的集合组织中，设任意的轧制宽度方向500 μ mX轧 制纵长方向2000 μ m范围内的矩形区域的Cube取向平均面积率为W，设Goss取向平均面积 率为G，根据W-G的数式求得彼此的平均面积率差B时，设该矩形区域中跨越轧制宽度方向 依次相互邻接的相同面积的10个矩形区域的Cube取向平均面积率分别为Wl W10，GoSS 取向平均面积率分别为Gl G10，由前式分别求得的这些取向相互的平均面积率的差分别 为Bl BlO时，所述Cube取向平均面积率Wl WlO之中的成为最小的Cube取向平均面 积率Wmin为2%以上，并且所述取向相互的平均面积率差Bl BlO之中的成为最大的平均 面积率差Bmax和成为最小的平均面积率差Bmin的差Bmax-Bmin为10%以下。在此，只在从该合金板的表面到板厚的1/2的深度部分的所述Goss取向平均面积 率Gl GlO之中成为最大的Goss取向平均面积率Gmax优选为10%以下。另外，所述铝合 金板的表面，或从该合金板的表面至板厚的仅1/4的深度部分，或者从该合金板的表面至 板厚的仅1/2的深度部分的所述Cube取向平均面积率Wl WlO之中的成为最大的Cube 取向平均面积率Wmax优选为20%以下。另外，所述铝合金板还允许含有Fe :1. 0%以下、Cr 0. 3%以下、Zr 0. 3%以下、 V 0. 3%以下、Ti 0. 以下、Ag 0. 2%以下、Zn以下(其中，其上限规定全部不含 0% )的1种或2种以上。此外，本发明的成形加工后的表面性状优异的铝合金板的制造方法的要旨是，对 于具有前述任何的铝合金板组成的Al-Mg-Si系铝合金铸锭进行均热化处理后，再进行热轧时，其进行方式是使热轧开始温度Ts为340 580°C的范围，另一方面，热轧结束温度 TfT相对于所述Ts满足0. 08XTs+320 ^ Tf ^ 0. 25Ts+190的关系式，此外，进行该热轧板 的冷却轧后，通过对该冷轧板进行固溶和淬火处理，选择性地获得前述任何集合组织。6000系铝合金板被成形为更深或更复杂的三维形状的面板等，因挤压成形造成的 板厚减少量超过10%这样的挤压成形条件更严酷时，其发生变得显著的皱痕，跨越轧制宽 度方向(板宽方向)的长度具有比较大的周期。即，皱痕在成形加工后的表面形成沿轧制 方向的筋状的凹凸而呈现的现象相同，但跨越轧制宽度方向(板宽方向)的筋状凹凸的宽 度具有约2 3mm的比较大的周期。对于这样的皱痕，如前述的现有的6000系铝合金板的集合组织控制这样各个特 定的晶体取向的量的比例的控制中，其规定的晶体取向的数量少，另外例子也多，其抑制效 果还不充分。本发明者发现，具有这样比较大的周期的皱痕即使在同一集合组织中，也会依赖 于板厚方向的各深度部位(板的各深度方向的部位)中跨越板宽方向(轧制宽度方向)的 特定的晶体取向的分布状态。即，这样的皱痕受到存在于铝合金板的轧制宽度方向和板厚 方向的特定的晶体取向的偏差，和特定的晶体取向之间相互的偏差等板的比较宽范围的区 域中的特定的晶体取向的分布状态的很大影响。在前述现有的专利文献中的板的集合组织控制技术中，在分析、评价集合组织时， 只能在极狭窄的板的区域进行评价。例如在专利文献9中，实施例中在板宽方向3mm的区域 中，计测分别每500 μ m区分该板宽区间时的各板截面中的集合组织。但是，这意味着至多 也只能评价具有前述大的周期的皱痕的一个周期部分。另外，因为是跨越整体板厚的轧制 直角截面中的集合组织，所以也不能对于来自板厚部位的偏差和偏差的影响进行评价。即， 在前述的现有的专利文献中的板的集合组织控制技术中，挤压成形条件更严酷时其发生变 得显著的、跨越板宽方向的长度具有约2 3mm的长度的比较大的周期的皱痕，包括其表面 凹凸的偏差都不能考虑。而且，这被推测是经过现有的6000系铝合金板的集合组织控制，而皱痕的抑制效 果仍不充分的一个原因。但是在本发明中，由于板的晶体取向不同，导致邻接的晶粒的导入 应变量(结晶性的变形量)不同，而容易发生作为表面凹凸的偏差的皱痕，这种皱痕发生的 机理和此机理所对应的认知本身与规定晶体取向的前述专利文献相同。但是，在本发明中，考虑到前述的皱痕的周期和偏差的大小，在通过规定Al-Mg-Si 系铝合金板中皱痕的周期所对应的比较宽阔的板的区域中的集合组织的状态，从而能够应 对由挤压成形造成的板厚减少量超过10%这样比以往更严酷的成形形状这一点上，却与以 前大不相同。在本发明中，作为跨越这样的板宽方向的宽阔的区域的Al-Mg-Si系铝合金板的 区域中的集合组织，在板的表面、从表面至板厚的1/4、1/2的深度部分，特别选择Cube取 向作为此分布状态的控制对象。另外，在板的表面、从表面至板厚的1/4的深度部分，除了 Cube取向以外，还选择S取向、Cu取向作为此分布状态的控制对象。此外，从表面至板厚的 1/2的深度部分，除了 Cube取向以外，还选择Goss取向作为此分布状态的控制对象。S卩，从板表面层至板厚1/4深度邻域，由Cube取向单独的分布状态，或Cube取向 与S取向、Cu取向的分布状态决定皱痕是否发生。另外，在板厚1/2邻域，由Cube取向和Goss取向的分布状态决定皱痕是否发生。如此，在本发明中，使Al-Mg-Si系铝合金板的所述各板厚区域中，这些代表性的 晶体取向的各分布状态，或这些代表性的晶体取向相互间的各分布状态尽可能在板宽方向 上成为均一的集合组织。由此，能够提供一种Al-Mg-Si系铝合金板，其能够防止在被成形 为更深或更复杂的三维形状的面板等成形条件更严酷时其发生变得显著的、具有前述比较 大的周期的皱痕的发生。
