本發(fā)明涉及成形性優(yōu)良的al－mg－si系鋁合金板。本發(fā)明中所說(shuō)的鋁合金板是熱軋板、冷軋板等軋制板，是指在實(shí)施了固溶處理及淬火處理等調(diào)質(zhì)后成形為作為其用途的汽車構(gòu)件等、進(jìn)行涂裝烘烤硬化處理前的鋁合金板。此外，以下記載中也將鋁稱為alumi或al。

背景技術(shù)：

近年來(lái)，從考慮地球環(huán)境等角度出發(fā)，汽車等車輛的輕量化的社會(huì)需求愈發(fā)高漲。為了響應(yīng)這一要求，作為汽車的材料，代替鋼板等鋼鐵材料的、成形性和涂裝烘烤硬化性(bakehard性、以下也稱為bh性)優(yōu)良且更輕量的鋁合金材料的應(yīng)用正在增加。

作為汽車的外面板、內(nèi)面板等大型汽車面板材料用的鋁合金板，代表性的可以例示出al－mg－si系的aa或jis6000系(以下也簡(jiǎn)稱為6000系)鋁合金板。該6000系鋁合金板具有含有si、mg作為必須成分的組成，成形時(shí)，以低屈服強(qiáng)度(低強(qiáng)度)來(lái)確保成形性，通過(guò)成形后的面板的涂裝烘烤處理等人工時(shí)效(硬化)處理時(shí)的加熱而屈服強(qiáng)度(強(qiáng)度)提高，可以確保必要的強(qiáng)度，涂裝烘烤硬化性優(yōu)良。

從設(shè)計(jì)性角度出發(fā)，汽車的外面板即使在角部、車身特征線(キャラクターライン)等的形狀突出化或復(fù)雜化時(shí)，也需要以無(wú)變形、無(wú)褶皺的漂亮的曲面結(jié)構(gòu)來(lái)實(shí)現(xiàn)鮮明的車身特征線。此外，就汽車的內(nèi)面板而言，即使由于與上述外面板的關(guān)系而使所設(shè)計(jì)的凹凸形狀變深(高)、復(fù)雜化，也需要實(shí)現(xiàn)無(wú)變形、無(wú)褶皺的曲面結(jié)構(gòu)。

并且，這樣的高成形性化的要求隨著作為原材的鋁合金板的應(yīng)用拓寬而逐年嚴(yán)格起來(lái)。

但是，在不對(duì)通常的(現(xiàn)有的)合金組成范圍、通常的制造工序和條件進(jìn)行大幅變更的條件下，用作為比鋼板原材更難加工的材料的6000系鋁合金板來(lái)實(shí)現(xiàn)這樣的汽車面板材料用途所要求的高成形性化，這成為一個(gè)相當(dāng)難的課題。

相對(duì)與此，眾所周知，一直以來(lái)，在上述汽車面板材料用的原材6000系鋁合金板中，對(duì)于用于提高上述成形性、bh特性的組成、組織控制的手段，已知從晶粒直徑的控制到包括集合組織的控制在內(nèi)的原子的集合體(團(tuán)簇)的控制已提出了多種方案。

在這些組織控制手段中，此前也已經(jīng)提出了對(duì)通過(guò)sem/ebsd(或ebsp)法測(cè)定的小角晶界的比例進(jìn)行控制的方案。

例如，專利文獻(xiàn)1提出：作為上述面板材料用的、沖壓成形時(shí)的皺痕性優(yōu)良的6000系鋁合金板，作為該板的寬度方向剖面中的集合組織的、位于板厚中心部的集合組織在goss取向的面積率為4％以下，并且傾角為5～15°的小角晶界的比例為5％以下。

該專利文獻(xiàn)1中，上述板厚中心部(板厚中央位置)中上述小角晶界的比例高時(shí)，結(jié)晶晶界的全長(zhǎng)變長(zhǎng)，在對(duì)板進(jìn)行沖壓成形的情況下，板的某些部位、特別是板的寬度方向的部位的拉伸變形能力變得不均勻，板的整個(gè)寬度方向的拉伸變形能力降低。

因此，專利文獻(xiàn)1中，在成形條件更嚴(yán)格的情況下，成形性會(huì)降低，防止容易產(chǎn)生皺痕，為了提高皺痕性而抑制上述小角晶界的比例。

現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)1：日本特開(kāi)2009－173972號(hào)公報(bào)

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

發(fā)明要解決的課題

但是，該專利文獻(xiàn)1的提高成形性的目的并不是為了實(shí)現(xiàn)如下這樣的汽車面板材料所要求的嚴(yán)格的高成形性：即在不脫離沖壓成形中的提高上述皺痕性的范圍內(nèi)，由上述的漂亮的曲面結(jié)構(gòu)實(shí)現(xiàn)鮮明的車身特征線的高成形性。

并且，根據(jù)本發(fā)明人們的見(jiàn)地，如該專利文獻(xiàn)1那樣僅抑制上述集合組織的goss取向的面積率、上述小角晶界的比例的情況下，不能實(shí)現(xiàn)上述的用以實(shí)現(xiàn)車身特征線的高成形性。

因此，實(shí)際情況是，為了實(shí)現(xiàn)這樣的高成形性，目前僅存在變更面板設(shè)計(jì)、變更成形條件以緩和成形時(shí)的負(fù)荷或大幅降低6000系鋁合金板成形時(shí)的強(qiáng)度等現(xiàn)有公知的對(duì)策。

本發(fā)明是為了解決這樣的課題而作出的，目的在于，提供一種作為汽車面板材料用的、可以在不大幅改變現(xiàn)有的6000系鋁合金板的組成和制造條件的條件下制造的高成形性6000系鋁合金板。

用于解決課題的手段

為了實(shí)現(xiàn)該目的，本發(fā)明的高成形性鋁合金板的主旨為一種al－mg－si系鋁合金板，其以質(zhì)量％計(jì)分別含有si：0.30～2.0％、mg：0.20～1.5％、cu：0.05～1.0％、mn：超過(guò)0％且為1.0％以下、fe：超過(guò)0％且為1.0％以下，余量由al及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，

作為通過(guò)sem/ebsd法測(cè)定的板厚中央位置處的組織，平均晶粒直徑為40μm以下，并且在上述板的軋制方向賦予5％的應(yīng)變的拉伸變形時(shí)，傾角2.0～15.0°的小角晶界的平均比例為12～30％的范圍，在上述板的軋制方向賦予15％的應(yīng)變的拉伸變形時(shí)，傾角2.0～15.0°的小角晶界的平均比例為50～70％的范圍。

發(fā)明效果

本發(fā)明中，為了實(shí)現(xiàn)上述高成形性化，將6000系鋁合金板組織微細(xì)化，在面向汽車面板材料的成形時(shí)，抑制通過(guò)拉伸變形而導(dǎo)入到材料的晶內(nèi)應(yīng)變的局部化，能夠使應(yīng)變?cè)诰?nèi)在上述拉伸變形時(shí)的低應(yīng)變域至高應(yīng)變域中均勻地(較高地)蓄積。

