專利名稱：：成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及一種成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良、適用于運輸設備部件、特別是汽車用外板的鋁合金板及其制造方法。
背景技術(shù)：
：作為汽車用外板，要求具有1)成型性、2)保形性(沖壓加工時可正確得到?jīng)_壓模具的形狀的特性)、3)抗凹痕性、4)耐腐蝕性、5)制品表面質(zhì)量等。以往，作為汽車用外板，使用5000系列(Al—Mg)鋁合金或6000系列(Al—Mg—Si)鋁合金，但是為了得到優(yōu)良的涂敷燒結(jié)硬化性、高的強度，可期待更加薄壁化、輕量化的6000系列鋁合金受到矚目，并對其進行著各種改良。作為汽車用外板而要求的上述特性中，對于保形性，材料的屈服點越小越好，相對于此，對于抗凹痕性，則屈服點越大越好，有關(guān)屈服點兩者的要求恰是相反的，但在6000系列鋁合金中，通過這樣的方法來解決上述相反的問題，即在保形性優(yōu)良的屈服點低的階段進行沖壓加工，然后在涂敷燒結(jié)工序中使其硬化提高屈服點，從而提高抗凹痕性(特開平5_247610號公報、特開平5—279822號公報、特開平6—17208號公報等)。對于成型加工后的制品表面質(zhì)量，在6000系列鋁合金中也有發(fā)生表面粗糙或隆起痕(由于塑料加工而在壓延方向生成的長的筋狀缺陷)等的情況。對于制品表面質(zhì)量缺陷，可以通過合金成分的調(diào)整和制造條件的管理進行解決，例如，為了抑制隆起痕，提出如下方案，SP，在500。C以上的溫度下進行均質(zhì)化處理后，冷卻到45035(TC,在該溫度區(qū)域開始熱軋而防止粗大析出物的生成(特開平7—228956號公報)，但若從500°C以上的均質(zhì)化處理溫度冷卻到450°C的熱軋溫度時的冷卻速度變慢時，則生成Mg—Si化合物的凝聚物，為此，在以后的工序中，需要長時間的固溶處理，存在著降低制造效率的問題。對于成型性，汽車用外板的外層板(outerpanel)用材料在與內(nèi)層板(innerpanel)用材料裝配時，需要進行彎曲中心半徑(R)和板厚(t)的比(R/t)小的、加工條件嚴格的180。彎曲加工(平板巻邊加工flathemming)，但6000系列鋁合金比5000系列鋁合金彎曲加工性差，對于沖壓加工度大的部位在平板巻邊加工性上產(chǎn)生問題。
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明者們針對進一步改善6000系列鋁合金材料的成型性、特別是彎曲加工性的方法進行了研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，在6000系列合金中，彎曲加工性受到Mg—Si化合物的析出狀態(tài)和相鄰晶粒的方位差的影響。另外，彎曲加工性與蘭克福特值相關(guān)，為了提高彎曲加工性，需要使蘭克福特值的各向異性加大，進而，彎曲加工性也與集合組織的立方體取向(Cube方位)(100)〈001〉的強度比(無規(guī)度比:randomratio)相關(guān)，為了提高彎曲加工性，也需要作成立方體取向的集成度高的集合組織。而且，為了得到上述的特性、性狀，謀求作為6000系列鋁合金的主要添加元素的Si量、Mg量的最適宜量，而且適當控制制造工序的最適宜化、特別是適宜控制鑄塊的均質(zhì)化處理后的冷卻速度是重要的。本發(fā)明就是基于上述見解而成的，其目的在于提供一種鋁合金板及其制造方法，該鋁合金板具有可平板巻邊加工的優(yōu)良成型性，成型后不發(fā)生表面粗糙或隆起痕，具有可解決保形性和抗凹痕性問題的優(yōu)良的涂敷燒結(jié)硬化性，進而耐腐蝕性特別是耐絲狀銹性也優(yōu)良。為了達到上述目的的本發(fā)明的鋁合金板是含有Si及Mg作為主要合金成分而成的6000系列鋁合金壓延板，其特征是在固溶處理及淬火處理后的彎曲加工性優(yōu)良，即使由于室溫時效而屈服點進而提高時，180。彎曲加工的內(nèi)側(cè)極限彎曲半徑，例如也是在0.5mm以下，其具體的實施方式如下所述。(1)鋁合金板，含有Si:0.51.5%、Mg:0.21.0%，并由余量A1及雜質(zhì)構(gòu)成，或者，是含有Si:0.81.2%、Mg:0.40.7%、Zn:0.10.3并由余量A1及雜質(zhì)構(gòu)成，其特征是Mg—Si化合物的最大直徑是10um以下，210um直徑的Mg—Si化合物的數(shù)量是1000個/mmS以下。(2)鋁合金板，含有Si:0.41.5%、Mg:0.21.2%、Mn:0.050.3%，并由余量A1及雜質(zhì)構(gòu)成，其特征是鄰接的晶粒的方位差是15度以下的晶界所占比例是20%以上。(3)鋁合金板，含有Si:0.52.0%、Mg:0.21.5%，滿足0.7Si^十Mg%《2.2%、Si%—0.58Mg%》0.1%,并由余量A1及雜質(zhì)構(gòu)成，其特征是蘭克福特值的各向異性超過0.4。蘭克福特值r是拉伸試驗片的量、例如給予15%的拉伸變形時板寬方向的對數(shù)應變和板厚方向的對數(shù)應變的比，即，r=(板寬方向的對數(shù)應變)/(板厚方向的對數(shù)應變)，蘭克福特值的各向異性=(rO+r90—2Xr45)/2(rO:對于壓延方向取0度方向的拉伸試驗片的r值、r90:對于壓延方向取90度方向的拉伸試驗片的r值、r45:對于壓延方向取45度方向的拉伸試驗片的r值)。(4)鋁合金板，含有Si:0.52.0%、Mg:0.21.5%，滿足0.78〖％+Mg%《2.2%，并由余量A1及雜質(zhì)構(gòu)成，其特征是形成的集合組織的立方體取向的強度比(Cube方位)是20以上。另外，上述鋁合金板的制造方法的具體的實施方式如下。(1)鋁合金板的制造方法，其特征是在450°C以上的溫度下將具有上述組成的鋁合金的鑄塊進行均質(zhì)化處理后，以100°C/小時以上的冷卻速度冷卻到350500°C的溫度范圍的規(guī)定的溫度，在該規(guī)定的溫度下進行開始壓延的熱軋，進而進行冷軋之后，在500°C以上的溫度下進行固溶處理、淬火。