MX2015003449A - Lamina de aleacion de aluminio para pieza de automovil. - Google Patents

Abstract

Se proporciona una lámina de aleación de aluminio de la serie 7000 que es para una pieza de automóvil y que está provista tanto de tenacidad como de resistencia al agrietamiento por corrosión por tensión. Se controla la velocidad de laminado en frío y las condiciones del tratamiento en solución de una lámina de aleación de Al-Zn-Mg que tiene una composición específica y se produce por un método convencional. Asimismo, la estructura tiene un tamaño de cristal promedio bajo, una fracción promedio de límites de grano de ángulo bajo a un ángulo de inclinación de 5-15° de al menos el 15 %, y una fracción promedio de límites de grano de ángulo alto a un ángulo de inclinación que supera 15° del 15-50 %. Como alternativa, hay una estructura de agregado específica que tiene un tamaño de cristal promedio bajo y una relación de área total de la orientación específica de la orientación de Brass, orientación S, orientación Cu y similares de al menos una cantidad establecida.

Description

LÁMINA DE ALEACIÓN DE ALUMINIO PARA PIEZA DE AUTOMÓVIL CAMPO DE LA INVENCIÓN La presente invención se refiere a una pieza de automóvil de aleación de aluminio de alta tenacidad.

ANTECEDENTES DE LA INVENCIÓN En los últimos años, a partir de las preocupaciones por el entorno global, ha aumentado la demanda social para la reducción en los pesos de las carrocerías de automóvil. Para responder a tal demanda, en algunos componentes de carrocería de automóvil, tal como paneles (capós, puertas, techos y otros paneles externos y paneles internos), refuerzos de parachoques (parachoques R/F), vigas de puerta y otros refuerzos, se han aplicado materiales de aleación de aluminio parcialmente en lugar de materiales de acero o de hierro, tal como placas de acero.

Sin embargo, para conseguir la reducción de peso de una carrocería de automóvil, entre las piezas de un automóvil, la aplicación de materiales de aleación de aluminio tiene que ampliarse a los componentes estructurales de los automóviles, tales como los bastidores y pilares que contribuyen especialmente a la reducción de peso. Sin embargo, estos componentes estructurales para el automóvil requieren un límite elástico al 0.2 % de 350 MPa o mayor y otras condiciones y, por lo tanto, necesitan tener una mayor tenacidad que los paneles de automóvil. En este sentido, una lámina de aleación de aluminio de la serie JIS o AA 6000 que tiene excelente formabilidad, tenacidad y resistencia a la corrosión, una composición de aleación baja y recielabilidad usada en el panel de automóvil está lejos de conseguir una gran tenacidad incluso controlando la composición y el refinado térmico (proceso de termotratamiento de solubilización, templado instantáneo y tratamiento de endurecimiento por envejecimiento artificial adicional).

Por lo tanto, es necesario usar las láminas de aleación de aluminio de la serie JIS o AA 7000 usadas como el refuerzo para el cual se requiere una tenacidad equitativamente alta, para tales componentes estructurales de automóvil de alta tenacidad. Sin embargo, la aleación de aluminio de la serie 7000, que es una aleación Al-Zn-Mg, es una aleación que consigue una alta tenacidad provocando que los precipitados de MgZn2 compuestos de Zn y Mg se distribuyan a una alta densidad. De esta manera, puede provocar grietas de corrosión por tensión (en lo sucesivo en este documento denominadas SCC). Para evitar esto, en una situación real, se ha realizado inevitablemente el tratamiento de sobre-envejecimiento en las aleaciones de aluminio de la serie 7000 y se usan a un límite elástico de aproximadamente 300 MPa. Esto supone sacrificar sus características como aleaciones de alta tenacidad.

Por consiguiente, se han propuesto convencionalmente diversos métodos para controlar la composición de la aleación de aluminio de la serie 7000 que tenga tanto una excelente tenacidad como resistencia SCC y controlar las microestructuras de los precipitados y similares.

Los ejemplos típicos de los métodos para controlar la composición incluyen la bibliografía de patente 1 en la que, utilizando la capacidad del Mg añadido en una cantidad excesivamente mayor que la cantidad (relación estequiométrica MgZn2) de Zn y Mg que forman MgZn2 justo en cantidades para contribuir al aumento de la tenacidad del material extruido de aleación de aluminio de la serie 7000, el Mg se añade en una cantidad excesivamente mayor que la relación estequiométrica de MgZn2 para suprimir la cantidad de MgZn2, con lo que se consigue una mayor tenacidad sin reducir la resistencia SCC.

Los ejemplos típicos para controlar las microestructuras tales como precipitados incluyen la bibliografía de patente 2, en la que se provoca que precipitados que tienen un tamaño de grano en los cristales del material extruido de aleación de aluminio de la serie 7000 después del tratamiento de endurecimiento por envejecimiento artificial de 1 a 15 nm existan a una densidad de 1000 a 10000 recuentos/mm2 en los resultados de observación mediante microscopio electrónico de transmisión (TEM), de manera que se reduce la diferencia potencial entre los interiores de grano y los limites de grano y se mejora la resistencia SCC.

Además, aunque no pueden indicarse todos los ejemplos, existen muchos ejemplos para controlar la composición, controlar la microestructura de los precipitados y similares en proporción al gran número de prácticas que usan materiales extruidos. En contraste, el número de ejemplos conocidos para controlar la composición y controlar las microestructuras de precipitados en una lámina de aleación de aluminio de la serie 7000 son ext emadamente pequeños en proporción al pequeño número de prácticas que usan placas.

Por ejemplo, la bibliografía de patente 3 sugiere que en un material estructural compuesto de una placa de revestimiento en la que dos láminas de aleación de aluminio de la serie 7000 se unen entre sí por soldadura, para mejorar la tenacidad, los precipitados envejecidos después del tratamiento de endurecimiento por envejecimiento artificial se hace que existan como esferas con un diámetro de 50 Á (angstrom) o menor en una cierta cantidad. Sin embargo, el documento no desvela sobre el rendimiento de resistencia SCC y no muestra datos sobre resistencia a la corrosión en sus Ejemplos.

Además, la bibliografía de la patente 4 describe que, en la medición con el microscopio óptico a 400 aumentos, el cristal precipita en cristales de la lámina de aleación de aluminio de la serie 7000 después de realizar el tratamiento de endurecimiento por envejecimiento artificial para provocar que tenga el tamaño (calculado como el diámetro de un círculo que tiene un área equivalente) de 3.0 mm o menor, y una fracción de área promedio de 4.5 % o menor para mejorar la tenacidad y el alargamiento.

También se ha sugerido el control de la microestructura y la textura de la placa, aunque el número de tales ejemplos es bajo. Por ejemplo, en las bibliografías de patente 5 y 6, para conseguir una mayor tenacidad y una alta resistencia SCC en una placa de la serie 7000 para materiales estructurales, un lingote después de formarlo se lamina repetidamente en un intervalo de procesamiento templado para micronizar la microestructura. Esto se debe a que el micronizado de la microestructura puede limitar la cantidad de límites de grano de ángulo alto con desorientación de 20° o mayor, lo que puede provocar una diferencia potencial entre los límites de grano y los interiores de grano, conduciendo a una reducción en la resistencia SCC, para obtener una microestructura que tenga un 25% o más de límites de grano de ángulo bajo de 3 a 10°. Sin embargo, tal repetición de laminado templado se realiza puesto que tal microestructura que tiene un 25 % o más de límites de grano de ángulo bajo no puede obtenerse por un método que implica laminado en caliente y laminado en frío convencionales. Por lo tanto, es muy diferente de los métodos convencionales en sus etapas y, por lo tanto, apenas puede considerarse práctico para la producción de placas.

Respecto al control de esta microestructura y textura, la bibliografía de patente 7 sugiere, aunque no en una placa de aleación de aluminio de la serie 7000 sino en un material extruido, una textura configurada con una microestructura fibrosa compuesta de subgranos, que tienen la orientación de Brass como la orientación principal, y que tienen el grado de integración respecto a la orientación de Brass representado por ODF (función de distribución de la orientación) 10 veces mayor que el de la orientación aleatoria, para proporcionar una excelente trabajabilidad en condiciones templadas.

Lista de citas Bibliografía de patentes Bibliografía de patente 1: Publicación de Patente No Examinada Japonesa N° 2011-144396 Bibliografía de patente 2: Publicación de Patente No Examinada Japonesa N° 2010-275611 Bibliografía de patente 3: Publicación de Patente No Examinada Japonesa N° H9-125184 Bibliografía de patente 4 : Publicación de Patente No Examinada Japonesa N° 2009-144190 Bibliografía de patente 5: Publicación de Patente No Examinada Japonesa N° 2001-335874 Bibliografía de patente 6: Publicación de Patente No Examinada Japonesa N° 2002-241882 Bibliografía de patente 7: Publicación de Patente No Examinada Japonesa N° 2009-114514 BREVE DESCRIPCION DE LA INVENCION PROBLEMA TÉCNICO Como se ha mencionado anteriormente, las sugerencias para controlar la composición de una aleación de aluminio de la serie 7000 que tenga tanto tenacidad como resistencia SCC excelentes y controlar las microestructuras de precipitados, textura o similares se ha realizado convencionalmente en especial en el campo del laminado, tal como materiales extruidos y el laminado en caliente mencionado anteriormente. Sin embargo, una placa laminada producida por un método convencional que se produce por laminado en caliente y laminado en frío de un lingote después de la impregnación no se ha sugerido realmente de una manera distinta que en un laminado especial que implica un laminado repetido en condiciones templadas.

