冲压成形性与形状冻结性优良的铝合金板及其制造方法
阅读：613发布：2024-02-05
专利汇可以提供冲压成形性与形状冻结性优良的铝合金板及其制造方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 提供一种具有能够应用于 汽车 用 车身 板的高强度、且 冲压 成形性和形状冻结性优良的JIS5000系 铝 合金 板及其制造方法。该 铝合金 板具有以下的成分组成和金相，拉伸强度在240MPa以上，耐 力 低于130MPa，伸长率在30％以上，且在应变速度为20/秒时平面 变形 断裂极限在0.20以上；上述成分组成为：含有3.4～5.5 质量 ％的Mg，0.05～0.25质量％的Fe，0.005～0.10质量％的Ti，将作为杂质的Si限制为少于0.20质量％，剩余部分实质上由Al及不可避免的杂质组成；上述金相为：平均晶粒径低于15μm，圆当量直径3μm以上的第二相粒子数小于300个/mm2。本发明还提供一种为了制造上述铝合金板而对各个工序的条件进行了限定的制造方法。，下面是冲压成形性与形状冻结性优良的铝合金板及其制造方法专利的具体信息内容。
1.一种冲压成形性和形状冻结性优良的铝合金板的制造方法，其特征在于，使用薄平板连续铸造机将下述成分组成的铝合金熔液连续铸造成厚度2～15mm的平板，对所述平板不实施热轧而是直接卷绕在辊上之后实施冷轧，在实施了最终冷轧率70～95％的冷轧之后，利用连续退火炉，实施以保持温度400～500℃保持10～60秒后进行急速冷却的兼做固溶处理的最终退火；
所述成分组成为：含有4.0～5.0质量％的Mg，0.05～0.25质量％的Fe，0.005～0.10质量％的Ti，将作为杂质的Si限制为少于0.20质量％，剩余部分实质上由Al及不可避免的杂质组成。
2.一种冲压成形性和形状冻结性优良的铝合金板的制造方法，其特征在于，使用薄平板连续铸造机将下述成分组成的铝合金熔液连续铸造成厚度2～15mm的平板，对所述平板不实施热轧而是直接卷绕在辊上之后实施冷轧，在实施了最终冷轧率70～95％的冷轧之后，利用连续退火炉，实施以保持温度400～500℃保持10～60秒后进行急速冷却的兼做固溶处理的最终退火；
所述成分组成为：含有4.0～5.0质量％的Mg，0.05～0.25质量％的Fe，0.005～0.10质量％的Ti，还含有少于0.30质量％的Mn以及0.30质量％以下的Cu中的一种以上，将作为杂质的Si限制为少于0.20质量％，剩余部分实质上由Al及不可避免的杂质组成。
冲压成形性与形状冻结性优良的铝合金板及其制造方法
技术领域
背景技术
[0003] 为了成形为所需的形状，需要通过冲压模具成形，开发了所谓的冲压成形性优良的5000系铝合金板。然而，由于5000系铝合金板与钢板相比冲压成形性差，因此需要分割部件进行冲压成形等处理，产生了部件数量、模具数量增加等弊端。尤其在形状复杂的冲压成形中，还常常可以看到在平面变形区域附近产生破裂等缺陷的实例，所谓平面变形断裂极限的进一步提高也成为了问题。
[0004] 例如专利文献1中，记载了具有以下特征的机械性质优良的成形加工用铝合金板：以重量％计，含有2.0％～6.0％的Mg、1.5％以下的Si、1.5％以下的Fe，剩余部分由Al及不可避免的杂质组成，残留的金属间化合物的平均尺寸为15μm以下。
[0005] 由此可知，如果铸造的平板的厚度在1～10mm左右，则可将金属间化合物的平均尺寸控制在15μm以下，得到成形性优良的铝合金板。
[0006] 另一方面，专利文献2中揭示了一种Al-Mg系合金板，其具有CUBE取向的体积分数在30％以上50％以下、BRASS取向的体积分数在10％以上20％以下的集合组织(日文：集合組織)，且晶粒径在50～100μm的范围。
[0008] 最近，揭示了适用于作为家电制品或汽车外板等结构材料、且兼备优良的表面粗糙性和成形性的高强度铝合金板及其制造方法。
