铝合金板的制作方法

专利名称：铝合金板的制作方法
技术领域：
本发明涉及成形性优异的Al-Mg系铝合金板。本发明中所说的铝合金板是热轧板和冷轧板，指实施了固溶化处理和退火处理等的调质的铝合金板。另外，以下也将铝称为 Al。
背景技术：
近年来，从考虑地球环境等的观点出发，汽车等车辆的轻量化的社会要求日益提高。为了应对这一要求，作为汽车面板，特别是引擎罩、车门、车顶等大型车身面板(内板、 外板)的材料，除了钢板等钢铁材料以外，铝合金材料的应用也得到研究。Al-Mg系的JIS5052合金和JIS5182合金等的5000系铝合金板(以下，也称为 Al-Mg系合金板)由于延展性和强度优异，因此一直以来被作为这些大型车身面板用的挤压成形原材使用。但是，如专利文献1等所公开的，如果对于这些Al-Mg系合金进行拉伸试验，则在应力-应变曲线上的屈服点附近，有发生屈服延伸的情况，另外在超过屈服点的比较高的应变量(例如拉伸延伸率2%以上)下，还有在应力-应变曲线上产生锯齿状或阶梯状的锯齿状的突起(serration)(振动)的情况。这些应力-应变曲线上的现象在实际的挤压成形中，招致所谓的拉伸应变痕(以下记述为SS痕)的发生，这对于作为成形品的所述大型车身面板，特别是外观很重要的外板来说，成为损害商品价格的大问题。该SS痕如公众所知的，可分为在应变量比较低的部位发生的如火焰状的不规则的带状模样的所谓不规则痕，和在应变量比较高的部位相对于拉伸方向约成50°这样发生的平行的带状模样的平行带(parallel band)。已知前者的不规则痕由屈服点延伸引起，另外后述的平行带由上一段落所述的应力-应变曲线上的锯齿状突起(振动)引起。一直以来，提出有各种消除这些SS痕的方法。例如，作为主要的方法，已知有将 Al-Mg系合金板的晶粒调整到某种程度粗大的方法。但是，这样的晶粒的调整方法，在SS痕之中，对于防止上述段落中所述的平行带的发生无效。另外，如果晶粒变得过于粗大，则在挤压成形中，反而会产生表面发生桔皮等其他问题。另外，作为其他消除SS痕的方法，还已知有对于Al-Mg系合金板的0材(软质材) 或T4处理材等的调质材，在挤压成形为所述大型车身面板之前，预先施加表皮光轧加工或矫平加工等若干加工(预加工)预先赋予一些应变(预应变)。但是，即使采取这样的预加工法，在加工度过高时，仍容易发生上述段落中所述的应力-应变曲线上的锯齿状突起(振动)，在实际的挤压成形时，还是容易造成幅度宽而明显的平行带。因此，预加工的加工度存在很大的制约，减小预加工时，则不能稳定地防止不规则痕的发生。在该预加工方法中， 因为平行带的发生防止和不规则痕的发生防止的最佳加工度相反，所以这两者不能同时防止。对此，在前述专利文献1中，提出有一种抑制了不规则痕的发生，并且还抑制了宽幅的平行带的发生的SS痕的发生少的Al-Mg系合金板的制法。具体来说，是对于Al-Mg系
3合金的轧制板实施伴有急速冷却的特定条件下的固溶/淬火处理，其后进行作为特定条件下的预加工的冷加工，再实施特定条件下的最终退火。然后得到平均晶粒直径为55μπι以下，并且150 μ m以上的粗大的晶粒实质上不存在的最终板。在此，在Al-Mg系合金的领域中，未必直接言及抑制SS痕的发生，还公知的有，通过示差热分析(DSC)测量合金板的热变化而得到的来自室温的加热曲线的吸热峰值的位置及其高度，以此作为该板的挤压成形性提高的指标。例如在专利文献2中提出，根据Al-Mg系合金板示差热分析(DSC)得到的来自室温的加热曲线的特定位置的吸热峰值高度，作为挤压成形性提高的指标。该示差热分析 (DSC)，在影响特性的团簇(金属间化合行)在TEM等微观组织观察中不能判别或识别，不能直接证明其存在时，有无团簇等组织上的不同差别，就通过前述加热曲线的特性的位置的吸热峰值位置和高度间接性地证明，并作为指标，因此在铝合金板的领域中被通用。 在专利文献2中，通过双辊式连续铸造而制造的Mg超过8质量％的高Mg的Al-Mg 系合金板中，使来自室温的加热曲线的50 100°C之间的吸热峰值高度为50. 0 μ W以上，从而使挤压成形性提高。其根据是，该吸热峰值高度表示Al-Mg系合金板组织中的被称为β 相的Al-Mg系金属间化合物的存在形态(固溶、析出状态的稳定性)。