Además, los materiales extruidos son completamente diferentes de la placa laminada mencionada anteriormente en sus etapas de producción, tal como las etapas de trabajado en caliente. La microestructura de un material extruido también es muy diferente de aquella de una placa laminada en los cristales formados y precipitados. Por ejemplo, en un material extruido, los cristales están en forma de fibras alargadas en la dirección de extrusión, mientras que en una placa laminada, los cristales son granos básicamente equiaxiales. Por consiguiente, se desconoce si la sugerencia de controlar la composición en el material extruido y controlar la microestructura, tal como precipitados, puede aplicarse también directamente a las láminas de aleación de aluminio de la serie 7000 y componentes estructurales de automóvil compuestos de estas láminas de aleación de aluminio de la serie 7000 o es eficaz para mejorar tanto la tenacidad como la resistencia SCC. Es decir, sigue siendo no más que una anticipación a menos que se confirme realmente.

Por lo tanto, aún no se han implementado ninguna téenica eficaz para controlar las microestructuras de la aleación de aluminio de la serie 7000 producidas por un método convencional que son excelentes tanto en tenacidad como en resistencia SCC y sigue siendo incierto y debe probarse.

En vista de los problemas mencionados anteriormente, un objeto de la presente invención es proporcionar una lámina de aleación de aluminio de la serie 7000 para piezas de automóvil que tenga tanto tenacidad como resistencia SCC excelentes producida por el método convencional mencionado anteriormente.

SOLUCIÓN AL PROBLEMA Para conseguir este objeto, como un fin de la presente invención, la lámina de aleación de aluminio para pieza de automóvil es una lámina de aleación DI-Zh-Mg que tiene una composición que incluye, en % en masa, Zn: de 3.0 a 8.0 % y Mg: de 0.5 a 4.0 %, consistiendo el resto en Al e impurezas inevitables, que tienen el tamaño de grano medio de 15 mm o menor, un porcentaje promedio de limites de grano de ángulo bajo con ángulos de inclinación de 5 a 15° del 15 % o mayor y un porcentaje promedio de limites de grano de ángulo alto con ángulos de inclinación mayores de 15° del 15 al 50 %.

Además, la lámina de aleación de aluminio para pieza de automóvil de la presente invención, como un fin de la invención, es una lámina de aleación Al-Zn-Mg que tiene una composición que incluye, por % en masa, Zn: de 3.0 a 8.0 % y Mg: de 0.5 a 4.0 %, consistiendo el resto en Al e impurezas inevitables, que tienen un tamaño de grano promedio de 15 mm o menor, y que tiene una fracción de área total promedio de cristales con la orientación de Brass, orientación S y orientación de Cu del 30 % o mayor.

EFECTOS VENTAJOSOS DE LA INVENCIÓN La lámina de aleación de aluminio como se menciona en la presente invención se refiere a una placa laminada en frío que se ha producido por impregnación de un lingote, después laminado en caliente y adicionalmente laminado en frío y adicionalmente se refiere a una lámina de aleación de aluminio de la serie 7000 que se produce por un método convencional tal como sometiendo a refinado térmico tal como un proceso de termotratamiento de solubilización. En otras palabras, la presente invención no incluye las placas que se producen por un método de laminado especial que implica formar un lingote y después repetir el laminado en condiciones templadas varias veces, como en las bibliografías de patente 5 y 6 mencionadas anteriormente. Además, tal material de lámina de aleación de aluminio se procesa en una pieza de automóvil.

En la presente invención, la microestructura de la lámina de aleación de aluminio de la serie 7000 producida por tal método convencional se configura con una microestructura fibrosa, no como una microestructura recristalizada equiaxial normal, sino como una microestructura procesada similar a un material extruido. Esto se define como microestructura, que tiene un tamaño de grano promedio de 15 mm o menor, un porcentaje promedio de limites de grano de ángulo bajo con ángulos de inclinación de 5 a 15° del 15 % o mayor y un porcentaje promedio de limites de grano de ángulo alto con ángulos de inclinación mayores de 15° del 15 al 50 %. Configurando una microestructura de este tipo, cuando la placa está combada, puede formarse una microestructura en la que el combado no se concentra localmente, sino que experimenta transiciones uniformes. Esto permite que incluso la lámina de aleación de aluminio de la serie 7000 producida por el método convencional tenga una tenacidad tan alta que el límite elástico al 0.2 % sea de 350 MPa o mayor, y también que tenga un alargamiento aumentado para asegurar la formabilidad. Además, a pesar de una tenacidad tan alta, la lámina de aleación de aluminio de la serie 7000 puede tener una reducción suprimida en la resistencia SCC.

Además, en la presente invención, la microestructura de la lámina de aluminio de la serie 7000 producida por tal método convencional, no como una microestructura recristalizada equiaxial normal sino como una microestructura procesada similar al material extruido, se configura con una microestructura fibrosa. Además, desde la perspectiva de la textura, esto se define como que tiene orientaciones principales de la orientación de Brass, orientación S y orientación Cu. Proporcionando tal textura, cuando la placa está combada, puede formarse una microestructura en la que el combado no se concentra localmente, sino que experimenta transiciones uniformes. Esto permite incluso que la lámina de aleación de aluminio de la serie 7000 producida por el método convencional tenga una tenacidad tan alta que el limite elástico al 0.2 % sea de 350 MPa o mayor y también tenga un alargamiento aumentado para asegurar la formabilidad. Además, a pesar de una tenacidad tan alta, la lámina de aluminio de la serie 7000 puede tener una reducción suprimida en la resistencia SCC.

DESCRIPCIÓN DETALLADA DE LA INVENCIÓN Las realizaciones de la presente invención se describirán específicamente para cada requisito.

Composición de la aleación de aluminio: En primer lugar, se describirá a continuación la composición química de la lámina de aleación de aluminio incluyendo las razones limitantes de cada elemento. Debe observarse que las cantidades de los elementos contenidas indicadas en % son todas % en masa.

Se determinaron los componentes químicos de la lámina de aleación de aluminio de la presente invención para asegurar características tales como la tenacidad y resistencia SCC de las piezas de automóvil pretendidas en la presente invención como la aleación de aluminio de la serie 7000 basada en Al-Zn-Mg-Cu. Desde esta perspectiva, los componentes químicos de la lámina de aleación de aluminio de la presente invención incluyen, en % en masa, Zn: de 3.0 a 8.0 %, y Mg: de 0.5 a 4.0 %, consistiendo el resto en Al e impurezas inevitables. Esta composición puede incluir adicionalmente uno o dos elementos de Cu: de 0.05 a 0.6 % y Ag: de 0.01 a 0.15 % selectivamente y además, por separado, puede incluir uno o más elementos de Mn: de 0.05 a 0.3 %, Cr: de 0.03 a 0.2 % y Zr: de 0.03 a 0.3 % selectivamente.

Zn: de 3.0 a 8.0 %: El Zn es un elemento de aleación esencial, así como Mg, forma precipitados finos para mejorar la tenacidad. Cuando la cantidad de Zn contenido es menor de 3.0 % en masa, la tenacidad resulta insuficiente, mientras que cuando la cantidad es mayor de 8.0 % en masa, aumenta un precipitado en el límite de grano de MgZn2 agudizando la sensibilidad SCC. Por lo tanto, la cantidad de Zn contenido debe estar en el intervalo de 3.0 a 8.0 % y, preferentemente, en el intervalo de 5.0 a 7.0 %. Para evitar un aumento en la cantidad de Zn contenido y el aumento de la sensibilidad SCC, es deseable añadir Cu o Ag como se describe posteriormente.

Mg: de 0.5 a 4.0 % El Mg es un elemento de aleación esencial, así como Zn, forma precipitados finos para mejorar la tenacidad y el alargamiento. Cuando la cantidad de Mg contenido es menor de 0.5 %, la tenacidad resulta insuficiente, mientras que cuando la cantidad es mayor de 4.0 % en masa, la propiedad de laminado de la placa se reduce y la sensibilidad SCC aumenta. Por lo tanto, la cantidad de Mg contenido debe estar en el intervalo de 0.5 a 4.0 % y, preferentemente, en el intervalo de 0.5 a 1.5 %.