[0009] 专利文献3中记载了一种高强度铝合金板及其制造方法，该高强度铝合金板具有以下化学组成，且金属间化合物的平均圆当量直径为1μm以下、金属间化合物的面积率为1.2％以上、重结晶晶粒的平均粒径为10μm以下；上述化学组成为：含有2.0～3.3质量％的Mg、0.1～0.5质量％的Mn、0.2～1.0质量％的Fe，剩余部分由不可避免的杂质和Al构成，不可避免的杂质中Si低于0.20质量％。
[0010] 由此可知，通过使Fe与Mn、Si共存，在铸造时使微细的Al-(Fe·Mn)-Si类化合物结晶，将提高强度，改善成形性。
[0011] 现有技术文献
[0012] 专利文献
[0013] 专利文献1：日本专利特开平07-278716号公报
[0014] 专利文献2：日本专利特开第2006-219763号公报
[0015] 专利文献3：日本专利特开2008-24964号公报
发明内容
[0016] 发明所要解决的技术问题
[0017] 确实，在5000系铝合金板的制造中，如果铸造的原平板的厚度为1～10mm左右，则可将金属间化合物的平均尺寸控制在15μm以下，得到成形性优良的铝合金板，但Fe、Mn等过渡元素在基质中的固溶量变高，最终退火板的耐力提高，因此存在形状冻结性降低的问题。
[0018] 此外，关于平面变形断裂极限，使用拉伸试验的评价法是主流，通常的实例是以10-2/秒左右的变形速度进行评价。然而，在实际的冲压成形中，预计以10/秒左右以上的变形速度进行成形，期望一种在更严苛的条件下也具有优良的成形性的铝合金板。
[0019] 因此，在将5000系铝合金板应用于车身材料的进展中，尤其在形状复杂的冲压成形中，预计要求平面变形断裂极限进一步提高，在直接使用5000系的薄平板连续铸造、冷轧材料时存在问题。
[0020] 本发明是为了解决上述问题而提出的发明，其目的是提供一种具有能够应用于汽车用车身板的高强度，且即使应变速度与实际的冲压成形时在同等水平，成形性和形状冻结性也优良的JIS5000系铝合金板及其制造方法。
[0021] 解决技术问题所采用的技术方案
[0022] 为了达到上述目的，本发明的冲压成形性和形状冻结性优良的铝合金板的特征在于，具有以下成分组成和金相，拉伸强度在240MPa以上，耐力低于130MPa，伸长率在30％以上，且在应变速度为20/秒时平面变形断裂极限在0.20以上；上述成分组成为：含有3.4～5.5质量％的Mg，0.05～0.25质量％的Fe，0.005～0.10质量％的Ti，将作为杂质的Si限制为少于0.20质量％，剩余部分由Al及不可避免的杂质组成；上述金相为：平均晶粒径低于15μm，圆当量直径3μm以上的第二相粒子数小于300个/mm2。
[0023] 为了提高强度，还可含有少于0.30质量％的Mn和0.30质量％以下的Cu中的一种以上。
[0024] 本发明的冲压成形性和形状冻结性优良的铝合金板的制造方法的特征在于，使用薄平板连续铸造机将具有前述成分组成的铝合金熔液连续铸造成厚度2～15mm的平板，对前述平板不实施热轧而是直接卷绕在辊上之后实施冷轧，在实施了最终冷轧率70～95％的冷轧之后，实施最终退火。
[0025] 作为前述的最终退火，可实施以保持温度350～500℃保持1～8小时的间歇式退火，也可实施以保持温度400～500℃保持10～60秒的连续退火。
[0026] 发明的效果
[0027] 本发明的铝合金板，在具有高强度的同时伸长率的值也高，且由于在实际的冲压成形中的应变速度下平面变形断裂极限高，因此冲压成形性优良。此外，由于耐力相对较低，因此抑制了冲压成形时的弹性变形回复(日文：スプリングバック)，其结果是形状冻结性优良。进一步，通过将重结晶组织的平均晶粒径限制为低于15μm，可防止冲压成形后的表面粗糙，得到呈现出优良表面外观的成型品。
[0029] 图1是表示平面变形断裂极限的试验片形状及尺寸的图。
[0030] 图2是表示冲压模具和平面变形断裂极限的试验片的配置的图。