但是，最近的所述大型车身面板，特别是外观很重要的外板中，表面性状的要求水平更加严格，在此专利文献1或专利文献2中，面对这样的要求，抑制SS痕发生的对策仍不充分。例如在专利文献1中，是尽可能使阶梯状的锯齿状突起轻微(专利文献1的实施例的阶梯状锯齿状突起的评价的说明所述)，因此，完全不能抑制作为SS痕之一的平行带。相对于此，在专利文献3中改良了这一点，提出了一种抑制了 SS痕的、向汽车面板的挤压成形等的成形性优异的Al-Mg系铝合金板，其能够同时抑制不规则痕的发生，还有平行带的发生。在同文献中，对于Al-Mg系铝合金板，特别是使Si含有0. 1 4. 0%，进一步提高锯齿状突起发生的临界应变量(极限应变量)。即通过Si等第三元素的含有和添力口，使由Al和Mg形成的团簇(超微细金属间化合物)的形成量，作为也含有Si等的团簇而增大，更进一步提高由这些团簇带来的极限应变量增大效果。而且，据此抑制锯齿状突起， 抑制由此引起的平行带，抑制SS痕的发生。该含有S1等的团簇为纳米级以下的大小，在10万倍左右的FE-TEM等的微观组织观察中不能判别和识别，不能直接证明其存在。因此在该专利文献3中，也与前述专利文献 2同样，针对有无团簇等的组织上的差异，通过示差热分析(DSC)测量热变化，根据所述加热曲线的特定位置的吸热峰值位置和高度，作为组织上的差异的指标。具体来说，就是将含有Si等的Al-Mg团簇，推测为前述的DSC加热曲线的100 150°C之间的吸热峰值的要因， 该吸热峰值高度为200. OyW(微瓦)以上。先行技术文献专利文献专利文献1特开平7-224364号公报专利文献2特开2006-249480号公报专利文献3特开2010-77506号公报但是，根据本发明者们的认识，在Al-Mg系铝合金板中，如该专利文献3这样大量含有Si时，会发生容易产生室温下的时效硬化这样的新问题。这被推测是由于，作为专利文献3抑制ss痕发生的最有效的手段而使之产生的、由ai形成的团簇(超微细金属间化合物)容易在室温下形成。即，ai含量越多，室温下所形成的所述团簇越增大，结果推测为室温下的时效硬化过度进行。通常，Al-Mg系铝合金板铝板厂商制造完，并不是马上由汽车厂商成形为大型车身面板等，通常有数周以上的间隔很普遍。因此，例如从板制造经过1个月后，再成形为大型车身面板等时，时效硬化显著推进，会产生弯曲性和挤压成形性反而受到阻碍等这样的新(其他)问题。如众所周知的，相比热处理型的Al-Zn-Mg系(7000系)铝合金板，通常，Al-Mg系铝合金板难以发生室温下的时效应化。但是，这样的Al-Mg系铝合金板也如专利文献3这样，在增多Si含量时，与7000系铝合金板相同而显示出室温下的时效硬化。

发明内容
鉴于上述的课题，本发明的目的在于，提供一种Al-Mg系铝合金板，其能够避免室温下的时效硬化造成的弯曲性的降低等新问题产生，同时抑制由所述屈服延伸引起的不规则痕的发生以及平行带的发生，抑制SS痕，使面向汽车面板的挤压成形性提高。为了达成该目的，本发明的铝合金板的要旨为，一种Al-Mg系铝合金板，以质量％ 计含有Mg 2. 0 6. 0%，Cu 超过0. 3%、在2. 0%以下，余量由Al和不可避免的杂质构成， 其中，作为由三维原子探针电场离子显微镜测量的原子的集合体，是以1. OX IO4个/μ m3以上的平均密度，含有如下原子的集合体，该原子的集合体含有与相邻的其他Cu原子的距离之中的至少1个为1. Onm以下的Cu原子达5个以上。本发明者们，作为具有SS痕的发生抑制效果的元素，选择Cu来替代容易产生室温下的时效硬化的ai。如果是该Cu，则不会像ai那样产生在室温下的时效硬化，并具有ss 痕的发生抑制效果。但是，即使同样含有Cu，也有仍缺乏SS痕的发生抑制效果的情况，例如还发现，相同Cu含量的Al-Mg系铝合金板(以下也称为Al-Mg-Cu系铝合金板)中，SS痕的发生抑制效果也存在巨大差异。由此认为，不仅含有Cu，而且Al-Mg系铝合金板中的Cu的存在状态 (组织状态)的差别，也会对SS痕的发生状态产生重大影响。关于该Cu的存在状态进一步研究的结果，本发明者推测，SS痕的发生抑制效果， 也受到在各种Cu的微细团簇之中，特定的Cu的微细团簇(以Cu为主的微细的团簇)的存在量和是否存在的重大影响。