(2)鋁合金板的制造方法，其特征是在450°C以上的溫度將具有上述組成的鋁合金的鑄塊進行均質(zhì)化處理后，以100'C/小時以上的冷卻速度冷卻到低于300°C的溫度，接著，再加熱到350500°C的溫度后進行開始壓延的熱軋，進而進行冷軋之后，在500°C以上的溫度下進行固溶處理、淬火。(3)鋁合金板的制造方法，其特征是在45(TC以上的溫度將具有上述組成的鋁合金的鑄塊進行均質(zhì)化處理后，以100°C/小時以上的冷卻速度冷卻到到低于300°C的溫度，進而冷卻到室溫，接著，再加熱到350500°C的溫度后，進行開始壓延的熱軋，進而進行冷軋之后，在500°C以上的溫度下進行固溶處理、淬火。(4)鋁合金板的制造方法，其特征是在45(TC以上的溫度將具有上述組成的鋁合金的鑄塊進行均質(zhì)化處理后，以10(TC/小時以上的冷卻速度冷卻到低于35(TC的規(guī)定溫度，在該規(guī)定溫度下進行熱軋，進而進行冷軋之后，在45(TC以上的溫度下進行固溶處理、淬火。(5)鋁合金板的制造方法，其特征是在45(TC以上的溫度將具有上述組成的鋁合金的鑄塊進行均質(zhì)化處理后，以10(TC/小時以上的冷卻速度冷卻到低于35(TC的溫度，接著，再加熱到30050(TC的溫度，進行開始壓延的熱軋，進而進行冷軋之后，在45(TC以上的溫度下進行固溶處理、淬火。(6)鋁合金板的制造方法，其特征是在45(TC以上的溫度將具有上述組成的鋁合金的鑄塊進行均質(zhì)化處理后，以10(TC/小時以上的冷卻速度冷卻到低于35(TC的溫度，進而冷卻到室溫，接著，再加熱到30050(TC的溫度，進行開始壓延的熱軋，進而進行冷軋之后，在45(TC以上的溫度下進行固溶化處理、淬火。具體實施方式對于本發(fā)明的A1—Mg—Si合金板的合金成分的意義及限定理由進行說明。Si:是為了得到強度及高BH性所必要的，具有形成Mg—Si化合物后提高強度的功能。優(yōu)選的含量是0.52.0%的范圍，低于0.5%時，在涂敷燒結(jié)時的加熱下得不到充分的強度，進而成型性變差，另外，若超過2.0%時，沖壓加工時的屈服點高，成型性及保形性差，涂敷后的耐腐蝕性也劣化。更優(yōu)選的含量是0.41.5%、又進而優(yōu)選的含量是0.51.5%、再進而優(yōu)選的含量是0.61.3%、最優(yōu)選的含量是0.81.2%的范圍。Mg:與Si相同地具有提高強度的功能。優(yōu)選的含量是0.21.5%的范圍，低于0.2%時，在涂敷燒結(jié)時的加熱下得不到充分的強度。另外，若超過1.5%時，固溶處理后或者最終熱處理完了后的屈服點高，成型性及保形性差。更優(yōu)選的含量是0.21.2%、又進而優(yōu)選的含量是0.21.0%、再進而優(yōu)選的含量是0.30.8%、最優(yōu)選的含量是0.40.7%的范圍。蘭克福特值的各向異性為超過0.4，為了提高彎曲加工性，Si和Mg的關(guān)系優(yōu)選的是含量滿足0.7Si^+Mg^《2.2%、Si%—0.58Mg%》0.1%。另外，為了加大集合組織的立方體取向的強度比，得到優(yōu)良的彎曲加工性，優(yōu)選Si和Mg的關(guān)系為0.7Si^+Mg^《2.2%。Zn:提高表面處理時的磷酸鋅處理性，但優(yōu)選的含量是0.5%以下的范圍，若超過0.5%時，耐腐蝕性差。進而優(yōu)選的是0.10.3%的范圍內(nèi)添力口。Cu:提高強度、成型性。優(yōu)選的含量是1.0%以下，若超過0.1%時，耐腐蝕性差。進而優(yōu)選的是在0.30.8%的范圍內(nèi)添加。若重視耐腐蝕性，則優(yōu)選的是0.1%以下。Mn、Cr、V、Zn具有提高強度、晶粒微細化而防止成型加工時的表面粗糙的功能。優(yōu)選的含量為Mn是1.0X以下、Cr是0.3X以下、V是0.2^以下及Zr是0.2^以下的范圍，若分別超過上限時，則生成粗大的金屬互化物，成型性劣化。更優(yōu)選的Mn及Zr的含量是0.3%以下及0.15%以下的范圍，又進而優(yōu)選的是在Mn:0.050.3%、Cr:0.050.15%、V:0.050.15%、Zr:0.050.15%的范圍內(nèi)添加。為了使鄰接的晶粒的方位差為15度以下的晶界占的比例為20%以上，而提高彎曲加工性，作為必須成分含有Mm0.050.3%。Ti、B:使鑄造組織微細化，提高成型性。優(yōu)選的含量為Ti是0.1X以下、B是50ppm以下的范圍，若含量分別超過上限時，則增加粗大的金屬互化物，成型性降低。另外，作為其他的雜質(zhì)，優(yōu)選的是將Fe限制在0.5X以下、更優(yōu)選的是0.3%以下。以下，對于本發(fā)明的鋁合金板的制造工序進行說明。均質(zhì)化處理條件必須在45(TC以上的溫度下進行，對于加熱溫度不足450。C時，除去鑄塊偏析和均質(zhì)化不充分，賦予強度的Mg2Si成分的固溶不成分，成型性差。優(yōu)選的是在48(TC以上的溫度下進行均質(zhì)化處理。均質(zhì)化處理后的冷卻通過以冷卻速度10(TC/小時以上、更優(yōu)選的是300°。/小時以上的冷卻速度進行冷卻而可得到優(yōu)良的餘性。由于為了加快冷卻速度需要大型的設備，所以實際上優(yōu)選的是以300100(TC/小時進行管理。若冷卻速度慢時，Mg—Si化合物析出、凝集。對于以往的冷卻方法，在大型型芯的情況下，冷卻速度是30'C/小時左右，對于這樣低的冷卻速度，在冷卻中Mg—Si化合物析出，凝集粗大化，對于固溶處理、淬火后的材料不能給予改善了的彎曲加工性。通過上述冷卻速度的控制，①得到Mg—Si化合物的適宜的分布，②鄰接的晶粒的方位差為15度以下的晶界占的比例成為20%以上，③蘭克福特值的各向異性大，另外，④立方體取向的集成度變高，提高了彎曲加工性。均質(zhì)化處理后的冷卻，有必要以10(TC/小時以上、優(yōu)選的是150'C/小時以上、更優(yōu)選的是300'C/小時以上的冷卻速度冷卻到35(TC以下、更優(yōu)選的是30(TC以下的溫度，如果局部有35(TC以上的情況也會影響特性。為此，以上述速度將全體冷卻到30(TC以下、優(yōu)選的是250'C以下。均質(zhì)化處理的鑄塊的冷卻方法，可采用水冷、風冷、霧冷、與換熱器接觸等方式，只要可以得到必要的冷卻速度即可，沒有特別限制。冷卻的開始溫度不一定必須是均質(zhì)化處理溫度，即使緩冷到不顯著地引起析出的溫度后，以100。C/小時以上的冷卻速度開始冷卻，也可得到同樣的效果。