具体实施方式
[0031] 目前的5000系铝合金板，即使是高强度的，尤其在形状复杂的冲压成形中，也常常可以看到在平面变形区域附近产生破裂等缺陷的实例。为此，在实际的冲压成形中，应变速度范围在10/秒左右以上的平面变形断裂极限成为了问题。而且，5000系铝合金板还由于其成分组成而有时耐力高，冲压成形后容易发生弹性变形回复，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。此外，5000系铝合金板还有时在冲压成形后的表面外观上产生表面粗糙。
[0032] 由此，作为使用的材料，要求是高强度、伸长率高、耐力低、且晶粒微细的材料。
[0033] 如前所述，为了改善5000系铝合金板的冲压成形性，还考虑对于支配铝合金板的塑性各向异性的集合组织，控制各个结晶取向的比例的方法。然而，为了提高平面变形断裂极限，需要细化在原平板中的金属间化合物，进一步为了提高表面粗糙性，需要尽可能地将最终板(退火板)中的重结晶晶粒微细化。
[0034] 此外另一方面，作为平面变形断裂极限的评价方法，目前多数时候采用拉伸试验中伸长率的值，在这种情况下的应变速度范围，与在实际的冲压成形中的应变速度相比非常迟缓，为10-3倍左右。然而，为了减少在冲压成形中的破裂等的不良的发生率，需要在与实际的冲压成形中的应变速度为同等水平的应变速度下，对平面变形断裂极限进行评价。
[0035] 本发明人通过对在实际的冲压成形中的应变速度下的平面变形断裂极限进行调查，对得到冲压成形性和形状冻结性优良的铝合金板反复进行认真研究，完成了本发明。
[0036] 下面，对其内容进行说明。
[0037] 首先，对本发明的5000系铝合金板中所含的各元素的作用、适当的含量等进行说明。
[0038] Mg：3.4～5.5质量％
[0039] Mg是固溶于基质中以实现固溶体强化、用于提高铝合金板的强度的必需元素。此外，由于在冲压成形时提高了加工硬化性能，使材料均匀地塑性变形，因此有助于在平面变形区域中断裂极限的提高。
[0040] 如果Mg含量少于3.4质量％，则在铝合金板的强度及伸长率降低的同时，平面变形断裂极限降低，冲压成形性降低，因而不优选。如果Mg的含量超过5.5质量％，则耐力过高，冲压成形时的形状冻结性降低，因而不优选。
[0041] 因此，Mg含量采用3.4～5.5质量％的范围。更优选的Mg含量是3.7～5.2质量％的范围。进一步优选的Mg含量是4.0～5.0质量％的范围。
[0042] Fe：0.05～0.25质量％
[0043] 虽然根据铸块铸造时的冷却速度而不同，但Fe可以使Al6Fe、Al3Fe、Al-Fe-Si等微细的金属间化合物结晶，使铝合金板的强度增加。进一步，这些微细的金属间化合物在最终退火时作为重结晶晶粒的核起作用，由于通过对重结晶晶粒进行微细化，可防止冲压成形后的表面粗糙，因此Fe是必需元素。
[0044] 如果Fe含量少于0.05质量％，则在铝合金板的强度降低的同时，重结晶晶粒的微细化效果降低，因而不优选。如果Fe含量超过0.25质量％，则在铝合金板的强度及伸长率降低的同时，平面变形断裂极限降低，冲压成形性降低，因而不优选。
[0045] 因此，Fe含量采用0.05～0.25质量％的范围。更优选的Fe含量是0.05～0.20质量％的范围。进一步优选的Fe含量是0.05～0.15质量％的范围。
[0046] Ti：0.005～0.10质量％
[0047] 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可以单独添加，但由于通过与B共存能够期待更强大的晶粒微细化效果，因此也可以以Al-5％Ti-1％B等棒中间合金(日文：ロッドハードナー)的形态添加。
[0048] 如果Ti含量少于0.005质量％，则由于铸块铸造时的微细化效果不充分，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，有可能使最终板的冲压成形性下降，因而不优选。