因此，本發(fā)明中，作為在6000系鋁合金板的板厚中央位置處的組織，減小平均晶粒直徑的同時(shí)，根據(jù)通過(guò)上述拉伸變形賦予的應(yīng)變量水平以兩階段來(lái)規(guī)定對(duì)板賦予拉伸變形時(shí)的小角晶界的平均比例。

由此，可以抑制面向汽車面板材料的沖壓成形時(shí)的、從高應(yīng)變域開(kāi)始的直至斷裂為止的不均勻變形，使其表現(xiàn)高的加工硬化特性。

并且，通過(guò)這些組織控制實(shí)現(xiàn)的高成形性化還具有如下優(yōu)點(diǎn)：可以在不大幅改變現(xiàn)有的鋁合金組成和制造條件的條件下實(shí)現(xiàn)。

具體實(shí)施方式

以下逐個(gè)特征地具體說(shuō)明本發(fā)明的實(shí)施方式。

(化學(xué)成分組成)

首先，對(duì)本發(fā)明的al－mg－si系(以下也稱為6000系)鋁合金板的化學(xué)成分組成說(shuō)明如下。本發(fā)明中，對(duì)于作為上述面板材料用所需要的高成形性和bh性、強(qiáng)度、焊接性、耐蝕性等諸特性而言，從組成方面考慮也要能夠滿足這些要求。但是，這種情況下也以不大幅改變現(xiàn)有的組成和制造條件為前提。

為了能夠從組成方面滿足這樣的課題，就6000系鋁合金板的組成而言，以質(zhì)量％計(jì)分別含有si：0.30～2.0％、mg：0.20～1.5％、cu：0.05～1.0％、mn：超過(guò)0％且為1.0％以下、fe：超過(guò)0％且為1.0％以下，余量由al及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。

此外，在此基礎(chǔ)上，允許含有cr：超過(guò)0％且為0.3％以下、zr：超過(guò)0％且為0.3％以下、v：超過(guò)0％且為0.3％以下、ti：超過(guò)0％且為0.1％以下、zn：超過(guò)0％且為1.0％以下、ag：超過(guò)0％且為0.2％以下、sn：超過(guò)0％且為0.15％以下中的1種或2種以上。

對(duì)上述6000系鋁合金板中的各元素的含有范圍和意義、或允許量說(shuō)明如下。需要說(shuō)明的是，各元素含量的％表述均為質(zhì)量％的意思。

si：0.30～2.0％

si是與mg一起在固溶強(qiáng)化和烘烤涂裝處理等人工時(shí)效處理時(shí)形成有助于提高強(qiáng)度的mg－si系析出物，發(fā)揮人工時(shí)效硬化能力(bh性)、用于得到作為外面板等汽車面板材料所需的強(qiáng)度(屈服強(qiáng)度)的必需元素。

此外，固溶si具有如下效果：抑制在面向汽車面板材料的沖壓成形時(shí)導(dǎo)入到材料中的、位錯(cuò)的局部化，使位錯(cuò)在拉伸變形的低應(yīng)變域至高應(yīng)變域中均勻地增殖。從而，抑制沖壓成形時(shí)的從高應(yīng)變域開(kāi)始的直至斷裂為止的不均勻變形，可以顯現(xiàn)出高延伸率、加工硬化特性。

si含量過(guò)少時(shí)，固溶si量減少，沖壓成形時(shí)的延伸率、加工硬化特性降低，賦予5％的應(yīng)變的拉伸變形后的位錯(cuò)增殖量減少。此外，不僅如此，mg－si系析出物的生成量不足，因此bh性降低，烘烤涂裝處理后的強(qiáng)度顯著降低。

另一方面，si含量過(guò)多時(shí)，形成粗大的結(jié)晶物及析出物，熱軋中產(chǎn)生大幅的板裂。

因此，si設(shè)為0.30～2.0％的范圍。si的優(yōu)選的下限值為0.50％，優(yōu)選的上限值為1.5％。

mg：0.20～1.5％

mg也是與si一起在固溶強(qiáng)化和烘烤涂裝處理等人工時(shí)效處理時(shí)形成有助于提高強(qiáng)度的mg－si系析出物、發(fā)揮人工時(shí)效硬化能力(bh性)、用于得到作為面板的必要屈服強(qiáng)度的必須元素。

此外，固溶mg也與固溶si同樣地具有如下效果：抑制在面向汽車面板材料的沖壓成形時(shí)導(dǎo)入到材料中的、位錯(cuò)的局部化，使位錯(cuò)在拉伸變形的低應(yīng)變域至高應(yīng)變域中均勻地增殖。從而，抑制沖壓成形時(shí)的從高應(yīng)變域開(kāi)始的直至斷裂為止的不均勻變形，可以顯現(xiàn)出高延伸率、加工硬化特性。

mg含量過(guò)少時(shí)，固溶mg量減少，加工硬化特性降低，賦予5％的應(yīng)變的拉伸變形后的位錯(cuò)增殖量減少。進(jìn)而，mg－si系析出物的生成量不足，因此bh性降低，烘烤涂裝處理后的強(qiáng)度降低。

另一方面，mg含量過(guò)多時(shí)，形成粗大的結(jié)晶物及析出物，熱軋中產(chǎn)生大幅的板裂。

因此，mg的含量設(shè)為0.20～1.5％的范圍。mg的優(yōu)選的下限值為0.30％，優(yōu)選的上限值為1.2％。

cu：0.05～1.0％

cu有助于強(qiáng)度、成形性的提高。并且，固溶cu與固溶si同樣地提高加工硬化特性，提高強(qiáng)度和成形性的均衡性。

cu量小于0.05％時(shí)，cu本身的上述效果變小，同時(shí)固溶cu量也不足，固溶cu所帶來(lái)的上述效果也不足。

另一方面，cu量超過(guò)1.0％時(shí)，使涂裝后的耐絲狀腐蝕(filiformcorrosion)性、耐應(yīng)力腐蝕裂紋性顯著劣化。因此，在重視耐蝕性的用途等情況下，優(yōu)選設(shè)為0.80％以下。

mn：超過(guò)0％且為1.0％以下

mn通過(guò)固溶強(qiáng)化和晶粒微細(xì)化效果而使鋁合金的強(qiáng)度提高。但是，超過(guò)1.0％而過(guò)量含有時(shí)，al－mn系金屬間化合物量增多，成為破壞的起點(diǎn)，延伸率容易降低。此外，在對(duì)板賦予5％左右的低應(yīng)變時(shí)，位錯(cuò)在al－mn系金屬間化合物的周圍局部化，加工硬化特性也降低。

因此，mn的含量設(shè)為超過(guò)0％且為1.0％以下。

fe：超過(guò)0％且為1.0％以下

fe在鋁合金中形成al－fe系金屬間化合物，因此其含量變多時(shí)，該化合物量變多，成為破壞的起點(diǎn)，延伸率容易降低。并且，al－fe系金屬間化合物中大多還包含si，固溶si量會(huì)相應(yīng)于被攝入該金屬間化合物中的si而減少。

fe作為基體雜質(zhì)而混入鋁合金中，作為熔融原料的鋁合金廢料量(相對(duì)于鋁基體的比例)越增加則含量越變多，因此其含量越少越好。但是，使fe降低至檢測(cè)限以下等會(huì)使成本增加，因此需要允許含有某種程度的量。

