CN111372770B

CN111372770B - 复合板

Info

Publication number: CN111372770B
Application number: CN201780096466.8A
Authority: CN
Inventors: 奥井利行
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2017-10-30
Filing date: 2017-10-30
Publication date: 2021-10-26
Anticipated expiration: 2037-10-30
Also published as: JP6347312B1; KR20200042925A; CN111372770A; KR102288611B1; JPWO2019087265A1; WO2019087265A1

Abstract

复合板(1)具有第1层(3)和第2层(4)，其中，金属材料层(3)与铝层(4)通过轧制而牢固地接合，并且没有发生由于软化热处理而晶粒长大的铝层(4)所导致的、在金属材料层(3)的表面上的冲压加工后的表面粗糙。第1层(3)由铁素体系不锈钢形成，第2层(4)由铝形成。在沿板厚方向自第1接合界面(6)起到距所述第1接合界面(6)的距离为100μm的位置为止的第2层(4)的范围内，长径与短径之比即长宽比为2.0以下的晶粒的面积率为85％以上，且最大的晶体粒径为50μm以下。另外，在第2层(4)的板厚方向的1/2的位置处，长宽比为2.0以下的晶粒的面积率小于50％。

Description

复合板

技术领域

本发明涉及一种复合板。

背景技术

例如，将铁素体系不锈钢与铝接合而成的复合板被广泛用作锅罐的压制成型坯料，该锅罐用于IH(Induction Heating)烹调器、IH电饭煲等产品。

作为该复合板的构成材料的不锈钢具有优异的IH发热特性，铝具有优异的传热特性。近年来，为了提高产品的性能，需要能够承受更复杂且负荷重的压制加工的复合板、能够承受更厚且压制载荷大的压制加工的复合板。

如专利文献1公开的那样，对于通过轧制将作为坯料的铝卷材和不锈钢卷材接合的方法，由于该复合板在工业生产中的生产效率高，因此是优异的。专利文献2公开了作为接合条件，将接合前的卷材在特定温度下预热后在规定的压下率下进行轧制。

这样制造的复合板处于利用轧制进行接合时的加工应变存在于内部的状态，铝层和不锈钢层均处于加工硬化的状态。将复合板压制加工成复杂的形状时、以高压制载荷压制加工壁厚的复合板时，提高压制加工性的同时减小压制载荷是有效的。因此，通过对压制加工前的复合板实施软化热处理来进行减小变形阻力的处理。

然而，通过软化热处理使铝层充分软化，对其晶粒变大的复合板进行压制加工时，有时压制载荷导致铝层的晶粒被转印到不锈钢层的表面，产生粗糙的表面图案(以下，简称为“表面粗糙”)。

因此，在重视表面美观的产品的情况下，以往是直接对不进行软化热处理、通过压制从而接合的复合板进行压制加工。另外，特别是在进行加工成复杂形状的压制加工、以高的压制载荷进行压制加工时，对已经进行了软化热处理的复合板进行压制加工之后，需要经过对发生表面粗糙的不锈钢层的表面进行研磨加工来消除表面粗糙的工序、对该表面进行涂装从而隐藏表面粗糙的工序等。

专利文献3公开了制造成型加工用复合板的方法，其中，预先层叠两层以上的铝板或铝合金板与不锈钢板，将其在特定的加热条件下加热，并且立即进行热轧，接着，通过在350～550℃的温度下对该热轧材进行0.5～6小时退火。

专利文献4公开了如下技术方案：为了提高复合板的接合强度，进行退火处理，将退火温度设为150～400℃，所述复合板具有通过冷轧或热轧制造的铝合金层和不锈钢层。

此外，专利文献5公开了如下技术方案：将在特定条件下制造的铝板叠合在不锈钢带上，将铝板保持在250℃以下的温度，并且通过轧制铝板从而接合到不锈钢带上，然后通过在250～330℃下进行软化热处理来制造加工性优异的复合板。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平5-146880号公报

专利文献2：日本专利第2783170号说明书

专利文献3：日本特开昭61-42498号公报

专利文献4：日本特开平9-70918号公报

专利文献5：日本特开平10-244620号公报

发明内容

发明要解决的问题

专利文献3中公开的技术方案的目的在于，在热轧的状态下接合强度不充分的情况下，利用原子在金属接合部中的扩散来提高接合强度。因此，专利文献3没有公开即使承受利用压制加工进行的强加工，也不会发生剥离、龟裂，并且防止压制加工后的表面粗糙的方法。

专利文献4中公开的技术方案的目的是在铝合金层的表面上形成厚度15nm以上的表面氧化覆膜。因此，专利文献4没有公开即使承受利用压制加工进行的强加工，也不会发生剥离、龟裂，并且防止压制加工后的表面粗糙的方法。

另外，专利文献5中公开的技术方案的目的在于，通过控制轧制织构来减小复合板的变形各向异性。因此，专利文献5没有公开即使承受利用压制加工进行的强加工，也不会发生剥离、龟裂，并且防止压制加工后的表面粗糙的方法。

用于解决问题的方案

本发明人详细研究了复合板的软化热处理所导致的在铝层中发生的金相组织的变化，结果获得如下见解：

(A)在特定的条件下通过轧制而接合的复合板中，可以对特别是接合界面附近的铝层集中赋予大的剪切应变；以及

(B)大的剪切应变集中发生的部位的铝层与其他部位的铝层相比，在低温下开始再结晶，并且即使通过高温和长时间的软化热处理，晶粒也不易生长，维持微细晶粒的状态。

本发明人基于这些新见解A、B，发现通过抑制接合界面附近的铝层中的晶粒的生长，仅使铝层的接合界面附近再结晶来提高延性，能够解决上述技术问题，并完成了本发明。本发明如下。

(1)一种复合板，其中，所述复合板具备介由接合界面接合的第1层和第2层，

所述第1层由铁素体系不锈钢、奥氏体系不锈钢、钛或碳钢中的任一者形成，

所述第2层由铝形成，

在所述第2层中的沿板厚方向自所述接合界面起到距所述接合界面的距离为100μm的位置为止的范围，长径与短径之比即长宽比为2.0以下的晶粒的面积率为85％以上，且最大的晶体粒径为50μm以下，

在所述第2层的板厚方向的1/2的位置处，所述长宽比为2.0以下的晶粒的面积率小于50％。

(2)一种复合板，其中，所述复合板具备第1层、第2层以及第3层，所述第1层和所述第2层介由第1接合界面接合，所述第2层和所述第3层介由第2接合界面接合，

所述第1层和所述第3层由铁素体系不锈钢、奥氏体系不锈钢、钛或碳钢中的任一者形成，

所述第2层由铝形成，

在所述第2层中的沿板厚方向自所述第1接合界面起到距所述第1接合界面的距离为100μm的位置为止的范围、以及在所述第2层中的沿板厚方向自所述第2接合界面起到距所述第2接合界面的距离为100μm的位置为止的范围，长径与短径之比即长宽比为2.0以下的晶粒的面积率为85％以上，且最大的晶体粒径为50μm以下，