但是，该特定的Cu的团簇过于微细，在通常的组织观察中，并不能直接确认其存在。该Cu团簇与前述专利文献2、3的Al-Mg系金属间化合物等相同，推测为纳米级以下的微小的量级。因此，作为通常的组织观察方法的SEM和TEM的分析方法不能特定该Cu的团簇。据此，本发明者们研究了能否证明该新的特定的Cu团簇的存在。于是，利用可以进行低于100个的原子构造分析的三维原子探针电场离子显微镜，尝试进行含有Cu，并且实施了特定条件的调质的Al-Mg系铝合金板的原子数10个左右的原子的集合体(团簇) 的分析。即，在SS痕抑制性优劣相异的含有Cu的Al-Mg系铝合金板中，确认了彼此的原子的集合体的存在形态(存在状态)的不同。其结果发现，能够确认本发明规定的原子的集合体的存在，根据该含有Cu原子的原子的集合体的存在状态，其他材料条件彼此没有差异，Al-Mg系铝合金板之间的SS痕抑制的效果有很大不同。即，发现含有本发明规定的Cu原子的原子的集合体的密度越多，SS 痕抑制效果越大。在此，所谓其他材料条件没有差异，意思是SS痕抑制效果互不相同的板， 其彼此的成分组成，无论是通过通常的TEM和SEM等的组织观察，或是通过提取残渣法和X 射线衍射等的分析，彼此都没有差异。而且，意思是只有含有本发明规定的Cu原子的原子集合体的存在状态互不相同。如此，在含有Cu的Al-Mg系铝合金板中，由三维原子探针电场离子显微镜测量的、 含有Cu原子的原子的集合体的存在状态(平均密度)，表示影响(相关)SS痕抑制效果的组织状态(新的团簇的存在状态)。因此，该含有Cu原子的原子的集合体(以下也仅称为原子的集合体)的平均密度，成为表示与SS痕特性所代表的挤压成形性的关系的指标。本发明如此通过使用不像Si那样容易发生室温下的时效硬化的Cu，能够控制 Al-Mg系铝合金板的组织，防止自由Mg原子向位错的移动，成为Mg难以扩散的组织，使锯齿状突起难以发生，SS痕性优异。
具体实施例方式以下，对于本发明的实施方式，具体地说明每个要件。(组织)如前述，在Al-Mg系铝合金板中，若含有Cu，则具有SS痕的发生抑制效果，但即使是相同的Cu含量，SS痕的发生抑制效果也存在巨大的差异。这被推测为，不仅含有Cu，而且Al-Mg系铝合金板的组织状态，即由Cu生成的微细团簇的存在形态，也会大大影响到SS 痕的发生状态。但是，本发明规定的微细团簇(原子的集合体)，即使作为最大的个数由100个原子组成，其大小至多也不过是50A (埃Angstrom)左右微小的团簇。这样的Cu的微小的团簇，即使对于推测其被含有的、SS痕得到抑制的Al-Mg系铝合金板进行组织观察，也是不能观察到的。具体来说，使用对于测量板组织中的微细的团簇最有效的、10万倍的FE-TEM(透射型电子显微镜)进行组织观察，也不能观察到对SS痕抑制有效，新的特定的Cu的微细团簇。另外，例如用于测量添加元素的固溶量和析出物量所通用的提取残渣法，也不能观察到该新的特定的Cu的微细团簇。提取残渣法是利用最小的网眼尺寸0. 1 μ m的过滤器， 可以判别是0. 1 μ m以下的微细尺寸的析出物，还是超过0. 1 μ m的粗大尺寸的析出物。但是，本发明规定的由低于100个的原子构成的原子的集合体终究还是不能判别。这些事实意味着，即使驱使对于上述SS痕性优劣互不相同的板，进行这些TEM和 SEM等的组织观察或提取残渣法和X射线衍射等的分析，无论如何也不能检测出本发明规定的原子的集合体的存在状态的差别。但是，这些事实反之也衍生出这样的推测，即不能由这些TEM和SEM观察到的这种几乎与固溶状态没有太大差异的微细Cu团簇的存在，会影响到SS痕抑制。假如，这样的微细Cu团簇不存在于Al-Mg系铝合金板组织中，则推测为是不是因为其在挤压成形造成的变形时防止Mg的扩散，具有SS痕发生的抑制效果。(三维原子探针电场离子显微镜)
这些新的微细的Cu团簇=本发明规定的原子的集合体，只使用公知的三维原子探针电场离子显微镜(3DAP :3D Atom Probe Field Ion Microscope，以下也简称为3DAP)， 当时就可以测量。该三维原子探针电场离子显微镜的分析本身，历来在高密度化的磁记录膜和电子器件的分析等中通用。另外，在钢材领域也被用于组织分析。例如，在特开2006-29786号公报中，其被用于钢材中的含碳微细析出物所含的元素的种类和量的分析。另外，在特开 2007-254766号公报中，其也被用于钢材中的硫化物和！^的界面的C量、N量的分析(原子