因此，fe的含量設(shè)為超過(guò)0％且為1.0％以下，優(yōu)選超過(guò)0％且為0.5％以下。

其它的元素

此外，本發(fā)明中，還允許含有cr：超過(guò)0％且為0.3％以下、zr：超過(guò)0％且為0.3％以下、v：超過(guò)0％且為0.3％以下、ti：超過(guò)0％且為0.1％以下、zn：超過(guò)0％且為1.0％以下、ag：超過(guò)0％且為0.2％以下、sn：超過(guò)0％且為0.15％以下中的1種或2種以上。

需要說(shuō)明的是，這些元素均具有使板高強(qiáng)度化的效果，因此可以視為高強(qiáng)度化的同效元素，但其具體的機(jī)制不僅有相同的部分，當(dāng)然也有不同的部分。

cr、zr、v與mn同樣地在均質(zhì)化熱處理時(shí)生成分散粒子(分散相)，這些分散粒子有阻礙再結(jié)晶后的晶界移動(dòng)的效果，發(fā)揮使晶粒微細(xì)化的作用。

ti生成晶化物而成為再結(jié)晶晶粒的晶核，阻止晶粒的粗大化，發(fā)揮使晶粒微細(xì)化的作用。

zn、ag對(duì)于提高人工時(shí)效硬化能力(bh性)有用，具有在較低溫較短時(shí)間的人工時(shí)效處理?xiàng)l件下促進(jìn)gp區(qū)域等的化合物相向板組織的晶粒內(nèi)析出的效果。

sn具有如下效果：通過(guò)捕獲原子空穴而抑制室溫下的mg、si的擴(kuò)散，抑制室溫下的強(qiáng)度增加(室溫時(shí)效)，在人工時(shí)效處理時(shí)釋放所捕獲的空穴，促進(jìn)mg、si的擴(kuò)散，提高bh性。

但是，這些元素各自的含量過(guò)大時(shí)，形成粗大的化合物等，難以進(jìn)行板的制造，強(qiáng)度、彎曲加工性等成形性、耐蝕性也降低。因此，在含有這些元素時(shí)，設(shè)為上述各上限值以下的含量。

組織

將以上的合金組成為前提，本發(fā)明中為了提高成形性還對(duì)6000系鋁合金板組織進(jìn)行控制。

即，進(jìn)行下述控制：使組織微細(xì)化，抑制成形為汽車面板材料時(shí)通過(guò)拉伸變形導(dǎo)入到材料中的晶內(nèi)應(yīng)變的局部化，使應(yīng)變?cè)诰?nèi)在上述拉伸變形的低應(yīng)變域至高應(yīng)變域中均勻地(較高地)蓄積。

平均晶粒直徑

固溶及淬火處理后等調(diào)質(zhì)后的(賦予應(yīng)變的拉伸試驗(yàn)、沖壓成形前的)6000系鋁合金板的再結(jié)晶晶粒越微細(xì)，則拉伸變形時(shí)晶內(nèi)應(yīng)變的蓄積也越均勻、高密度地進(jìn)行，結(jié)果是能夠?qū)崿F(xiàn)加工硬化能力的提高。

為了得到該特性，本發(fā)明中，微細(xì)化到通過(guò)sem/ebsd法測(cè)定的板厚中央部位置的平均晶粒直徑為40μm以下。與此相對(duì)地，平均晶粒直徑變大到超過(guò)40μm時(shí)，即使小角晶界比例滿足規(guī)定的范圍，上述加工硬化能力也不會(huì)提高，延伸率也降低，成形性降低。

小角晶界的量

進(jìn)而，為了切實(shí)實(shí)現(xiàn)作為汽車面板材料用的原材板的高成形性化，在成形為汽車面板材料時(shí)，在對(duì)原材板施加拉伸變形時(shí)需要在晶粒內(nèi)均勻、高密度地蓄積應(yīng)變。

從這點(diǎn)考慮，僅上述的板組織的微細(xì)化的情況下并不充分，通過(guò)還滿足上述拉伸變形的低應(yīng)變域及高應(yīng)變域中的板組織中的小角晶界的量，從而可以抑制面向汽車面板材料的沖壓成形時(shí)的、從高應(yīng)變域開(kāi)始的直至斷裂為止的不均勻變形，可以表現(xiàn)高的加工硬化特性，可以實(shí)現(xiàn)作為汽車面板材料用的高成形性化。

即，得到上述板的微細(xì)組織(平均晶粒直徑)是必要條件，在原材板的軋制方向賦予5％及15％的應(yīng)變的拉伸變形時(shí)分別具有規(guī)定的小角晶界的平均比例則是充分條件。

通過(guò)滿足這兩個(gè)條件，可以切實(shí)實(shí)現(xiàn)作為汽車面板材料用的高成形性。并且，基于這些控制的高成形性化具有如下優(yōu)點(diǎn)：可以在不大幅改變現(xiàn)有的鋁合金組成和制造條件的條件下實(shí)現(xiàn)。

作為該充分條件，具體而言，作為6000系鋁合金板的板厚中央位置處的組織，根據(jù)由上述拉伸變形賦予的應(yīng)變量的水平，以兩階段來(lái)規(guī)定對(duì)板賦予拉伸變形時(shí)的小角晶界的平均比例。

本發(fā)明規(guī)定的、通過(guò)拉伸變形賦予的從低應(yīng)變域到高應(yīng)變域的應(yīng)變量的水平，是在模擬面向汽車面板材料的沖壓成形等成形中對(duì)原材板附加(負(fù)荷)的應(yīng)變。

與此同時(shí)，與通常面向汽車面板材料的沖壓成形時(shí)對(duì)原材板附加的應(yīng)變相比，附加更大的、達(dá)到15％的高應(yīng)變域的應(yīng)變時(shí)的小角晶界的量(比例)成為問(wèn)題。

原因在于，其為是否能夠?qū)崿F(xiàn)汽車面板材料所要求的嚴(yán)格的高成形性、即以原材板的上述漂亮的曲面結(jié)構(gòu)來(lái)實(shí)現(xiàn)鮮明的車身特征線的指標(biāo)。

通常面向汽車面板材料的沖壓成形時(shí)對(duì)原材板附加的應(yīng)變不過(guò)是與本發(fā)明規(guī)定的低應(yīng)變域相當(dāng)?shù)囊?％左右為上限的拉伸變形，但在上述漂亮的曲面結(jié)構(gòu)沖壓成形鮮明的車身特征線時(shí)，有可能對(duì)原材板附加(負(fù)荷)該5％以上的應(yīng)變量。

本發(fā)明還具有如下優(yōu)點(diǎn)：即使實(shí)際上不嘗試以上述漂亮的曲面結(jié)構(gòu)成形鮮明的車身特征線，而是將原材板沖壓成形為汽車面板材料，也可以預(yù)先(事先)評(píng)價(jià)該原材板的成形性。