(3)根据第1项所述的复合板，其中，所述第1层的厚度为0.2～1.0mm，所述第2层的厚度为0.5～3.0mm。

(4)根据第2项所述的复合板，其中，所述第1层和所述第3层的厚度为0.2～1.0mm，所述第2层的厚度为0.5～3.0mm。

发明的效果

根据本发明，能够提供金属材料层和铝层通过压制而牢固地接合，并且压制成型后的表面性状优异的复合板。该复合板即使承受利用压制加工进行的强加工，也不会发生剥离、龟裂。并且，该复合板不会发生软化热处理导致晶粒长大的铝层所引起的、金属材料层的表面上的压制加工后的表面粗糙。

附图说明

图1是示出本发明中的第1实施方式的双层复合板的截面图。

图2是示出本发明中的第2实施方式的三层复合板的截面图。

图3a～图3d是对在各种条件下进行软化热处理后的双层复合板的第1接合界面附近的金相组织进行观察得到的照片。图3a示出接合状态下的双层复合板；图3b示出在接合后实施了300℃×50分钟的软化热处理的双层复合板；图3c示出在接合后实施了300℃×500分钟的软化热处理的双层复合板；图3d示出在接合后实施了350℃×50分钟的软化热处理的双层复合板。

图4是示出针对在特定的轧制条件下，特别是第1接合界面的附近集中发生大的剪切应变的双层复合板，在各种条件下进行软化热处理后的双层复合板的第1接合界面的断裂负载的测定结果。

图5是示意性地示出双层复合板的制造工序的说明图。

图6是示意性地示出三层复合板的制造工序的说明图。

具体实施方式

对本发明进行说明。在后面的说明中，关于化学组成的“％”，如果没有特别说明，指“质量％”。

1.第1实施方式中的复合板

图1是示出本发明中的第1实施方式的双层复合板1的截面图。如图1所示，第1实施方式中的双层复合板1具备介由第1接合界面6相互接合的第1层3和第2层4。第1层3由铁素体系不锈钢、奥氏体系不锈钢、钛或碳钢中的任一者形成。第2层4由Al含量为99.00％以上的铝(即所谓的工业用纯铝。以下简称为铝)形成。关于双层复合板1的详细结构，后面进行描述。

2.本发明的原理

(2-1)第2层4的软化热处理与压制加工后的第1层3的表面粗糙之间的关系

对具备加工特性不同的异种金属材料的复合板进行压制加工的情况下，这些异种金属材料整体变形是重要的。

因此，重要的是通过轧制将复合板接合来获得充分的接合强度。另外，重要的是，接合界面附近的构成材料富有延展性，由此能够吸收在压制加工期间接合界面处产生的剪切应变，从而能够防止接合界面破裂。

通过轧制接合的状态下的复合板，由于各个构成材料经过加工硬化，因此比退火材料延性差。第1层3的软化温度高于第2层4的熔点。因此，无法将第1层3充分退火。与此相对，可以在不影响第1层3的情况下对第2层4进行软化热处理。因此，对第2层4进行软化热处理对于改善复合板1的冲压成形性是有效的。

对第2层4充分进行软化热处理时，第2层4必然会再结晶。特别是对Al含量为99.00％以上的铝这样的纯金属进行高温且长时间的软化热处理时，第2层4的晶粒长大。对具有这种晶粒粗大化了的第2层4的复合板1进行冲压加工时，第2层4的晶粒由于冲压载荷而被转印到第1层3的表面，因此在第1层3的表面上发生表面粗糙。

(2-2)复合板1的软化热处理导致的金相组织的变化(在第1接合界面6的附近处大的剪切应变集中)

本发明人详细研究复合板1的软化热处理导致的金相组织的变化，结果得到以下见解。

首先，关注通过轧制接合时在第2层4的内部发生的应变量，并进行了各种分析。结果发现，在特定的轧制条件下，特别是在第1接合界面6附近集中发生大的剪切应变。当第1层3的变形阻力与第2层4的变形阻力显著不同并且在高压下以及高摩擦的条件下通过轧制接合时，会发生这种局部集中的大的剪切应变。

对包括大的剪切应变集中并累积的部位的第2层4，在比345℃～400℃左右的一般退火温度低的温度下进行软化热处理，具体在250℃～300℃、50分钟以下的条件下进行热处理时，仅累积了大的剪切应变的部位选择性地再结晶。认为其原因在于第2层4处于如下状态，即随着大量累积的位错的移动和消失而容易生成再结晶的核。

图3a～图3d是对在各种条件下进行软化热处理后的双层复合板的第1接合界面附近的金相组织进行观察得到的照片。

图3a示出接合状态下的双层复合板1；图3b示出在接合后实施了300℃×50分钟的软化热处理的双层复合板1；图3c示出在接合后实施了300℃×500分钟的软化热处理的双层复合板1；图3d示出在接合后实施了350℃×50分钟的软化热处理的双层复合板。图3a～3d中，第1接合界面6的下侧是第1层3，第1接合界面6的上侧是第2层4。另外，第1接合界面6由第1层3和第2层4之间的直线部分表示。

如图3a所示，通过轧制接合的状态下的双层复合板1的第2层4中，在从接合界面6起至约150μm的范围内，确认到剪切强加工区域，能够特别强烈地观察到轧制时承受的剪切应变。

如图3b所示，仅对应于图3a中的剪切强加工区域的部分再结晶，并形成细粒组织。在比细粒组织更远离第1接合界面6的部位处的金相组织保持加工组织，即使实施规定时间的软化热处理也不会再结晶。

如图3c、3d所示，进行比图3b中更高温或更长时间的软化热处理时，比细粒组织更远离第1接合界面6的部位也再结晶。另外，对应于图3a中的剪切强加工区域的部分保持细粒组织，未观察到晶粒的生长。但是，在比细粒组织更远离第1接合界面6的部位，晶粒长大。

图3b～3d所示的现象起因于通过在一定条件下对双层复合板进行轧制从而接合的情况下，特别是在第1接合界面6的附近典型发生的现象。即，由硬质的第1层3和软质的第2层4同时变形引起的大的应变差与在第1接合界面6上产生的大的摩擦力，导致特别是轧制接合时在第1接合界面6的附近局部发生大的剪切变形。

结果，在第2层4的第1接合界面6的附近产生了累积强剪切应变的区域。对该双层复合板1实施软化热处理时，第2层的第1接合界面6的附近随着大量累积的位错的移动和消失而处于容易生成再结晶的核的状态，因此，通过进行比其他部位低温的软化热处理，再结晶选择性地进行。