具体实施例方式以下，对于本发明铝合金板的实施方式进行具体地说明。(集合组织)Cube取向如一般已知的，是铝的再结晶集合组织的主取向，即使在Al-Mg-Si系铝 合金板中也是主要的晶体取向之一。此外，作为再结晶集合组织的主要的取向成分，还形成 有S取向、Cu取向、Goss取向等。由于这些晶体取向不同，即使平均地施加拉伸加工时，其 各自变形状态也不同。Cube取向在相对于轧制方向成45°的方向对板进行拉伸时，在板厚方向会显著 地发生压缩变形，与拉伸轴向成直角平行于板面的方向(也称板宽方向)的压缩变形几乎 没有发生，相对于此，S取向、Cu取向、Goss取向在板厚方向的压缩变形小。另一方面，Goss 取向在轧制宽度方向拉伸时，以板宽方向的压缩变形为主，板厚方向的压缩变形几乎不发 生，因此与其他取向相比，板厚方向的压缩变形显著地小。因此，若特别是特性与其他取向显著不同的Cube取向和Goss取向大量存在，且 构成群，则相对于轧制方向成45°的方向和沿轧制直角方向施加对板进行拉伸的成形加工 时，由于Cube取向和Goss取向的量与拉伸方向不同，导致板厚方向的压缩变形量不同，从 而容易发生板表面的凹凸。为了抑制该板表面的凹凸，即抑制皱痕，在现有的技术中提出的 方法是，规定其集聚度，规定用于使成群的组织不会发生的控制条件。Cube取向和Goss取向的量比较少，即使没有形成显著的群，若其分布状态因板的 轧制宽度方向的部位而有所不同，则在该部位，平均地拉伸板整体时的板厚方向的压缩变 形特性也有所不同。此外，Cube取向和Goss取向不只是各自单独的分布状态，在Cube取 向与S取向、Cu取向和Goss取向相组合的分布状态下也一样，若因轧制宽度方向的部位而 不同，则在该部位，平均地拉伸板整体时的板厚方向的压缩变形特性所不同。该板厚方向的压缩变形跨越整体板厚而累计的值为板厚减少。因此，假设从板表 面至1/2深度部分，由于部位不同板厚方向的压缩变形也不同时，作为板厚减少的差异而 在板表面发生凹凸。另外，板表面和/或从板表面至1/4深度，和从板表面至1/2深度的Cube取向和 Goss取向的局部性的存在量显著多地存在，则平均地拉伸板整体时，在各板厚部位的板宽 方向的压缩量在不相同，因此发生局部性的板的翘曲和弯曲。这时也会在板表面发生凹凸。如此在Cube取向的分布状态和/或Cube取向与S取向、Cu取向和Goss取向相组 合的分布状态不同时，对板挤压成形时，当然会由于板的部位不同而在板表面产生凹凸，发 生皱痕和橘皮。特别是该取向分布跨越板宽方向而具有宽阔的周期时，即使挤压成形为现 有的应变量比较小的形状时不太醒目，但在前述的板的成形条件更严酷，应变量超过10%
8时，则会呈现显著的皱痕，形成表面不良。因此在本发明中，尽可能地使跨越板宽方向的宽阔区域中这些Cube取向的分布 状态和/或Cube取向与S取向、Cu取向和Goss取向相组合的分布状态变得均一。换言 之，就是极力减少存在于所述板的比较宽阔的区域中的这些各取向和特性不同的各晶体取 向相互间各自的偏差。(板的比较宽阔区域的规定)在此，本发明如前述，为了防止或抑制在更严酷的挤压成形条件下发生的、具有比 较大的周期的皱痕，而尽可能地使跨越板宽方向的宽阔区域中的晶体取向的分布状态均 一。为此，测定和规定集合组织的区域，也需要与之相应而成为跨越板宽方向的比较宽阔的 区域。如后述，用于集合组织测定所通常使用的X射线衍射中，因为是对于测定区域整 体的平均的各晶体取向的存在比例进行测定，所以不能正确地反映例如板宽方向等的分布 状态。相对于此，使用EBSP的晶体取向分析方法，其测定范围跨越巨大的区域，能够正确地 反映其中跨越板宽方向的宽阔区域中的晶体取向的分布状态。本发明如此通过使用了 EBSP的晶体取向分析方法来测定、规定集合组织，但是正 确地反应或代表跨越板宽方向的宽阔的区域中的晶体取向的分布状态，其测定区域也要宽 阔。即，为了规定集合组织而规定板厚方向的各深度部位中跨越板宽方向(轧制宽度方向) 的比较宽阔的矩形区域。具体来说，在板表面、从板表面至板厚1/4、1/2的深度部分中，根 据特定晶体取向所对应的板厚方向的深度部位而规定矩形区域，但彼此的矩形区域的规定 面积(大小)相等。而且，每一个区域都规定为跨越任意的轧制宽度方向500 μ mX轧制纵 长方向2000μπι的大小。在本发明中，跨越板的轧制宽度方向(板宽方向)而使该同等面 积的矩形区域顺次邻接排列10个，作为此合计10个矩形区域中的集合组织，规定各矩形区 域中的各特定晶体取向的平均面积。(板表面的集合组织Cube取向面积率)在经轧制、固溶淬火处理而制造的Al-Mg-Si系铝合金板中，存在因制造条件导致 Cube取向特别在该板表面强烈集聚的情况。这种情况下，不论其他晶体取向成分，仅是由于 Cube取向的分布就有发生皱痕的可能性。因此，基于前述技术思想，在本发明中，首先在板 表面，尽可能地使前述矩形区域所规定的跨越板宽方向的Cube取向的分布状态均一。艮口， 在Cube取向最大量存在的Al-Mg-Si系铝合金板的表面的集合组织中，规定由前述矩形区 域所规定的跨越板宽方向的Cube取向的分布状态，使之尽可能地均一。具体来说，前提是使所述板表面的矩形区域中成为最小的Cube取向平均面积率 Wmin为2%以上。成为最小的Cube取向的平均面积率Wmin低于2%时，大大脱离作为本发 明规定或期望的条件的轧制、固溶的制造条件，或者因EBSP测定试料的前处理等不恰当而 无法正确反应试料的集合组织的可能性高。这种情况下，完全得不到本发明规定的晶体取 向分布，或者不能进行所需要的充分正确的测定。Cube取向的面积率的上限优选为，在所述板表面的矩形区域中，作为最大的Cube 取向平均面积率Wmax为20 %以下。该最大的Cube取向平均面积率Wmax超过20 %时，即 使Cube取向或其他晶体取向的分布状态满足本发明的规定，仍存在具有Wmax的部位单独 发生显著的凹凸的情况，皱痕容易发生。
(板表面的Cube取向的分布状态规定)以此为前提，首先在本发明中，规定板表面的Cube取向单独的分布状态。之所以 规定这一 Cube取向单独的分布状态，如前述，是存在特别在板表面有Cube取向强烈集聚的 情况。具体来说，就是有在所述板表面的矩形区域中的成为最大的Cube取向面积率Wmax 超过15%的情况。作为板表面层的Cube取向的分布状态规定，具体来说，是设所述板表面的10个矩 形区域中的Cube取向平均面积率为Wl WlO时，设成为最小的Cube取向面积率Wmin时， 设成为最大的Cube取向面积率Wmax时，将作为晶体取向的分布偏差的该Wwax和Wmin的 差Wmax-Wmin减小为10%以下。由此，尽可能使跨越的Al-Mg-Si系铝合金表示的板宽方向的Cube取向的分布状 态均一，减小挤压成形中的变形状态的偏差。其结果是，能够防止或抑制成形为更深或更复 杂的三维形状的面板等成形条件更为严酷时，其发生变得显著的具有所述比较大的周期的 皱痕的发生。