例如，在以50(TC以上的溫度進行均質(zhì)化處理時，也可以緩慢地冷卻到500°C。熱軋熱軋是將鑄塊從均質(zhì)化處理溫度冷卻到35050(TC、或者30045(TC的規(guī)定溫度，在該規(guī)定溫度下開始。或者，也可將鑄塊從均質(zhì)化處理溫度冷卻到35(TC以下的規(guī)定溫度，在該規(guī)定溫度下開始。在冷卻到35(TC以下的溫度后，可以再次加熱到30050(TC的溫度后，開始熱軋，也可以冷卻到35(TC以下的溫度，進而冷卻到室溫，接著，再次加熱到30050(TC的溫度后，開始熱軋。對于熱軋幵始溫度為30(TC以下時，變形阻抗變大，壓延效率惡化，所以是不理想的。若超過50(TC時，則壓延中的晶粒粗大，成為容易發(fā)生隆起痕的材料，所以壓延開始溫度，優(yōu)選的是限制在30050(TC。若考慮變形阻抗或加工組織的均勻性，壓延開始溫度，更優(yōu)選的是380450'C。熱軋的結(jié)束溫度，優(yōu)選的是在30(TC以下。若熱軋結(jié)束溫度超過30CTC時，則容易引起Mg—Si化合物的析出，成型性容易降低，同時重結(jié)晶粒粗大，成為發(fā)生隆起痕的原因。若考慮熱軋時的變形阻抗、冷卻劑引起的殘留油斑等時，最好結(jié)束溫度是在200°C以上。固溶處理優(yōu)選的固溶處理溫度是45(TC以上、更優(yōu)選的是50(TC以上。在不足50(TC時，Mg—Si析出物的固溶不充分，得不到充分的強度、成型性，為了得到必要的強度、成型性，必須進行非常長的時間的熱處理，工業(yè)上是不理想的。固溶處理時間只要在可得到強度的范圍內(nèi)進行即可，沒有特別限制，但工業(yè)上通常一般保持在120秒(s)以內(nèi)。淬火時的冷卻溫度需要以5匸/秒以上從固溶處理溫度冷卻到12(TC以下，優(yōu)選的是以1(TC/秒以上的冷卻速度進行冷卻。若淬火速度過慢，則引起洗脫元素的析出，強度、BH性、成型性劣化的同時，耐腐蝕性也降低。最終熱處理在淬火后60分鐘以內(nèi)，在4012(TC下進行50小時以內(nèi)的熱處理。通過該處理提高BH化性。低于4(TC時，BH性的提高不充分，超過12(TC的溫度或者超過50小時的時間，則初期屈服點過高，成型性降低或者涂敷燒結(jié)硬化性降低。最終熱處理后，可在7日以內(nèi)以17023(TC的溫度下進行60秒以內(nèi)的復原處理，通過該復原處理進一步提高涂敷燒結(jié)硬化性。對于具有上述組成的鋁合金，通過使用上述的制造工序，進行固溶處理、淬火后，可得到具有優(yōu)良的彎曲加工性的板材。該鋁合金板適用于例如進行巻邊加工的汽車用引擎罩、后備箱蓋、門等形狀復雜且輕的汽車用部件，另外，即使用于不進行巻邊加工的擋泥板、車頂?shù)葧r，彎曲加工性也優(yōu)良，所以沖壓加工成復雜形狀后，可進行彎曲半徑小的難度大的加工，擴大了鋁材在汽車用材料方面的使用范圍，可使車體輕量化。為了更確實地提高成型性，特別是提高彎曲加工性，優(yōu)選通過調(diào)整合金成分、特別是Si、Mg量、和調(diào)整制造條件，使蘭克福特值的各向異性為0.6以上，使集合組織的立方體取向的強度比為50以上。以下，對比地說明本發(fā)明的實施例和比較例，根據(jù)這些證實其效果。另外，這些實施例是用于說明本發(fā)明的優(yōu)選的一個實施方式的，本發(fā)明并不受其限制。實施例1用DC鑄造法制造具有表1所示組成的鋁合金塊，將得到的鑄塊在540'C的溫度下均質(zhì)化處理6小時，以30(TC/小時的冷卻速度冷卻到室溫。接著，將該鑄塊再加熱到40(TC的溫度，在該溫度下開始熱軋，壓延到厚度為4.0mm，進而，經(jīng)過冷軋，而成為厚度lmm。針對得到的冷軋板，在54(TC的溫度下進行5秒的固溶處理后，以30'C/秒的冷卻速度直到12(TC的溫度進行淬火，淬火后的5分鐘后，在10(TC下進行3小時的熱處理。將得到的最終熱處理板作為試驗樣品，用如下的方法，評價從最終熱處理起10日后的拉伸憐性、成型性、耐腐蝕性、涂敷燒結(jié)硬化性，測定Mg—Si化合物的最大直徑、210um直徑的化合物數(shù)。另外，對于拉伸特性、成型性中的極限彎曲半徑，是從最終熱處理起4個月后進行評價的。結(jié)果如表23所示。拉伸特性進行拉伸試驗，測定拉伸強度(oB)、屈服點(oQ2)、伸長量(S)。成型性進行埃里克森試驗(EV)，將成型高度低于10mm的作為不合格。另外，為了評價巻邊加工性，進行測定10%拉伸預應變后的極限彎曲半徑的180。彎曲試驗，將內(nèi)側(cè)極限彎曲半徑是0.5mm以下的作為合格。耐腐蝕性針對試驗樣品，用市售的化學轉(zhuǎn)化處理液進行磷酸鋅處理及電沉積涂敷，施以達到鋁坯的橫切，按照JISZ2371進行鹽霧試驗24小時，然后，在5(TC—95^的濕潤條件下放置1個月后，測定從橫切部發(fā)生的最大絲狀銹長度，將最大絲狀銹長度為4mm以下的作為合格。涂敷燒結(jié)硬化性(BH性)施以2%的拉伸變形，測定在170'C下進行加熱處理(BH)20分鐘后的屈服點(o0.2)，將屈服點為200Mpa以上的作為合格。Mg—Si化合物的測定通過光學顯微鏡觀察而測定化合物的最大直徑，對于210Pm直徑的化合物的分布，使用圖象分析裝置，在1象素=0.25um的條件下調(diào)査合計1平方毫米(lmm2)的范圍。與A1—Fe化合物的區(qū)別在于，是通過化合物的明暗進行的，用預先點分析，確認化合物粒子，在未檢測出Al—Fe化合物只檢測出Mg—Si化合物的級上選定檢測條件。表1<table>tableseeoriginaldocumentpage12</column></row><table>表3<table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table>如表23所示，根據(jù)本發(fā)明的條件的試驗樣品No.l7在BH性的評價中都超過200Mpa，顯示了優(yōu)良的BH性，對于成型性，在EV下的成型高度也超過10mm，內(nèi)側(cè)極限彎曲半徑也是0.5mm以下，具有優(yōu)良的成型性。另外，最大絲狀銹長度也是4mm以下，顯示優(yōu)良的耐腐蝕性。比較例1用DC鑄造法制造具有表4所示組成的鋁合金塊，用與實施例1相同的工序處理得到的鑄塊，作成厚度為lmm的冷軋板，對于得到的冷軋板，進行與實施例1相同條件的固溶處理、淬火，淬火后的5分鐘后，在10(TC下進行3小時的熱處理。