在第1接合界面6的附近，存在于双层复合板1的坯料的表面上的氧化物等表面覆膜作为杂质存在，并且表面覆膜的一部分渗透进原料金属表面。因此，在第1接合界面6的附近，晶粒的生长受到阻碍，即使进行高温且长时间的软化热处理，晶粒也难以变大。

(2-3)双层复合板1的冲压加工性和表面粗糙的改善

本发明中，在改善双层复合板1的冲压加工性中，有效地利用将基于接合轧制后的软化热处理条件的金相组织的变化。具体而言，首先，在后述特定的轧制条件下，使大的剪切应变在第1接合界面6的附近集中产生，从而制作双层复合板1。

接着，通过对双层复合板1进行热处理从而赋予金相组织以变化，在第1接合界面6的附近，使用于吸收在冲压加工中的第1接合界面6处产生的剪切应变所需的第2层4的延展性在第1接合界面6附近局部增大。并且，在与第1接合界面6的附近相比更远的部位，将晶粒的生长控制在一定范围内。由此来防止由第2层4的晶体粒径的粗大化导致的第1层3的表面粗糙。

此外，在本发明中，通过选择性地软化第1接合界面6附近的第2层4来增加第1接合界面6的断裂载荷。一边参照图4所示的第1接合界面6的断裂载荷的测定结果，一边说明通过仅改善第2层4的第1接合界面6附近的延展性，在冲压加工期间的接合界面产生的剪切应变被有效吸收。

图4的图表示出，在后述的特定轧制条件下，特别是对在第1接合界面6的附近集中产生大剪切应变的双层复合板1，在各种条件下进行软化热处理后的双层复合板1的第1接合界面6的断裂载荷的测定结果。

此时的轧制条件如下：使用厚度0.6mm的JIS G4305(2012)中规定的SUS430J1L不锈钢和厚度3.7mm的JIS H 4000(2006)中规定的A1100铝作为坯料，在轧制前，通过将A1100铝加热到460℃使其完全软化。然后，作为轴向表面粗糙度使用轮廓最大高度Ry为1.15μm的工作辊，在250℃的温度下进行轧制，由此得到厚度2.5mm的双层复合板。此时，相对于工作辊，将SUS430J1L不锈钢的卷绕角度设为8度，A1100铝的卷绕角度设为0度，同时上下工作辊的圆周速度相同且设为10m/分钟。

已知各种测定双层复合板1的第1接合界面6的断裂载荷的方法，但是在该测定中采用了如下方法：从作为测定对象的复合板1切取宽度10mm且长度150mm的样品，将长度方向的端面之一机械剥离后，将两端保持在拉伸试验装置上，并以150mm/分钟的十字头速度拉动，用此时的十字头载荷除以试验片的宽度，将得到的值作为每单位宽度的剥离强度。

如图4的图表所示，双层复合板1的接合后的热处理温度超过200℃时，第1接合界面6的断裂所需的载荷开始增加。软化热处理温度为300℃的情况、软化热处理时间为5～500分钟的情况的任意情况下，第1接合界面6的断裂载荷也不会发生变化。

在该条件下，如图3b、3c所示，第1接合界面6附近的晶体组织均为细晶组织。在与第1接合界面6的附近相比更远的部位，经过5～50分钟软化热处理的材料均为未再结晶的加工组织，经过500分钟软化热处理的材料为大晶粒的晶体组织。

即，主要是第1接合界面6附近的第2层4的加工特性影响双层复合板1的第1接合界面6的断裂载荷，第1接合界面6附近以外的第2层4的加工特性几乎不影响双层复合板1的第1接合界面6的断裂载荷。

也就是说，对于双层复合板1的冲压加工性，只要改善第1接合界面6附近的第2层4的加工特性，就可以得到充分的改善。换句话而言，热处理导致的第1接合界面6的断裂载荷的变化仅由第1接合界面6附近的第2层4的软化决定，在距离第1接合界面6 200μm以上的位置的再结晶、软化不会影响第1接合界面6的断裂载荷的变化。

3.第1实施方式的双层复合板1的构成

本实施方式的双层复合板1具有介由第1接合界面6相互接合的第1层3和第2层4。第1层3由铁素体系不锈钢、奥氏体系不锈钢、钛或碳钢中的任一者形成。第2层4由铝形成。

(3-1)第1层3

对于第1层3，优选使用补偿第2层4的铝的缺点即耐瑕疵性、耐腐蚀性、并且能够与铝轧制接合的金属。例如，用于锅罐等普通器具的用途时，优选奥氏体系不锈钢、钛、甚至碳钢等，特别是用于感应加热烹调器时，期望使用铁素体系不锈钢。以下，对用于第1层3的金属进行说明。

[奥氏体系不锈钢]

(A)化学组成

奥氏体系不锈钢的化学组成例如为C：0～0.15％、Si：0～1.70％、Mn：0～5.00％、P：0.050％以下、S：0.040％以下、Ni：6.0～22.0％、Cr：11.0～26.0％、Mo：0～3.50％、Cu：0～3.5％、N：0～0.30％、Nb：0～1.00％、V：0～1.00％、Ti：0～1.00％、B：0～0.10％、Al：0～0.50％、余量：Fe和杂质。

(B)规格例

奥氏体不锈钢优选为满足JIS G4305：2012的表3中规定的化学组成的钢。具体而言，可列举出：JIS G4305：2012的SUS301、SUS304、SUS304N2、SUS304L、SUSU316、SUS316L。

(C)厚度

将奥氏体系不锈钢用于第1层3和第3层5的情况下，各自接合后的厚度例如为0.2～1.0mm。厚度的下限可以为0.4mm，上限可以为0.8mm。

奥氏体不锈钢担负着深冲成型产品的强度、耐蚀性，只要厚度为0.2mm以上，则可获得其效果。厚度小于0.2mm时，则在通过轧制接合时可能会发生屈曲变形从而抑制接合性。另一方面，厚度超过1.0mm时，则不适合于本发明所针对的深冲加工。

[钛]

(A)化学组成

钛的化学组成例如为N：0～0.03％、C：0～0.08％、H：0～0.013％、Fe：0～0.25％、O：0～0.20％、Mn：0～0.50％、Si：0～0.30％、除这些元素以及Ti以外的元素：各0～0.2％且其合计为0～0.5％、余量：Ti。

(B)规格例

钛具体而言为JIS H4600：2012中的1种或2种，具体而言可列举出TP270C、TP340C。

(C)厚度

将钛用于第1层3的情况下，接合后的厚度例如为0.2～1.0mm。厚度的下限可以为0.4mm，上限可以为0.8mm。

钛担负着深冲成型产品的强度、耐腐蚀性，只要厚度为0.2mm以上，则可获得其效果。厚度小于0.2mm时，则在通过轧制接合时可能会发生屈曲变形从而抑制接合性。另一方面，厚度超过1.0mm时，则不适合于本发明所针对的深冲加工。

[碳钢]