/nm2) 。另外，在铜合金领域中，本申请人本身作为特开2009-263690号公报提出有一项指标，该指标依据的就是使用了该三维原子探针电场离子显微镜的、用于Cu-Fe-P系铜合金板的耐热性提高的原子集合体的规定。即，将至少含有狗原子或P原子的任一种，狗原子或P原子彼此相邻的原子之间的距离为0. 90nm以下的原子的集合体的平均密度规定为， Cu原子、Fe原子和P原子的合计个数为15个以上、低于100个。(3DAP的测量原理和测量方法)3DAP是在场离子显微镜(FIM)上安装飞行时间质谱仪。是通过这一构成，能够用电场离子显微镜观察金属表面的各个原子，用飞行时间质谱仪鉴定这些原子的局部分析装置。另外，3DAP可以同时分析从试料放出的原子的种类和位置，因此在原子的集合体的构造分析上是非常有效的手段。因此，作为公知技术，如前述，被用于磁记录膜和电子器件或钢材的组织分析等。在该3DAP中，利用的是被称为场致蒸发的高电场下的试料原子本身的离子化现象。若将试料原子用于场致蒸发所需要的高电压外加到试料上，则原子从试料表面离子化， 其经过探测孔到达检测器。该检测器是位置敏感检测器，根据各个离子的质量分析(作为原子种类的元素的鉴定)，并且测量至各个离子的检测器的飞行时间，能够同时决定其检测出的位置(原子构造位置)。因此，3DAP能够同时测量试料前端的原子的位置和原子种类，所以具有能够三维地再构成、观察试料前端的原子构造的特长。另外，因为场致蒸发从试料的前端面顺序发生，所以能够以原子能级的分辨力调查来自试料前端的原子在深度方向的分布。因为该3DAP利用高电场，所以分析的试料需要是金属等导电性高的试料，而且试料的形状一般需要为前端直径为ΙΟΟηπιΦ左右或更小的极细的针状。因此，从含有Cu的 Al-Mg系铝合金板的板厚中央部等提取试料，以精密切削装置对于该试料进行切削和电解研磨，制作具有分析用的极细的针状前端部的试料。作为测量方法，其进行例如使用Imago Scientific Instruments公司制的“LEAP3000”，对于其前端成形为针状的铝合金板试料， 外加IkV阶跃(order)的高脉冲电压，从试料前端持续地使数百万个原子离子化。离子由位置敏感检测器检测，根据从外加脉冲电压，各个离子从试料前端飞出后，至到达检测器的飞行时间，进行离子的质量分析(作为原子种类的元素的鉴定)。此外，利用场致蒸发是从试料的前端面按顺序规则地发生的性质，显示离子的到达场所，对二维映像适宜赋予深度方向的坐标，使用分析软件“ IVAS进行三维映像(三维下的原子构造原子映像的构筑)。由此，得到试料前端的三维原子映像。再使用定义属于析出物和团簇的方法，即Maximum Separation Method，对于该原子该三维原子映像进行原子的集合体(团簇)的分析。在进行该分析时，提供Cu原子的数量、彼此相邻的Cu原子之间的距离(间隔)、而且具有前述特定的狭窄间隔(1. Onm以下) 的Cu原子的数量作为参数。然后，满足含有与相邻的其他的Cu原子的距离之中至少1个为1. Onm以下的Cu原子达5个以上，将这样的原子的集合体定义为本发明的原子的集合体。在此基础上，评价符合该定义的原子的集合体，测量试料数量为3个以上，将原子的集合体的数密度平均化，作为每1 μ m2的平均密度(个/ μ m3)进行计测、定量化。(3DAP的原子的检测效率)但是，此3DAP的原子的检测效率，现在的情况是，离子化的原子之中的50%左右是界限，其余的原子不能检测。若该3DAP的原子的检测效率在未来得到提高等而发生重大的变动，则本发明规定的原子的集合体的平均个数密度(个/Pm3)的来自3DAP的测量结果有发生变动的可能性。因此，为了使该原子的集合体的平均个数密度的测量具有再现性， 优选3DAP的原子的检测效率大致固定为约50%。