將得到的最終熱處理板作為試驗樣品，用與實施例l相同的方法，評價從最終熱處理起IO日后的拉伸特性、成型性、耐腐蝕性、涂敷燒結(jié)硬化性，測定Mg—Si化合物的最大直徑、210um直徑化合物的個數(shù)。另夕卜，對于拉伸特性、成型性中的內(nèi)側(cè)極限彎曲半徑，從最終熱處理起4個月后進行評價。結(jié)果如表56所示。表4<table>tableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table>表5<table>tableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table>表6<table>tableseeoriginaldocumentpage15</column></row><table>如表56所示，由于試驗樣品No.8的Si量少，試驗樣品No.lO的Mg量少，所以它們的BH性都差。由于試驗樣品No.9的Si量多，試驗樣品Nall的Mg量多，所以它們的彎曲加工性都差。由于試驗樣品No.l2的Cu量多，所以耐絲狀銹性差，由于試驗樣品No.l316分別Mn量、Cu量、V量、Zr量多，所以EV的成型高度小，彎曲加工性也不充分。實施例2、比較例2使用實施例1的合金No.l及3的鑄塊，在54(TC下進行8小時的均質(zhì)化處理后，在如表7所示的條件下進行冷卻、熱軋而作成厚度為4.5mm，在冷軋到lmm厚度后，在如表7所示的條件下進行固溶處理，接著，進行以15°。/秒的冷卻速度冷卻到120"C的淬火，淬火10分鐘后，在90。C下進行5小時的最終熱處理。另外，均質(zhì)化處理后，冷卻到熱軋溫度，就此開始熱軋。將得到的最終熱處理板作為試驗樣品，用與實施例l相同的方法，評價從最終熱處理起IO日后的拉伸特性、成型性、耐腐蝕性、涂敷燒結(jié)硬化性，測定Mg—Si化合物的最大直徑、210um直徑化合物的個數(shù)。另外，對于拉伸特性、成型性中的極限彎曲半徑，從最終熱處理起4個月后進行評價。進而，相對于壓延方向在90。方向上給予10%的拉伸變形后，進行電沉積涂敷，用目視觀察有無隆起痕的發(fā)生。結(jié)果如表89所示。表7<table>tableseeoriginaldocumentpage16</column></row><table>表8<table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table>表9<table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table>如表89所示，根據(jù)本發(fā)明的試驗樣品No.1721，顯示了優(yōu)良的拉伸強度、BH性、成型性、耐腐蝕性，即使在室溫時效4個月后也保持優(yōu)良的彎曲加工性。另一方面，試驗樣品No.22、No.23、No.26，由于均質(zhì)化處理后的冷卻速度小，所以拉伸強度低，BH性也差。試驗材No.24由于熱軋溫度高，所以發(fā)生由于熱軋時的組織成長引起的隆起痕。試驗樣品No.25由于固溶處理溫度低，所以拉伸強度低，BH性也差。實施例3、比較例3用DC鑄造法制造具有表10所示組成的鋁合金造塊，在54(TC的溫度下均質(zhì)化處理得到的鑄塊6小時，以30(TC/小時的冷卻速度冷卻到室溫。接著，將該鑄塊再加熱到40(TC的溫度，在該溫度下開始熱軋，壓延到厚度為4.0mm，進而，經(jīng)過冷軋而作成厚度為lmm。對于得到的冷軋板，在54(TC的溫度下進行5秒的固溶處理后，以30'C/秒的冷卻速度進行淬火直到12(TC的溫度，淬火后的5分鐘后，在90'C下進行3小時的熱處理。將得到的最終熱處理板作為試驗樣品，用與實施例l相同的方法，評價從最終熱處理起10日后的拉伸特性、成型性、耐腐蝕性、涂敷燒結(jié)硬化性，測定Mg—Si化合物的最大直徑、210txm直徑的化合物的個數(shù)。另外，對于拉伸特性、成型性中的極限彎曲半徑，從最終熱處理起4個月后進行評價。結(jié)果如表1112所示。表10<table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table>表11試合拉伸特性成型性耐腐蝕性BH性驗樣金oB0.2SEV內(nèi)側(cè)極限彎曲半徑最大絲狀銹長度BH后0.2MPaMPa%mmmmmmMPa27282930313217181920212224324724624724925112412612812512712930303131302910.810.610.810.610.610.500.1000.10.20.51.51.01.51.51.5208210213209211214333435363738392324252627282918625418228024524725275137771421281321343130322930292810.810.91110.210.410.69.400.300.6000.401.011.02.03.01.5149216172229215218221表12<table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table>如表1112所示，根據(jù)本發(fā)明的試驗樣品No.2732，在BH性的評價中都顯示了超過200Mpa的優(yōu)良BH性，對于成型性，在EV的成型高度也都超過了10mm，內(nèi)側(cè)極限半徑也都是0.2mm以下，具有良好成型性。另夕卜，最大的絲狀銹長度也都在2mm以下，顯示了優(yōu)良的耐腐蝕性。與此相反，由于試驗樣品No.33的Si量少，試驗樣品No.35的Mg量少，所以BH性都差。由于試驗樣品No.34的Si量多，試驗樣品No.36的Mg量多，所以彎曲加工性都低。由于試驗樣品No.37的Zn量少，試驗樣品No.38的Zn量多，所以耐絲狀銹性都差。由于試驗樣品No.39的Fe量多，所以EV的成型高度小，彎曲加工性也不充分。實施例4、比較例4使用實施例3的合金No.17的鑄塊，在54(TC的溫度下5小時均質(zhì)化處理后，在表13所表示的條件下，進行冷卻、熱軋使其厚度為5.0mm，再冷軋至l.Omm厚度后，在表13所述的條件下施加固溶處理，接著進行以150'C/秒的冷卻速度冷卻到120'C的淬火，淬火5分鐘后，在8(TC下最終熱處理2小時。