中，也经常有产生微小 破裂和外观粗糖等不良情况的实例。因此，有必要对重结晶结构进行适当调节，重结晶粒径 W及结晶取向也需要进行适当调整。而且，3000系侣合金板还由于其成分组成或制造工序 而存在屈服强度高的情况，加压成形后容易发生弹性变形回复，具有不能稳定为规定的设 计形状的、所谓的形状冻结性的问题。另外，3000系侣合金板还存在加压成形后和弯曲加工 后的表面外观上产生表面粗糖的情况。
[0035] 因此，作为使用的材料，要求是高强度、伸长率高、屈服强度低、且重结晶结构得到 适当调节的材料。
[0036] 如上所述，为调节侣合金板的社制结构，例如有利用上下漉转速不同的异步社制 等在社制工艺上下工夫的方法。无论使用何种方法，在用于汽车用车身板的3000系侣合金 板中，为提高弯曲加工性，需要在最终板(退火板)中对重结晶结构进行调节。
[0037] 另一方面，作为弯曲加工性的评价方法，W往在弯曲试验中将试验片弯曲部分的 外观与评价试样进行对照，例如，分5个阶段进行评价是一般的普及方法。但是，运种情况下 的评价，因为采用的是与试样进行对照的方法而不得不依赖对弯曲部分外观的目视观察。 因此，为减少弯曲加工中微小破裂和外观粗糖等不良发生率，在利用弯曲试验进行弯曲加 工性评价的同时，测定重结晶结构的结晶取向、结晶粒径等，对金相进行定量评价是重要 的。
[0038] 本发明者通过对重结晶结构的调查，对得到成形性、尤其是弯曲加工性和形状冻 结性优良的侣合金板进行认真研究，完成了本发明。
[0039] 下面对其内容进行说明。
[0040] 首先，对本发明的3000系侣合金板中所含的各元素的作用、适当的含量等进行说 明。
[0041 ] Mn:1.0 ~1.6 质量 ％
[0042] Μη是用于提高侣合金板的强度的元素，是一部分固溶于基质中W促进固溶体强化 的必须元素。另外，Μη在本发明的合金组成的范围内，是铸造时构成Α1-巧e · Mn)-Si等细微 的金属间化合物的元素，进一步在最终退火时，固溶于基质的Μη也作为一部分细微的金属 间化合物析出，使强度增加。
[0043] 如果Μη的含量超过1.6质量％，则由于侣合金板的屈服强度过高，加压成形时的形 状冻结性降低，因而不优选。进一步，最终退火时，发生重结晶所需的溫度变得过高，导致生 产性降低，因为不优选。另外，如果Μη含量低于1.0质量％，则由于侣合金板的强度变得过低 而不优选。
[0044] 因此，优选的Μη含量是1.0~1.6质量％的范围。更优选的Μη含量是1.05~1.6质 量％的范围。进一步优选的Μη含量是1.1~1.6质量％的范围。
[0045] Fe:0.1 ~0.8 质量 ％
[0046] 虽然与铸块铸造时的冷却速度也有关，但化可W使Al-(Fe · Mn)-Si等细微的金属 间化合物结晶析出，使侣合金板的强度增加。另外，最终退火时，固溶于基质的Μη的一部分 被运些金属间化合物扩散吸收，所W降低最终退火板的屈服强度的同时增加伸长率。运些 细微的金属间化合物在最终退火时作为重结晶晶粒的晶核起作用，通过将重结晶的晶粒调 整至规定的范围，可防止加压成形后的表面粗糖，因此是必需元素。
[0047] 如果Fe含量低于0.1质量％，则Al-(Fe · Mn)-Si等金属间化合物的大小和数量会 减少，导致第二相粒子的面积率减少，重结晶的微细化效果减弱，进一步由于固溶于基质的 Μη的重结晶阻止作用，导致无法得到规定的重结晶结构，因此不优选。如果化含量超过0.8 质量％，则Al-(Fe · Mn)-Si等金属间化合物的大小和数量会增加，导致第二相粒子的面积 率增加，最终退火时基质中Μη的固溶量减少、伸长率增加、屈服强度变低而导致强度降低， 因此不优选。
[004引因此，Fe含量为0.1~0.8质量％的范围。更优选的Fe含量是0.1~0.7质量％的范 围。进一步优选的化含量是0.15~0.6质量％的范围。
[0049] Si:0.5 ~1.0 质量 ％
[0050] 虽然与铸块铸造时的冷却速度也有关，但Si可W使Al-(Fe · Mn)-Si等细微的金属 间化合物结晶析出，使侣合金板的强度增加。另外，一部分固溶于基质中，使强度提高。最终 退火时，固溶于基质的Μη的一部分被运些金属间化合物扩散吸收，所W在降低最终退火板 的屈服强度的同时增加伸长率。运些细微的金属间化合物在最终退火时作为重结晶晶粒的 晶核起作用，通过将重结晶的结晶粒径调整至规定的范围，可防止加压成形后的表面粗糖， 因此是必需元素。