(原子的集合体的定义)所谓本发明规定的原子的集合体(团簇)，作为这样的由三维原子探针电场离子显微镜测量的原子的集合体，是满足含有与相邻的其他Cu原子的距离之中的至少1个为 1. Onm以下的Cu原子为5个上以上的原子的集合体。另外，本发明规定的所述原子的集合体，不限于只由Cu原子构成，除了该Cu原子以外，还以非常高的概率含有Al原子。另外，除了该Cu原子以外，作为其他元素，还特别有含有Si原子等的情况。即，本发明规定的所述原子的集合体如果满足前述Cu原子的规定， 则另外再含有什么样的原子都可以。此外，根据含有Cu的Al-Mg系铝合金的成分组成，作为合金元素和不可避免的杂质含有的Si、Fe、Mn、Cr、Zr、V、Ti或Si等的原子包含在原子的集合体中，必然发生这些其他的原子被3DAP分析计算在内的情况。但是，即使这些其他原子(来自合金元素和杂质) 包含在原子的集合体中，与Cu原子的总数相比，也是很少的水平。因此，这样的在集合体中含有其他原子的情况下，满足与相邻的其他Cu原子的规定距离(间隔)，和满足这一点的 Cu原子的个数条件的，也作为本发明的原子集合体，与只由Cu原子构成的原子的集合体同样地发挥功能。因此，在集合体中含有其他原子的情况下，在原子的集合体中，如果是与相邻的其他Cu原子的距离之中的至少1个为1. Onm以下的Cu原子，则也作为本发明的原子的集合体计算在内。那么，在不满足该条件时，例如Cu原子之间接近，也不算本发明的原子的集合体，不计算在内。本发明的原子的集合体的原子之间的距离的规定，如前述，相对于特定的(构成基准的)Cu原子，相邻的其他全部的原子距离各自也可以不完全在l.Onm以下，相反，也可以各自全部处于1. Onm以下。换言之，距离超过1. Onm的其他的Cu原子和Cu原子以外的其他的原子也可以相邻，在特定的(构成基准的)Cu原子的周围，满足该规定距离(间隔) 的其他Cu原子最低有1个即可。而且，满足该规定距离的相邻的其他的Cu原子有1个时， 满足距离的条件的应该计算在内的Cu原子的数量含有特定的(构成基准的)Cu原子而成为2个。另外，满足该规定距离的相邻的其他的Cu原子为2个时，满足距离的条件的应该计算在内的Cu原子的数量含有特定的(构成基准的)Cu原子而成为3个。
以上说明的本发明的Cu原子的集合体，推测是通过将热轧板和冷轧板的固溶化和淬火处理，和对其持续进行低温下的长时间退烧火加以组合的调质(后述)而生成的。(原子的集合体的平均密度)在本发明中，使如上规定，并且由3DAP分析测量的原子的集合体，以1. 0父104个/ μ m3以上的平均密度，存在于含有Cu的Al-Mg系铝合金板组织中。即，作为由三维原子探针电场离子显微镜测量的原子的集合体，满足含有与相邻的其他的Cu原子的距离之中的至少1个为1. Onm以下的Cu原子达5个以上，使这样的原子的集合体，以1. 0 X IO4个/ μ m3以上的平均密度，存在于含有Cu的Al-Mg系铝合金板组织中。还有，在本发明中，原子的集合体的平均密度的上限值没有特别限定，但如果从制造上的界限等出发，则设定为1.0X106 个/ μ m3左右。据此，能够确实地抑制作为含有Cu的Al-Mg系铝合金板的挤压成形性的SS痕的发生。即，原子的集合体越多，越能够以原子的集合体堵塞(捕获)含有Cu的Al-Mg系铝合金板的原子空穴。原子的空穴的存在，推测会促进应力-应变曲线上的锯齿状的突起引起的平行带的发生和传播。因此，若原子空穴被原子的集合体堵塞，则SS痕的发生和传播得到抑制。另外，据此还能够同时抑制由屈服延伸的发生引起的不规则痕的发生，还有平行带的发生。因此，根据本发明，能够综合地抑制SS痕的发生，能够使挤压成形性提高。相对于此，该原子的集合体为低于1.0X IO4个/μ m3的平均密度时，原子的集合体过少，不能使Cu扩散并堵塞(捕获)在含有Cu的Al-Mg系铝合金板的原子空穴中。因此， 原子空穴大量直接残留，不能制止该原子空穴带来的SS痕发生和传播的促进作用，不能充分抑制SS痕的发生。在此，本发明的原子的集合体，之所以满足含有与相邻的其他Cu原子的距离之中的至少1个在1. Onm以下的Cu原子达5个以上，是由于其个数低于5个时，原子的集合体的尺寸过小，原子空穴的堵塞(捕获)效果小。另一方面，原子的集合本中，该Cu原子的个数为100个以上的多数，其尺寸过大，SS痕发生的抑制效果变小。