均質(zhì)化處理后冷卻到熱軋溫度，并就此開始熱軋。以得到的最終熱處理板作為試驗樣品，用與實施例1相同的方法評價從最終熱處理開始IO日后的拉伸特性、成型性、耐腐蝕性、涂敷燒結(jié)硬化性，測定Mg—Si化合物的最大直徑、210um直徑化合物的數(shù)量。另外，對于拉伸特性、成型性中的極限彎曲半徑，是從最終熱處理起4個月后進行評價。進而，在與壓延方向成90度的方向上給予10%的拉伸變形后進行電沉積涂敷，用眼睛觀察有無隆起痕的發(fā)生。其結(jié)果表示在表1415中。表13試驗樣口叩合金均質(zhì)化處理后的冷卻速度°C/h熱軋開始溫度°C固溶處理條件溫度-時間rc)(s)4017300400550-54117200470530-104217600440540-1043444517171740300250450540420550-5520-10450-1022表14<table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table>表15<table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table>如表1415所示，根據(jù)本發(fā)明的試驗樣品No.4042顯示了優(yōu)良的拉伸強度、BH性、成型性、耐腐蝕性，在室溫時效4個月后也保持良好的彎曲加工性。另一方面，試驗樣品No.43由于均質(zhì)化處理的冷卻速度小，所以拉伸強度低，BH性也差。試驗樣品No.44由于熱軋溫度高，所以發(fā)生由于熱軋時的組織生長引起的隆起痕。試驗樣品No.45由于固溶處理溫度低，所以拉伸強度低，BH特性也差。實施例5用DC鑄造法制造具有表16所表示組成的鋁合金鑄塊，將得到的鑄塊在54(TC的溫度下均質(zhì)化處理6小時，以30(TC/小時的冷卻速度冷卻到室溫。接著將該鑄塊再加熱到40(TC，在該溫度下開始熱軋，壓延到厚度為4.0mm為止，進而，經(jīng)過冷軋作成厚度為lmm。對于得到的冷軋壓延板，在54(TC的溫度下施加5秒的固溶處理后，以3(TC/秒的冷卻速度進行淬火直到12(TC的溫度，淬火后的5分鐘后，在100"C下進行3小時的熱處理。以得到的最終熱處理板作為試驗樣品，用與實施例l相同的方法，評價從最終熱處理起10日后的拉伸特性、成型性、耐腐蝕性、涂敷燒結(jié)硬化性，進而，用以下的方法測定晶界的方位差分布。其結(jié)果表示在表17中。晶界的方位差分布的測定用剛砂紙研磨試驗樣品的板表面后，進而通過電解研磨進行鏡面拋光，裝在掃描型電子顯微鏡(SEM)上。使觀察倍率為100倍，以安裝于SEM上的EBSP裝置，以10um的間距測定晶粒方位，測定晶界的傾角分布，計算出15。以下的晶界的比例。<table>tableseeoriginaldocumentpage25</column></row><table>都顯示了超過200Mpa的優(yōu)良的BH性，對于成型性，在EV的成型高度都超過了10mm，內(nèi)側(cè)極限彎曲半徑也都是0.2mm以下，具有良好的成型性。另外，最大絲狀銹長度也是4mm以下，顯示了優(yōu)良的耐腐蝕性。比較例5用DC鑄造法制造具有表18所表示組成的鋁合金鑄塊，以與實施例5相同的工序處理得到的鑄塊。作成厚度為lmm的冷軋板。對得到的冷軋板進行與實施例1相同條件的固溶處理、淬火，淬火后的5分鐘后在10(TC下進行3小時的熱處理。以得到的最終熱處理板作為試驗樣品，用與實施例5相同的方法評價從最終熱處理起10日后的拉伸特性、成型性、耐腐蝕性、涂敷燒結(jié)硬化性，進而，測定晶界的方位差分布。其結(jié)果表示在表19中。表18<table>tableseeoriginaldocumentpage26</column></row><table>注B是ppm表19<table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table>表19所示，由于試驗樣品No.54的Si量少，試驗樣品No.56的Mg量少，所以BH性都差。由于試驗樣品No.55的Si量多，試驗樣品No.57的Mg量多，所以彎曲加工性都低。由于試驗樣品No.58的Zn量多，試驗樣品No.59的Cu量多，所以耐絲狀銹性差。由于試驗樣品No.6063分別Mn量、Cr量、V量、Zr量多，所以EV的成型高度小，彎曲加工性不充分。由于試驗樣品No.64的Mn量少，所以相鄰的晶粒的方位差為15度以下的晶界的所占比例低于20%，彎曲加工性差。實施例6使用在實施例5中使用的、表16所示的合金30的鑄塊，在表20所示的條件下進行均質(zhì)化處理、熱軋、冷軋、固溶處理、最終熱處理及復原處理，制作試驗樣品No.6571。此時，均質(zhì)化處理時間是6小時，熱軋后的板厚是4.0mm，冷軋后的板厚是l.Omm，淬火后到熱處理的時間是5分鐘。對于試驗樣品No.65，在熱處理后，在20(TC下進行3秒的復原處理。此外，熱處理后到復原處理的天數(shù)是1天。使用得到的試驗樣品，用與實施例5相同的方法評價從最終熱處理起10日后的拉伸特性、成型性、耐腐蝕性、涂敷燒結(jié)硬化性，進而，測定晶界的方位差分布。其結(jié)果表示在表21中。另外，在與壓延方向成90度方向上給與10%的拉伸變形后，進行電沉積涂敷，用眼睛觀察有無隆起痕的發(fā)生時，完全沒有看到隆起痕的發(fā)生。表20<table>tableseeoriginaldocumentpage28</column></row><table>表21<table>tableseeoriginaldocumentpage29</column></row><table>如表21所示，根據(jù)本發(fā)明的試驗樣品No.6571，顯示了優(yōu)良的拉伸強度、BH性，成型性、耐腐蝕性。也完全沒有看到隆起痕的發(fā)生。比較例6使用在實施例5中使用的、表16所示的合金30的鑄塊，在表22所示的條件下進行均質(zhì)化處理、熱軋、冷軋、固溶處理、最終熱處理及復原處理，制作試驗樣品No.7280。此時，均質(zhì)化處理時間是6小時，熱軋后的板厚是4.0mm，冷軋后的板厚是l.Omm，淬火后到進行最終熱處理的時間是5分鐘。