[0049] 因此，Ti含量采用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。
[0050] 作为杂质的Si含量：少于0.20质量％
[0051] 作为不可避免的杂质的Si的含量，需要限制为少于0.20质量％。
[0052] 如果Si含量在0.20质量％以上，则在平板铸造时Al-Fe-Si等的粗大的金属间化合物结晶析出，降低伸长率的值的同时，平面变形断裂极限降低，从而冲压成形性降低。更优选的Si含量是少于0.15质量％的范围。进一步优选的Si含量是少于0.10质量％的范围。
[0053] 本发明中，如果Si含量少于0.10质量％的范围，则冲压成形性及形状冻结性等的特性不会下降。
[0054] Mn：少于0.30质量％
[0055] Mn为使铝合金板强度增加的元素，为任选的元素。如果Mn的含量在0.3质量％以上，则由于铝合金板的耐力过高，冲压成形时的形状冻结性降低，因而不优选。因此，优选的Mn含量是少于0.30质量％的范围。更优选的Mn含量是少于0.20质量％的范围。进一步优选的Mn含量是少于0.10质量％的范围。
[0056] Cu：0.30质量％以下
[0057] Cu为使铝合金板强度增加的元素，为任选的元素。如果Cu的含量超过0.30质量％，则由于铝合金板的耐腐蚀性下降而不优选。因此，优选的Cu含量是在0.30质量％以下的范围。更优选的Cu含量是少于0.10质量％的范围。进一步优选的Cu含量是少于0.05质量％的范围。
[0058] 其他的不可避免的杂质
[0059] 不可避免的杂质是从原料粗金属锭、返回废料等不可避免地混入的杂质，它们的可允许的含量是，例如Cr为少于0.30质量％，Zn为少于0.25质量％，Ni为少于0.20质量％，Ga及V为少于0.05质量％，Pb、Bi、Sn、Na、Ca、Sr分别少于0.02质量％，其他杂质各少于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。
[0060] 拉伸强度在240MPa以上，耐力低于130MPa，伸长率在30％以上
[0061] 另外，将5000系铝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冲压成形性，还需要冲压成形时的形状冻结性也优良。
[0062] 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、并且形状冻结性可由拉伸试验时的耐力得知。
[0063] 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5000系铝合金板，作为最终退火板，优选具有拉伸强度在240MPa以上、耐力低于130MPa、伸长率在30％以上的特性的材料。
[0064] 在应变速度为20/秒的条件下平面变形断裂极限在0.20以上
[0065] 进一步，为了降低在冲压成型中破裂等不良的发生率，需要在与实际的冲压成形中的应变速度为同等水平的应变速度下，对平面变形断裂极限进行评价。
[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5000系铝合金板，作为最终退火板，优选具有在应变速度为20/秒的条件下平面变形断裂极限在0.20以上特性的材料。
[0067] 在平均晶粒径低于15μm的金相中的圆当量直径为3μm以上的第二相粒子数少于300个/mm2
[0068] 如上所述的特性是通过对具有上述特定的成分组成的5000系铝合金板的金相进行精细调整而呈现出来的。
[0069] 具体而言，只要使金相中的平均晶粒径在15μm以下、圆当量直径3μm以上的第二相粒子数少于300个/mm2即可。尤其，通过使金相中的平均晶粒径低于15μm，可防止冲压成形后的表面粗糙，可得到表面外观优良的冲压成型品。