(A)化学组成

碳钢的化学组成例如为C：0～0.12％、Si：0.50％以下、Mn：0.10～1.00％、P：0.100％以下、S：0.035％以下、Cu：0～0.25％、Ni：0～0.25％、Cr：0～0.25％、Mo：0～0.08％、Nb：0～0.050％、V：0～0.05％、Ti：0～0.02％、B：0～0.0050％、N：0～0.0080％、O：0～0.0080％、Al：0～0.080％、余量：Fe和杂质。

(B)规格例

具体而言，本发明的碳钢可列举出JIS G3141：2017的SPCD(冷轧深拉钢板、SteelPlate Cold Deep drawn)或SPCE(冷轧深拉钢板、Steel Plate Cold deep drawn Extra)等冷轧钢板或冷轧钢带。强度(TS)优选为270～490MPa。

(C)厚度

将钛用于第1层3的情况下，接合后的厚度例如为0.2～1.0mm。厚度的下限可以为0.4mm，上限可以为0.8mm。碳钢担负深冲成型产品的强度、耐腐蚀性，只要厚度为0.2mm以上，则可获得其效果。厚度小于0.2mm时，则在通过轧制接合时可能会发生屈曲变形从而抑制接合性。另一方面，厚度超过1.0mm时，则不适合于本发明所针对的深冲加工。

[铁素体系不锈钢]

(A)化学组成

铁素体系不锈钢的化学组成例如为C：0～0.12％、Si：0～1.00％、Mn：0～1.00％、P：0.050％以下、S：0.040％以下、Ni：0～0.50％、Cr：11.0～32.0％、Mo：0～2.50％、Cu：0～1.0％、N：0～0.025％、Nb：0～1.00％、V：0～1.00％、Ti：0～1.00％、B：0～0.10％、Al：0～0.50％、余量：Fe和杂质。

(B)规格例

具体而言，铁素体系不锈钢是满足JIS G4305：2012的表5中规定的化学成分的钢，可列举出：JIS G4305：2012的SUS430、SUS430LX、SUSU430J1L、SUS444。

(C)厚度

将铁素体系不锈钢用于第1层3的情况下，接合后的厚度例如为0.2～1.0mm。厚度的下限可以为0.4mm，上限可以为0.8mm。

铁素体系不锈钢担负深冲成型产品的强度、耐腐蚀性，只要厚度为0.2mm以上，则可获得其效果。厚度小于0.2mm时，则在通过轧制接合时可能会发生屈曲变形从而抑制接合性。另一方面，厚度超过1.0mm时，则不适合于本发明所针对的深冲加工。

(3～2)第2层4

本发明的双层复合板1中，作为第2层4，优选使用JIS A1100、A1050等规定的铝。铝被用作第2层4的原因是，其传热性能、轻质性等作为产品的性能优异。并且，特别是通过轧制接合后的热处理，可以改善接合界面附近的延性，可以改善冲压成型性和冲压加工后的抗表面粗糙性。以下，对用于第2层4的铝进行说明。

[铝]

(A)化学组成

对于铝的化学成分，例如Al含量为99.00％以上的铝，除Al以外，还含有Si、Fe、Cu、Mn、Mg、Cr、Zr、Ga、V、N、Ni、B、Zr、Ti等作为杂质。不过，这些元素的总含量为1.00％以下。没有必要限定这些元素的总含量的下限，但是下限可以设为0％。

(B)规格例

具体而言，铝可列举出满足JIS H4000：2014的合金编号1085、1080、1070、1060、1050、1050A、1100、1100A的铝。

(C)厚度

接合后的铝的厚度例如为0.5～3.0mm。厚度的下限可以为1.5mm，上限可以为2.5mm。

铝负责最终产品的传热，但是如果铝的厚度小于0.5mm，则无法获得充分的传热特性。如果铝层的厚度超过3.0mm，则不适合于本发明所针对的深冲加工。

(3～3)第2层4的金相组织

本发明的特征在于，控制双层复合板1中的第2层4的材料特性和晶体组织。在本实施方式的双层复合板1中，在与轧制方向平行的截面中，在从第1接合界面6起到朝向第2层4侧距离100μm的位置为止的范围内为再结晶组织。具体而言，在该范围内，形成为：长径与短径之比即长宽比为2.0以下的晶粒的面积率为85％以上，且最大的晶体粒径为50μm以下的金相组织。

此处，最大的晶体粒径是指，测定100个以上的晶体粒径，并且粒径以升序排列时，按顺序排在前面2％的晶体粒径。例如，测定150个晶体粒径时，将第3大的晶体粒径作为最大晶体粒径。

这种组织的情况下，可以在第1接合界面6处局部地增大用于吸收在冲压成形期间的第1接合界面6处产生的剪切应变所需的铝的延展性。

此外，本实施例的复合板中，在与轧制方向平行的截面上，在第2层4的板厚方向的1/2的位置，长宽比为2.0以下的晶粒的面积率为小于50％。

通常，在第2层4中，随着距离第1接合界面6越远，粗大的再结晶晶粒趋向于容易生长。因此，在第2层4的板厚方向的1/2的位置处观察从第1接合界面6起到朝向第2层侧距离200μm以上的金相组织。

具体而言，本发明的双层复合板1中，在第2层4中，在第2层4的厚度的1/2位置处，长宽比为2.0以下的晶粒的面积率为小于50％。由此，可以抑制由第2层4的铝的晶粒引起的、冲压成形后的第1层3的表面粗糙。

第2层4的上述范围的金相组织通过如下方式确认：用100倍的显微镜照片观察该范围的金相组织，对于沿着接合界面6、7的、在5mm的长度上总计为100μm×5.0mm＝0.5mm²以上的范围(视场)内观察到的晶粒(其中，将测定的晶粒的个数设为100个以上)，测定长边与短边的长宽比为2.0以下的晶粒的面积率以及最大的晶体粒径。

具体而言，通过所述长宽比为2.0以下的晶粒的面积率为85％以上，并且最大的晶体粒径为50μm以下来确定第2层4的上述范围的金相组织为再结晶组织。

通过以下说明的方法来确认在第2层4中，第2层4的厚度的1/2位置处的金相组织中，长宽比为2.0以下的晶粒的面积率为小于50％。即，通过用100倍的显微镜照片观察第2层4的厚度的1/2位置，在0.5mm²以上的范围(视场)内观察到的金相组织中，长宽比为2.0以下的晶粒的面积率为小于50％来确认。