另一方面，在将作为晶体取向的分布偏差的该Wwax和Wmin的差Wmax-Wmin 超过10%时，晶体取向的分布偏差过大，挤压成形中的变形状态的偏差变大，不能够防止以 及抑制具有所述比较大的周期的皱痕的发生。(板表面或从板表面至板厚1/4的深度部分的Cube取向与S取向、Cu取向的分布 状态的规定)对此，根据制造条件，在经轧制、固溶淬火处理而制造的Al-Mg-Si系铝合金板的 板表面和从板表面至板厚1/4的深度部分，Cube取向的集聚比较低，相对地S取向、Cu取向 的存在也就变多。如此，在板表面和从板表面至板厚1/4的深度部分，所谓Cube取向的集 聚比较低，是指所谓矩形区域中成为最大的Cube取向面积率Wmax为2 15%的情况。在这种情况下，为了防止或抑制皱痕发生，不仅需要尽可能使Cube取向均一，而 且需要尽可能使板表面或从板表面至板厚1/4的深度部分的所述矩形区域所规定的跨越 板宽方向的Cube取向与S取向、Cu取向的分布状态均一。为此，需要规定此各部位的Cube 取向与S取向、Cu取向的分布状态的关系。具体来说，设板表面或从板表面至板厚1/4的深度部分的所述矩形区域中，Cube 取向平均面积率为W，S取向平均面积率为S，Cu取向平均面积率为C时，根据W-S-C的数式 求得这些取向相互的平均面积率的差A。然后，设所述10个矩形区域中的Cube取向平均面 积率为Wl W10，S取向平均面积率为Sl S10，Cu取向平均面积率为Cl C10，由前式 求得所述Al，并求得与Al同样求出的这些取向相互的平均面积率差Al A10。然后，将这 些取向相互的平均面积率差Al AlO之中成为最大的平均面积率差Amax和成为最小的平 均面积率差Amin的差Amax-Amin减小为10%以下。由此，可使Al-Mg-Si系铝合金板表面或从板表面至板厚1/4的深度部分，Cube取 向、S取向、Cu取向同时实质量存在时的板宽方向的晶体取向分布状态尽可能地均一，减小 挤压成形中的变形状态的偏差。其结果是，能够防止或抑制所述成形条件更严酷时其发生 变得显著的具有所述比较大的周期的皱痕的发生。还有，满足上述晶体取向的分布偏差Amax-Amin的规定的，最低可以为板表面或 从板表面至板厚的1/4的深度部分的任意一个。但是，所述成形条件更严酷时，优选使板表 面或从板表面至板厚1/4的深度部分双方均满足上述晶体取向的分布偏差Amax-Amin的规定。另一方面，在板表面或从板表面至板厚的1/4的深度部分双方，该晶体取向的分 布偏差Amax-Amin超过10%时，板表面和从板表面至板厚的1/4的深度部分的特性不同的 晶体取向的分布状态在板宽方向变得不均一。换言之，存在于所述板的比较宽阔区域中的 这些各取向和特性不同的各晶体取向相互的各自的偏差变大。其结果是，在成形条件更严 酷时，不能防止或抑制所述具有比较大的周期的皱痕的发生。(从板的表面至板厚的仅1/2的深度部分的Cube和Goss取向的分布状态规定)此外，在经轧制、固溶淬火处理而制造的Al-Mg-Si系铝合金板中从板表面至板厚 1/2深度部分，根据制造条件，除Cube取向以外，还有Goss取向的存在也变多的情况。因 此，如果使板表面至板厚1/2的深度部分的、所述矩形区域中的Goss取向的面积率存在例 如0. 5%以上的实质量，则可防止或抑制皱痕发生，因此不仅需要规定Cube取向，而且还需 要规定从板的表面只至板厚的1/2的深度部分的Cube和Goss取向的分布状态的关系。具体来说，设板表面至板厚的仅1/2的深度部分的所述矩形区域中的Cube取向平 均面积率为W，Goss取向平均面积率为G时，由W-G的数式求得彼此的平均面积率差B。然 后，设所述10个矩形区域中的Cube取向平均面积率分别为Wl W10，Goss取向平均面积 率分别为Gl GlO时，分别由前式各自求得这些取向相互的平均面积率差Bl B10。然 后，将其中成为最大的平均面积率差Bmax和成为最小的平均面积率差Bmin的差Bmax-Bmin 减小为10%以下。由此，可使Al-Mg-Si系铝合金板的从表面至板厚的仅1/2的深度部分，有Cube取 向、Goss取向同时实质量存在时的、由所述矩形区域规定的跨越板宽方向的晶体取向分布 状态尽可能地均一，减小挤压成形中的变形状态的偏差。其结果是，能够防止或抑制所述成 形条件更严酷时其发生变得显著的具有所述比较大的周期的皱痕的发生。该晶体取向的分布偏差Bmax-Bmin超过10%时，从板表面至板厚的1/2的深度部 分的特性不同的晶体取向的分布状态在板宽方向变得不均一。换言之，由所述矩形区域规 定的跨越板宽方向而存在、其各取向和特性不同的各晶体取向相互的各自的处偏差变大。 其结果是，在成形条件更严酷时，不能防止或抑制具有比较大的周期的皱痕的发生。在此，Al-Mg-Si系铝合金板的从表面至板厚的仅1/2的深度部分，所述Goss取向 平均面积率Gl GlO之中成为最大的Goss取向平均面积率Gmax优选为10%以下。Gmax 超过10%时，存在即使Goss取向和Cube取向的分布状态满足本发明的规定，具有Gmax的 部位也会单独发生显著的凹凸的情况，皱痕容易发生。(晶体取向分布状态控制的组合方法)在本发明中，以上说明的(1)板表面的Cube取向的分布状态规定；(2)板表面的 Cube取向与S取向、Cu取向的分布状态的规定；(3)从板表面至板厚的1/4的深度部分的 Cube取向与S取向、Cu取向的分布状态的规定；(4)从板的表面至板厚的仅1/2的深度部 分的Cube取向与Goss取向的分布状态的规定，使之分别单独满足或组合满足而进行控制。 如何使之组合，如前述，根据成分组成和制造条件、所述板的板厚方向的各部位的各晶体取 向的存在状态、应该改善的皱痕的发生状态和所述成形条件中适当地选择。(铝合金板的集合组织测定)晶体取向的表现方法，即使结晶系相同，根据加工方法不同也会有所不同，为轧制材时由轧制面和轧制方向表示。即，如下述所示，与晶体取向的轧制面平行的面以 {〇〇〇}表现，与轧制方向平行的面以<ΔΔΔ>表现。还有，〇和厶表示整数。基于这一表现方法，各取向如下述这样表示。还有，关于此各取向的表现，记载在 長島晋一编著的“集合组织”(丸善株式会社刊)和轻金属学会“轻金属”解说Vol. 43 (1993) P. 285 293等中。