就通過(guò)拉伸變形賦予的由低應(yīng)變域至高應(yīng)變域的應(yīng)變量而言，在滿足上述組成、平均晶粒直徑的上述調(diào)質(zhì)后的板的軋制方向，進(jìn)行模擬實(shí)際面向汽車面板材料的沖壓成形的拉伸試驗(yàn)，分別給予與低應(yīng)變域相當(dāng)?shù)?％的拉伸變形和與高應(yīng)變域相當(dāng)?shù)?5％的應(yīng)變的拉伸變形。

具體而言，按照拉伸試驗(yàn)要領(lǐng)，由進(jìn)行了固溶及淬火處理后等調(diào)質(zhì)的冷軋板采集作為供試板的jis13a號(hào)試驗(yàn)片(20mm×80mmgl×板厚)，在室溫下，將試驗(yàn)片的拉伸方向設(shè)為軋制方向而進(jìn)行拉伸。該試驗(yàn)?zāi)M了實(shí)際成形為汽車面板材料時(shí)的低應(yīng)變域中的板的位錯(cuò)密度，分別給予上述與低應(yīng)變域相當(dāng)?shù)?％的拉伸變形和與高應(yīng)變域相當(dāng)?shù)?5％的應(yīng)變的拉伸變形。

并且，關(guān)于將這些各拉伸試驗(yàn)后的試驗(yàn)片的板厚中央位置調(diào)整為觀察面、通過(guò)sem/ebsd法測(cè)定的板厚中央位置的結(jié)晶取向中的小角晶界的平均比例，在與低應(yīng)變域相當(dāng)?shù)?％的拉伸變形時(shí)控制在12～30％的范圍，此外在與高應(yīng)變域相當(dāng)?shù)?5％的應(yīng)變的拉伸變形時(shí)控制在50～70％的范圍。

在上述應(yīng)變?yōu)?％的低應(yīng)變域及上述應(yīng)變?yōu)?5％的高應(yīng)變域中，晶內(nèi)應(yīng)變?cè)谏鲜鲆?guī)定范圍內(nèi)均勻且高密度地分布，從而此后的直至斷裂為止的不均勻變形得到抑制，顯現(xiàn)出高的加工硬化能力，結(jié)果是成形性提高。

該小角晶界的平均比例在拉伸變形應(yīng)變?yōu)?％的低應(yīng)變域中小于12％、在拉伸變形應(yīng)變?yōu)?5％的高應(yīng)變域中小于50％則表明：晶內(nèi)應(yīng)變難以蓄積，高應(yīng)變域中的加工硬化能力無(wú)法維持，由此導(dǎo)致斷裂延伸率降低、即成形性降低。

相反，應(yīng)變?yōu)?％的低應(yīng)變域中的小角晶界的平均比例高于30％、15％的高應(yīng)變域中的小角晶界的比例高于70％時(shí)，直至此后的斷裂前可以導(dǎo)入、蓄積的晶內(nèi)應(yīng)變減少，因此成形性依然不會(huì)提高。

在未控制晶粒直徑、平均晶粒直徑大于40μm的試樣的情況下，在賦予拉伸變形應(yīng)變時(shí)，低應(yīng)變域及高應(yīng)變域中小角晶界的比例均比規(guī)定值降低。晶粒直徑大則結(jié)晶晶界的比例減少，位錯(cuò)容易集中在結(jié)晶晶界處，結(jié)果是低應(yīng)變域及高應(yīng)變域中晶內(nèi)應(yīng)變量均減少。

因此，在板的軋制方向賦予5％的應(yīng)變的拉伸變形時(shí)，板的結(jié)晶取向中的小角晶界的平均比例設(shè)為12～30％的范圍、優(yōu)選15～27％的范圍。此外，在板的軋制方向賦予15％的應(yīng)變的拉伸變形時(shí)，設(shè)為50～70％的范圍、優(yōu)選53～67％的范圍。

除非了解成形為汽車面板材料時(shí)的成形性與平均晶粒直徑的關(guān)系，否則是不會(huì)產(chǎn)生本發(fā)明的想要將晶粒微細(xì)化的技術(shù)思想的。此外，除非存在上述汽車面板材料的高成形性的課題、并且了解作為該課題的解決機(jī)制(機(jī)理)的成形為上述汽車面板材料時(shí)通過(guò)拉伸變形而蓄積在晶內(nèi)應(yīng)變、加工硬化特性與延伸率的相關(guān)性，否則也不會(huì)產(chǎn)生想要控制板的小角晶界的比例的技術(shù)思想的。并且，除非著眼于作為實(shí)現(xiàn)該機(jī)制的手段的、賦予拉伸變形應(yīng)變時(shí)小角晶界在低應(yīng)變域和高應(yīng)變域中的各自的比例，否則是不會(huì)產(chǎn)生本發(fā)明的。

平均晶粒直徑及小角晶界的平均比例的測(cè)定方法

這些的本發(fā)明規(guī)定的平均晶粒直徑及小角晶界的平均比例通過(guò)sem/ebsd法來(lái)測(cè)定。并且，將從該板的板寬方向剖面的中央位置(板厚中心位置)采集的測(cè)定試驗(yàn)片(任意2個(gè)部位的測(cè)定部位)的各測(cè)定值取平均，將該平均值作為本發(fā)明規(guī)定的平均晶粒直徑及小角晶界的平均比例。

這里，就通過(guò)sem/ebsd法觀察的上述觀察面(解析面)而言，將固溶及淬火處理后等調(diào)質(zhì)后的板、以及對(duì)該板賦予應(yīng)變的上述拉伸試驗(yàn)后的試驗(yàn)片的板厚中心作為觀察面。

就板厚中央位置的觀察面而言，從測(cè)定的再現(xiàn)性考慮，按照在板厚中央處的包含軋制方向和板厚方向的剖面(垂直于板寬方向的剖面)中板厚中央位置成為觀察面的方式來(lái)調(diào)整。對(duì)板厚方向的300μm×板寬方向的300μm的區(qū)域，以1.0μm的間距(ピッチ)照射電子束。

所述sem/ebsd法作為集合組織的測(cè)量方法是通用的，是在場(chǎng)發(fā)射型掃描電子顯微鏡(fieldemissionscanningelectronmicroscope:fesem)上搭載背散射電子衍射像[ebsd：electronbackscattering(scattered)diffractionpattern]系統(tǒng)的結(jié)晶取向分析法。該測(cè)量方法與其他的集合組織的測(cè)量方法相比，分辨能力高，因此有高測(cè)量精度。而且，通過(guò)該方法，有可以同時(shí)高精度地測(cè)量板的相同測(cè)量部位的平均晶粒直徑和結(jié)晶晶界的平均比例的優(yōu)點(diǎn)。鋁合金板的平均晶粒直徑、結(jié)晶晶界的平均比例的測(cè)定通過(guò)該sem/ebsd法來(lái)進(jìn)行這一點(diǎn)，一直以來(lái)通過(guò)例如日本特開(kāi)2009－173972號(hào)等公報(bào)而公知，在本發(fā)明中，也以此公知的方法進(jìn)行。