對于試驗樣品No.80，進而在溫度30(TC下進行30秒的復原處理。此時，最終熱處理后到復原處理的天數(shù)是1天。對于得到的試驗樣品，用與實施例5相同的方法評價從最終熱處理起10日后的拉伸特性、成型性、耐腐蝕性、涂敷燒結(jié)硬化性，進而，測定晶界的方位差分布。其結(jié)果表示在表23中。另外，在與壓延方向成90度方向上給與10%的拉伸變形后，進行電沉積涂敷，用眼睛觀察有無隆起痕的發(fā)生時，看到試驗樣品No.74上有隆起痕的發(fā)生。表22試合均質(zhì)化處理熱軋固溶處理熱處理驗樣口金溫度處理后的冷卻溫度開始溫度溫度時間冷卻速度溫度時間叩°C°C/h。c°cs°C/s°Cs72737475767778798030303030303030303045054054054054054054054054030010050300300300300300300400楊400500400楊4004004005505605605504705505505505501020103030303030130303010010010010010010014010033333723表23試合15°以下拉伸特性成型性耐腐蝕性BH性驗金的晶界的0BG0.2SEV內(nèi)側(cè)極限最大絲狀BH后樣pon比例彎曲半徑銹長度G0.2%MPaMPa%mmmmmmMPa723018215102309.30.81.31727330152251103110.30.70,71957430112211073110.40.80.81917530162431273210.60.70.421876304320996279.401.216477303521399289.40.76.21837830322411243110.80.10.3175793038281165299.60.40.422880303618182309.80.20.215330如表23所示，由于試驗樣品No.72的均質(zhì)化處理溫度低，所以EV值低。彎曲性差，進而BH性也低。由于試驗樣品No.73及74的均質(zhì)化處理后的冷卻速度小，所以彎曲性差，BH性也低。由于試驗樣品No.75的熱軋的開始溫度高，所以彎曲加工性差，發(fā)生隆起痕。由于試驗樣品No.76的固溶處理溫度低，所以強度及EV值低、BH性也低。由于試驗樣品No.77的固溶處理后的淬火速度慢，所以EV值、彎曲性及腐蝕性差、強度及BH性也低。由于試驗樣品No.78沒有進行最終熱處理，所以BH性低。由于試驗樣品No.79的最終熱處理溫度高，處理時間也長，所以EV值低。由于試驗樣品No.80的復原處理溫度高，所以強度及BH值低，EV值也低。實施例7用DC鑄造法制造具有表24所示組成的鋁合金鑄塊，將得到的鑄塊在550"C下均質(zhì)化處理6小時后，以60(TC/小時的冷卻速度冷卻到20(TC。進而冷卻到室溫，接著再加熱到42(TC的溫度，開始熱軋，壓延到厚度為4.5mm為止，熱軋的結(jié)束溫度為25(TC。接著，進行冷軋而作成厚度為lmm的板，進而在540'C下實施20秒的固溶處理，以3(TC/秒的冷卻速度進行淬火直到120°C，淬火后的3分鐘后，在10(TC下進行3小時的熱處理。對于從最終熱處理起10日后的鋁合金板，用以下的方法，評價拉伸性能、蘭克福特值的各向異性、涂敷燒結(jié)硬化性(BH性)、彎曲加工性。其結(jié)果如表25所示。拉伸性能從3個方向(相對于壓延方向為0度、45度、卯度)采取拉伸試驗片進行拉伸試驗，求出作為拉伸性能的拉伸強度、屈服點、伸長量的平均值。蘭克福特值r的各向異性從3個方向(相對于壓延方向為0度、45度、90度)采取拉伸試驗片進行拉伸試驗，求出15X變形時的蘭克福特值r，算出其各向異性。涂敷燒結(jié)硬化性(BH性)相對于壓延方向加以2%的拉伸變形，在17(TC進行20分鐘的加熱處理后，測定屈服點，將200Mpa以上作為合格。彎曲加工性在15%拉伸預變形后，進行調(diào)查極限彎曲半徑的180度彎曲試驗，將內(nèi)側(cè)極限彎曲半徑為0.1mm以下的作為合格。表24<table>tableseeoriginaldocumentpage32</column></row><table>注B是ppm表25<table>tableseeoriginaldocumentpage32</column></row><table>如表2所示，根據(jù)本發(fā)明的試驗樣品No.8187，強度、BH性都優(yōu)良，蘭克福特值的各向異性超過0.4，具有優(yōu)良的極限彎曲特性。同樣地測定4個月室溫時效后的彎曲加工性的結(jié)果，對于任何一種合金的試驗樣品，極限彎曲半徑都是0.00.1。比較例7用DC鑄造制造具有表26所示組成的鋁合金鑄塊，將得到的鑄塊用與實施例7相同的工序進行處理，對于從最終熱處理起IO日后的鋁合金板，用與實施例7相同的方法，評價拉伸性能、蘭克福特值的各向異性、涂敷燒結(jié)硬化性(BH性)、彎曲加工性。其結(jié)果如表27所示。表26<table>tableseeoriginaldocumentpage33</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage34</column></row><table>如表27所示，由于試驗樣品No.88的Si量少，試驗樣品No.90的Mg量少，所以強度都低，BH性都差。由于試驗樣品No.89的Si量多，所以強度高，蘭克福特值的各向異性變小，彎曲加工性差。由于試驗樣品No.91的(Si%—0.58Mg%)的值比0.1%小，所以蘭克福特值的各向異性變小，極限彎曲加工性差。由于試驗樣品No.92的(0.75Si%+Mg%)的值超過2.2%，另外，由于試驗樣品9397分別的Cu量、Mn量、Cr量、V量、Zr量過多，所以蘭克福特值的各向異性變小，彎曲加工性差。實施例8、比較例8DC鑄造表24所表示的合金50，將得到的鑄塊在540。C下均質(zhì)化處理10小時后，用表28所示的冷卻速度冷卻到25(TC。而后冷卻到室溫，接著加熱到如表28所示的溫度，進行熱軋，壓延到厚度為4.2mm為止。熱軋的結(jié)束溫度是280。C。進而，經(jīng)過冷軋作成厚度為lmm的板，僅試驗樣品No.107是冷軋到厚度3.0mm后，進而450°C—30秒的中間退火。然后，在55(TC下實施IO秒的固溶處理，以30。