因此，该Cu原子的个数优选为5个以上、低于100个的范围。(不规则痕的发生防止)在本发明中，也能够防止SS痕之中，由于屈服延伸的发生引起的不规则痕的发生。因此，也不需要为了防止该不规则痕的发生，而施加现有的预应变(预加工)的对策。 换言之，即使不施加现有的预应变(预加工)，也能够充分地抑制在应变量比较低的部位发生的不规则痕，和在应变量比较高的部位发生的平行带这两方面的拉伸应变痕(SS痕)的发生。本发明作为汽车面板用原材板，特别是在外观重要的外面板中对表面性状的要求水平更为严格时，也能够同时抑制由屈服延伸引起的不规则痕的发生，以及与在所述应力-应变曲线上的锯齿状突起相关联的平行带的发生。其结果是能够大幅地提高汽车面板用原材板的性能。(化学成分组成)本发明铝合金板的化学成分组成，基本上是相当于作为Al-Mg系合金的JIS 5000 系的铝合金。还有，表示各元素的含量的％全部是质量％的意思。本发明特别是作为汽车面板用原材板，需要满足挤压成形性、强度、焊接性、耐腐蚀性等诸多特性。因此本发明的热轧板，是在5000系铝合金中，以质量％计还含有Mg 2.0 6.0%、Cu 超过0.3%在2.0%以下，余量由Al和不可避免的杂质构成的Al-Mg系铝合金板。还有，元素含量全部是质量％。此外，作为杂质元素的Si，如前述，其成为发生室温下的时效硬化而使弯曲性和挤压成形性降低的原因，因此极力不包含。另外，假如含有，也以质量％计规定在1.0%以下， 优选为0.6%以下，更优选为0. 以下。Mg :2.0 6.0%Mg提高加工硬化能力，确保作为汽车面板用原材板需要的强度和耐久性。另外，其使材料发生均一的塑性变形而使断裂裂纹极限提高，使成形性提高。Mg的含量低于0. 5% 时，强度和耐久性不充分。另一方面，若Mg的含量超过7. 0%，则板的制造困难，而且在挤压成形时反而容易发生晶界破坏，挤压成形性显著降低。因此，Mg的含量为2. 0 6. 0%，优选为2. 4 5. 7%的范围。Cu:超过 0.3%、在 2.0% 以下Cu形成前述的以Cu为主体的原子的集合体(微细团簇)，与Si不同，其不会使板发生室温时效硬化，推测可抑制挤压成形时的SS痕的发生。Cu过少而低于0. 3%时，以 Cu为主体的团簇的生成量不足，挤压成形时的SS痕的发生抑制效果发挥不充分。另一方面，如果Cu的含量超过2. 0质量％，则粗大的结晶物和析出物的生成量变多，容易成为破坏的起点，反而使挤压成形性降低。Cu的含量为超过0.3%、在2.0%以下的范围内，优选为
0.5 1. 5%的范围内。Cu/Mg :0. 05 1在此，为了发挥Cu的所述添加效果，Cu对于Mg的含量的比Cu/Mg优选为0. 05
1。该比的上限值和下限值，根据彼此的所述含量的上限值和下限值之间或优选的上限值和下限值之间的比计算，优选为0. 08 0. 8的范围内。其他元素其他元素，例示有狗、Si、Mn、Cr、Zr、Ti等。这些元素作为熔融原料，是随着铝合金废料量(相对于铝基体金属的比例)增加而含量变多的杂质元素。即，从Al合金板的循环利用的观点出发，作为熔融原料，不只是使用高纯度的铝基体金属，以5000系合金和其他Al合金废料、低纯度Al基体金属等为融解原料加以使用时，这些元素的混入量(含量) 必然增多。将这些元素有意识降低至例如检测极限以下等的作法会推高制造成本，因此需要允许与5000系铝合金的通常的规格(上限量)同程度地含有。基于这一点，所述铝合金板还允许以质量％计含有从狗0. 5%以下、Si 0. 5%以下、Mn :0. 5%以下、Cr :0. 以下、 & :0. 以下、Ti :0. 05%以下之内选出的一种或两种以上。另外，允许在低于Ti的含量的范围含有容易附着Ti而混入的B(硼)。(制造方法)以下对于本发明的板的制造方法进行具体说明。在本发明中，至达到固溶处理前的轧制工序，5182、5082、5083、5056等含有Mg为 4. 5%左右的板，可以利用基于成形用Al-Mg系合金的制造工序的制造方法进行制造。艮口， 经铸造(DC铸造法和连续铸造法)、均质化热处理、热轧的通常的各制造工序进行制造，成为板厚为1. 5 5. Omm的铝合金热轧板。这一阶段可以作为制品板，另外也可以在冷轧前