Cube 取向{001} <100>Goss 取向{011} <100>CR 取向{001}<520>RW取向{001}<110>[Cube取向是在(100)发生了板面回转的取向]Brass 取向{011}<211>S 取向{123}<634>Cu 取向{112}<111>SB 取向{681}<112>(各晶体取向面积率的测定)这些晶粒的Cube取向、Goss取向、Cu取向、Goss取向等各晶体取向的面积率(存 在率)，是通过对于前述的板的截面，使用来自扫描型电子显微镜SEM(Scanning Electron Microscope)白勺身寸身寸HI (Electron Backscatter Diffraction Pattern) iiif 白勺 晶体取向分析的方法(SEM/EBSP法)而测定的。即，通过SEM/EBSP法测定所述板的表面、 从板表面至板厚的仅1/4的深度部分、从板表面至板厚的仅1/2的深度部分的各截面的所 述矩形区域。上述使用EBSP的晶体取向分析方法，是以任意的一定间隔扫描指定的试料区域 而进行测定，并且上述程序对于全部测定点自动进行，因此在测定结束时能够得到由所述 矩形区域规定的跨越轧制方向、轧制宽度方向的数万 数十万点的晶体取向数据。因此其 所具有的优点是，观察视野广阔，能够在数小时以内获得针对大量的晶粒的平均晶粒直径、 平均晶粒直径的标准偏差或取向分析的信息。因此，本发明这样的规定或测定板宽方向的 所述宽阔的矩形区域中的集合组织，正确地规定或代表所述矩形区域所规定的跨越板宽方 向的集合组成时最佳。相对于此，在用于集合组织测定所通常使用的X射线衍射(X射线衍射强度等) 中，测定的是测定区域整体的平均的各晶体取向的存在比例，从而得不到关于观察面的各 晶粒的分布状态的信息。因此，使用了上述EBSP的晶体取向分析法不能够正确、且高效率 地测定影响皱痕的由所述矩形区域规定的跨越板宽方向的宽阔区域的晶体取向分布。上述使用EBSP的晶取方向分析方法，是从前述的各板的厚度位置的面提取组织 观察用的试验片，进行机械研磨和抛光后，经电解研磨对表面进行调整。对于如此得到的试 验片，判定各晶粒是否是作为对象的取向(偏离理相取向15°以内)，求得测定视野中的取 向密度(各晶体取向的面积)，作为SEM装置，使用例如日本电子社制SEM(JE0LJSM5410)， 例如TSL社制的EBSP测量·分析系统0IM(Orientation Imaging Macrograph，分析软件 名 “OIMAnalysis”)进行。试验片的特定晶体取向的平均面积率测定区域，为前述的与特定晶体取向对应的 板厚方向的各深度部位相应的矩形区域。即，连同各深度部位一起，设每一个矩形区域为跨
12越任意的轧制宽度方向500 μ mX轧制纵长方向2000 μ m的大小时，使该同等面积的矩形区 域跨越板的轧制宽度方向(板宽方向)依次彼此邻接排列10个，成为合计10个矩形区域。 以所得到的测定数据为基础，将这些既定的测定区域中的各晶体取向的面积和除以测定总 面积，以平均面积率(％ )进行测定、评价。上述使用EBSP的晶体取向分析方法，是对设置在SEM上的试料表面照射电子射线 时发生的背散射衍射图(EBSP也称为模拟菊池图)输入测定、分析系统，通过与采用了已知 的结晶系的图相比较，决定该电子射线照射点(测定点)的晶体取向。在所测定的试料的前述各10处的矩形区域中，以例如5μπι的梯级间隔扫描电子 射线，测定各测定点的晶体取向，与测定点位置数据组而并进行分析，由此能够对于测定区 域内的各个晶粒的晶体取向和晶体的分布状态进行测定。在本发明中，如前述，在各10处 的矩形区域中，测定、评价各晶体取向的平均面积率，但也可以测定、评价更宽范围的区域 和相反更微小的区域中的晶体取向分布。(化学成分组成)以下，对于本发明作为对象的6000系铝合金板的化学成分组成进行说明。本发明 作为对象的6000系铝合金板，作为前述的汽车的外板用的板等而要求有优异的成形性、BH 性、强度、焊接性和耐腐蚀性等的诸特性。为了满足这样的要求，铝合金板的组成为，以质量％计，含有Mg:0.4 1.0%、Si 0. 4 1. 5 %、Mn :0· 01 0. 5 % (优选为 0. 01 0. 15 % )、Cu :0· 001 1. 0 % (优选为
0. 01 1. 0% )，余量由Al和不可避免的杂质构成。还有，各元素的含量的％表示全部质量 的思思ο本发明作为对象的6000系铝合金板，优选应用于容易产生皱痕，但BH性更优异的 Si和Mg的质量比Si/Mg为1以上的这种过剩Si型的6000系铝合金板。6000系铝合金板 具有优异的时效硬化能力(BH性)，其是在挤压成形和弯曲加工时借助低屈服强度化而确 保成形性，并且通过成形后的面板的涂装烘烤处理等的比较低温的人工时效处理时的加热 而进行时效硬化，提高屈服强度，能够确保需要的强度的能力。其中，过剩Si型的6000系 铝合金板与质量比Si/Mg低于1的6000系铝合金板相比，其BH性更优异。Mg、Si、Mn、Cu以外的其他元素基本上为杂质，为遵循AA或JIS规格等的各杂质水 平的含量(允许量)。从再循环利用的观点出发，作为熔融材不仅是高纯度Al基体金属，将 6000系铝合金和其他的铝合金材废料、低纯度Al基体金属等作为熔融原料而大量使用时， 存在下述其他元素作为杂质混入的可能性。而且，将这些杂质元素例如降低至检测界限以 下本身会提高成本，需要允许一定程度的含有。另外，即使实质量含有，只要是不损害本发 明目的和效果的含有范围，也是具有该范围的含有效果的元素。因此，允许如下元素分别在如下规定的量以下的范围内含有。具体来说，除了上述 的基本组成以外，也可以在如下范围还含有Fe以下、Cr :0. 3%以下、Ti 0. 以下、 Zn:1.0%以下的1种或2种以上。在此，这些各元素的各上限规定全部不含0%。以下对 于上述6000系铝合金中的各元素的优选含有范围和意义或允许量进行说明。Si :0· 4 1.5%Si和Mg都在固溶强化和涂装烘烤处理等的所述低温下的人工时效处理时形成有 助于强度提高的时效析出物，发挥时效硬化能力，是用于获得作为汽车的外面板所需要的强度(屈服强度)必须的元素。另外，为了使成形为面板后的以更低温、短时间的涂装烘烤处理下的优异的低温 时效硬化能力得到发挥，优选以质量比计使Si/Mg为1. 0以上，成为比一般所说的过剩Si 型相对于Mg更过剩的含有Si的6000系铝合金组成。