Uno o dos elementos de Cu: de 0.05 a 0.6 % y Ag: de 0.01 a 015 %: Cu y Ag actúan para mejorar la resistencia SCC de la aleación basada en Al-Zn-Mg. Cuando cualquiera o ambos de éstos están contenidos, si la cantidad de Cu contenido es menor de 0.05 % y la cantidad de Ag contenido es menor de 0.01 %, se producen pocos efectos para mejorar la resistencia SCC. En contraste, cuando la cantidad de Cu contenido es mayor de 0.6 %, diversas características tales como la propiedad de laminado y soldabilidad se reducen, por el contrario. Cuando la cantidad de Ag contenida es mayor 0.15 %, los efectos de Ag se saturan, dando como resultado mayores costes. Por lo tanto, la cantidad de Cu contenido debe ser de 0.05 a 0.6 %, preferentemente de 0.4 % o menor y la cantidad de Ag contenido debe ser de 0.01 a 0.15 %.

Uno o más elementos de Mn: de 0.05 a 0.3 %, Cr: de 0.03 a 0.2 % y Zr: de 0.03 a 0.3 %: Mn, Cr y Zr contribuyen a aumentar la tenacidad micronizando los cristales del lingote.

Cuando uno cualquiera, dos o tres elementos de éstos están contenidos, si las cantidades Mn, Cr y Zr contenidas están todas por debajo de los limites inferiores, las cantidades contenidas resultan insuficientes, y se promueve la recristalización, de manera que la resistencia SCC se reduce. En contraste, cuando las cantidades de Mn, Cr y Zr contenidas son mayores que sus límites superiores, respectivamente, se forman precipitados gruesos y, por lo tanto, se reduce el alargamiento. Por lo tanto, los intervalos de los elementos contenidos deben ser los siguientes: Mn: de 0.05 a 0.3 %, Cr: de 0.03 a 0.2 % y Zr: de 0.03 a 0.3 %.

Ti, B: Ti y B son impurezas en una placa laminada, pero son eficaces para micronizar los cristales del lingote de aleación de aluminio. Por lo tanto, se permite que estén contenidos dentro de los intervalos definidos por la norma JIS como la aleación de la serie 7000, respectivamente. El limite superior de Ti debe ser de 0.2 %, preferentemente 0.1 %, el limite superior de B debe ser de 0.05 % o menor y preferentemente 0.03 %.

Otros elementos: Además, otros elementos tales como Fe y Si distintos de los descritos anteriormente son impurezas inevitables. Por lo tanto, se permite que estén contenidos dentro de los intervalos definidos por la norma JIS de la aleación de la serie 7000, respectivamente, como materiales de fusión, además del metal base de aluminio puro, anticipando (permitiendo) la inclusión de estos elementos de impureza debido al uso de chatarra de aleación de aluminio. Por ejemplo, cuando Fe: 0.5 % o menor y Si: 0.5 % o menor, las características de la placa laminada de acuerdo con la aleación de aluminio de la presente invención no se ven afectadas y, por lo tanto, se permite tal inclusión.

Microestructura: En la microestructura de la lámina de aleación de aluminio de la serie 7000 de la presente invención, como premisa, así como una lámina de aleación de aluminio de la serie 7000 normal, la composición mencionada anteriormente y el método de producción por el método convencional permiten que exista un gran número de precipitados diminutos de tamaño nanométrico en los cristales, de manera que se consiguen las características básicas tales como la tenacidad y resistencia SCC. Estos precipitados son compuestos intermetálicos (composición: MgZn2, etc.) formados por Mg y Zn producidos en cristales, y también una fase dispersada fina que contiene elementos de inclusión tales como Cu, Zr adicionales dependiendo de la composición mencionada anteriormente.

Tamaño de grano promedio y porcentaje de límites de grano: Para este fin, para conseguir una tenacidad aún mayor y mejorar las características tales como la resistencia SCC, la microestructura de la lámina de aleación de aluminio de la serie 7000 de la presente invención debe ser una microestructura procesada fina fibrosa en la que el tamaño de grano promedio sea de 15 mm o menor. Además, esta microestructura procesada fina fibrosa tiene un porcentaje promedio de límites de grano de ángulo bajo con ángulos de inclinación de 5 a 15° del 15 % o mayor y un porcentaje promedio de límites de grano de ángulo alto con ángulos de inclinación mayores de 15° del 15 al 50 %.

Como se ha mencionado anteriormente, proporcionando una microestructura fibrosa procesada fina en la que los límites de grano de ángulo bajo existen en un porcentaje constante y coexiste un porcentaje constante de los límites de grano de ángulo alto, incluso en una lámina de aleación de aluminio de la serie 7000 producida por un método convencional, puede proporcionarse una microestructura que permite, cuando la placa se comba, que el combado no esté concentrado localmente sino que permite que la placa se deforme uniformemente. Por consiguiente, puede evitarse la ruptura local, se consigue una tenacidad tan alta que el límite elástico al 0.2 % es de 350 MPa o mayor, y también se tiene un mayor alargamiento para asegurar la formabilidad. Además, a pesar de una tenacidad tan alta, la lámina de aleación de aluminio de la serie 7000 puede tener una reducción suprimida en la resistencia SCC.

En contraste, si no se satisfacen estos requisitos, es decir, si el tamaño de grano promedio es mayor de 15 mm, el porcentaje promedio de los limites de grano de ángulo bajo es menor del 15 % o el porcentaje promedio de los limites de grano de ángulo alto es menor del 15 %, no puede conseguirse una mayor tenacidad y el alargamiento se reduce, de manera que la formabilidad se reduce.

El limite de grano de ángulo bajo mencionado en la presente invención es, entre las orientaciones cristalinas medidas por el método SEM/EBSP descrito posteriormente, un limite de grano entre cristales cuya diferencia (ángulo de inclinación) de las orientaciones cristalinas es tan bajo como de 5 a 15°. Además, el límite de grano de ángulo alto mencionado en la presente invención es un limite de grano con esta diferencia en la orientación cristalina (ángulo de inclinación) que es mayor de 15° y 180° o menor. En este caso, los limites de grano con la diferencia en la orientación menor de 2 a 5o tienen muy poco efecto o influencia para conseguir una mayor tenacidad y, por lo tanto, no se consideran o definen en la presente invención.

En la presente invención, el porcentaje de límites de grano de ángulo bajo con ángulos de inclinación de 5 a 15° se define como el porcentaje de la longitud total de los límites de grano de los limites de grano de ángulo bajo medidos (la longitud total de todos los granos de ángulo bajo medidos) en la longitud global de los limites de grano con desorientaciones de 2 a 180° (la longitud total de los limites de grano de todos los granos medidos) medida análogamente. Es decir, el porcentaje definido (%) de los límites de grano de ángulo bajo definido con ángulos de inclinación de 5 a 15° puede calcularse como [(longitud total de límites de grano con ángulos de inclinación de 5 a 15°)/(longitud total de límites de grano con ángulos de inclinación de 2 a 180°)]xl00, y el promedio de estos valores debe ser del 15 % o mayor. Debe observarse que a partir de la limitación de la producción, el límite superior del porcentaje de los limites de grano de ángulo bajo con ángulos e inclinación de 5 a 15° es de aproximadamente un 60 %.

Análogamente, como para el porcentaje promedio de limites de grano de ángulo alto, el porcentaje de los límites de grano de ángulo alto con ángulos de inclinación mayores de 15° se define como el porcentaje de la longitud global de los límites de grano de los límites de grano de ángulo alto medidos (la longitud total de todos los límites de grano de ángulo bajo medidos) en la longitud global de límites de grano con desorientación de 2 a 180° medidos análogamente (la longitud total de los limites de grano de todos los granos medidos). Es decir, el porcentaje (%) de los límites de grano de ángulo alto definidos puede calcularse como [(longitud total de los límites de grano por encima de 15° pero de 180° o menor)/ (longitud total de límites de grano de 2 a 180°)]xl00, y el porcentaje de estos valores debe estar en el intervalo del 15 al 50 %.

Medición del tamaño de grano y porcentaje de límites de grano: Este tamaño de grano promedio y los porcentajes promedio de límites de grano (límites de grano de ángulo bajo y límites de grano de ángulo alto) definidos en la presente invención se miden ambos por el método SEM/EBSP. El sitio de medición de la microestructura de la placa en este caso tiene que ser una sección transversal en la dirección de la anchura de esta placa, como normalmente es el caso en el sitio de medición de microestructuras de este tipo. Además, el promedio de los valores de medición de cinco muestras de medición (cinco porciones de medición) recogidas de cualquier porción dada en una sección transversal en la dirección de la anchura de esta placa se ajusta para que sea el porcentaje promedio del tamaño de grano promedio definido en la presente invención y los limites de grano de ángulo bajo y limites de grano de ángulo alto (limites de grano).