C/秒的冷卻速度淬火到120°C，淬火后的3分鐘后，在10(TC下進行3小時的熱處理。針對通過以上的工序制造的鋁合金板，用與實施例7相同的方法，評價拉伸性能、蘭克福特值的各向異性、BH性、彎曲加工性。進而，作為隆起痕的評價，在壓延的90度方向上采取拉伸試驗片，加以10%拉伸變形，判定電沉積涂敷后有無隆起痕。其結(jié)果如表29所示。表28條件均質(zhì)化處熱軋的開理后的冷始溫度卻速度°C/h。c550420b220400c3000430d480480480360f380550g3000530h50權(quán)i3052055042035表29<table>tableseeoriginaldocumentpage36</column></row><table>如表29所示，根據(jù)本發(fā)明的試驗樣品No.98102，強度、BH性都優(yōu)良，蘭克福特值的各向異性都超過0.4，都具有優(yōu)良的極限彎曲特性。與此相反，試驗樣品No.103、104由于熱軋溫度高，所以發(fā)生了隆起痕。試驗樣品No.105由于均質(zhì)化處理后的冷卻速度小，所以蘭克福特值的各向異性變小，彎曲加工性差。試驗樣品No.106由于熱軋溫度高，均質(zhì)化處理后的冷卻速度小，所以發(fā)生隆起痕，蘭克福特值的各向異性變小，彎曲加工性差。試驗樣品No.l07由于進行中間退火，所以蘭克福特值的各向異性變小，彎曲加工性差。實施例9DC鑄造表24所示的合金50，將得到的鑄塊在550'C下均質(zhì)化處理8小時后，以50(TC/小時的冷卻速度冷卻到20(TC。進而冷卻到室溫，再加熱到400°C，開始熱軋，壓延到厚度為4.2mm為止。熱軋的結(jié)束溫度為260°C。接著，進行冷軋作成厚度為lmm的板，進而，在550'C下實施4秒的固溶處理，以4(TC/秒淬火直到120'C為止，淬火后的2分鐘后，在10(TC下進行2小時的熱處理。將以上述的工序制造的鋁合金板，在從最終熱處理起的7日后，用與實施例7相同的方法，求出相對于壓延方向0°、45°、90。的各方向的拉伸強度、屈服點、伸長量、蘭克福特值r、BH后的屈服點、極限彎曲半徑，算出蘭克福特值r的各向異性，判定有無隆起痕。其結(jié)果如表30所示。如表30所示，在任何方向上都可得到優(yōu)良的特性。表30<table>tableseeoriginaldocumentpage37</column></row><table>實施例10通過DC鑄造而制造具有表31所示組成的鋁合金鑄塊，將得到的鑄塊在550。C下均質(zhì)化處理6小時后，以450。C/小時的冷卻速度冷卻到200。C。進而冷卻到室溫，接著再加熱到42(TC的溫度，開始熱軋，壓延到厚度為4.5mm為止。熱軋的結(jié)束溫度為25(TC。進而，進行冷軋而作成厚度為lmm的板，進而在540'C下實施20秒的固溶處理，以3(TC/秒的冷卻速度淬火直到12(TC，淬火后的3分鐘后，在10(TC下進行3小時的熱處理。對于從最終熱處理起IO日后的鋁合金板，進行拉伸試驗，用以下的方法，評價涂敷燒結(jié)硬化性(BH性)、立方體取向的強度比(無規(guī)度比)、彎曲加工性。其結(jié)果如表32所示。立方體取向的強度比使用ODF分析裝置，根據(jù)Bimge提倡的級數(shù)展幵法使偶數(shù)項的展幵次數(shù)為22次、奇數(shù)項的展開次數(shù)為19次進行計算。涂敷燒結(jié)硬化性(BH性)加以2%的拉伸變形，進行17(TC—20min的加熱處理后，測定屈服點，將200Mpa以上的作為合格。彎曲加工性在15%拉伸預應變后，進行調(diào)査極限彎曲半徑的180度彎曲試驗，將內(nèi)側(cè)極限彎曲半徑為0.2mm以下的作為合格。表31<table>tableseeoriginaldocumentpage38</column></row><table>如表32所示，根據(jù)本發(fā)明的試驗樣品No.108114，強度、BH性都優(yōu)良，立方體取向的強度比都超過20，都具有優(yōu)良的極限彎曲特性。同樣地測定4個月室溫時效后的彎曲加工性，其結(jié)果是，任何一種合金的試驗樣品，屈服點都超過160Mpa，而極限彎曲半徑都在0.4以下。比較例9通過DC鑄造而制造具有表33所示組成的鋁合金鑄塊，將得到的鑄塊用與實施例IO相同的工序進行處理，對于從最終熱處理起10日后的鋁合金板，用與實施例10相同的方法，評價拉伸性能、涂敷燒結(jié)硬化性(BH性)、立方體取向的強度比、彎曲加工性。其結(jié)果如表34所示。表33<table>tableseeoriginaldocumentpage39</column></row><table>表34試合拉伸性能BH后立方體極限彎驗金拉伸強度屈服點拉伸屈服點取向的曲半徑樣強度比叩MPaMPa%MPamm115731487930119510.01167426114731228160.6117751557529127660.01187627014929283140.6119772811452924480.71207825114029228140.61217924313227220150.61228023613329218120,61238123813929222170.7如表34所示，由于試驗樣品No.U5的Si量少，另外試驗樣品No.117的Mg量少，所以強度都低，BH性都差。由于試驗樣品No.ll6的Si量多，另外試驗樣品No.118的Mg量多，0.7SiX+Mg^的值超過2.2X，所以強度都高，立方體取向的集成度低，彎曲加工性差。由于試驗樣品119123各個的Cu量、Mn量、Cr量、V量、Zr量過多，所以立方體取向的集成度低，彎曲加工性差。實施例ll、比較例10DC鑄造如表31所示的合金67，將得到的鑄塊在550'C下均質(zhì)化處理5小時后，以表35所示的冷卻速度冷卻到25(TC。接著，加熱到表35所示的溫度，進行熱軋，壓延到厚度為4.4mm為止。熱軋的結(jié)束溫度為250°C。進而，經(jīng)過冷軋作成厚度為lmm的板。僅條件26在熱軋后進行40(TC—2h的中間退火。然后，在55(TC下實施5秒的固溶處理，以3(TC/秒的冷卻溫度淬火直到120°C，淬火后的3分鐘后，在100'C下進行3小時的熱處理。