10或冷轧的中途选择性地一边进行一次或两次以上的中间退火，一边再进行冷轧，作为板厚为1. 5mm以下的冷轧板的制品板。固溶处理(最终退火)为了成为具有本发明的组织的板，对于以如上方式得到的有所需板厚的这些热轧板或冷轧板，首先进行伴有急速加热和急速冷却的固溶化 淬火处理。进行了这一固溶化·淬火处理的材料，所谓的T4处理材与伴有比较缓和的加热和冷却的分批退火材相比较，强度和成形性的平衡更优异。另外，继固溶化处理后进行淬火处理时，原子空穴被导入。在此，虽然固溶处理温度的适当值会根据具体的合金组成而有所不同，但需要在 450°C以上570°C以下的范围内。另外在固溶化处理温度下的保持需要在180秒(3分钟) 以内。固溶处理温度低于450°C时，合金元素的固溶不充分，强度、延展性等有可能降低。另一方面，如果固溶化处理温度超过570°C，则晶粒过度粗大化，成形性的降低和成形时的桔皮的发生成为问题。另外，如果固溶化处理温度下的保持时间超过180秒，则产生晶粒过度的粗大化带来的成形时发生桔皮等问题。淬火处理固溶处理后的淬火处理时，板的温度需要以20°C /秒以上的冷却速度从固溶温度连续冷却至低温退火温度速度。冷却速度低于20°C /秒时，冷却中生成粗大的析出物，即使其后施加低温退火而成为最终板，原子的集合体(微细团簇)的生成量仍不足而发生SS 痕。这些伴有急速加热和急速冷却的固溶·淬火处理，可以使用连续退火线(CAL)等连续地进行，或者也可以在加热中使用盐浴等，冷却中使用水淬火、油淬火、强制空冷等以分批式进行。在此，实施使用CAL的固溶处理/淬火时，室温 固溶处理温度的一般的加热和冷却的速度均为5 100°C /秒左右。低温退火继该淬火处理(急冷)之后，连续进行在50°C以上100°C以下的范围保持M小时以上的低温退火。为此，板的温度在50°C以上100°C以下的范围时，停止淬火处理(急冷) 的冷却，在该50°C以上100°C以下的温度范围直接将板(卷)保持M小时以上。在此，如果低于50°C下的保持时间为200秒以内，则在淬火处理和低温退火之间，板也可以低于50°C。如此，在固溶·淬火后，连续地进行低温退火，作为本发明的板，这在用于以 1. 0 X IO4个/ μ m3以上的平均密度，含有如下原子的集合体方面很重要，该原子的集合体含有与相邻的其他Cu原子的距离之中的至少1个为1. Onm以下的Cu原子达5个以上。该低温退火的50 100°C这样的温度，与通常更高的时效析出温度相比，为显著的低温。这是由于，低退火温度一方，固溶淬火处理后的过饱和固溶度大，因此超微细的团簇被稳定地形成。若该低温退火温度过高而超过100°c，则粗大的Mg-Cu系析出物低密度分散，因此，含有与相邻的其他Cu原子的距离之中的至少1个为1. Onm以下的Cu原子达5个以上的原子的集合体，达不到1. 0 X IO4个/ μ m3以上的平均密度。另外，在结晶晶界等含有 Mg和Cu以外的合金添加元素的第二相粒子发生粗大化，招致延展性、成形性和耐腐蚀性的降低。另外，该低温退火温度低于50°C，或者，例如即使在恰当的50 100°C的温度范围，但若保持时间低于M小时，则原子的扩散不充分。因此，任意一种情况下，超微细的团簇的形成量都不充分，低温退火效果不足。
为了在固溶·淬火处理后，不使板冷却至室温，而是连续地进行该低温退火，板温在50 100°C时停止强制空冷或喷雾等强制冷却(急冷)，或浸渍在槽温为50 100°C的温水槽或油槽中冷却(急冷)。而且之后，将板或卷直接迅速地移至炉内或进行覆盖以保持温度，或将板再加热后移至炉内或进行覆盖以保持温度，在50 100°C的范围实施该低温退火。还有，在该固溶处理·淬火处理后，为了板的形状控制和去除残留应力，也可以进行表皮光轧，或进行张力平整机穿带。其后的附加退火或时效处理，从SS痕发生抑制效果出发不需要，在本发明中不进行。通过这样的固溶处理/淬火处理和低温退火的特殊的组合，能够使含有Cu的 Al-Mg系铝合金板的组织成为本发明规定的原子的集合体。即，含有与相邻的其他Cu原子的距离之中的至少1个为1. Onm以下的Cu原子达5个以上的原子的集合体，能够以 1. 0 X IO4个/ μ m3以上的平均密度含有。