[0070] 详细内容在后述的实施例中记载，不论是哪一种情况，如果具有前述的特定的成分组成，且具有如上所述的金相的话，作为最终退火板，可表现出拉伸强度在240MPa以上，耐力低于130MPa，伸长率在30％以上，平面变形断裂极限在0.20以上的值。
[0071] 接着，对制造如上所述的冲压成形用铝合金板的方法的一例进行简单介绍。
[0072] 熔化和熔炼
[0074] 该熔化、熔炼中，由于采用规定的合金成分，所以母合金等的原料再次投入也很重要，但极为重要的是到上述熔剂和滓从铝合金熔液中上浮至熔液面而分离为止，需要足够的平静时间。平静时间通常理想的是30分钟以上。
[0075] 以熔化炉熔炼的铝合金熔液根据情况不同，有时将一部分熔液转移至保持炉后再进行铸造，有时直接将熔液从熔化炉排出、进行铸造。更理想的平静时间是45分钟以上。
[0076] 也可根据需要进行在线脱气(日文：インライン脱ガス)、过滤。
[0077] 在线脱气的主流类型是由旋转转子向铝熔液中吹入惰性气体等，使熔液中的氢气扩散至惰性气体的泡中而进行除去的类型。作为惰性气体使用氮气时，重要的是将露点控制在例如-60℃以下。铸块中的氢气量优选减少至0.20cc/100g以下。
[0078] 铸块的氢气量多时，有在铸块的最终凝固部产生孔隙的可能性，所以优选将冷轧工序中的每1道次(日文：パス)的压下率限定在例如20％以上，从而破坏孔隙。此外，铸块中过饱和地固溶的氢气取决于冷轧卷的退火等热处理条件，但有时会在最终板的冲压成形后，例如点焊时析出，使焊珠中产生大量的气孔。为此，更优选的铸块中的氢气量是0.15cc/100g以下。
[0079] 薄平板连续铸造
[0080] 薄平板连续铸造机采用包括双带式铸造机、双辊铸造机双方的铸造机。
[0081] 双带式铸造机具备具有环形带且上下对峙的一对旋转带部分、在该一对旋转带部分之间形成的空腔、和设置于前述旋转带部分内部的冷却单元，通过由耐火材料构成的喷嘴向前述空腔内供给金属熔液，从而连续地铸造薄平板。
[0082] 双辊铸造机具备具有环形辊且上下对峙的一对旋转辊部分、在该一对旋转辊部分之间形成的空腔、和设置于前述旋转辊部分内部的冷却单元，通过由耐火材料构成的喷嘴向前述空腔内供给金属熔液，从而连续地铸造薄平板。
[0083] 平板的厚度2～15mm
[0084] 薄平板连续铸造机能够连续铸造厚度2～15mm的薄平板。在平板厚度少于2mm的情况下，即使在能够铸造的情况下，也由于最终板的板厚而难以实现后述的70～95％的最终压延率。如果平板厚度超过15mm，则难以直接将平板卷绕至辊上。如果在该平板厚度的范围内，则在平板厚度的1/4的附近，平板的冷却速度为40～400℃/秒左右，Al3Fe、Al6Fe、Al-Fe-Si等金属间化合物微细地结晶析出。这些微细的金属间化合物，在后述的冷轧板的最终退火时成为重结晶晶粒的核，能够使最终板中重结晶晶粒的平均晶粒径低于15μm。
[0085] 冷轧
[0086] 使用薄平板连续铸造机，连续铸造平板，对前述平板不实施热轧而是在直接卷绕至辊上后，实施冷轧。因此，可省略目前的在半连续铸造DC平板中必需的表面切削工序、均质化处理工序、热轧工序。
[0087] 使直接卷绕有薄平板的辊通过冷轧机，通常实施数个道次的冷轧。此时，由于因冷轧导入的塑性变形而发生加工硬化，所以根据需要可进行中间退火处理。由于通常中间退火也是软化处理，所以因材料而异，可将冷轧卷插入间歇式炉内，以300～450℃的温度保持1小时以上。如果保持温度低于300℃，则无法促进软化；如果保持温度超过450℃，则由于卷材冷却过于花费时间，生产性降低，因而不优选。
[0088] 此外，中间退火也可根据连续退火炉而定，例如以350℃～500℃的温度保持30秒以内。如果保持温度低于350℃，则无法促进软化；如果保持温度超过500℃，则无法进一步促进软化，反倒是板上产生热应变的可能性增高，因而不优选。