由此，除了第2层4中的上述范围以外的金相组织中，50％以上的面积被延伸晶粒占据，因此至少成为冲压加工后的第1层3的表面粗糙的原因的粗大晶体组织是不存在的。

4.第1实施方式的双层复合板1的制造方法

图5是示意性地示出双层复合板1的制造工序的说明图。

构成双层复合板1的第1层3和第2层4的变形能力大不相同，以及对第1接合界面6施加大的剪切应力对于在第1接合界面6的附近处发生局部金相组织变化是重要的。

第1实施方式中的双层复合板1优选经由以下工序(4-1)～(4-3)来制造。需要说明的是，在本发明中，使用上述铁素体系不锈钢、奥氏体系不锈钢、钛或碳钢的任一者作为坯料12，使用上述铝作为坯料13。需要说明的是，经过工序(4-1)～(4-3)制造的双层复合板1中的第1层3和第2层4的成分与坯料13和坯料12的成分相同。

(4～1)对坯料13的软化热处理

为了使第1层3和第2层4之间的变形能力的差异最大化，对形成第2层4的坯料13进行完全软化是有效的。在本发明中，

(i)优选在通过轧制进行接合之前，在350℃以上，优选400℃以上的温度下，对坯料13实施软化热处理。

(4～2)热轧接合

使用工作辊10、11，对软化热处理后的坯料13和坯料12进行热轧使其接合。接合轧制时的温度优选为200～350℃，更优选为200～300℃。另外，在接合时，为了增加第1接合界面6处的剪切应力，增大工作辊10、11与坯料12、13之间的摩擦系数是有效的。

然而，测定通过轧制接合时的工作辊10、11与坯料12、13之间的摩擦系数在技术上是困难的。因此，在能够有效增大摩擦系数的各种轧制条件下进行轧制试验，研究了在第2层4的第1接合界面6附近导入期望的剪切应变的条件。结果，作为在第2层4的第1接合界面6附近导入大剪切应变的条件的一例，除了上述条件(i)之外，还发现了以下所列的条件(ii)～(iv)。依次对这些条件进行说明。

(ii)将与第1层3的坯料12直接接触的工作辊10的表面粗糙度设为至少在工作辊10的表面的法线方向上，轮廓最大高度Ry≥1.0μm，优选算术平均粗糙度Ra≥0.2μm。或者，以工作辊10的研磨痕迹平行于工作辊10的轴向的方式研磨。或者，对工作辊10进行喷丸或激光加工使其成为钝面。优选通过这些中的任一种方式，设为至少在工作辊10的表面的法线方向上，轮廓最大高度Ry≥0.5μm，优选算术平均粗糙度Ra≥0.1μm。

在制造双层复合板1时，虽然不需要考虑与第2层4的坯料13直接接触的工作辊11的表面粗糙度，但是从制造上的简便性来看，优选将其设为与工作辊10同样的表面粗糙度。

(iii)双层复合板1的目标板厚t(mm)和压下量Δh(mm)与工作辊10的半径R(mm)之间满足由R≥(16×t²)/Δh所示的关系。为了有效地增大各坯料12与工作辊10之间的摩擦系数，这种条件是优选的。

即使使工作辊10的表面粗糙度粗糙化，若轧制时的工作辊10的接触长度(也称为接触弧长)相对于轧制后的双层复合板1的板厚(相当于目标板厚t)短的情况下，也不能有效地获得增大摩擦系数的效果。其原因在于，在坯料12与工作辊10之间容易发生打滑，工作辊10的接触长度短的情况下，不能充分抑制该打滑，不能有效地增大摩擦系数。

为了抑制坯料12与工作辊10之间的打滑，需要延长工作辊10与坯料12之间的接触长度，例如可列举出满足条件(iii)、后述条件(iv)。

(iv)优选限定在轧机的进入侧，坯料12相对于工作辊10的卷绕角度θ₁。通过设置卷绕角度θ₁，从而坯料12卷绕在工作辊10上，对坯料12的束缚力提高，坯料12与工作辊10之间的打滑被抑制。

在轧机的进入侧，坯料12的速度比工作辊10的圆周速度慢。因此，如果将卷绕角度θ₁设定得过大，则无法消除工作辊10与材料12之间的速度差，坯料12变形成褶皱状而无法平坦地轧制。因此，优选对卷绕角度θ₁设定上限。

比坯料12柔软的坯料13的情况下，坯料13的速度与工作辊11的圆周速度之间的差显著，并且坯料13的屈曲极限也小。因此，优选在实用范围内将相对于坯料13的卷绕角度θ₂设定得尽可能小。

例如，在与工作辊10、11的轴向正交的截面中，将与连接各个中心的线垂直的方向作为轧机的轧制线，优选对从轧机的进入侧被导入的坯料12与轧制线之间形成的角度所表示的卷绕角度θ₁(rad)进行设定，使得R×(θ₁)²/Δh为1.0～4.0的范围，并且对从轧机的进入侧被导入的坯料13与轧制线之间形成的角度所表示的卷绕角度θ₂(rad)进行设定，使得R×(θ₂)²/Δh为1.0以下的范围。

需要说明的是，例如，日本特公平2-19758号公报公开了如下方法：将构成复合板的软质材料和硬质材料中的软质材料卷绕在轧辊上，通过使该轧辊的圆周速度与另一轧辊的圆周速度相比为低速，来调整各坯料的压下率的方法。

但是，在该方法中，由于软质材料的压下率比硬质材料的压下率大，因此在与进入侧速度慢的坯料同步的方向上，轧辊的圆周速度被调慢。因此，缓和了轧辊与坯料之间的剪切应变，由此处于相对位置的接合界面上剪切应变减小。

因此，该方法不能提高接合界面的剪切应变。因此，在本发明中，不进行使一对轧辊10、11的圆周速度不同的异步轧制，而进行一对轧辊10、11的圆周速度相同的同步轧制。

(4～3)接合后的软化热处理

对通过工作辊10、11轧制接合而成的双层复合板1进行软化热处理。接合后的软化热处理的条件优选为250℃～300℃，且50分钟以下。以下，对接合后的软化热处理进行详细说明。通过(i)～(iv)的条件进行轧制接合而制造的双层复合板1中，能够在第2层4的第1接合界面6的附近累积大的剪切应变。

在250℃～300℃、且50分钟以下的条件下，对该双层复合板1进行软化热处理。由此，在第1接合界面6附近的第2层4被选择性地软化。此外，至少与第1接合界面6接触的第2层4中，在从第1接合界面6起至100μm为止的范围内为细粒的再结晶组织，在该范围外，第2层4中的晶粒生长被抑制。

如上所述，在本发明中，由于选择性地进行第1接合界面6附近的第2层4的软化，因此接合界面的断裂载荷增加，并且第2层4的粒径减小。由此，即使对双层复合板1进行加工成复杂形状的冲压加工、高载荷的冲压加工，也能够抑制第1接合界面6处的剥离，能够防止冲压加工后的第1层3的表面粗糙。

5.第2的实施方式中的复合板

图2是示出本发明中的第2实施方式的三层复合板2的截面图。如图2所示，第2实施方式中的三层复合板2包括第1层3、第2层4、第3层5，第1层3和第2层4介由第1接合界面6接合，第2层4和第3层5介由第2接合界面7接合。