若Si含量过少，则不能兼具所述时效硬化能力，还有各种用途所要求的挤压成形 等储特性。此外，在热轧中或热轧结束后再结晶被促进，产生粗大再结晶，Cube取向容易发 达，不能将晶体取向分布状态均一地控制在本发明的规定范围内。另一方面，若Si含量过 多，则晶大的结晶物和析出物形成，包含弯曲加工性在内的挤压成形性显著受损。此外，焊 接性也显著受损。因此Si含量为0.4 1.5%的范围。Mg :0. 4 1.0%Mg在固溶强化和涂装烘烤处理等的所述人工时效处理时，与Si —起形成有助于 强度提高的时效析出物，发挥时效硬化能力，是用于得到作为面板所需要的屈服强度的必 须的元素。若Mg含量过少，则绝对量不足，在人工时效处理时不能形成所述化合物相，不能 发挥时效硬化能力。因此得不到作为面板所需要的屈服强度。此外，热轧下再结晶被促进， 生成粗大再结晶，Goss取向容易发达，不能将晶体取向分布状态远一地控制在本发明的范围。另一方面，若Mg含量过多，反而在挤压成形时容易发生SS痕(拉伸应变痕)。因 此，Mg的含量为0.4 1.0%的范围，Si/Mg以质量计为1.0以上的量。Cu :0· 001 1. 0%Cu具有的效果是，在本发明的比较低温短时间的人工时效处理的条件下，促进铝 合金材组织的结晶晶内的有助于强度提高的时效析出物的形成。另外，固溶的Cu也有使成 形性提高的效果。Cu含量低于0.001%，特别是低于0.01%时没有该效果。另一方面，若超 过1. 0%，则耐应力腐蚀裂纹性和涂装后的耐腐蚀性之中的耐丝状锈蚀性还有焊接性显著 劣化。因此，Cu含有为0. 001 1. 0%，优选为0. 01 1. 0%。Mn :0. 01 0.5%Mn在均质化热处理时生成分散粒子(分散相)，这些分散粒子具有妨碍再结晶 后的晶界移动的效果，因此有着能够得到微细的晶粒的效果。如前述，本发明的铝合金板 的挤压成形性和卷边加工性会随着铝合金组织的晶粒微细而提高。这一点在Mn含量低于 0.01%时，则不具备这些效果。另一方面，Mn含量变多时，熔融、铸造时容易生成粗大的Al-Fe-Si-Mn系的结晶 物，成为使铝合金板的机械的性质降低的原因。因此Mn含量超过0. 5%时，反而会降低挤压 成形性和弯曲加工性。因此Mn在0. 01 0. 5%的范围，优选为0. 01 0. 15%的范围。(制造方法)接下来，对于本发明铝合金板的制造方法进行说明。本发明铝合金板其制造工序 本身是常规方法或公知的方法，通过在铸造后对于上述6000系成分组成的铝合金铸锭进 行均质化热处理，实施热轧、冷轧而成为既定的板厚，再实施固溶淬火等调质处理而制造。但是，在这些制造工序中，为了提高耐皱痕性，为了将集合组织均一地控制在本发 明的范围内，需要如后述这样控制热轧条件。另外在其他工序中，用于将晶体取向分布状态
14均一地控制在本发明的规定范围内的也是优选条件。(熔融，铸造冷却速度)首先，在熔融、铸造工序中，适宜选择连续铸造法、半连续铸造法(DC铸造法)等 通常的熔融铸造法，铸造被熔融调整到上述6000系成分组成范围内的铝合金熔汤。在此， 为了将集合组织均一地控制在本发明的范围内，关于铸造时的冷却速度，优选尽可能大 (快)，从熔融温度(约700°C )到固相线温度优选为30°C /分以上。不进行这样的铸造时的高温区域下的温度(冷却速度)控制时，该高温区域的冷 却速度必然缓慢，这时，在该高温区域的温度范围内粗大生成的结晶物的量变多，铸锭在板 宽方向的结晶物的尺寸和数量的偏差也大。这成为发生热轧、冷轧时被导入的轧制应变的 过剩的不均一，固溶淬火处理后的晶体取向的发生大的偏差的起因，导致不能为了提高耐 皱痕性，而在本发明的规定范围内均一地控制由所述矩形区域规定的跨越板宽方向的晶体 取向分布状态的这种可能性变高。(均质化热处理)接着，在热轧之前先对所述铸造的铝合金铸锭实施均质化热处理。均质化热处理 (均热处理)以组织的均质化为目的，即消除铸锭组织中的结晶晶内的偏析。因此，均质化 热处理温度如常规方法，在500°C以上适宜选择低于熔点的温度，均质化处理时间从4小时 以上的范围内适宜选择。若该均质化温度低，则不能充分消除结晶晶内的偏析，其作为破坏 的起点发挥作用，因此延伸凸缘性和弯曲加工性降低。虽然也可以在均质化热处理后立即进行热轧，但如果要成为后述的优选的热轧的 开始温度，则从均质化热处理温度冷却到热轧的开始温度再开始热轧。这时，在热轧开始 时，为了使铸锭的组织状态更均一，优选以热轧开始温度进行2小时以上的保持。更优选在 均质化热处理后，一下子冷却至室温，再加热到热轧开始温度，以该再加热温度进行2小时 以上的保持，再开始热轧。(热轧)热轧根据轧制的板厚，由如下工序构成铸锭(板坯)的粗轧工序；将粗轧后的板 厚约40mm以下的板轧制到大约4mm以下的板厚的精轧工序。在该粗轧工序和精轧工序中， 适宜使用逆轧式或连轧式等的轧机。在此，特别是在所述板厚条件下对铸锭进行粗轧的工序和对于粗轧后的板进行精 轧的工序所构成的热轧中，此粗轧开始温度(热轧开始温度)Ts和精轧结束温度(热轧结 束温度)Tf的关系，在用于将晶体取向分布状态均一地控制在本发明的规定范围内上特别重要。S卩，为了制造前述的具有均一晶体取向分布的6000系铝合金板在板，重要的是其 进行特别要控制热轧的条件，控制作为使皱痕发生的根源的热轧后的轧制板组织。热轧中 或热轧结束后的从板表面至板厚1/4邻域，有粗大的再结晶晶粒生成，在其后的冷轧、固溶 处理后，在生成有所述粗大的再结晶晶粒的板表面至1/4邻域的部位，产生Cube取向的过 剩的集聚。因此，容易使Cube取向、S取向、Cu取向的分布状态发生偏差。另外，在热轧结 束后的板厚1/2邻域有加工组织残留，或生成部分再结晶的组织时，在其后的冷轧、固溶处 理后，从板表面至板厚1/2邻域的部位，产生Goss取向的过剩的集聚，容易使Cube取向和 Goss取向的分布状态发生偏差。因此，难以将晶体取向分布状态均一地控制本发明的规定范围内。因此，为了得到用于在本发明的规定范围内均一地控制晶体取向分布状态的热轧 后的优选组织，就要使此粗轧开始温度(热轧开始温度)Ts和精轧结束温度(热轧结束温 度)Tf满足下述的关系式。关系式0.08XTS+320 彡 Tf 彡 0. 25Ts+190在此，精轧结束温度TfTC )相对于粗轧开始温度Ts (°C )超过所述0. 