這些公開(kāi)的sem/ebsd法，是對(duì)于放置在所述fesem(fe－sem)的鏡筒內(nèi)的al合金板的試樣照射電子束而在屏幕上投影ebsd。以高感光度相機(jī)對(duì)其進(jìn)行拍攝，作為圖像輸入計(jì)算機(jī)。在計(jì)算機(jī)中對(duì)該圖像進(jìn)行分析，通過(guò)與使用了已知的結(jié)晶系的模擬形成的圖案進(jìn)行比較，確定結(jié)晶的取向。計(jì)算出的結(jié)晶的各取向作為三維歐拉角，與位置坐標(biāo)(x、y、z)等一起進(jìn)行記錄。這一過(guò)程對(duì)于全部測(cè)量點(diǎn)自動(dòng)進(jìn)行，因此測(cè)量結(jié)束時(shí)會(huì)得到數(shù)萬(wàn)～數(shù)十萬(wàn)點(diǎn)的結(jié)晶取向數(shù)據(jù)。

從而，相比使用了透射電子顯微鏡的電子束衍射法，sem/ebsd法具有的優(yōu)點(diǎn)是，觀察視野廣，能夠在數(shù)小時(shí)內(nèi)得到對(duì)數(shù)百個(gè)以上的大量的晶粒的平均晶粒直徑、或取向分析的信息。另外，還具有的優(yōu)點(diǎn)是，因?yàn)椴挥脺y(cè)量每個(gè)晶粒，而只對(duì)指定的區(qū)域以任意的一定間隔掃描而進(jìn)行測(cè)量，所以能夠得到羅列了全部測(cè)量區(qū)域的有關(guān)上述大量的測(cè)量點(diǎn)的上述各信息。這些在fesem上搭載有ebsd系統(tǒng)的結(jié)晶取向分析法的詳情，詳細(xì)記述在神戶制鋼技報(bào)/vol.52no.2(sep.2002)p66-70等中。

基于上述事項(xiàng)，本發(fā)明中通過(guò)以下式子計(jì)算平均晶粒直徑。

平均晶粒直徑＝(σx)/n

(這里，n表示所測(cè)定的晶粒數(shù)，x作為各個(gè)晶粒的直徑，表示各晶粒的最大長(zhǎng)度的當(dāng)量圓直徑)。

此外，在軋制方向賦予了應(yīng)變?yōu)?％或15％的拉伸變形的板組織中，通過(guò)sem/ebsd法由相鄰的像素間的取向差異來(lái)確定晶界。將傾角2.0～15°的晶界作為小角晶界，將大于15°的晶界作為大角度晶界(結(jié)晶晶界)。小角晶界的比例可以視作晶粒內(nèi)的微小取向差異的量、即晶粒內(nèi)蓄積的應(yīng)變的量。

具體而言，首先，按照拉伸試驗(yàn)的要領(lǐng)，由調(diào)質(zhì)后冷軋板采集作為供試材料的jis13a的拉伸試驗(yàn)片(20mm×80mmgl×板厚)，在室溫下，將試驗(yàn)片的拉伸方向設(shè)為軋制方向而進(jìn)行拉伸。該試驗(yàn)?zāi)M了實(shí)際面向汽車面板材料成形時(shí)的板的晶內(nèi)應(yīng)變的量，作為低應(yīng)變域，賦予5％的應(yīng)變的拉伸變形，此外作為高應(yīng)變域，賦予15％的應(yīng)變的拉伸變形。

通過(guò)sem/ebsd法對(duì)該賦予了5％或15％的拉伸變形的試驗(yàn)片的板厚中央位置的組織進(jìn)行分析，并定義板表面的集合組織中的上述晶界。從而分別求出大角度晶界(結(jié)晶晶界)和小角晶界的長(zhǎng)度，因此可以通過(guò)(2.0～15°的晶界的長(zhǎng)度)/(2.0～180°晶界的長(zhǎng)度)×100來(lái)計(jì)算小角晶界的比例。

需要說(shuō)明的是，在測(cè)定平均晶粒直徑時(shí)，對(duì)未賦予上述拉伸變形但進(jìn)行了調(diào)質(zhì)的冷軋板的寬度方向剖面進(jìn)行機(jī)械研磨，進(jìn)而進(jìn)行拋光研磨，然后進(jìn)行電解研磨，按照板厚中央位置成為觀察面的方式來(lái)調(diào)整表面，準(zhǔn)備好這樣的試樣后，使用fesem通過(guò)ebsd進(jìn)行晶粒直徑測(cè)定。

此外，就上述賦予拉伸變形后的試驗(yàn)片而言，上述表面處理也與上述平均晶粒直徑的測(cè)定時(shí)同樣，按照板厚中央位置成為觀察面的方式制備表面后，通過(guò)ebsd進(jìn)行上述結(jié)晶取向測(cè)定。

這些ebsd測(cè)定·解析系統(tǒng)使用的是tsl公司制的ebsd(oim)。

通過(guò)對(duì)2個(gè)視野進(jìn)行這些操作，從而可以求出本發(fā)明規(guī)定的平均晶粒直徑及賦予5％或15％的應(yīng)變的拉伸變形時(shí)的小角晶界的平均比例、即低應(yīng)變域及高應(yīng)變域中的晶粒內(nèi)應(yīng)變的蓄積量。本發(fā)明中將其稱為“通過(guò)sem/ebsd法測(cè)定的小角晶界的比例”。

高加工硬化特性(高成形性)的指標(biāo)

作為通過(guò)以上的組成和組織的控制得到的、實(shí)現(xiàn)板的高加工硬化特性化(高成形性化)的指標(biāo)(標(biāo)準(zhǔn))，可以列舉屈服比和延伸率。

如果屈服比低且延伸率高，則即使不進(jìn)行板的小試驗(yàn)片下的成形試驗(yàn)、或不進(jìn)行實(shí)際成形為汽車面板材料的成形試驗(yàn)，也可以支持作為汽車面板材料用的高成形性化。

具體而言，作為實(shí)現(xiàn)該高成形性化的指標(biāo)(標(biāo)準(zhǔn))，優(yōu)選由作為鋁合金的0.2％屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度的比率的0.2％屈服強(qiáng)度/抗拉強(qiáng)度定義的屈服比為0.56以下，且總延伸率為26％以上，這已經(jīng)得到后述實(shí)施例的證實(shí)。

該屈服比過(guò)高而超過(guò)0.56或總延伸率過(guò)低而低于26％時(shí)，可能無(wú)法實(shí)現(xiàn)作為汽車面板材料用的高加工硬化特性化、高成形性化。

(制造方法)

然后，對(duì)本發(fā)明的鋁合金板的制造方法說(shuō)明如下。本發(fā)明的鋁合金板，其制造工序本身為常規(guī)方法或公知方法，在鑄造上述6000系成分組成的鋁合金鑄塊后對(duì)其進(jìn)行均質(zhì)化熱處理，實(shí)施熱軋、冷軋而成為規(guī)定的板厚，進(jìn)一步實(shí)施固溶淬火等調(diào)質(zhì)處理而制造。

但是，在這些制造工序中，為了切實(shí)且再現(xiàn)性良好地得到本發(fā)明規(guī)定的組織(平均晶粒直徑、拉伸變形時(shí)的小角晶界的比例)，期望如后述那樣使均熱條件、熱軋條件、冷軋條件、固溶及淬火處理等諸條件均滿足優(yōu)選范圍。上述諸條件中即使有一個(gè)條件偏離，則很可能得不到本發(fā)明規(guī)定的上述組織。