Generalmente se usa el método SEM/EBSP como el método de medición de texturas, que es un método de análisis de orientación de cristal usando un microscopio electrónico de barrido de emisión de campo (FESEM) con un sistema de patrón de retrodispersión de electrones (dispersados) (EBSP) montado en el mismo. Este método de medición tiene una mayor resolución y, por tanto, una mayor precisión en la medición que otros métodos de medición de texturas. Además, este método puede medir ventajosamente el tamaño de grano promedio y el porcentaje promedio de los limites de grano del mismo sitio de medición de la placa simultáneamente con alta precisión. La realización de la medición del porcentaje promedio de los limites de grano y el tamaño de grano promedio de la lámina de aleación de aluminio por este método SEM/EBSP se conoce convencionalmente, por ejemplo, a partir de la Publicación de Patente No Examinada Japonesa N° 2009-173972 o las bibliografías de patente 5 y 6 mencionadas anteriormente, entre otros. Este método conocido se emplea también en la presente invención.

En estos métodos desvelados de SEM/EBSP, una muestra de la lámina de aleación de Al ajustada en un objetivo del FESEM (FE-SEM) mencionado anteriormente se irradia con un haz de electrones para proyectar el EBSP sobre una pantalla. Esto se fotografía con una cámara de alta sensibilidad y se captura como una imagen en un ordenador. El ordenador analiza esta imagen, y por comparación de esta imagen con un patrón mediante simulación usando un sistema cristalino conocido, se determina la orientación de los cristales. La orientación calculada de los cristales se registra como un ángulo euleriano tridimensional junto con las coordenadas de posición (x, y) y otros datos. Puesto que este proceso se realiza automáticamente para todos los puntos de medición, pueden obtenerse los datos de orientación del cristal de unas pocas decenas de miles a cientos de miles de puntos al final de la medición.

Textura: De esta manera, para conseguir incluso una mayor tenacidad y mejora en las características tales como resistencia SCC, la microestructura de la lámina de aleación de aluminio de la serie 7000 de la presente invención debe ser una microestructura procesada fina fibrosa en la que el tamaño de grano promedio sea 15 mm o menor. Además, esta microestructura procesada fina fibrosa es una textura que tiene la "fracción de área total", que es la fracción de área total promedio de cristales en la orientación de Brass, orientación S y orientación Cu, es decir, la suma y promedio de las fracciones de área de cristales que tienen estas orientaciones del 30 % o mayor.

Una lámina de aleación de aluminio de la serie 7000 que tiene tal textura, incluso si se produce por un método convencional, puede tener una microestructura que permite que la placa, cuando está combada, se deforme uniformemente mientras que se evita la concentración local del combado. Por consiguiente, evita la ruptura local, consigue una tenacidad tan alta que el limite elástico al 0.2 % es de 350 MPa o mayor y también mejora el alargamiento para asegurar la formabilidad. Además, a pesar de una tenacidad tan alta, la lámina de aleación de aluminio de la serie 7000 puede tener una reducción suprimida en la resistencia SCC. En este documento, este tamaño de grano y las fracciones de área de los cristales con las orientaciones respectivas de orientación de Brass, orientación S y orientación Cu definidas en la presente invención se miden por el método EBSP descrito posteriormente (en el caso de una fracción de área, se totalizan las fracciones de áreas de cristales con estas orientaciones).

Tal microestructura fibrosa que tiene orientación de Brass, orientación S y orientación Cu y una fracción de área total promedio de cristales del 30 % o mayor es la microestructura de la lámina de aleación de aluminio de la serie 7000 después de producirse por el método convencional mencionado anteriormente y sometida a un proceso de termotratamiento de solubilización. Esta es una microestructura procesada de la placa que es más parecida a la microestructura procesada del material extruido mencionado anteriormente, en general, y normalmente es completamente diferente de una microestructura recristalizada equiaxial que es la microestructura de la lámina de aleación de aluminio de la serie 7000 después de producirla por el método convencional mencionado anteriormente y sometido a un proceso de termotratamiento de solubilización. En otras palabras, en tal microestructura recristalizada equiaxial normal, los cristales que tienen la orientación cúbica son los componentes principales, de manera que la fracción de área total promedio de los cristales con la orientación de Brass, orientación S y orientación-Cu necesariamente resulta menor del 30 %. Además, el tamaño de grano promedio necesariamente resulta mayor de 15 mm. Por consiguiente, en particular la tenacidad y resistencia SCC resultan bajas.

Además, el limite superior de la fracción de área total promedio de los cristales con la orientación de Brass, orientación S y orientación Cu es de aproximadamente el 90 % debido al limite de fabricación. Teóricamente, la producción es posible hasta el 100 %, pero para aumentar la fracción de área total promedio de estas orientaciones, como se describirá posteriormente, la relación de laminado en frío aumenta, por ejemplo. Sin embargo, cuando esta relación de laminado en frió es demasiado alta, la placa se procesa excesivamente, el combado se introduce en un grado excesivo y la recristalización después del proceso de termotratamiento de solubilización contrariamente se promueve, con lo que se forma una icroestructura recristalizada equiaxial gruesa. Las orientaciones cristalinas de estas microestructuras recristalizadas son diferentes de la orientación de Brass, orientación S y orientación Cu y, por lo tanto, normalmente es muy improbable que la fracción de área total promedio de los cristales con las orientaciones respectivas de la orientación de Brass, orientación S y orientación Cu sea mayor del 90 %. Por lo tanto, la fracción de área total promedio de cristales con orientaciones respectivas orientación de Brass, orientación S y orientación Cu debe ser preferentemente del 90 % o menor.

Medición de la textura: Este tamaño de grano promedio y fracciones de área total promedio de los cristales con la orientación de Brass, orientación S y orientación Cu definidas en la presente invención se miden por el método EBSP.

El sitio de medición de la microestructura de la placa debe ser una sección transversal en la dirección de la anchura de esta placa, como es normalmente el caso en el sitio de medición de microestructuras de este tipo. Además, el promedio de los valores de medición de cinco muestras de medición (cinco porciones de medición) recogidas desde cualquier porción dada en una sección transversal en la dirección de la anchura de esta placa, se ajusta para que sean el tamaño de grano promedio y la fracción de área total promedio de los cristales con la orientación de Brass, orientación S y orientación Cu definidas en la presente invención.

El método SEM/EBSP mencionado anteriormente generalmente se usa como el método de medición de la textura, que es un método de análisis de orientación cristalina usando un microscopio electrónico de exploración de emisión de campo (FESEM) con un sistema de patrón de retrodispersión de electrones (dispersados) (EBSP) montado en el mismo. Este método de medición tiene una mayor resolución y, por tanto, una mayor precisión en la medición que otros métodos de medición de texturas. Además, este método puede medir ventajosamente el tamaño de grano promedio del mismo sitio de medición de la placa simultáneamente con alta precisión. La realización de la medición de la textura y tamaño de grano promedio de la lámina de aleación de aluminio por el propio método EBSP se ha dado a conocer convencionalmente en publicaciones, por ejemplo la Publicación de Patente No Examinada Japonesa N° 2008-45192, la Patente Japonesa N° 4499369, la Publicación de Patente No Examinada Japonesa N° 2009-7617, o las bibliografías de patente 5 y 6 mencionadas anteriormente. Este método conocido se emplea también en la presente invención.

En estos métodos EBSP desvelados, una muestra de la lámina de aleación de Al ajustada en un objetivo del FESEM (FE-SEM) mencionado anteriormente se irradia con un haz de electrones para proyectar el EBSP sobre una pantalla. Esta se fotografía con una cámara de alta sensibilidad y se captura como una imagen en un ordenador. El ordenador analiza esta imagen, y por comparación de esta imagen con un patrón mediante una simulación usando un sistema cristalino conocido, se determina la orientación de los cristales. La orientación de los cristales calculada se registra como un ángulo euleriano tridimensional junto con las coordenadas de posición (x, y) y otros datos. Puesto que este proceso se realiza automáticamente para todos los puntos de medición, pueden obtenerse datos de orientación cristalina de unas pocos decenas de miles a cientos de miles de puntos al final de la medición.

Como se ha mencionado anteriormente, el método SEM/EBSP tiene la ventaja de que permite un campo de visión de observación más ancho que el método de difracción de haz de electrones usando un microscopio electrónico de transmisión, y que los tamaños de grano promedio de unas cuantas decenas o más de cristales, la desviación típica de los tamaños de grano promedio o la información del análisis de orientación puede obtenerse en unas pocas horas. Además, la medición no se realiza para cada cristal sino que se realiza por exploración de una región especificada a intervalos regulares opcionales y, por lo tanto, las piezas de información descritas anteriormente respecto al número anterior de puntos de medición que cubren toda la región de medición pueden obtenerse ventajosamente. Los detalles de estos métodos de análisis de orientación en los que el sistema EBSP se incorpora en el FESEM se describen en Kobe Steel Engineering Reports /Vol.52 N° 2 (Sep.2002) P66-70 y otros documentos en detalle.