08XTS+320 时，在热轧结束后的从板表面至板厚1/4邻域，容易生成粗大的再结晶晶粒。这时，在其后 的冷轧、固溶处理后，在生成有所述粗大的再结晶晶粒的从板表面至1/4邻域的部位，产生 Cube取向的过剩的集聚。因此，容易使Cube取向、S取向、Cu取向的分布状态发生偏差。另 外，精轧结束温度TfTC )相对于粗轧开始温度Ts (°C )低于0. 25TS+190时，在热轧结束后 的板厚1/2邻域有加工组织残留，或容易生成部分再结晶的组织。这时，在其后的冷轧、固 溶处理后，在从板表面至板厚1/2邻域的部位，产生Goss取向的过剩的集聚，容易使Cube 取向和Goss取向的分布状态发生偏差。因此，此任何一种情况都难以将晶体取向分布状态 均一地控制本发明的规定范围内。粗轧开始温度Ts CC )根据成分组成和铸锭厚度的关系选择，未必特定，但若超 过580°C则容易发生铸锭的局部熔解，低于340°C时，轧制载荷过大，轧制困难。另外，Ts比 450°C高时，由于在热轧中所积蓄的轧制应变量，导致在从板表面至1/4邻域有粗大的再结 晶晶粒生成的可能性。因此，粗轧开始温度(热轧开始温度)Ts为340 580°C，更优选为 340 450°C的范围。(最终道次轧制率)在此，对于热轧后的组织来说，上述的开始温度、结束温度控制为对其会产生影 响，并且特别是精轧的轧制率和轧制速度也会对其产生影响。因为它们依赖于进行热轧的 轧机的规格，所以一概不确定，但本发明者们根据试验确认到的是，精轧的最终道次其影响 最大。在这一点上，为了得到热轧后的优选组织，将晶体取向分布状态均一地控制在本发明 的规定范围内，在满足所述粗轧开始温度Ts条件和该Ts与精轧结束温度Tf的关系后，还 优选精轧的最终道次使其轧制率为35%以上。(热轧板的退火)该热轧板的冷轧前的退火(粗退火)未必需要。而利用所述Ts和热轧中的应变， 消除有生成可能性的热轧中的粗大的再结晶晶粒的影响，由此减小皱痕的抑制程度的偏 差，若是为此则也可以实施(冷轧)在冷轧中，轧制上述热轧板，制作成期望的最终板厚的冷轧板(也包括卷材)。但 是为了使晶粒微细化，优选冷轧率为60%以上，出于同样的目的，也可以在冷轧道次间进行 中间退火。(固溶和淬火处理)冷轧后进行固溶淬火处理。优选固溶处理以500°C 570°C保持0 10秒的条件 进行，其后以10°c /秒以上的冷却速度进行淬火处理。在固溶处理后的淬火处理中，若冷 却速度慢，则容易在晶界上析出Si、Mg2Si等，容易成为挤压成形和弯曲加工时的裂纹的起 点，成形性降低。为了确保该冷却速度，优选淬火处理分别选择使用风扇等的空冷，喷雾、喷水、浸渍等的水冷方法和条件，从而使冷却速度成为10°C /秒以上的急冷。为了进一步提高成形面板的涂装烘烤工序等的人工时效硬化处理中的时效硬化 性，也可以在固溶淬火处理之后立即进行预备时效处理。该预备时效处理优选在70 140°C的温度范围，在1 24小时的范围保持必要时间。作为该预备时效处理，其进行是在 将上述淬火处理的冷却结束温度提高到70 140°C后，立即再加热或直接保持。或者，其进 行是在固溶处理后至常温的淬火处理之后，在10分钟以内立即再加热到70 140°C。此外，为了抑制室温时效，在所述预备时效处理后，也可以没有时间上的拖延就进 行比较低温的处理(人工时效处理)。另外，连续固溶淬火处理时，其进行在所述预备时效的温度范围结束淬火处理，直 接以高温卷取成卷等。还有，可以在卷取成卷前再加热，也可以在卷取后保温。另外，也可 以在达到常温的淬火处理之后，再加热至所述温度范围，以高温卷取等。另外，根据用途和需要特性，当然也可以进行更高温的时效处理，以实现更高强度化等。以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例限制。在能 够符合前、后述宗旨的范围也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。实施例接下来，说明本发明的实施例。以表2所示的条件，对于表1所示的6000系铝合 金板进行均质化热处理(简述为均热处理)和热轧(简述为热轧)，再进行冷轧，实施固溶 和淬火处理加以制造。还有，在表1中的各元素的含量的表示中，“_”表示在检测界限以下。铝合金板的更具体的制造条件如下。通用DC铸造法熔炼表1所示的组成的铸锭。 这时各例均通用，为了将晶体取向分布状态均一地控制在本发明的规定范围内，关于铸造 时的冷却速度为，从熔解温度(约700°C )至固相线温度为50°C /分。接着，铸锭的均热处理以表2所示的温度，各例均同为5小时的均热时间。这时，表 2的代号4、5、13、14是均质化热处理后未冷却，以均质化热处理的温度状态的温度Ts(°C ) 开始热轧(粗轧)。其他全部是将铸锭从各均质化热处理温度下下子冷却到室温，在该冷却 后再加热至热轧开始温度Ts (°C )，以此温度保持2小时后开始热轧(粗轧)的例子。然后 进行精轧，以表2所示的各精轧结束温度TfTC )结束热轧，各例均同，热轧成厚3. 5mm，成 为热轧板(卷材)。表2中显示这时的各例的Ts和Tf是否满足所述关系式。还有，精轧的 最终道次的轧制率也显示在表2中。在表2的代号2、8中，对热轧后的铝合金板进行400°C X3小时的中间退火(粗退 火)并进行冷轧，其他例子均是不进行该粗退火便进行冷轧，各例均同，无冷轧道间的中间 退火而成为厚1.0mm的冷轧板(卷材)。此外还进行固溶淬火处理，各例均同，即，以连续式 的热处理设备将该各冷轧板再加热至550°C，立即以平均50°C /秒的冷却速度冷却至室温。 另外各例均同，在冷却至该室温后，立即再加热至100°C，以此温度进行保持2小时的预备 时效处理。从这些调质处理后的各最终制品板上切出供试板(毛坯)，测定、评价所述调质处 理后15日的室温时效(室温放置)后的各供试板的组织和特性并进行评价。(供试板集合组织)使用所述SEM-EBSP，对于所述供试板的集合组织，测定、分析所述既定深度部位和所述既定的测定矩形区域中的各晶体取向的面积率。其结果显示在表3中。(供试板特性)此外，作为所述供试板的特性，分别测定耐皱痕性、0. 2%屈服强度(As屈服强度 MPa)、延伸率(％ )。这些结果也显示在表3中。(皱痕)对于从所述供试板上切下的各试验片，模拟所述严酷条件下的挤压成形，在与轧 制方向上成90°方向和成45°方向施加15%的塑性应变后，进行ED涂装，目测评价有无皱痕。