[0089] 最终冷轧率70～95％
[0090] 在实施最终冷轧率70～95％的冷轧后，实施最终退火。如果最终冷轧率在该范围内，则可以使退火后的最终板中的平均晶粒低于15μm，使伸长率的值达到30％以上，从而能够将冲压成形后的外观表面整洁地精加工。因此，在将加工成本抑制在低水平的同时，一边确保过渡金属元素的固溶量一边施以加工，从而积累位错，能够在最终退火工序得到低于15μm的微细的重结晶晶粒。如果最终冷轧率低于70％，则冷轧时积累的加工应变量过少，不能通过最终退火得到低于15μm的微细的重结晶晶粒。如果最终冷轧率超过95％，则冷轧时积累的加工应变量过多，加工硬化剧烈，在边缘上产生边缘破裂(日文：耳割れ)而难以轧制。因此，优选的最终冷轧率是70～95％的范围。更优选的最终冷轧率是70～90％的范围。
[0091] 进一步优选的最终冷轧率是70～85％的范围。
[0092] 最终退火利用间歇式退火炉，以保持温度350～500℃保持1～8小时[0093] 最终冷轧之后进行的最终退火，优选利用退火炉以保持温度350～500℃保持1～8小时的间歇式处理。如果保持温度低于350℃，则难以得到重结晶组织。如果保持温度超过500℃，则卷材冷却过于花费时间而生产性下降。如果保持时间少于1小时，则有可能卷材的实体温度达不到规定的温度而使得退火处理不充分。如果保持时间超过8小时，则处理过于花费时间而生产性下降。
[0094] 利用连续退火炉，以保持温度400～500℃保持10～60秒
[0095] 最终退火可以是利用退火炉的间歇式处理，但更优选利用连续退火炉以400℃～500℃的保持温度保持10～60秒的连续退火处理。如果其后进行急速冷却，则可兼做固溶处理。
[0096] 如果保持温度低于400℃，则难以得到重结晶组织。如果保持温度超过500℃，则在热应变变得剧烈的同时，根据合金组成有发生氧化的可能性。如果保持时间少于10秒，则有可能卷材的实体温度达不到规定的温度而使得退火处理不充分。如果保持时间超过60秒，则处理过于花费时间而生产性下降。
[0097] 无论那种情况，本发明的制造方法中最终退火都为必需工序，通过该最终退火将最终板保持在重结晶温度以上的温度，可呈现出平均晶粒径低于15μm的重结晶晶粒组织，还可兼做用于提高伸长率的软化处理。为了提高模具成形工序中的冲压成形性，需要预先制成退火材料或固溶处理材料。
[0098] 通过经过如上所述的通常连续铸造工序，可获得冲压成形用铝合金板。
[0099] 实施例
[0100] 薄平板连续铸造模拟材料(SCC材料)的制作
[0101] 在#20坩锅内加入掺合了表1所示的11个水平的组成(实施例1～8，比较例1～3)的各种铸锭各5kg，以小型电炉加热该坩锅熔化铸锭。接着，在熔液中插入喷枪，将N2气体以1.0L/分钟的流量吹入5分钟来进行脱气处理。其后进行30分钟的平静，用搅拌棒除去浮在熔液表面上的渣滓。接着将坩锅从小型电炉中取出，使熔液流入内部尺寸200×200×16mm的水冷模具中，制作薄平板。对从坩锅中的熔液采集的各供试材料(实施例1～8，比较例1～
3)的圆盘样品，通过发光光谱分析进行组成分析。其结果示于表1。对该薄平板的两面各进行3mm表面切削加工，使其厚度为10mm之后，不实施均质化处理、热轧，而是实施冷轧以制成板厚1.0mm的冷轧材料。另外，在冷轧工序间不进行中间退火处理。该情况下的最终冷轧率是90％。
3)的圆盘样品，通过发光光谱分析进行组成分析。其结果示于表1。对该薄平板的两面各进行3mm表面切削加工，使其厚度为10mm之后，不实施均质化处理、热轧，而是实施冷轧以制成板厚1.0mm的冷轧材料。另外，在冷轧工序间不进行中间退火处理。该情况下的最终冷轧率是90％。
[0102] 接着将该冷轧材料切割为规定的大小之后，将该冷轧材料插入盐浴中，保持460℃×15秒，迅速从盐浴中取出供试材料，进行水冷，实施固溶处理。以这样得到的最终板(供试材料)作为薄平板连续铸造模拟材料，表1中以SCC材料表示。