En este documento, en el caso de la lámina de aleación de aluminio, normalmente las texturas que incluyen un número de factores de orientación (cristales con estas orientaciones) como se muestra a continuación, que se mencionan como la orientación cúbica, orientación de Goss, orientación de Brass (en lo sucesivo en este documento denominada orientación B), orientación Cu (en lo sucesivo en este documento denominada orientación de cobre) y orientación S, se forman y existen planos cristalino correspondientes a estas orientaciones. Estos hechos se describen, por ejemplo, en "Textures" (publicado por Maruzen Co., Ltd), editado por Shinichi Nagashima y "Light Metals" Explanation Vol. 43, 1993, P285-293 by Japan Inst. of Light Metals y otra bibliografía.

La formación de estas texturas es diferente dependiendo del método de procesamiento y de tratamiento térmico incluso en el caso de los mismos sistemas cristalinos. En el caso de la textura de un material de placa formado por laminado, la textura se representa por el plano de laminado y la dirección de laminado, donde el plano de laminado se representa por {ABC} y la dirección de laminado se representa por <DEF> (ABCDEF representa cada uno un número entero). Basándose en tal representación, a continuación se representan las orientaciones respectivas Orientación cúbica {001}<100> Orientación de Goss {011}<100> Orientación de Goss rotada {011}<011> Orientación de Brass (orientación B) {011}<211> Orientación Cu (orientación de cobre {112}<111> (u orientación D {4411}<11118> Orientación S {123}<634> Orientación B/G {011}<511> Orientación B/S {168}<211> Orientación P {011}<111> En la presente invención, básicamente, los limites de grano que tienen un desplazamiento (ángulo de inclinación) en la orientación menor de ±5° respecto a estos planos cristalinos se considera que pertenecen al mismo plano cristalino (factor de orientación). Además, el limite de cristales adyacentes con diferencia en la orientación (ángulo de inclinación) que es de 5o o mayor se define como limite de grano.

Además, usando el método de análisis de orientación cristalina mencionado anteriormente en el que el sistema EBSP está montado sobre el FESEM, se midió la textura de la placa mencionada anteriormente, y se calcularon las fracciones de área total promedio de las orientaciones cristalinas de la orientación de Brass, orientación S y orientación Cu definidas en la presente invención. En este momento, con el área total de las orientaciones cristalinas respectivas (todas las orientaciones cristalinas) a partir de la orientación cúbica descrita anteriormente hasta la orientación P que es 100, se calculó la fracción de área total de las orientaciones definidas en la presente invención.

Debe observarse que el tamaño de grano promedio también se mide y se calcula en los limites de grano con ángulos de inclinación de 5o o mayor. En otras palabras, en la presente invención, un desplazamiento en la orientación menor de ±5° se define como perteneciente al mismo cristal, y suponiendo que el limite de cristales adyacentes con diferencia en la orientación (ángulo de inclinación) es de 5o o mayor se define como un limite de grano, el tamaño de grano promedio se calculó mediante la siguiente ecuación. El tamaño de grano promedio = (åx)/n (en la que n representa el número de cristales medidos y x representa el tamaño de grano respectivo).

Realizando estas mediciones, una sección transversal en la dirección de la anchura de la placa laminada en frió diana después del proceso de termotratamiento de solubilización se pulió mecánicamente y se pulió electrolíticamente además después del esmerilado, preparando una muestra con una superficie ajustada. Posteriormente, la medición de la orientación cristalina y la medición del tamaño de grano se realizaron por EBSP usando el FESEM. Como el sistema de medición/análisis EBSP, se usó el EBSP: fabricado por TSL (OIM).

(Método de producción) El método para producir la placa laminada de aleación de aluminio de la serie 7000 en la presente invención se describirá a continuación específicamente.

En la presente invención, la placa laminada de aleación de aluminio de la serie 7000 puede producirse por un método de producción de acuerdo con las etapas de fabricación normales de la placa laminada de aleación de aluminio de la serie 7000. Es decir, la placa laminada de aleación de aluminio se produce por etapas de fabricación normales incluyendo colada (proceso de colada DC, método de colada continua), tratamiento térmico de homogeneización y laminado en caliente, formándose en una placa laminada en caliente de aleación de aluminio con un calibre de 1.5 a 5.0 mm. La placa laminada en caliente de aleación de aluminio puede ser la placa de producto final en esta etapa o puede laminarse en frío adicionalmente mientras se somete selectivamente a uno o más recocidos intermedios antes del laminado en frío o durante el laminado en frío, para formarlo en un producto final de placa laminada en frío con un calibre de 3 m o menor.

Además, en la presente invención, puede emplearse el método para producir mediante un proceso de fabricación normal de una lámina de aleación de aluminio de la serie 7000. Es decir, la lámina de aleación de aluminio de la serie 7000 se produce por procesos de fabricación normales de colada (proceso de colada DC, método de colada continua), tratamiento térmico de homogeneización y laminado en caliente y se forma en una placa laminada en caliente de aleación de aluminio con un calibre de 1.5 a 5.0 mm. Después, la placa se lamina en frío para formarla en una placa laminada en frío con un calibre de 3 mm o menor. En este momento, antes del laminado en frío o durante el transcurso del laminado en frío, el recocido intermedio puede realizarse selectivamente una o más veces.

(Fusión, velocidad de enfriamiento de colada) En primer lugar, en la etapa de colada en estado fundido, el metal fundido de aleación de aluminio que se ha fundido y ajustado dentro del intervalo de composición de la composición de la serie 7000 anterior se cuela mediante un método de colada en estado fundido normal seleccionado adecuadamente tal como el método de colada continua el método de colada semi-continua (proceso de colada DC).

(Homogeneización del tratamiento térmico) A continuación, el lingote de aleación de aluminio colado se somete, antes del laminado en caliente, a un tratamiento térmico de homogeneización. El objetivo de este tratamiento térmico de homogeneización (impregnación) es homogeneizar la microestructura, es decir, retirar la segregación de cristales en la microestructura del lingote. Las condiciones del tratamiento térmico de homogeneización se seleccionan adecuadamente a partir del intervalo de temperatura de aproximadamente 400 a 550 °C y un intervalo de tiempo de homogeneización de 2 horas o más.

(Laminado en caliente) El propio laminado en caliente resulta difícil en condiciones tales que la temperatura de inicio del laminado en caliente sea mayor que la temperatura de la línea de solidus, puesto que ocurre combustión. Además, cuando la temperatura de inicio de laminado es menor de 350 °C, la carga durante el laminado en caliente resulta demasiado alta y el propio laminado en caliente resulta difícil. Por lo tanto, el laminado en caliente se realiza a la temperatura de partida del laminado en caliente seleccionada dentro del intervalo de 350 °C a la temperatura de la línea de solidus, dando una placa laminada en caliente con un calibre de aproximadamente 2 a 7 mm. El recocido (recocido grueso) de esta placa laminada en caliente antes del laminado en frío no siempre es necesario, aunque puede realizarse.

(Laminado en frío) En el laminado en frío, la placa laminada en caliente anterior se lamina, produciendo una placa laminada en frío (incluyendo una bobina) con un calibre final deseado de aproximadamente 1 a 3 mm. Puede realizarse un templado intermedio entre las pasadas del laminado en frío.

Sin embargo, la relación de laminado en frío es importante para provocar que una textura sea una microestructura fibrosa fina que tenga el tamaño de grano promedio de 15 mki o menor y que tenga una fracción de área total promedio de cristales con la orientación de Brass, orientación S y orientación Cu del 30 % o mayor. Una relación de laminado en frío preferida para este fin está en el intervalo del 30 % o mayor al 95 % o menor.

Si la relación de laminado en frío es demasiado baja, es decir, menor del 30 %, el procesamiento no se introduce en la placa y el combado no se incorpora, lo que evita la formación de una microestructura procesada y provoca que la microestructura después del proceso de termotratamiento de solubilización sea una microestructura recristalizada equiaxial. Por consiguiente, la microestructura después del proceso de termotratamiento de solubilización no puede ser una microestructura fina fibrosa con un tamaño de grano promedio de 15 mm o menor. Además, no puede ser una textura con una fracción de área total promedio de cristales con la orientación de Brass, orientación S y orientación Cu del 30 % o mayor. Como resultado, la tenacidad y la resistencia SCC se reducen.

En contraste, si la relación de laminado en frío aumenta excesivamente por encima del 95 %, la placa se procesa excesivamente, se introduce combado en un grado excesivo y la recristalización después del proceso de termotratamiento de solubilización contrariamente se promueve, con lo que se forma una microestructura recristalizada equiaxial gruesa. Por consiguiente, como ya se ha descrito, la microestructura después del proceso de termotratamiento de solubilización no puede ser una microestructura fina fibrosa con un tamaño de grano promedio de 15 mm o menor. Además, no puede ser una textura con una fracción de área total promedio de cristales con la orientación de Brass, orientación S y orientación Cu del 30 % o mayor. Como resultado, como ya se ha descrito, la tenacidad y resistencia SCC se reducen.