皱痕的评价如下未发生的为〇，确认到有轻微的皱痕发生的为Δ，可见有显著的 皱痕的发生的为X。(机械的特性)用于施加所述拉伸的抗拉试验，是从所述供试板上提取JISZ2201的5号试验片 (25mmX50mmGLX板厚)，进行室温拉伸试验。这时的试验片的拉伸方向为轧制方向的直角 方向。拉伸速度为，至0.2%屈服强度为5mm/分，屈服强度降低为20mm/分。机械的特性测 定和N数为5，其结果显示在表3中(N数=5的平均值)根据其平均值进行计算。如表1 3所示，各发明例在本发明成分组成范围内，并且精轧结束温度TfTC ) 和粗轧开始温度Ts(°C)的关系在优选的条件范围进行热轧。因此如表3所示，具有本发明 规定的集合组织。即，为了抑制皱痕，能够将板的比较宽阔的区域中的晶体取向分布状态均 一地控制在本发明的规定范围内。其结果是，作为来自本发明的晶体取向分布状态的铝合 金板能够抑制皱痕发生。但是，将精轧的最终道次的轧制率降低到30%而进行热轧的本发明例6、7，与该 轧制率为优选的35%以上的其他发明例相比较，在热轧结束后的从板表面至板厚1/4邻 域，比较粗大的再结晶织构容易发达，在从制品板表面到板厚1/4邻域的部位发生Cube取 向的集聚，Cube取向、S取向、Cu取向的分布状态偏差较大。其结果是，发明例6、7与同轧 制方向成90°方向和45°方向都能够抑制皱痕的其他发明例相比，特别是不能完全抑制 45°方向的皱痕的发生。相对于此，比较例13 16使用与上述发明例1相同的合金例。但是，这些各比较 例如表2所示，热轧条件脱离优选的范围。比较例13、15，其精轧结束温度TfTC )相对于 粗轧开始温度TsCC )低于前述的0. 25TS+190。因此，比较例13、15特别是在热轧结束后 的板厚1/2邻域有加工组织残留，从制品板表面至板厚1/2邻域的部位发生Goss取向的过 剩的集聚，Cube取向和Goss取向的分布状态有偏差。其结果如表3所示，不能将晶体取向 分布状态均一地控制在本发明的规定范围内，与发明例1相比，耐皱痕性差。另外，比较例14、16其精轧结束温度TfTC )相对于粗轧开始温度Ts (°C )超过所 述0. 08XTS+320。因此，比较例14、16特别是在热轧结束后的从板表面至板厚1/4邻域， 粗大的再结晶组织发达，在从制品板表面至板厚1/4邻域的部位发生Cube取向的过剩的集 聚，Cube取向、S取向、Cu取向的分布状态发生偏差。其结果如表3所示，不能将晶体取向 分布状态均一地控制在本发明的规定范围内，与发明例1相比，耐皱痕性差。比较例10 12虽然在优选的范围进行热轧，但是成分组成脱离本发明范围。因 此，从成分组成这一点出发，耐皱痕性比发明例显著地差，或者即使耐皱痕性差，强度和延
18伸率也比发明例显著地差。因此，由以上的实施例的结果可证明，本发明的成分和组织的各要件或优选的制 造条件，其在用于兼具耐皱痕性和机械的性质等方面的所具有的临界意义和效果。[表1]
区 分编 号Al合金板的化学成分(通量％)SiFeCuMnMgCrZnTi发 明 例11.00.20-0.050.5--0.0121.30.20—-0.50.05-0.0131.00.200.700.050.6--0.0140.60.20-0.050.6-0.050.01比 较 例51.60.20-0.050.5--0.0161.00.20-0.051.5--0.0170.30.20-0.050.8--0.01 [表 2]
区合均顶化热 处理温度 0C热轧中间 退火备注分号金 号开始 温度 TS 0C温度 TF 0C最终道压 下率 %0.08xTS+3200.25xTS+190发1154040030545无352290明2254040032045有3522903356040032545无352290例4456056034045无3653305156056035045无3653306156045035030无3563037354040034530无3522908154040029545有3522909154035029045无348278比 较 例10554040030045无35229011654040030030无35229012754040030045无35229013154054031045无36332514154054037045无36332515154040028030无35229016154040036045无352290[表3]
权利要求
一种成形加工后的表面性状优异的铝合金板，其特征在于，是Al Mg Si系铝合金板，以质量％计含有Mg0.4～1.0％、Si0.4～1.5％、Mn0.01～0.5％、Cu0.001～1.0％，余量含有Al和不可避免的杂质，在该合金板的表面的集合组织中，在将任意的轧制宽度方向500μm×轧制纵长方向2000μm范围内的矩形区域的Cube取向平均面积率定为W，将该矩形区域中在轧制宽度方向上依次相互邻接的相同面积的10个矩形区域的Cube取向平均面积率分别定为W1～W10，并且将该W1～W10之中的最小的Cube取向平均面积率定为Wmin，最大的Cube取向平均面积率定为Wmax时，所述Wmin为2％以上，并且所述Wmax与所述Wmin的差Wmax Wmin为10％以下。
2.一种成形加工后的表面性状优异的铝合金板，其特征在于，是Al-Mg-Si系铝合金 板，以质量％计含有 Mg :0. 4 1. 0%、Si :0. 4 1. 5%、Mn 0. 01 0. 5%、Cu 0. 001 1.0%，余量含有Al和不可避免的杂质，在该合金板的表面的集合组织中，在任意的轧制宽 度方向500 μ mX轧制纵长方向2000 μ m范围内的矩形区域中，将Cube取向平均面积率定 为W，将S取向平均面积率定为S，将Cu取向平均面积率定为C，根据数式W-S-C求得这些 取向相互的平均面积率的差A时，在将该矩形区域中在轧制宽度方向上依次相互邻接的相 同面积的10个矩形区域的Cube取向平均面积率分别定为Wl W10，将S取向平均面积率 分别定为Sl SlOJf Cu取向平均面积率分别定为Cl C10，将由前式分别求得的这些取 向相互的平均面积率的差分别定为Al AlO时，所述Cube取向平均面积率Wl WlO之中 的最小的Cube取向平均面积率Wmin为2%以上，并且所述取向相互的平均面积率差Al AlO之中的最大的平均面积率差Amax和最小的平均面积率差Amin的差Amax-Amin为10% 以下。