針對通過以上40的工序制造的鋁合金板，用與實施例IO相同的方法，評價拉伸性能、BH性、立方體取向的強度比、彎曲加工性。進而，作為隆起痕的評價，在壓延方向90度方向采取拉伸試驗片，加以10%拉伸變形，判定有無電沉積涂敷后的隆起痕。這些結(jié)果如表36所示。表35<table>tableseeoriginaldocumentpage41</column></row><table>表36<table>tableseeoriginaldocumentpage42</column></row><table>如表36所示，根據(jù)本發(fā)明的試驗樣品No.124128，強度、BH性都優(yōu)良，立方體取向的強度比都超過20，都具有優(yōu)良的極限彎曲特性。與此相反，試驗樣品No.129、130，由于提高了熱軋溫度，所以發(fā)生了隆起痕。試驗樣品No.131由于均質(zhì)化處理后的冷卻速度小，所以立方體取向的集成度降低，彎曲加工性差。試驗樣品No.132，由于提高了熱軋溫度，均質(zhì)化處理后的冷卻速度小，所以發(fā)生了隆起痕，立方體取向的集成度降低，彎曲加工性差。試驗樣品No.133，由于進行了中間退火，所以立方體取向的集成度降低，彎曲加工性差。工業(yè)實用性根據(jù)本發(fā)明，提供了具有可進行平板巻邊加工的優(yōu)良的彎曲特性和涂敷燒結(jié)硬化性的、耐腐蝕性優(yōu)良的鋁合金板及其制造方法。該鋁合金板可以應用在例如進行巻邊加工的汽車用罩、后備箱蓋、門等形狀復雜且輕量的汽車用部件方面。權(quán)利要求1、一種成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板，是含有Si及Mg作為主要成分而成的鋁合金壓延板，其特征在于蘭克福特值的各向異性超過0.4。2、根據(jù)權(quán)利要求1所述的成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板，其特征在于上述鋁合金壓延板含有Si:0.52.0%、Mg:0.21.5%，滿足0.7Si%+Mg%《2.2%、Si%—0.58Mg%>0.1%,并由余量A1及雜質(zhì)構(gòu)成。3、根據(jù)權(quán)利要求2所述的成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板，其特征在于，上述鋁合金壓延板還含有Zn:0.5%以下、Cu:1.0%以下、Mn:1.0%以下、Cr:0.3%以下、V:0.2%以下、Zr:0.2以下、Ti:0.1%以下、B:50ppm以下之中的至少一種。4、一種成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板的制造方法，是權(quán)利要求2或3所述的鋁合金板的制造方法，其特征在于，將具有權(quán)利要求2或3所述的組成的鋁合金鑄塊在45(TC以上的溫度下進行均質(zhì)化處理后，以100"C/小時以上的冷卻速度冷卻到350。C以下的規(guī)定溫度，在該規(guī)定溫度下進行熱軋，進而進行冷軋之后，在45(TC以上的溫度下進行固溶處理、淬火。5、一種成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板的制造方法，是權(quán)利要求2或3所述的鋁合金板的制造方法，其特征在于，將具有權(quán)利要求2或3所述的組成的鋁合金鑄塊在45(TC以上的溫度下進行均質(zhì)化處理后，以100'C/小時以上的冷卻速度冷卻到350°C以下的溫度，進而再加熱到300450'C的溫度后，進行開始壓延的熱軋，進而進行冷軋之后，在450'C以上的溫度下進行固溶處理、淬火。6、一種成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板的制造方法，是權(quán)利要求2或3所述的鋁合金板的制造方法，其特征在于，將具有權(quán)利要求2或3所述的組成的鋁合金鑄塊在45(TC以上的溫度下進行均質(zhì)化處理后，以100'C/小時以上的冷卻速度冷卻到35(TC以下的溫度，進而冷卻到室溫，接著再加熱到300500。C的溫度后，進行開始壓延的熱軋，進而進行冷軋之后，在45(TC以上的溫度下進行固溶處理、淬火。7、根據(jù)權(quán)利要求46中任意一項所述的成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板的制造方法，其特征在于，上述熱軋的結(jié)束溫度為30(TC以下。8、根據(jù)權(quán)利要求47中任意一項所述的成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板的制造方法，其特征在于，上述固溶處理后，進行以5。C/秒以上的冷卻速度冷卻到12(TC的淬火，在淬火后60分鐘以內(nèi)，在40120。C的溫度下進行50小時以內(nèi)的熱處理。9、根據(jù)權(quán)利要求8所述的成型性及涂敷燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋁合金板的制造方法，其特征在于，上述熱處理后，在7日以內(nèi)，在170。C230'C的溫度下進行60秒以內(nèi)的復原處理。全文摘要本發(fā)明提供了一種具有包括可進行平板卷邊加工的優(yōu)良成型性、抗凹痕性也優(yōu)良的燒結(jié)硬化性的鋁合金板及其制造方法。是以Si及Mg為主要成分的6000系列鋁合金的壓延板，具有蘭克福特值的各向異性超過0.4的特性、或者集合組織的立方體取向的強度比為20以上的特性。是將鑄塊均質(zhì)化處理后，以100℃/小時以上的冷卻速度冷卻到350℃以下的溫度或者進一步冷卻到室溫，再加熱到300～500℃的溫度后，進行熱軋，進而進行冷軋之后，在450℃以上的溫度下進行固溶處理、淬火而制造的，具有通過室溫時效，即使屈服點超過140MPa，180°彎曲加工的極限彎曲半徑也為0.5mm以下的特性。文檔編號C22C21/08GK101260491SQ20081009120公開日2008年9月10日申請日期2002年3月26日優(yōu)先權(quán)日2001年3月28日發(fā)明者內(nèi)田秀俊,古山努,小關(guān)好和,淺野峰生,箕田正申請人:住友輕金屬工業(yè)株式會社