熔煉、鑄造冷卻速度

首先，在熔煉、鑄造工序中，適當(dāng)選擇連續(xù)鑄造法、半連續(xù)鑄造法(dc鑄造法)等常規(guī)熔煉鑄造法來(lái)鑄造被熔煉調(diào)整到上述6000系成分組成范圍內(nèi)的鋁合金熔液。這里，為了將組織(平均晶粒直徑、拉伸變形時(shí)的小角晶界的比例)控制在本發(fā)明的規(guī)定范圍內(nèi)，優(yōu)選將鑄造時(shí)的平均冷卻速度從液相線溫度到固相線溫度盡可能加快(大)到30℃/分鐘以上。

均質(zhì)化熱處理

然后，在對(duì)上述鑄造后的鋁合金鑄塊熱軋之前實(shí)施均質(zhì)化熱處理。該均質(zhì)化熱處理(均熱處理)除了通常的目的、即組織的均質(zhì)化(消除鑄塊組織中的晶粒內(nèi)的偏析)以外，對(duì)于使si、mg充分固溶而言也是重要的。

在進(jìn)行該均質(zhì)化熱處理后進(jìn)行熱軋，優(yōu)選均質(zhì)化熱處理后直至加熱下的粗軋開(kāi)始前，使鑄塊的溫度不降至500℃以下、確保mg和si的固溶量。

在粗熱軋開(kāi)始前鑄塊溫度降至500℃以下的情況下，容易析出al－fe系、mg－si系的粗大化合物，有可能得不到均勻的晶粒直徑分布、蓄積應(yīng)變分布。因此，成形性降低的可能性變大。此外，si、mg被包含在化合物中，從而固溶si和mg濃度降低時(shí)，上述固溶si和mg的效果發(fā)揮得不充分，成形性有可能降低。

熱軋

熱軋根據(jù)所軋制的板厚而由鑄塊的粗軋工序和終軋工序構(gòu)成。這些粗軋工序、終軋工序中，可適當(dāng)使用可逆式或串列式等的軋機(jī)。

優(yōu)選從熱粗軋開(kāi)始到結(jié)束為止的軋制中，使溫度不降至450℃以下來(lái)確保si和mg的固溶量。軋制時(shí)間延長(zhǎng)等而使道次間的粗軋板的最低溫度降至450℃以下時(shí)，容易析出mg－si系的化合物，有可能得不到均勻的晶粒直徑分布、蓄積應(yīng)變分布。因此，成形性降低的可能性變大。此外，si、mg被包含在化合物中，從而固溶si和mg的濃度降低時(shí)，也存在上述固溶si、mg的效果發(fā)揮得不充分的可能性。

這樣的熱粗軋后，優(yōu)選進(jìn)行結(jié)束溫度設(shè)為300～360℃的范圍的熱終軋。該熱終軋的結(jié)束溫度過(guò)低而低于300℃時(shí)，軋制載荷變高、生產(chǎn)率降低。另一方面，在為了不會(huì)大量殘留加工組織、形成再結(jié)晶組織而提高熱終軋的結(jié)束溫度時(shí)，如果該溫度超過(guò)360℃，則該時(shí)刻的晶?？赡艽执蠡?。

將熱終軋結(jié)束不久的材料(板)溫度冷卻至100℃的平均冷卻速度優(yōu)選為5℃/小時(shí)以上。該平均冷卻速度小于5℃/小時(shí)時(shí)，該冷卻中生成的mg－si系的析出物量變多，可能得不到均勻的晶粒直徑分布、蓄積應(yīng)變分布。因此，成形性降低的可能性變大。此外，si、mg被包含在化合物中，從而固溶si和mg濃度降低時(shí)，存在上述固溶si、mg的效果發(fā)揮得不充分、成形性降低的可能性。

冷軋

然后，對(duì)上述熱軋板進(jìn)行1次冷軋(1次冷軋)、中間退火、2次冷軋(2次冷軋)，制作具有期望的最終板厚的冷軋板(包括卷材)。從謀求最終再結(jié)晶(通過(guò)冷軋后的固溶處理進(jìn)行的再結(jié)晶)中的組織微細(xì)化的角度出發(fā)，優(yōu)選將中間退火前的1次冷軋率a與中間退火后的2次冷軋率b的比率b/a設(shè)為0.7以上。這里，b/a小于0.7時(shí)，通過(guò)固溶處理形成的再結(jié)晶組織變得粗大，因此存在得不到微細(xì)組織、成形性降低的可能性。

此外，從謀求再結(jié)晶時(shí)的結(jié)晶組織的穩(wěn)定化的角度出發(fā)，還優(yōu)選將中間退火后的2次冷軋的軋制率(b)設(shè)為30％以上。2次冷軋的軋制率小于30％時(shí)，存在固溶處理時(shí)的再結(jié)晶晶粒粗大化或不形成再結(jié)晶、成形性降低的可能性。

此時(shí)，優(yōu)選將2次冷軋中每次軋制(1道次)的最低軋制率設(shè)為20％以上。每次軋制的最低軋制率小于20％時(shí)，應(yīng)變滲透深度變淺，板厚中心部的應(yīng)變變小。因此，根據(jù)晶粒的不同，所導(dǎo)入的應(yīng)變量也不同，存在得不到均勻的組織、成形性降低的可能性。

本發(fā)明中，在冷軋中，優(yōu)選在1次冷軋和2次冷軋之間包含在350～450℃保持1～24小時(shí)的中間退火工序。其目的在于，減少存在于軋制材料中的不均勻的加工變形。

在使用箱式爐進(jìn)行中間退火的情況下，低于350℃的溫度、或不足1小時(shí)的保持時(shí)間時(shí)不能充分得到上述效果；超過(guò)450℃時(shí)，組織變得不均勻，存在固溶處理后的晶粒直徑的偏差變大的可能性。此外，退火時(shí)間為24小時(shí)以上時(shí)，生產(chǎn)率降低，不經(jīng)濟(jì)。

在使用連續(xù)退火爐進(jìn)行中間退火時(shí)，在450～550℃范圍內(nèi)的溫度下保持5分鐘以下是合適的。此時(shí)，退火溫度低于450℃則得不到充分的退火效果；超過(guò)550℃則有再結(jié)晶晶粒粗大化、成形性降低之虞。此外，保持超過(guò)5分鐘時(shí)，也有再結(jié)晶晶粒粗大化、成形性降低之虞。

固溶及淬火處理

冷軋后，進(jìn)行固溶處理和接下來(lái)的直至室溫的淬火處理。關(guān)于該固溶淬火處理，可以使用通常的連續(xù)熱處理線。

但是，為了得到mg、si等各元素的充分的固溶量，優(yōu)選在500℃以上、熔融溫度以下的固溶處理溫度下保持10秒以上，并且將由該保持溫度冷卻至100℃的平均冷卻速度設(shè)為30℃/秒以上。在低于500℃的溫度或比10秒更短的保持時(shí)間時(shí)，固溶處理前生成的al－fe系化合物、mg－si系化合物的再固溶變得不充分，固溶si量減少，存在未充分發(fā)揮上述固溶si和mg的效果、成形性降低的可能性。