3.一种成形加工后的表面性状优异的铝合金板，其特征在于，是Al-Mg-Si系铝合金 板，以质量％计含有 Mg 0. 4 1. 0%、Si 0. 4 1. 5%、Mn 0. 01 0. 5%、Cu 0. 001 1.0%,余量含有Al和不可避免的杂质，在该合金板的距表面1/4板厚的深度部分的集合 组织中，在任意的轧制宽度方向500μπιΧ轧制纵长方向2000μπι范围内的矩形区域中，将 Cube取向平均面积率定为W，将S取向平均面积率定为S，将Cu取向平均面积率定为C，根据 数式W-S-C求得这些取向相互的平均面积率的差A时，在将该矩形区域中在轧制宽度方向 上依次相互邻接的相同面积的10个矩形区域的Cube取向平均面积率分别定为Wl W10， 将S取向平均面积率分别定为Sl SlOJf Cu取向平均面积率分别定为Cl C10，将由前 式分别求得的这些取向相互的平均面积率的差分别定为Al AlO时，所述Cube取向平均 面积率Wl WlO之中的最小的Cube取向平均面积率Wmin为2%以上，并且所述取向相互 的平均面积率差Al AlO之中的最大的平均面积率差Amax和最小的平均面积率差Amin 的差Amax-Amin为10%以下。
4.一种成形加工后的表面性状优异的铝合金板，其特征在于，是Al-Mg-Si系铝合金 板，以质量％计含有 Mg 0. 4 1. 0%、Si 0. 4 1. 5%、Mn 0. 01 0. 5%、Cu 0. 001 1.0%,余量含有Al和不可避免的杂质，在该合金板的距表面1/2板厚的深度部分的集合 组织中，在任意的轧制宽度方向500μπιΧ轧制纵长方向2000μπι范围内的矩形区域中，将 Cube取向平均面积率定为W，将Goss取向平均面积率为G，根据数式W-G求得相互的平均面 积率差B时，在将该矩形区域中在轧制宽度方向上依次相互邻接的相同面积的10个矩形区 域的Cube取向平均面积率分别定为Wl W10，将Goss取向平均面积率分别定为Gl G10，将由前式分别求得的这些取向相互的平均面积率的差分别定为Bl BlO时，所述Cube取 向平均面积率Wl WlO之中的最小的Cube取向平均面积率Wmin为2%以上，并且所述取 向相互的平均面积率差Bl BlO之中的最大的平均面积率差Bmax和最小的平均面积率差 Bmin 的差 Bmax-Bmin 为 10% 以下。
5.根据权利要求4所述的成形加工后的表面性状优异的铝合金板，其特征在于，在所 述铝合金板的距表面1/2板厚的深度部分中，所述Goss取向平均面积率Gl GlO之中最 大的Goss取向平均面积率Gmax为10%以下。
6.根据权利要求1 5中任一项所述的成形加工后的表面性状优异的铝合金板，其特 征在于，在所述铝合金板的表面、或该合金板的距表面1/4板厚的深度部分，或该合金板的 距表面1/2板厚的深度部分中，所述Cube取向平均面积率Wl WlO之中的最大的Cube取 向平均面积率Wmax为20%以下。
7.一种成形加工后的表面性状优异的铝合金板的制造方法，是权利要求1的铝合金板 的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1的铝合金板的组成的Al-Mg-Si系铝合金铸锭 进行均热化处理后，进行热轧时，使热轧开始温度Ts为340 580°C的范围，并且，使热轧结 束温度TfT相对于所述Ts满足0. 08XTs+320 ^ Tf ^ 0. 25Ts+190的关系式，并且，进行该 热轧板的冷轧后，通过对该冷轧板进行固溶和淬火处理，获得权利要求1中规定的任意一 种的集合组织。
8.一种成形加工后的表面性状优异的铝合金板的制造方法，是权利要求2的铝合金板 的制造方法，其特征在于，将具有权利要求2的铝合金板的组成的Al-Mg-Si系铝合金铸锭 进行均热化处理后，进行热轧时，使热轧开始温度Ts为340 580°C的范围，并且，使热轧结 束温度TfT相对于所述Ts满足0. 08 X Ts+320 ^ Tf ^ 0. 25Ts+190的关系式，并且，进行该 热轧板的冷轧后，通过对该冷轧板进行固溶和淬火处理，获得权利要求2中规定的任意一 种的集合组织。
9.一种成形加工后的表面性状优异的铝合金板的制造方法，是权利要求3的铝合金板 的制造方法，其特征在于，将具有权利要求3的铝合金板的组成的Al-Mg-Si系铝合金铸锭 进行均热化处理后，进行热轧时，使热轧开始温度Ts为340 580°C的范围，并且，使热轧结 束温度TfT相对于所述Ts满足0. 08 X Ts+320 ^ Tf ^ 0. 25Ts+190的关系式，并且，进行该 热轧板的冷轧后，通过对该冷轧板进行固溶和淬火处理，获得权利要求3中规定的任意一 种的集合组织。
10.一种成形加工后的表面性状优异的铝合金板的制造方法，是权利要求4的铝合金 板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求4的铝合金板的组成的Al-Mg-Si系铝合金铸 锭进行均热化处理后，进行热轧时，使热轧开始温度Ts为340 580°C的范围，并且，使热轧 结束温度TfT相对于所述Ts满足0. 08 X Ts+320 ^ Tf ^ 0. 25Ts+190的关系式，并且，进行 该热轧板的冷轧后，通过对该冷轧板进行固溶和淬火处理，获得权利要求4中规定的任意 一种的集合组织。
全文摘要
本发明提供一种Al-Mg-Si系铝合金板及其制造方法，即使在成形条件更为严酷时，也能够再现性良好地防止挤压成形时的皱痕。在特定组成的Al-Mg-Si系铝合金板中，使热轧中的热轧开始温度Ts和热轧结束温度Tf℃保持一定的关系等而进行热轧，使板的各深度方向的部位中跨越板宽方向的Cube取向的分布状态在Cube取向单独或与其他晶体取向的分布状态的关系上均一化，抑制板在挤压成形时发生的皱痕。
文档编号C22C21/08GK101960031SQ20098010629
公开日2011年1月26日 申请日期2009年3月26日 优先权日2008年3月31日
发明者李光镇, 樱井健夫, 高木康夫 申请人:株式会社神户制钢所