[0103] [表1]
[0104] 表1：供试材料的成分组成
[0105]
[0106] SCC材料指薄平板连续铸造模拟材料，DC材料指半连续铸造材料。
[0107] 半连续铸造材料(DC材料)的制作
[0108] 在熔化炉中熔炼规定组成的铝熔液，通过半连续铸造(DC铸造)制造1600mm×400mm×4000mm的DC铸块。对于在铸造中从流槽(日文：樋)采集的各供试材料(比较例4、5)的圆盘样品，通过发光光谱分析进行组成分析。其结果示于表1。对通过半连续铸造法铸造而得的铸块的单侧实施约30mm的两面表面切削，将该表面切削铸块搬入均质化处理炉，实施保持440℃×8小时的均质化处理。均质化处理是指为了容易地进行轧制而将铸块保持于高温，进行消除铸造偏析、铸块内部的残留应力的处理。均质化处理后，将保持在高温状态的铸块用起重机吊起，搬入热轧机的工作台后，通过多次的轧制道次实施热轧，制成6.0mm的热轧板并卷绕至辊上。
[0109] 进一步对于该热轧板不进行中间退火，而实施冷轧至厚度1.0mm为止。该情况下的最终冷轧率是83％。接着将该冷轧卷通过连续退火炉(通称：CAL)，实施425℃×15秒的退火处理。以这样得到的最终板(供试材料)作为半连续铸造材料，表1中以DC材料表示。
[0110] 接着，对于这样得到的最终板(各供试材料)，进行金相评价，进一步进行各个特性的测定、评价。
[0111] 平均晶粒径的测定
[0112] 切出与所得的最终板的轧制方向平行的纵截面(与LT方向垂直的截面)，将该纵截面埋入热塑性树脂并进行镜面研磨，在氟硼酸水溶液中实施阳极氧化处理，观察重结晶组织。用偏光显微镜对重结晶组织拍摄照片(每1个视野内的面积：0.135mm2，各试样拍摄3个视野)，使用交线法(日文：交線法)测定平均晶粒径。通过交线法的测定结果示于表2。
[0113] 金相中的第二相粒子数的测定
[0114] 切出与所得的最终板的轧制方向平行的纵截面(与LT方向垂直的截面)，将该纵截面埋入热塑性树脂并进行镜面研磨，用氢氟酸水溶液实施蚀刻，观察金相。用光学显微镜对微观金相进行照片拍摄(每1个视野内的面积为0.017mm2，对各试样拍摄20个视野)、并进行相片的图像分析，测定每单位面积的圆当量直径为3μm以上的第二相粒子数。通过图像解析的测定结果示于表2。
[0115] [表2]
[0116] 表2：供试材料的评价结果
[0117]
[0118] SCC材料指薄平板连续铸造模拟材料，DC材料指半连续铸造材料。
[0119] 通过拉伸试验的各个特性的测定
[0120] 得到的最终板(各供试材料)的特性评价根据拉伸试验的拉伸强度、0.2％耐力、伸长率(％)进行。
[0121] 具体而言，自得到的供试材料，以拉伸方向与轧制方向平行、45°方向、90°方向的方式采集JIS5号试验片，按照JISZ2241为标准进行拉伸试验，算出拉伸强度、0.2％耐力、伸长率(断裂伸长率)。另外，这些拉伸试验，针对各个供试材料的各个方向，各进行3次(n＝3)，以平均值(n＝9)算出各个供试材料的拉伸强度、0.2％耐力、伸长率(断裂伸长率)。
[0122] 在最终板中，将拉伸强度在240MPa以上的供试材料认为是强度良好，低于240MPa的供试材料认为是强度不足。此外将0.2％耐力低于130MPa的供试材料认为是形状冻结性良好，130MPa以上的供试材料认为是形状冻结性不良。进一步，将伸长率的值为30％以上的供试材料认为是成形性良好，低于30％的供试材料认为是成形性不良。评价结果示于表3。
[0123] 平面变形断裂极限的测定