三层复合板2是在双层复合板1的基础上补充第3层5而得到的。因此，对于三层复合板2，也根据与双层复合板1相同的原理，通过将轧制接合条件以及对三层复合板2的热处理条件设定为规定条件，来获得与双层复合板1相同的效果。

即，在三层复合板2中，由于接合界面的断裂载荷增加，因此即使进行加工成复杂形状的冲压加工、高载荷的冲压加工，在第1接合界面6和第2接合界面7处也不发生剥离，并且第2层4的粒径减小，由此可以防止冲压加工后的第1层3和第3层5的表面粗糙。

6.第2实施方式的三层复合板2的构成

本实施方式的三层复合板2沿着板厚方向依次具有第1层3、第2层4和第3层5。第1层3和第2层4介由第1接合界面6相互接合，第2层4和第3层5介由第2接合界面7接合。第1层3和第3层5由铁素体系不锈钢、奥氏体系不锈钢、钛或碳钢中的任一者形成。第2层4由铝形成。

(6～1)第1层3和第3层5

对于第1层3和第3层5，优选使用补偿第2层4的铝的缺点即耐瑕疵性、耐腐蚀性、并且能够与铝轧制接合的金属。例如，用于锅罐等普通器具的用途时，优选奥氏体系不锈钢、钛、甚至碳钢等，特别是用于感应加热烹调器时，期望使用铁素体系不锈钢。

用于三层复合板2的第1层3和第3层5的金属的化学组成、厚度、机械特性与用于双层复合板1的第1层3的上述金属相同。因此，省略对用于三层复合板2的第1层3和第3层5的金属的说明。

(6～2)第2层4

用于三层复合板2的第2层4的金属的化学组成、厚度、机械特性与用于双层复合板1的第2层4的上述金属相同。因此，省略对用于三层复合板2的第2层4的金属的说明。

(6～3)第2层4的金相组织

本发明的特征在于，控制三层复合板2中的第2层4的材料特性和晶体组织。在本实施方式的三层复合板2中，在与轧制方向平行的截面中，在从第1接合界面6和第2接合界面7起到朝向第2层4侧距离100μm的位置为止的范围内为再结晶组织。具体而言，在该范围内，形成为：长径与短径之比即长宽比为2.0以下的晶粒的面积率为85％以上，且最大的晶体粒径为50μm以下的金相组织。以与双层复合板1相同的方式得出最大的晶体粒径。

这种组织的情况下，可以在第1接合界面6和第2接合界面7的附近局部地增大用于吸收在冲压成形期间的第1接合界面6和第2接合界面7处产生的剪切应变所需的铝的延展性。

通常，在第2层4中，随着距离第1接合界面6或第2接合界面7越远，粗大的再结晶晶粒趋向于容易生长。因此，在平行于轧制方向的截面中，在第2层4的厚度的1/2的位置处观察从第1接合界面6、第2接合界面7起到朝向第2层侧距离200μm以上的金相组织。

具体而言，在本实施方式的三层复合板2中，在第2层4中，在第2层的板厚方向的1/2位置处，长宽比为2.0以下的晶粒的面积率为小于50％。由此，可以抑制由第2层4的铝的晶粒引起的、冲压成形后的第1层3、第3层5的表面粗糙。

通过与双层复合板1的第2层4的上述范围的金相组织的测定方法相同的测定方法，来确认第2层4的上述范围的金相组织。具体而言，通过所述长宽比为2.0以下的晶粒的面积率为85％以上，并且最大的晶体粒径为50μm以下来确定第2层4的上述范围的金相组织为再结晶组织。

在第2层4中，第2层4的厚度的1/2位置处的长宽比为2.0以下的晶粒的面积率小于50％这一点，通过用100倍的显微镜照片观察第2层4的厚度的1/2位置，在0.5mm²以上的范围(视场)内观察到的金相组织中，长宽比为2.0以下的晶粒的面积率小于50％来确认。

由此，除了第2层4中的上述范围以外的金相组织中，50％以上的面积被延伸晶粒占据，因此至少成为冲压加工后的第1层3和第3层5的表面粗糙的原因的粗大晶体组织是不存在的。

7.第2实施方式的三层复合板2的制造方法

图6是示意性地示出三层复合板2的制造工序的说明图。

构成三层复合板2的第1层3和第3层5与第2层4的变形能力大不相同，以及对第1接合界面6和第2接合界面7施加大的剪切应力对于在第1接合界面6和第2接合界面7的附近处发生局部金相组织变化是重要的。

第2实施方式中的三层复合板2优选经由以下工序(7-1)～(7-3)来制造。需要说明的是，在本发明中，使用上述铁素体系不锈钢、奥氏体系不锈钢、钛或碳钢的任一者作为坯料12、14，使用上述铝作为坯料13。

需要说明的是，经过工序(7-1)～(7-3)制造的三层复合板2中的第1层3、第2层4和第3层5各自的成分与坯料13、坯料12和坯料14的成分相同。

(7～1)对坯料13的软化热处理

为了使第1层3和第3层5与第2层4各自的变形能力的差异最大化，对形成第2层4的坯料13进行完全软化是有效的。在本发明中，(i)优选在通过轧制进行接合之前，在350℃以上，优选400℃以上的温度下，对坯料13实施软化热处理。

(7～2)热轧接合

使用工作辊10、11，对软化热处理后的坯料13和坯料12、14进行热轧使其接合。接合轧制时的温度优选为200～350℃，更优选为200～300℃。另外，在接合时，为了增加第1接合界面6和第2接合界面7处的剪切应力，增大工作辊10、11与坯料12、14之间的摩擦系数是有效的。

然而，测定通过轧制接合时的工作辊10、11与坯料12、14之间的摩擦系数在技术上是困难的。因此，在能够有效增大摩擦系数的各种轧制条件下进行轧制试验，研究了在第2层4的接合界面6、7附近导入期望的剪切应变的条件。结果，作为在第2层4的第1接合界面6和第2接合界面7附近导入大剪切应变的条件的一例，除了上述条件(i)之外，还发现了以下所列的条件(ii)～(iv)。依次对这些条件进行说明。

(ii)将与第1层3、第3层5的坯料12、14直接接触的工作辊10、11的表面粗糙度设为至少在工作辊10、11的表面的法线方向上，轮廓最大高度Ry≥1.0μm，优选算术平均粗糙度Ra≥0.2μm。或者，以工作辊10、11的研磨痕迹平行于工作辊10、11的轴向的方式研磨。或者，对工作辊10、11进行喷丸或激光加工使其成为钝面。优选通过这些中的任一种方式，设为至少在工作辊10、11的表面的法线方向上，轮廓最大高度Ry≥0.5μm，优选算术平均粗糙度Ra≥0.1μm。