(Proceso de termotratamiento de solubilización) Después del laminado en frío, se realiza un proceso de termotratamiento de solubilización como un refinado térmico.

Este proceso de termotratamiento de solubilización puede ser calentamiento y enfriamiento mediante una linea de tratamiento térmico continuo normal, y no está particularmente limitado. Sin embargo, para obtener cantidades suficientes de elementos sólidos termotratados por solubilización y cristales micronizados, es deseable ajustar la temperatura del termotratamiento de solubilización de 450 a 550 °C.

Es deseable que la velocidad de calentamiento (aumento de temperatura) durante el proceso de termotratamiento de solubilización esté en el intervalo de 0.01 °C/s o mayor hasta 100 °C/s o menor como promedio. Cuando la velocidad de calentamiento promedio es demasiado baja, es decir, menor de 0.01 °C/s, se forman cristales gruesos, y la microestructura después del proceso de termotratamiento de solubilización no puede ser una microestructura fina fibrosa con un tamaño de grano promedio de 15 mch o menor. Además, la microestructura no puede ser una microestructura con un porcentaje promedio de los limites de grano de ángulo alto con ángulos de inclinación mayores de 15° del 15 al 50 % y el porcentaje promedio de los limites de grano de ángulo bajo con ángulos de inclinación que varían de 5 a 15° del 15 % o mayor. Como resultado, la tenacidad y resistencia SCC se reducen. En contraste, debido al limite de la capacidad del equipo del horno del proceso de termotratamiento de solubilización, la velocidad de calentamiento promedio no puede aumentar a más de 100 °C/s.

Además, la velocidad de enfriamiento promedio (bajada de temperatura) después del proceso de termotratamiento de solubilización es deseablemente 1 °C/s o mayor y 500 °C/s o menor. Cuando la velocidad de enfriamiento promedio es excesivamente baja, es decir, menor de 1 °C/s, ocurre recristalización gruesa, y la microestructura después del proceso de termotratamiento de solubilización no puede ser una microestructura fina fibrosa con un tamaño de grano promedio de 15 mm o menor. Además, la microestructura no puede ser una microestructura con el porcentaje promedio de los límites de grano de ángulo alto con ángulos de inclinación mayores de 15° del 15 al 50 % y el porcentaje promedio de los límites de grano de ángulo bajo que tienen un ángulo de inclinación promedio de 5 a 15° del 15 % o mayor. Además, también se forman precipitados gruesos en los límites de grano, lo que reduce la tenacidad y formabilidad. Como resultado, la tenacidad y resistencia SCC se reducen.

En contraste, debido al límite de la capacidad del equipo del horno de proceso de termotratamiento de solubilización, la velocidad de enfriamiento promedio no puede aumentarse a más de 500 °C/s. Para asegurar esta velocidad de enfriamiento, el enfriamiento después del proceso de termotratamiento de solubilización emplea enfriamiento con aire, tal como ventiladores, medios de enfriamiento con agua tal como neblina, pulverización, inmersión y otros medios y condiciones de enfriamiento habituales, seleccionados respectivamente. Aunque el proceso de termotratamiento de solubilización se realiza básicamente una vez, en el caso de que el envejecimiento a temperatura ambiente se prolongue y la tenacidad del material aumente, el proceso de termotratamiento de solubilización puede realizarse de nuevo en las condiciones preferibles mencionadas anteriormente para asegurar la formabilidad, de manera que este endurecimiento por envejecimiento promovido excesivamente a temperatura ambiente se cancela temporalmente.

Además, es deseable que la velocidad de calentamiento (subida de temperatura) durante el proceso de termotratamiento de solubilización esté en el intervalo de 0.01 °C/s o mayor a 100 °C/s o menor como promedio. Cuando la velocidad de calentamiento promedio es demasiado baja, es. decir, menor de 0.01 °C/s, se forman cristales gruesos, y la microestructura después del proceso de termotratamiento de solubilización no puede ser una microestructura fina fibrosa con un tamaño de grano promedio de 15 mm o menor. Además, no puede ser una textura con una fracción de área total promedio de cristales con la orientación de Brass, orientación S y orientación Cu del 30 % o mayor. Como resultado, la tenacidad y resistencia SCC se reducen. En contraste, debido al limite de la capacidad del equipo del horno del proceso de termotratamiento de solubilización, la velocidad de calentamiento promedio no puede aumentarse a más de 100 °C/s.

Debe observarse que la velocidad de enfriamiento promedio (bajada de temperatura) después del proceso de termotratamiento de solubilización no es particularmente critica, y el enfriamiento después del proceso de termotratamiento de solubilización emplea enfriamiento con aire, tal como ventiladores, medios de enfriamiento con agua tales como una neblina, pulverización, inmersión y otros medios y condiciones de enfriamiento habituales, seleccionados respectivamente. Aunque el proceso de termotratamiento de solubilización se realiza básicamente una vez, en el caso de que el envejecimiento a temperatura ambiente se promueva excesivamente, el proceso de termotratamiento de solubilización puede realizarse de nuevo en las condiciones preferibles mencionadas anteriormente para asegurar la formabilidad en piezas de automóvil, de manera que este endurecimiento por envejecimiento promovido excesivamente a temperatura ambiente se cancela temporalmente .

Además, la lámina de aleación de aluminio de la presente invención se forma y se procesa en una pieza de automóvil como un material, y se monta como una pieza de automóvil. Además, después de formarse y procesarse en la pieza de automóvil, se somete a un tratamiento de endurecimiento por envejecimiento artificial por separado, y se procesa en una pieza de automóvil o una carrocería de automóvil.

Tratamiento de endurecimiento por enve ecimiento artificial: A la lámina de aleación de aluminio de la serie 7000 de la presente invención se le da la tenacidad deseada como una pieza de automóvil por el tratamiento de endurecimiento por envejecimiento artificial mencionado anteriormente. Es preferible realizar este tratamiento de endurecimiento por envejecimiento artificial después del proceso de formación del material de la lámina de aleación de aluminio de la serie 7000 en una pieza de automóvil. A la lámina de aleación de aluminio de la serie 7000 después del tratamiento de endurecimiento por envejecimiento artificial se le da una mayor tenacidad, pero su formabilidad se reduce, y puede que no sea capaz de formarse dependiendo de la forma complicada de la pieza de automóvil en algunos casos.

Las condiciones de temperatura y tiempo de este tratamiento de endurecimiento por envejecimiento artificial se determinan libremente dependiendo de la tenacidad deseada y la tenacidad del material de la lámina de aleación de aluminio de la serie 7000, el grado de progreso del envejecimiento a temperatura ambiente y otras condiciones.

Los ejemplos de las condiciones del tratamiento de endurecimiento por envejecimiento artificial incluyen, en el caso de un envejecimiento de una sola fase, realizar el tratamiento de envejecimiento de 100 a 150 °C durante 12 a 36 horas (incluyendo una región de sobre-envejecimiento).

Además, en una etapa de dos fases, la temperatura de tratamiento térmico de la primera etapa se selecciona dentro del intervalo de 70 a 100 °C y 2 horas o mayor y la temperatura del tratamiento térmico de la segunda etapa se selecciona en el intervalo de 100 a 170 °C y 5 horas o mayor (incluyendo la región de sobre-envejecimiento).

Ejemplos Se evaluaron muchas variantes de la microestructura de una placa laminada en frió de una aleación de aluminio de la serie 7000 que tiene la composición de constituyentes mostrada en la Tabla 1 a continuación para la relación entre sus características mecánicas, tales como tenacidad y resistencia SCC. Los resultados se muestran en la Tabla 2 a continuación.

Además, se evaluaron muchas variantes de la textura de una placa laminada en frió de una aleación de aluminio de la serie 7000 que tiene las composiciones de constituyentes mostradas, respectivamente, en la Tabla 3, para la relación entre sus características mecánicas, tales como tenacidad y resistencia SCC. Estos resultados se muestran en la Tabla 4 a continuación.

Para la microestructura de la placa laminada en frío principalmente, se controlaron la velocidad de calentamiento promedio y la velocidad de enfriamiento promedio durante el proceso de termotratamiento de solubilización mostrado en la Tabla 2. Más específicamente, en todos los Ejemplos, los metales fundidos de aleación de aluminio de la serie 7000 que tienen las composiciones de constituyentes mostradas en la Tabla 1 a continuación se colaron por colada DC, obteniendo lingotes cada uno con un tamaño de 45 m de espesor x 220 mm de anchura x 145 mm de longitud. Estos lingotes se sometieron a un tratamiento térmico de homogeneizado a 470 °C x 4 horas y después se laminaron en caliente usando esta temperatura como una temperatura de partida, produciendo placas laminadas en caliente que tienen un calibre de 5.0 mm. Estas placas laminadas en caliente se laminaron en frío sin someterlas a recocido grueso (recocido) o sometiéndolas a un recocido intermedio entre las pasadas, dando placas laminadas en frío que comúnmente tienen un calibre de 2.0 mm.