[0124] 对得到的最终板(各供试材料)进行平面变形断裂极限的测定。此处，对相当于实际的冲压成形的应变速度的20(/秒)下的平面变形断裂极限的测定方法进行说明。自得到的供试材料，沿着拉伸方向与轧制方向的平行方向、45°方向、90°方向，如图1所示采集试验片。在这些试验片的中央部划定φ10mm的划线圆圈(日文：スクライブドサークル)后，使用机械冲压机，如图2所示将试验片配置于冲压模具(下模具)，使上模具下降将试验片的两端部分夹住，在防皱装置(日文：シワ押え)以压力7.2MPa按压的状态下，使冲头(日文：ポンチ)上升在室温下以应变速度20(/秒)进行冲压成形，直至断裂为止。冲压成形的试验模具使用的冲头径为100mmφ，冲模(日文：ダイス)径为105mmφ。冲压成形试验后，对于1片试验片，提取1个最接近破裂、且不与破裂相接的划线圆圈，以扩大投影机测定其最大径，通过下式算出标称变形e。
[0125] e＝(d1-d0)/d0
[0126] e：标称变形
[0127] d1：变形后径
[0128] d0：初期径
[0129] 另外，这些平面变形断裂极限的测定，针对各个供试材料的各个方向各进行3次(n＝3)，以平均值(n＝9)算出各供试材料的平面变形断裂极限。在最终板中，将平面变形断裂极限在0.20以上的供试材料认为是冲压成形性良好，低于0.20的供试材料认为是冲压成形性不良。评价结果示于表3。
[0130] [表3]
[0131] 表3：供试材料的评价结果
[0132]
[0133] 各个特性的评价栏的○表示良好，×表示不良。
[0134] 各供试材料的金相评价结果
[0135] 在示出各供试材料的金相评价结果的表2中，实施例1～8在本发明的组成范围内，第二相粒子的密度和平均晶粒径都满足标准值。即，具体而言，满足第二相粒子的密度少于300个/mm2、平均晶粒径低于15μm的条件。
[0136] 比较例1在本发明的组成范围外，第二相粒子的密度为320个/mm2，不满足标准值。
[0137] 比较例4在本发明的组成范围外，第二相粒子的密度为442个/mm2，不满足标准值，重结晶晶粒的平均粒径为21μm，不满足标准值。
[0138] 比较例5在本发明的组成范围外，虽然第二相粒子的密度为233个/mm2，满足标准值，但重结晶晶粒的平均粒径为18μm，不满足标准值。
[0139] 比较例2、3在本发明的组成范围外，但由于是SCC材料，第二相粒子的密度和平均晶粒径都满足标准值。
[0140] 各供试材料的特性评价
[0141] 在示出供试材料的特性评价结果的表3中，实施例1～8在本发明的组成范围内，拉伸强度、0.2％耐力、伸长率、平面变形断裂极限全部满足标准值。具体而言，满足拉伸强度在240MPa以上、0.2％耐力低于130MPa、伸长率在30％以上、平面变形断裂极限在0.20以上的标准值。
[0142] 比较例1的Mg含量高达5.57质量％，此外Mn含量也高达0.30质量％，合金组成在本发明的范围外，形状冻结性评价不良(×)。
[0143] 比较例2的Mn含量高达0.30质量％，合金组成在本发明的范围外，形状冻结性评价不良(×)。
[0144] 比较例3的Mg含量低至2.50质量％，并且Fe含量高达0.33质量％，合金组成在本发明的范围外，强度不足(×)，成形性评价不良(×)。
[0145] 比较例4的Mn含量高达0.35质量％，合金组成在本发明的范围外，形状冻结性评价不良(×)，冲压成形性评价不良(×)。
[0146] 比较例5的Mg含量低至2.90质量％，并且Fe含量高达0.32质量％，合金组成在本发明的范围外，强度不足(×)，成形性评价不良(×)，冲压成形性评价不良(×)。
[0147] 由上可知，如果具有前述的特定的成分组成，且具有如上所述的金相，作为最终退火板，可表现出拉伸强度在240MPa以上、耐力低于130MPa、伸长率在30％以上、平面变形断裂极限在0.20以上的值。
[0148] 产业上利用的可能性
[0149] 如果采用本发明，可以提供一种具有能够应用于汽车用车身板的高强度，且在与实际冲压成形时为同等水平的应变速度下，成形性和形状冻结性优良的JIS5000系铝合金板及其制造方法。
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