(iii)三层复合板2的目标板厚t(mm)和压下量Δh(mm)与工作辊10、11的半径R(mm)之间满足由R≥(16×t²)/Δh所示的关系。为了有效地增大各坯料12、14与工作辊10、11之间的摩擦系数，这种条件是优选的。

即使使工作辊10、11的表面粗糙度粗糙化，若轧制时的工作辊10、11的接触长度(也称为接触弧长)相对于轧制后的复合板1的板厚(相当于目标板厚t)短的情况下，也不能有效地获得增大摩擦系数的效果。其原因在于，在坯料12、14与工作辊10、11之间容易发生打滑，工作辊10、11的接触长度短的情况下，不能充分抑制该打滑，不能有效地增大摩擦系数。

为了抑制坯料12、14与工作辊10、11之间的打滑，需要延长工作辊10、11与坯料12、14之间的接触长度，例如可列举出满足条件(iii)、后述条件(iv)，特别优选组合条件(iii)和条件(iv)。

(iv)优选限定在轧机的进入侧，坯料12、14相对于工作辊10、11的卷绕角度θ₁、θ₃。通过设置卷绕角度θ₁、θ₃，从而坯料12、14卷绕在工作辊10、11上，对坯料12、14的束缚力提高，坯料12、14与工作辊10、11之间的打滑被抑制。

在轧机的进入侧，坯料12、14的速度比工作辊10、11的圆周速度慢。因此，如果将卷绕角度θ₁、θ₃设定得过大，则无法消除工作辊10、11与坯料12、14之间的速度差，坯料12、14变形成褶皱状而无法平坦地轧制。因此，优选对卷绕角度θ₁、θ₃设定上限。

比坯料12、14柔软的坯料13的情况下，坯料13的速度与工作辊10、11的圆周速度之间的差显著，并且坯料13的屈曲极限也小。因此，优选在实用范围内将相对于坯料13的卷绕角度θ₂设定得尽可能小。

例如，在与工作辊10、11的轴向正交的截面中，将与连接各个中心的线垂直的方向作为轧机的轧制线，优选对从轧机的进入侧被导入的坯料12、14与轧制线之间形成的角度所表示的卷绕角度θ₁、θ₃(rad)进行设定，使得R×(θ₁)²/Δh为1.0～4.0，R×(θ₃)²/Δh为1.0～4.0的范围，并且对从轧机的进入侧被导入的坯料13与轧制线之间形成的角度所表示的卷绕角度θ₂(rad)进行设定，使得R×(θ₂)²/Δh为1.0以下的范围。

对于本实施方式的三层复合板2，如上所述，不进行使一对轧辊10、11的圆周速度不同的异步轧制，而进行一对轧辊10、11的圆周速度相同的同步轧制。

(7～3)接合后的软化热处理

对通过工作辊10、11轧制接合而成的三层复合板2进行软化热处理。接合后的软化热处理的条件优选为250℃～300℃，且50分钟以下。以下，对接合后的软化热处理进行详细说明。通过(i)～(iv)的条件进行轧制接合而制造的三层复合板2中，能够在第2层4的第1接合界面6和第2接合界面7的附近累积大的剪切应变。

在250℃～300℃、且50分钟以下的条件下，对该三层复合板2进行软化热处理。由此，在第1接合界面6附近和第2接合界面7附近的第2层4被选择性地软化。此外，至少与第1接合界面6和第2接合界面7接触的第2层4中，在从第1接合界面6或第2接合界面7的接合界面起至100μm位置的范围内为细晶粒的再结晶组织，在该范围外，第2层4中的晶粒生长被抑制。

如上所述，在本发明中，由于选择性地进行第1接合界面6附近和第2接合界面7附近的第2层4的软化，因此接合界面的断裂载荷增加，并且第2层4的粒径减小。由此，即使对三层复合板2进行加工成复杂形状的冲压加工、高载荷的冲压加工，也能够抑制第1接合界面6和第2接合界面7处的剥离，能够防止冲压加工后的第1层3和第3层5的表面粗糙。

实施例

作为用于确认本发明效果的复合板的坯料13，

使用JIS H 4000(2006)规定的A1100P(Si：0.10％、Fe：0.58％、Cu：0.13％、Mn：0.01％、余量Al和杂质)和A1050P(Si：0.08％、Fe：0.32％、Cu：0.02％、Mn：0.01％、余量Al和杂质)的铝板的厚度为2.5mm或3.7mm的卷材。

另外，作为用于确认本发明效果的复合板的坯料12或坯料14，使用如下卷材中的任一者。

(a)JIS G 4305(2012)规定的SUS304L(C：0.008％、Si：0.28％、Mn：0.95％、P：0.020％、S：0.001％、Ni：9.55％、Cr：18.8％、N：0.010％、余量为Fe和杂质)的奥氏体系不锈钢板的厚度为0.6mm的卷材。

(b)JIS G 4305(2012)规定的SUS430J1L(C：0.008％、Si：0.55％、Mn：0.45％、P：0.025％、S：0.002％、Cr：16.4％、Cu：0.32％、Nb：0.54％、N：0.011％、余量为Fe和杂质)的铁素体系不锈钢板的厚度为0.5mm或0.6mm的卷材。

(c)JIS H 4600(2012)规定的TC270C(C：0.003％、O：0.04％、Fe：0.03％、N：0.005％、H：0.003％、余量为Ti和杂质)的钛板的厚度为0.6mm的卷材。

(d)JIS G 3141(2011)规定的SPCE(C：0.045％、Si：0.01％、Mn：0.25％、P：0.020％、S：0.013％、余量为Fe和杂质)的深冲用冷轧钢板的厚度为0.6mm的卷材。需要说明的是，坯料(a)～(d)的表面通过预先用磨粒刷对接合面进行刷洗处理来清洁。

分别使用这些中的一种，制造双层复合板或三层复合板。为了制造复合板，使用用于轧制接合的轧制设备，将各坯料的卷材分别设置并卷绕在布置在轧机进入侧的两个或三个卷轴上。接着，用在线炉加热铝板的卷材。然后，通过使铝板的卷材与奥氏体系不锈钢板、铁素体系不锈钢板、钛板或深冲用冷轧钢板的卷材重叠并调整至规定的温度，通过轧制进行接合，从而获得复合板。需要说明的是，复合板中各层的成分与接合前的坯料的成分相同。

表1示出了为了确认本发明的效果而作为本发明例以及比较例制作的复合板的轧制条件。

[表1]

从获得的复合板切取样品并实施软化热处理后，通过观察金相组织，并且进行冲压成型试验来评价复合板的性能。

在观察金相组织时，根据上述方法，在与轧制方向平行的截面中，对于从接合界面起到朝向第2层侧距离100μm的位置为止的范围和第2层的厚度的1/2的深度位置，测定长宽比为2.0以下的晶粒的面积率。