[0051] 如果Si含量低于0.5质量％，则Al-(Fe · Mn)-Si等金属间化合物的大小和数量会 减少，导致第二相粒子的面积率减少，进一步由于基质中的Si固溶量也减少而无法达成规 定的强度，因此不优选。如果Si的含量超过1.0质量％，则虽然侣合金板的强度变高，但是伸 长率降低而使成形性降低，因此不优选。
[0化2] 因此，Si含量为0.5~1.0质量％的范围。更优选的Si含量是0.55~1.0质量％的范 围。进一步优选的Si含量是0.6~1.0质量％的范围。
[005引 Ti:0.005 ~0.10 质量 ％
[0054] Ti由于在铸块铸造时作为晶粒微细化剂起作用，能够防止铸造破裂，因此是必需 元素。当然，Ti也可W单独添加，但由于通过与B共存能够期待更强的晶粒微细化效果，因此 也可W WAl-5%Ti-l %B等棒硬化剂（日文：nyK八一 K十一）的形态添加。
[0055] 如果Ti含量少于0.005质量％，则铸块铸造时的微细化效果不充分而有可能造成 铸造破裂，因而不优选。如果Ti含量超过0.10质量％，则在铸块铸造时TiAl3等粗大的金属 间化合物结晶析出，有可能使最终板的加压成形性和弯曲加工性下降，因而不优选。
[0化6] 因此，Ti含量为0.005~0.10质量％的范围。更优选的Ti含量是0.005~0.07质 量％的范围。进一步优选的Ti含量是0.01~0.05质量％的范围。
[0057] Mg:低于 0.10 质量 ％
[0058] Mg是最终板(退火板）的表面上生成较厚的氧化皮膜的原因，结果需要对最终板进 行充分的酸洗而成为成本上升的主要原因。进一步在本发明的合金组成的范围内，由于Si 含量较高，若含有Mg则Mg2Si结晶析出，因此伸长率降低而使成形性降低。因此，优选的Mg含 量是低于0.10质量％的范围。更优选的Mg含量是低于0.05质量％的范围。进一步优选的Mg 含量是低于0.03质量％的范围。
[0059] 化;低于0.8质量％
[0060] Cu是使侣合金板强度增加的元素，为任选的元素。本发明中，如果Cu含量为低于 0.8质量％的范围，则弯曲加工性及形状冻结性等特性不会下降。但是，如果化含量为0.8质 量％ ^上，雞??腐蚀性显著降低。因此，优选的Cu含量是低于0.8质量％的范围。更优选的Cu 含量是低于0.5质量％的范围。进一步优选的化含量是低于0.2质量％的范围。
[006。其他的不可避免的杂质
[0062]不可避免的杂质是从原料粗金属锭、回炉料等不可避免地混入的杂质，它们的可 允许的含量是，例如化为低于0.20质量％，Zn为低于0.20质量％，Ni为低于0.10质量％，Ga 及V为低于0.05质量％，？13、81、511、化、〔3、5'分别低于0.02质量％，其他杂质各低于0.05质 量％，在该范围内即使含有管理外的元素也不会妨害本发明的效果。
[006引拉伸强度为155MPaW上，0.2%屈服强度为1001?3^下，伸长率为26%?上
[0064] 另外，将3000系侣合金板应用于汽车用车身板等时，不仅需要具有高强度和良好 的成形性，还需要加压成形时的形状冻结性也优良。
[0065] 材料的强度可由进行拉伸试验时的拉伸强度得知，成形性可由拉伸试验时的伸长 率的值得知、另外形状冻结性可由拉伸试验时的屈服强度得知。
[0066] 详细内容在后述的实施例中记载，作为应用于汽车用车身板等的本发明的3000系 侣合金板，作为最终退火板，优选具有拉伸强度在155MPaW上、0.2%屈服强度在lOOMPaW 下、伸长率在26% W上的特性的材料。
[0067] 圆当量径1皿^上的第二相粒子的面积率a. 5~3.5 %
[006引 平均结晶粒径:20~50μπι
[00~]八帖00}/八帖23}<634〉比：4.8^上
[0070] 如上所述的特性是通过对具有上述特定的成分组成的3000系侣合金板的金相进 行精细调整而呈现出来的。
[0071] 具体而言，金相可W是圆当量径UimW上的第二相粒子的面积率为1.5~3.5%、平 均结晶粒径为20~50皿、与板面平行的{100}取向结晶的面积率和与板面平行的{123} <634 〉取向结晶的面积率之比AR{100}/AR{123}<634>为4.8W上的重结晶结构。特别地，通过将重结晶 结构的平均结晶粒径限制为20~50μπι，可防止加压成形后和弯曲加工后的表面粗糖，能够 得到表面外观优良的加压成型品。另外，为了降低弯曲加工时微小破裂等的不良发生率，需 要使重结晶结构的与板面平行的{100}取向结晶的面积率和与板面平行的U23K634〉取向 结晶的面积率之比AR{100}/AR{1...