Además, como para las texturas de las placas laminadas en frió, se controlaron principalmente la relación de laminado en frió y la velocidad de calentamiento promedio durante el proceso de termotratamiento de solubilización mostrado en la Tabla 4. Más específicamente, en todos los Ejemplos, los metales fundidos de aleación de aluminio de la serie 7000 que tenían las composiciones de constituyentes, mostradas respectivamente en la Tabla 3 a continuación, se colaron por colada DC, obteniendo lingotes cada uno con un tamaño de 45 mm de espesor x 220 mm de anchura x 145 mm de longitud. Estos lingotes se sometieron a tratamiento térmico de homogeneización a 470 °C x 4 horas, y después se laminaron en caliente usando esta temperatura como temperatura de partida, produciendo placas laminadas en caliente que tenían un calibre de 2.5 a 25 mm para cambiar la relación de laminado en frío. Estas placas laminadas en caliente se laminaron en frío sin someterlas a recocido grueso (recocido) o sometiéndolas a un recocido intermedio entre las pasadas, dando placas laminadas en frío que comúnmente tenían un calibre de 2.0 mm.

Estas placas laminadas en frío se sometieron a un proceso de termotratamiento de solubilización durante 500 °C x 30 segundos así como los Ejemplos mostrados en la Tabla 1, la velocidad de calentamiento promedio (subida de temperatura) a esta temperatura del proceso de termotratamiento de solubilización y la velocidad de enfriamiento promedio (bajada de temperatura) desde esta temperatura se ajustaron variadamente como se muestra en la Tabla 2. Las muestras se recogieron de las láminas de aleación de aluminio después de este proceso de termotratamiento de solubilización y sus microestructuras se examinaron de la manera descrita más adelante. Los resultados se muestran en la Tabla 2.

Además, estas placas laminadas en frío se sometieron a un proceso de termotratamiento de solubilización a 500 °C x 30 segundos asi como los ejemplos mostrados en la Tabla 3. La velocidad de calentamiento promedio (subida de temperatura) a esta temperatura del proceso de termotratamiento de solubilización y la velocidad de enfriamiento promedio (bajada de temperatura) desde esta temperatura se ajustaron variadamente como se muestra en la Tabla 4. Debe observarse que la velocidad de enfriamiento promedio (bajada de temperatura) después del proceso de termotratamiento de solubilización se ajustó para que fuera de 50 a 80 °C/s comúnmente en cada uno de los ejemplo. Se recogieron muestras de tipo laminar a partir de las láminas de aleación de aluminio después de este proceso de termotratamiento de solubilización, y las texturas se examinaron de la manera descrita a continuación. Los resultados se muestran en la Tabla 4.

(Porcentaje promedio de limites de grano, tamaño de grano promedio) La medición del tamaño de grano promedio y el porcentaje promedio de limites de grano de las muestras después del proceso de termotratamiento de solubilización se realizó para la microestructura de secciones transversales en a la dirección de la anchura de las placas por el método de medición mencionado anteriormente.

(Textura, tamaño de grano promedio) La medición de la textura y los tamaños de grano promedio de las muestras de tipo placa después del proceso de termotratamiento de solubilización se realizó por el método de medición mencionado anteriormente en las microestructuras de secciones transversales en la dirección de la anchura de las placas.

Además, usando un SEM (JEOL JSM 6500F) fabricado por Japan Electro Optical Laboratory que tenia un sistema de medición/análisis EBSP (OIM) fabricado por TSL montado en el mismo, se realizó la medición del porcentaje (%) de los limites de grano y el tamaño de grano promedio (mm) en estas microestructuras. En cada Ejemplo, como se ha mencionado anteriormente, esta medición se realizó en cinco muestras recogidas a partir de las porciones dadas de las secciones transversales en la dirección de la anchura de las placas, respectivamente, y estos valores de medición se promediaron respectivamente. Las regiones de medición de las muestras se ajustaron comúnmente a regiones con un tamaño de 400 mm en la dirección de laminado y una profundidad de 100 pm en la dirección del espesor de las placas desde la capa más externa en las secciones transversales paralelas a la dirección de laminado, y los intervalos de las etapas de medición se ajustaron comúnmente a 0.4 pm.

Además, usando un SEM (JEOL JSM 6500F) fabricado por Japan Electro Optical Laboratory que tenia un sistema de medición/análisis EBSP (OIM) fabricado por TSL montado en el mismo, se realizó la medición de la fracción de área total promedio (%) y tamaño de grano promedio (pm) de cristales con la orientación de Brass, orientación S y orientación Cu en estas texturas. En cada Ejemplo, esta medición se realizó en cinco muestras recogidas a partir de porciones dadas de secciones transversales en la dirección de la anchura de las placas, respecti amente, y estos valores de medición se promediaron respectivamente. Las regiones de medición de las muestras se ajustaron comúnmente a regiones con un tamaño de 400 mm en la dirección de laminado y una profundidad de 100 pm en la dirección del espesor de las placas desde la capa más externa en las secciones transversales paralelas a la dirección de laminado, y los intervalos de las etapas de medición se ajustaron comúnmente a 0.4 pm.

Además, simulando el tratamiento de endurecimiento por envejecimiento artificial después de la formación y procesado en una pieza de automóvil, las láminas de aleación de aluminio después de este proceso de termotratamiento de solubilización, se sometieron a un tratamiento de endurecimiento por envejecimiento artificial en las condiciones comunes de 120 °C x 24 horas. Las muestras se recogieron a partir de porciones dadas de las láminas de aleación de aluminio obtenidas de esta manera después del tratamiento de endurecimiento por envejecimiento artificial, y sus características mecánicas y resistencia a la corrosión se examinaron de la manera descrita a continuación. Estos resultados se muestran también en la Tabla 2 y Tabla 4 respectivamente.

(Características mecánicas) En cada uno de los ejemplos las muestras después del tratamiento de endurecimiento por envejecimiento artificial se sometieron a ensayos de tracción a temperatura ambiente en la dirección perpendicular a la dirección de laminado para medir su resistencia a la tracción (MPa), su limite elástico al 0.2 % (MPa) y su alargamiento total (%). Los ensayos de tracción a temperatura ambiente se realizaron a temperatura ambiente, es decir 20 °C, de acuerdo con la norma JIS2241 (1980). La tasa de tracción era 5 mm/min, y las muestras se estiraron a una velocidad constante hasta que se rompieron.

(Precipitados finos) Los Ejemplos mostrados en la Tabla 1, para información, se observaron bajo un microscopio electrónico de transmisión de 300.000 aumentos, y se midieron para sus densidades promedio en número (recuentos/mm2) de precipitados con un tamaño de 2.0 a 20 nm dentro de los cristales. Además, en cualquiera de los Ejemplos mostrados en la Tabla 3, para información, las secciones transversales en el centro del espesor de la placa, es decir, una porción 1/2 t de profundidad similar desde la superficie de las muestras de tipo placa después del tratamiento de endurecimiento por envejecimiento artificial, se observaron bajo un microscopio electrónico de transmisión de 300,000 aumentos, y se midieron para sus densidades promedio en número (recuentos/mm2) de precipitados con tamaño de 2.0 a 20 nm dentro de los cristales. Esta observación se realizó en cinco muestras, y se determinaron las densidades numéricas de precipitados con tamaño de 2.0 a 20 nm dentro de los cristales y se promediaron (densidad promedio en número) respectivamente. En consecuencia, en todos los ejemplos de la invención, las densidades numéricas de precipitados con tamaño de 2.0 a 20 n estaban en el intervalo de 2 a 9 x 104 recuentos/pm2 como promedio. En este documento, el tamaño de los precipitados se midió como los diámetros de circuios que tenían áreas equivalentes.

(Resistencia SCC) Para evaluar la resistencia SCC de las muestras después del tratamiento de endurecimiento por envejecimiento artificial, se realizaron ensayos de resistencia al agrietamiento por corrosión por tensión mediante el método de promoción de ácido crómico. Se aplicó una carga de deformación del 4 % a las muestras en la dirección perpendicular a la dirección de laminado, se realizó un tratamiento de endurecimiento por envejecimiento a 120 °C durante 24 horas. Las muestras se sumergieron después en una solución de ensayo a 90 °C durante 10 horas como máximo, y la SCC se observó visualmente. Debe observarse que la carga de tensión produce tensiones de tracción sobre las superficies externas de las muestras apretando el perno y la tuerca de una plantilla y la carga de deformación se midió mediante un calibre de deformación adherido sobre su superficie externa. Además, la solución de ensayo se preparó añadiendo 36 g de óxido de cromo, 30 g de dicromato de potasio y 3 g de cloruro sódico (por litro) en agua destilada. Las muestras sobre las que no se generó SCC se evaluaron como o mientras que aquellas SCC se generaron hasta en 10 horas se evaluaron como X.