在冲压成型试验中，切取半径350mm的圆盘作为样品，在各种温度下实施软化热处理后，进行圆筒形深冲压试验，根据成败进行评价。此时使用的冲头直径为200mm，冲头肩部的弯曲半径为20mm，凸缘肩部的弯曲半径为15mm。

通过将第1层设为外表面侧，制成高度150mm的留有凸缘的形状来进行深冲压。特别是在该冲压成型中，由于凸缘肩部的弯曲半径小，因此凸缘部处的接合界面容易断裂。因此，观察到在凸缘部的附近的裂纹、凸缘部处的剥离的情况下，评价为冲压成型性不良。

另外，通过目视观察相当于深冲压成型材料的外表面的第1层的非接合面，来判断是否发生由第2层的晶粒的转印引起的表面粗糙。

表1示出了本发明例和比较例的复合板在通过轧制进行接合后的软化热处理条件。表2总结了第2层、第3层的金相组织的观察结果，冲压成型性的试验结果以及有无表面粗糙。

[表2]

对于表2中的冲压成型性，A表示良好，B表示凸缘部中有轻微褶皱，C表示凸缘部裂纹，D表示凸缘部剥离，C和D被判断为冲压成型性不良。另外，对于表2中的表面粗糙，A表示良好，B表示轻微的表面粗糙，C表示表面粗糙不良，C被判断为表面粗糙不良。

表1中的编号1～17是均满足本发明的所有条件的本发明例。编号1～12是双层复合板，编号13～17是三层复合板。在编号8中，作为与第1层的坯料直接接触的工作辊，使用了将其表面以平行于辊轴方向的方式进行研磨的平行研磨辊。此外，在编号9中，作为与第1层的坯料直接接触的工作辊，使用了对其表面进行了喷丸处理的辊。

编号1～17中，从接合界面起到朝向第2层侧距离100μm的位置为止的范围的金相组织均为晶体粒径50μm以下的再结晶组织，因此冲压成型性良好。另外，编号1～17中，第2层的厚度的1/2的深度位置的金相组织保持加工组织，或者即使金相组织的一部分再结晶，但是长宽比为2.0以下的晶粒(再结晶晶粒)的面积占全部面积的比例小于50％，因此粗大的再结晶晶粒不会转印到第1层，第1层的表面没有发生表面粗糙或者为轻微的表面粗糙。

与此相对，编号18～38是不满足本发明的条件的比较例。编号20中，作为与第1层的坯料直接接触的工作辊，使用了对其表面进行了喷丸处理的辊。

编号18～20中，轧制时与第1层的坯料直接接触的工作辊的表面粗糙度，即轮廓最大高度Ry均低于上述范围的下限，因此无法在第2层的接合界面的附近处获得再结晶组织，冲压成型时凸缘部剥离。

编号21、22中，第2层的坯料的预先加热温度低于上述范围的下限，因此在第2层的、特别是接合界面的附近处不能获得再结晶组织，冲压成型时凸缘部剥离。

编号23、24中，轧制时的工作辊半径低于上述范围的下限，因此在第2层的、特别是接合界面的附近处不能获得再结晶组织，冲压成型时凸缘部剥离。

编号25、26中，轧制时轧机进入侧的坯料对工作辊的卷绕角度θ₁的R×(θ₁)²/Δh低于上述范围的下限，因此第2层的、特别是接合界面的附近处不能获得再结晶组织，冲压成型时凸缘部剥离。

编号27中，轧制时轧机进入侧的坯料对工作辊的卷绕角度θ₁的R×(θ₁)²/Δh超过了上述范围的上限，因此未与第2层接合。

编号28中，轧制时轧机进入侧的坯料对工作辊的卷绕角度θ₂的R×(θ₂)²/Δh超过了上述范围的上限，因此未与第2层接合。

编号29、30是将双层复合板的接合轧制时轧机进入侧的第2层的坯料对工作辊的卷绕角度θ₁设为180度的示例。此时，若将一对工作辊的圆周速度设为相同速度进行轧制，则第2层的坯料进入侧速度和与其直接接触的工作辊的圆周速度大不相同，并且接触距离长。因此，第2层不能追随工作辊并且变形为皱纹状，不能平坦的轧制，未与第1层接合。

因此，为了缓和第2层的进入侧速度与直接接触第2层的工作辊之间的速度差，将第2层的坯料对工作辊的卷绕角度θ₁设为180度，同时将与第1层接触的工作辊的圆周速度设为每分钟10m，将与第2层接触的工作辊的圆周速度设为每分钟7.7m，进行异步轧制。结果，第2层的坯料与第1层接合而不变形为皱纹状。

但是，由于第2层与工作辊之间的速度差缓和，因此第2层与工作辊之间的剪切应变以及第1层与第2层之间的剪切应变显著缓和。因此，在第2层的、特别是接合界面的附近处，无法获得再结晶组织，在冲压成型时凸缘部剥离。

编号31～33中，对接合后的复合板实施的软化热处理的温度或时间超过上述范围的上限。因此，在第2层的第2范围内金相组织进行再结晶，长宽比为2.0以下的晶粒(再结晶晶粒)的面积占全部面积的比例为50％以上。因此，第2层的粗大的再结晶晶粒转印到第1层，在第1层的表面发生表面粗糙。

编号34～36中，不进行接合后对复合板实施的软化热处理，或者软化热处理的温度或时间低于上述范围的下限。因此，第2层的第1范围的金相组织保持加工组织而未进行再结晶。由此，无法承受冲压加工时的剪切应力，凸缘部断裂。

编号37中，三层接合中使用的工作辊的表面粗糙度，即轮廓最大高度Ry均低于上述范围的下限，并且值{R(θ₁)²/Δh}超过上述范围的上限。因此，第1层的坯料变形为褶皱状，从而不能平坦地轧制，未与第2层接合。

此外，编号38中，虽然实现了第1～3层的接合，但是对接合后的复合板实施软化热处理的时间超过了上述范围的上限。因此，在第2层的第2范围内金相组织进行再结晶，第2层的粗大的再结晶晶粒转印至第1层，从而在第1层的表面发生表面粗糙。

附图标记说明

1 双层复合板

2 三层复合板

3 第1层

4 第2层

5 第3层

6 第1接合界面

7 第2接合界面

10、11 工作辊

12～14 坯料

Claims

1.一种复合板，其中，所述复合板具备介由接合界面接合的第1层和第2层，

所述第2层由铝形成，

2.一种复合板，其中，所述复合板具备第1层、第2层以及第3层，所述第1层和所述第2层介由第1接合界面接合，所述第2层和所述第3层介由第2接合界面接合，

所述第2层由铝形成，

3.根据权利要求1所述的复合板，其中，所述第1层的厚度为0.2～1.0mm，所述第2层的厚度为0.5～3.0mm。

4.根据权利要求2所述的复合板，其中，所述第1层和所述第3层的厚度为0.2～1.0mm，所述第2层的厚度为0.5～3.0mm。