平均冷卻速度小于30℃/秒時(shí)，冷卻中再結(jié)晶晶粒直徑粗大化，同時(shí)固溶si、mg量減少，未充分發(fā)揮上述的固溶si、mg的效果、成形性降低的可能性可能變大。為了確保該冷卻速度，淬火處理分別選擇使用風(fēng)扇等空氣冷卻、噴霧、噴水或浸漬等水冷手段、條件。

預(yù)備時(shí)效處理：再加熱處理

在這樣的固溶處理及淬火處理后，如需要提高bh性等，可選擇性進(jìn)行預(yù)備時(shí)效處理。

在進(jìn)行預(yù)備時(shí)效處理(再加熱處理)時(shí)，優(yōu)選在進(jìn)行上述淬火處理而冷卻到室溫后的1小時(shí)以內(nèi)進(jìn)行。若直至室溫的淬火處理結(jié)束后至預(yù)備時(shí)效處理開(kāi)始(加熱開(kāi)始)的保持時(shí)間過(guò)長(zhǎng)，則存在如下可能性：由于室溫時(shí)效而生成對(duì)bh性沒(méi)有助益的mg－si團(tuán)簇，難以使有助于bh性的mg和si的均衡性良好的mg－si團(tuán)簇增加。因此，該室溫保持時(shí)間越短越好，固溶及淬火處理與再加熱處理可以幾乎無(wú)時(shí)間差地連續(xù)進(jìn)行，對(duì)下限的時(shí)間沒(méi)有特別設(shè)定。

該預(yù)備時(shí)效處理優(yōu)選將60～120℃下的保持時(shí)間設(shè)為10小時(shí)以上、40小時(shí)以下。從而，形成上述mg和si的均衡性良好的mg－si團(tuán)簇。

以下通過(guò)實(shí)施例更具體地說(shuō)明本發(fā)明，本發(fā)明當(dāng)然不因下述實(shí)施例而受到限定，也可以在能夠滿足上述、后述主旨的范圍內(nèi)適當(dāng)加以變更而實(shí)施，這些均包含在本發(fā)明的技術(shù)范圍內(nèi)。

實(shí)施例

然后說(shuō)明本發(fā)明的實(shí)施例。按照表1所示的組成和表3所示的組織，分別設(shè)定制造條件而制造組成、平均晶粒直徑、賦予了5％或15％的拉伸變形時(shí)的小角晶界的比例所構(gòu)成的組織不同的6000系鋁合金板。

然后，分別測(cè)定、評(píng)價(jià)板制造后在室溫保持10天后(室溫時(shí)效后)的平均晶粒直徑、賦予5％或15％的拉伸變形時(shí)的小角晶界的比例、0.2％屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、屈服比(0.2％屈服強(qiáng)度/抗拉強(qiáng)度)、總延伸率。將這些結(jié)果示于表3。這里，表2、3為表1的續(xù)表，表1的合金編號(hào)與表2、3的編號(hào)中分別對(duì)應(yīng)、相同。

就具體的上述分別制作的方法而言，將表1所示的化學(xué)成分組成的6000系鋁合金板按照表2所示那樣對(duì)熱粗軋的道次間中的粗軋板達(dá)到的最低溫度(表2中記載為最低溫度)、熱終軋的結(jié)束溫度、冷軋的軋制率、冷軋中每道次的最低軋制率、中間退火的溫度、固溶處理的保持溫度、平均冷卻速度等制造條件進(jìn)行改變而進(jìn)行。

這里，表1中，各元素含量的表述中，各元素中的數(shù)值為空白時(shí)表示其含量在檢測(cè)限以下。

鋁合金板的具體制造條件如下所述。統(tǒng)一通過(guò)dc鑄造法熔煉表1所示的各組成的鋁合金鑄塊。此時(shí)，各例中，對(duì)于鑄造時(shí)的平均冷卻速度，均統(tǒng)一將從液相線溫度至固相線溫度設(shè)為50℃/分鐘。然后，各例中，均統(tǒng)一將鑄塊在550℃下進(jìn)行6小時(shí)的均熱處理，然后在該溫度下(均質(zhì)化熱處理后至加熱下開(kāi)始粗軋開(kāi)始為止，不使鑄塊的溫度降至500℃以下)開(kāi)始熱粗軋。將此時(shí)的熱粗軋的最低溫度(最低道次溫度)示于表2。然后，各例中，均統(tǒng)一地將接下來(lái)的熱終軋以表2所示的結(jié)束溫度熱軋至厚度3.5mm，制成熱軋板。

將該熱軋后的鋁合金板實(shí)施500℃×1分鐘的粗退火后，進(jìn)行表2所示的1次冷軋、中間退火條件及2次冷軋，各例中均統(tǒng)一地形成厚度1.0mm的冷軋板。需要說(shuō)明的是，上述中間退火均使用箱式爐進(jìn)行。

進(jìn)而，各例中，均統(tǒng)一地將所述各冷軋板利用連續(xù)式熱處理設(shè)備進(jìn)行退卷，一邊進(jìn)行卷取一邊連續(xù)進(jìn)行調(diào)質(zhì)處理(t4)。具體而言，固溶處理通過(guò)將加熱至500℃的平均加熱速度設(shè)為50℃/秒、各例中均達(dá)到表2所示的各目標(biāo)溫度(保持溫度)后，各例均統(tǒng)一地保持20秒來(lái)進(jìn)行，然后各例中均通過(guò)以表2所示的各平均冷卻速度(℃/秒)進(jìn)行水冷而冷卻到室溫。

這些調(diào)質(zhì)處理后，從室溫下放置10天后的各最終制品板中切出供試板(空白)，通過(guò)各供試板的上述平均晶粒直徑、賦予5％及15％的拉伸變形時(shí)的小角晶界的比例對(duì)規(guī)定的組織、機(jī)械特性進(jìn)行測(cè)定、評(píng)價(jià)。將這些結(jié)果示于表3。

平均晶粒直徑及小角晶界的平均比例的測(cè)定

通過(guò)上述測(cè)定方法，對(duì)板的寬度方向剖面的組織進(jìn)行上述固溶處理后的試驗(yàn)片的平均晶粒直徑和結(jié)晶晶界的平均比例的測(cè)定。然后，使用搭載有tsl公司制ebsd測(cè)定·解析系統(tǒng)(oim)的日本電子公司制sem(jeol7100)，進(jìn)行該組織中的平均晶粒直徑(μm)和晶界的平均比例(％)的測(cè)定。

各例中，如上所述均對(duì)由板的寬度方向剖面的任意部位采集的2個(gè)試驗(yàn)片分別進(jìn)行該測(cè)定，將這些測(cè)定值分別取平均。各試驗(yàn)片的測(cè)定區(qū)域統(tǒng)一設(shè)為平行于板厚方向和板寬方向的剖面的中央的300×300μm的區(qū)域，測(cè)定跨度(ステップ)間隔均設(shè)為1μm。

拉伸試驗(yàn)