Co o puede verse claramente a partir de las Tablas 1 y 2, todos los ejemplos de la invención están dentro del intervalo de las composiciones de aleación de aluminio de la presente invención, y se produjeron con las relaciones de laminado en frió y la velocidad de calentamiento promedio y velocidad de enfriamiento promedio durante el proceso de termotratamiento de solubilización que está dentro de los intervalos preferibles mencionados anteriormente. Como resultado, las láminas de aleación de aluminio tienen, como las microestructuras después del proceso de termotratamiento de solubilización, el tamaño de grano promedio es de 15 mm o menor, el porcentaje promedio de los limites de grano de ángulo bajo con ángulos de inclinación de 5 a 15° es del 15 % o mayor y el porcentaje promedio de los limites de grano de ángulo alto con ángulos de inclinación mayor de 15° es del 15 al 50 %. Como resultado, cada una tiene un limite elástico al 0.2 % después del tratamiento de envejecimiento artificial de 350 MPa o mayor, y preferentemente 400 MPa o mayor y tiene una excelente resistencia SCC. En este documento, es preferible que el alargamiento total sea, para una pieza de automóvil, del 13.0 % o mayor.

En contraste, los Ejemplos Comparativos, tienen la composición de aleación, como se muestra en la Tabla 1, que cae fuera del intervalo de la presente invención. En el Ejemplo Comparativo 7, la cantidad de Zn está fuera del limite inferior. En el Ejemplo Comparativo 8, la cantidad de Mg está fuera del limite inferior. En el Ejemplo Comparativo 9, la cantidad de Cu es mayor que el limite superior y, por lo tanto, se generó una gran grieta durante el laminado en caliente y la producción se detuvo. En el Ejemplo Comparativo 10, la cantidad de Zr está fuera del limite superior. Por consiguiente, aunque estos Ejemplos Comparativos se produjeron por un método de producción preferible y satisfacían las texturas después del proceso de termotratamiento de solubilización definido en la presente invención, sus tenacidades eran demasiado bajas.

Además, en los Ejemplos Comparativos 11 y 12, aunque las composiciones de aleación están dentro del intervalo de la presente invención, como se muestra en la Tabla 1, no son apropiadas puesto que la velocidad de calentamiento promedio y la velocidad de enfriamiento promedio durante el proceso de termotratamiento de solubilización son demasiado bajas y la microestructura después del proceso de termotratamiento de solubilización cae fuera del intervalo definido en la presente invención y, por lo tanto, se forman icroestructuras recristalizadas equiaxiales. Es decir, sus tamaños de grano promedio son mayores de 15 mm, el porcentaje promedio de los limites de grano de ángulo bajo con ángulos de inclinación de 5 a 15° es menor del 15 % y el porcentaje promedio de los limites de grano de ángulo alto con ángulos de inclinación mayores de 15° es menor del 15 %. Por consiguiente, su tenacidad no se ha incrementado ni siquiera después del tratamiento de envejecimiento artificial.

Como puede verse a partir de las Tablas 3 y 4, todos los ejemplos de la invención están dentro del intervalo de las composiciones de aleación de aluminio de la presente invención, y se producen con las relaciones de laminado en frió y la velocidad de calentamiento promedio y la velocidad de enfriamiento promedio durante el proceso de termotratamiento de solubilización que están dentro de los intervalos preferibles mencionados anteriormente. Como resultado, los ejemplos de la invención tienen una textura en la que el tamaño de grano promedio es de 15 mih o menor, las microestructuras después del proceso de termotratamiento de solubilización, y la fracción de área total promedio de cristales con las orientaciones respectivas de orientación de Brass, orientación S y orientación Cu es del 30 % o mayor.

Como resultado, cada una tiene un límite elástico al 0.2 % después del tratamiento de envejecimiento artificial de 350 MPa o mayor y, preferentemente, de 400 MPa o mayor y tienen excelente resistencia SCC. En este documento, es preferible que el alargamiento total sea, como para una pieza de automóvil, del 13.0 % o mayor.

En contraste, en los Ejemplos Comparativos, las composiciones de aleación caen fuera del intervalo de la presente invención como se muestra en la Tabla 3. En el Ejemplo Comparativo 36, la cantidad de Zn está fuera del límite inferior. En el Ejemplo Comparativo 37, la cantidad de Mg está fuera del límite inferior. En el Ejemplo Comparativo 38, la cantidad de Cu es mayor que el límite superior y, por lo tanto, se generó una gran grieta durante el laminado en caliente y la producción se detuvo. En el Ejemplo Comparativo 39, la cantidad de Zr está fuera del límite superior. Por consiguiente, aunque estos Ejemplos Comparativos se produjeron por un método de producción preferible y satisfacen las texturas después del proceso de termotratamiento de solubilización definido en la presente invención, sus tenacidades eran demasiado bajas.

Además, en los Ejemplos Comparativos 40 y 41, aunque sus composiciones de aleación están dentro del intervalo de la presente invención como se muestra en la Tabla 3, no son apropiadas puesto que sus relaciones de laminado en frió son demasiado bajas o sus velocidades de calentamiento promedio y velocidades de enfriamiento promedio durante el proceso de termotratamiento de solubilización son demasiado bajas. Las texturas después del proceso de termotratamiento de solubilización tienen tamaños de grano promedio mayores de 15 mm, y sus fracciones de área total promedio de cristales con las orientaciones respectivas de la orientación de Brass, orientación S y orientación Cu son menores del 30 %. Por consiguiente, sus texturas después del proceso de termotratamiento de solubilización caen fuera del intervalo definido en la presente invención y, por lo tanto, se forman microestructuras recristalizadas equiaxiales normales. Por consiguiente, sus tenacidades no han aumentado ni siquiera después del tratamiento de envejecimiento artificial.

Los resultados descritos anteriormente dan soporte a los puntos críticos de los requisitos de la presente invención para la lámina de aleación de aluminio de la presente invención para conseguir una mayor tenacidad, mayor ductilidad y resistencia SCC [Tabla 1] [Tabla 2] 85 [Tabla 4] APLICACIÓN INDUSTRIAL Como se ha descrito anteriormente, la presente invención puede proporcionar una lámina de aleación de aluminio de la serie 7000 para pieza de automóvil que tenga tanto tenacidad como resistencia a las grietas de corrosión por tensión. Por lo tanto, la presente invención es adecuada para un componente estructural de automóvil, tal como bastidores y pilares, que contribuyen a la reducción de peso en carrocerías de vehículo, y otras piezas de automóvil.

Claims (6)

NOVEDAD DE LA INVENCIÓN Habiendo descrito la presente invención como antecede, se considera como una novedad y, por lo tanto, se reclama como propiedad lo contenido en las siguientes: REIVINDICACIONES

1. Una lámina de aleación de aluminio para una pieza de automóvil caracterizada porque es una lámina de aleación Al-Zn-Mg que tiene una composición que comprende, en % en masa, Zn: de 3.0 a 8.0 % y Mg: de 0.5 a 4.0 %, consistente el resto en Al e impurezas inevitables, que tiene un tamaño de grano promedio de 15 mm o menor, un porcentaje promedio de limites de grano de ángulo bajo con ángulos de inclinación de 5 a 15° del 15 % o mayor y un porcentaje promedio de limites de grano de ángulo alto con ángulos de inclinación mayores de 15° del 15 al 50 %.

2. La lámina de aleación de aluminio para una pieza de automóvil de acuerdo con la reivindicación 1, caracterizada por que la aleación de aluminio comprende además, en % en masa, uno o dos elementos de Cu: de 0.05 a 0.6 %, Ag: de 0.01 a 0.15 %.

3. La lámina de aleación de aluminio para una pieza de automóvil de acuerdo con la reivindicación 1 ó 2, caracterizada por que la aleación de aluminio comprende además, en % en masa, uno o más elementos de Mn: de 0.05 a 0.3 %, Cr: de 0.03 a 0.2 % y Zr: de 0.03 a 0.3 %.

4. Una lámina de aleación de aluminio que es una lámina de aleación de Al-Zn-Mg caracterizada porque comprende, en % en masa, Zn: de 3.0 a 8.0 % y Mg: de 0.5 a 4.0 %, consistiendo el resto en Al e impurezas inevitables, que tiene un tamaño de grano promedio de 15 mm o menor y que tiene una fracción de área total promedio de cristales con la orientación de Brass, orientación S y orientación Cu del 30 % o mayor.

5. La lámina de aleación de aluminio para una pieza de automóvil de acuerdo con la reivindicación 4, caracterizada por que la aleación de aluminio comprende además, en % en masa, uno o dos elementos de Cu: de 0.05 a 0.6 %, Ag: de 0.01 a 0.15 ¾.

6. La lámina de aleación de aluminio para una pieza de automóvil de acuerdo con la reivindicación 4 ó 5, caracterizada por que la aleación de aluminio comprende además, en % en masa, uno o más elementos de Mn: de 0.05 a 0.3 %, Cr: de 0.03 a 0.2 %, y Zr: de 0.03 a 0.3 %.