就上述各供試板的拉伸試驗(yàn)而言，從上述各供試板分別采集jis13a的拉伸試驗(yàn)片(20mm×80mmgl×板厚)，在室溫下進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。將此時(shí)的試驗(yàn)片的拉伸方向設(shè)為軋制方向。拉伸速度設(shè)為5mm/分鐘。機(jī)械特性測(cè)定的n數(shù)設(shè)為2，分別以平均值來(lái)計(jì)算。然后，各例中均分別算出0.2％屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、屈服比(0.2％屈服強(qiáng)度/抗拉強(qiáng)度)、總延伸率。

如表1、2中分別所示，發(fā)明例1～12是在本發(fā)明的成分組成范圍內(nèi)、且在滿足上述全部?jī)?yōu)選制造條件的范圍內(nèi)進(jìn)行制造的。

因此，如表3所示，這些各發(fā)明例符合本發(fā)明規(guī)定的、通過(guò)sem/ebsd法測(cè)定的平均晶粒直徑為40μm以下，在軋制方向賦予5％的應(yīng)變的拉伸變形時(shí)，傾角2.0～15.0°的小角晶界的比例為12～30％，且在軋制方向賦予15％的應(yīng)變的拉伸變形時(shí)，傾角2.0～15.0°的小角晶界的比例為50～70％。

該結(jié)果表明，各發(fā)明例即使在室溫時(shí)效后也如表3所示那樣、以0.2％屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度的比率、即0.2％屈服強(qiáng)度/抗拉強(qiáng)度定義的屈服比為0.56以下，總延伸率為26％以上，對(duì)于作為汽車面板材料用來(lái)說(shuō)，具有合格的高成形性。

與此相對(duì)地，如表2所示，比較例13～17雖然是在優(yōu)選的條件范圍進(jìn)行制造的，但使用表1的合金編號(hào)13～17，si、mg、cu、mn、fe的含量分別偏離了本發(fā)明范圍。

因此，如表3所示，這些比較例中平均晶粒直徑或賦予拉伸變形應(yīng)變時(shí)的小角晶界的比例中的任一項(xiàng)偏離了本發(fā)明規(guī)定的范圍，屈服比超過(guò)0.56或總延伸率小于26％，與發(fā)明例相比，成形性差。因此，作為汽車面板材料用是不合格的。

比較例13為表1的合金13，mg過(guò)少。

比較例14為表1的合金14，si過(guò)少。

比較例15為表1的合金15，cu過(guò)少。

比較例16為表1的合金16，mn過(guò)多。

比較例17為表1的合金17，fe過(guò)多。

此外，如表1所示，比較例18～26使用了本發(fā)明范圍內(nèi)的合金例。但是，如表2所示，這些各比較例的熱粗軋的最低溫度、熱終軋的結(jié)束溫度、1次冷軋及2次冷軋的軋制率、2次冷軋時(shí)每次軋制的最低軋制率、中間退火的保持溫度及時(shí)間、固溶處理的保持溫度、平均冷卻速度(℃/秒)等制造條件中的任意者偏離了優(yōu)選條件。

其結(jié)果是，如表3所示，這些比較例的平均晶粒直徑、低應(yīng)變域或高應(yīng)變域中的小角晶界的平均比例等偏離了本發(fā)明規(guī)定的范圍，與發(fā)明例相比，屈服比超過(guò)0.56或總延伸率小于26％，較差。因此，作為汽車面板材料用是不合格的。

其中，比較例18中，熱粗軋的最低溫度過(guò)低。因此，雖然平均晶粒直徑在規(guī)定范圍內(nèi)，但由于組織的不均勻化以及固溶mg、si量的減少，低應(yīng)變及高應(yīng)變區(qū)域中的小角晶界的平均比例過(guò)低。因此，屈服比超過(guò)0.56，總延伸率小于26％，成形性差。

比較例19中，熱粗軋的最低溫度過(guò)低，熱終軋的結(jié)束溫度過(guò)高。因此，平均晶粒直徑超過(guò)規(guī)定值，低應(yīng)變及高應(yīng)變區(qū)域中的小角晶界的平均比例也過(guò)低。因此，屈服比超過(guò)0.56，總延伸率小于26％，成形性差。

比較例20中，1次冷軋后的中間退火溫度過(guò)高。因此，雖然平均晶粒直徑滿足規(guī)定值，但低應(yīng)變區(qū)域中的小角晶界的平均比例過(guò)低。因此，屈服比超過(guò)0.56，總延伸率小于26％，成形性差。

比較例21中，1次冷軋后的中間退火的時(shí)間過(guò)短。因此，加工應(yīng)變未徹底除去，雖然平均晶粒直徑滿足規(guī)定值，但高應(yīng)變區(qū)域中的小角晶界的平均比例過(guò)高。因此，屈服比超過(guò)0.56，總延伸率小于26％，成形性差。

比較例22中，2次冷軋的軋制率過(guò)低。因此，平均晶粒直徑超過(guò)規(guī)定值，低應(yīng)變及高應(yīng)變區(qū)域中的小角晶界的比例也過(guò)低。因此，屈服比超過(guò)0.56，總延伸率小于26％，成形性差。

比較例23中，2次冷軋的每次軋制的最低軋制率過(guò)低。因此，雖然平均晶粒直徑滿足規(guī)定，但低應(yīng)變及高應(yīng)變區(qū)域中的小角晶界的平均比例過(guò)低。因此，屈服比超過(guò)0.56，總延伸率小于26％，成形性差。

比較例24中，1次冷軋率(a)和2次冷軋率(b)之比(b/a)過(guò)小。因此，平均晶粒直徑超過(guò)規(guī)定值，低應(yīng)變及高應(yīng)變區(qū)域中的小角晶界的平均比例也過(guò)低。因此，屈服比超過(guò)0.56，總延伸率小于26％，成形性差。

比較例25中，雖然滿足上述其它優(yōu)選制造條件，僅固溶處理溫度過(guò)低。因此，雖然平均晶粒直徑滿足規(guī)定，但由于固溶si及mg的減少，低應(yīng)變及高應(yīng)變區(qū)域中的小角晶界的平均比例過(guò)低。因此，屈服比超過(guò)0.56，總延伸率小于26％，成形性差。

比較例26中，雖然滿足上述其它優(yōu)選制造條件，僅固溶處理后的冷卻速度過(guò)慢。因此，平均晶粒直徑超過(guò)規(guī)定值，低應(yīng)變及高應(yīng)變區(qū)域中的小角晶界的平均比例也過(guò)低。因此，屈服比超過(guò)0.56，總延伸率小于26％，成形性差。

因此，作為汽車面板材料用，為了在不大幅改變現(xiàn)有的組成、制造條件的條件下得到高成形性6000系鋁合金板，需要滿足本發(fā)明規(guī)定的全部的組成、組織的要件，這一點(diǎn)可由以上實(shí)施例的結(jié)果得以證實(shí)。

【表1】

表1

【表2】

表2

(表1續(xù))

【表3】

(表2續(xù))

產(chǎn)業(yè)上的可利用性

根據(jù)本發(fā)明，可以得到作為汽車面板材料用，可以在不大幅改變現(xiàn)有的組成、制造條件的條件下制造的高成形性6000系鋁合金板。其結(jié)果是，可以擴(kuò)展作為汽車面板材料用6000系鋁合金板的用途。