于是，据此能够提高含Cu的Al-Mg系铝合金板的极限应变量增大效果，抑制应力-应变曲线上的锯齿状的突起，抑制由此引起的平行带，抑制拉伸应变痕的发生。另外，也能够防止SS痕之中由屈服延伸的发生造成的不规则痕的发生。以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例的限制，在能够符合前后述宗旨的范围也可适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。实施例接下来，说明本发明的实施例。制造表1所示的发明例、比较例的各组成的Al-Mg 系合金板，以表2 (续表1)所示的条件调质、制造后，分别测量、评价该调质后的板的组织、 机械的特性。其结果也显示在表2中。还有，表1中的元素含量的“_”表述，表示该元素的含量在检测界限以下。热轧板和冷轧板的各制造方法(条件)，各例均以相同的共通条件进行。即，以 480°C对于由书型铸模(book mold)铸造的50mm厚的铸锭进行8小时的均质化热处理，其后，以400°C开始热轧。成为板厚为3. 5mm的热轧板。在将该热轧板进行冷轧直至1. 35mm 的板厚后，用硝石炉进行400°C、10秒的中间退火，再进行冷轧而成为1. Omm厚的冷轧板。对于这些冷轧板，如表2所示，对各个条件进行种种改变而进行固溶处理、淬火处理和其后的连续低温退火处理。该低温退火是在淬火处理后浸渍在槽温50 100°C的油槽中进行，板温到达50 100°C后，不使板冷却至室温，而是移至保持在50 100°C的炉内并保持温度，实施该低温退火。还有，不进行固溶处理和淬火处理后的、作为施加预应变的冷加工的表面光轧和其后的室温时效处理、人工时效处理等。从这些低温退火处理后的板上切下试验片(Imm厚)，在没有室温时效影响(能够忽视)的、低温退火处理后(制作最终板之后) 小时以内，进行该试验片(调质之后的板)的3DAP测量，分别测量、评价组织、机械的特性。 (3DAP进行的组织测量)通过使用三维原子探针电场离子显微镜和分析解析软件的测量方法(上述段落中详细的测量方法)，测量本发明规定的原子的集合体的平均密度。(机械的特性)作为所述板的机械的特性的调查，进行拉伸试验，分别测量抗拉强度延伸率。试验条件为，提取相对于轧制方向为直角方向的JISZ2201的5号试验片(25mmX50mmGLX板厚)，进行拉伸试验。拉伸试验基于JISZ2241 (1980)(金属材料拉伸试验方法)，在室温20°C 下进行试验。这时，十字头速度为5mm/分，以固定的速度进行，直至试验片断裂。(经室温下的经时变化后的板的特性)另外，为了评价以室温保持时的经时变化(室温时效硬化的影响)，进行所述调质处理(制造)后，将上述各试验片以室温保持1个月，之后以同样的条件进行拉伸试验，求得从所述调质处理(制造)之后的抗拉强度的增加量(室温时效硬化量)。(SS痕发生评价)同样，为了进行作为所述室温保持经过1个月后的板的挤压成形性的SS痕发生评价，调查所述室温保持1个月后的拉伸试验时的屈服延伸率(％ )，和所述应力-应变曲线上的锯齿状的锯齿突起发生的应变量(临界应变量%)。附带而言，在本实施例中，实际上(直接地)作为挤压成形性的板的SS痕性(SS痕发生)无法确认，但该锯齿状突起发生的临界应变量，与实际的挤压成形时的SS痕性非常密切地相关。因此，在本发明中，作为表示所述铝合金板的SS痕性(成形性)的指标，优选所述铝合金板的应力-应变曲线上的锯齿状突起发生的临界应变为8%以上。该锯齿状突起发生的临界应变越高越好，在本发明中没有特别规定其上限。但是，若从所述铝合金板的制造界限出发，则该临界应变的上限大概为20%左右。(挤压成形性评价)作为外面板上成为问题的拉伸成形性的评价，进行拉伸成形试验。拉伸成形试验， 是在制作最终板之后一个月后，使用直径101. 6mm的球状拉伸凸模，在长180mm、宽IlOmm的试验片上，作为润滑剂涂布X A，化学(株)制防锈清洗油R-303P，以成形速度4mm/S、 折皱荷重200kN、冲程20mm进行拉伸成形试验，目测观察裂纹的发生状态。然后，挤压成形时完全没有发生裂纹的评价为〇，即使有一部分发生裂纹也评价为X。如表1，发明例1 9，限制为含有Cu，不含Si，满足本发明的Al-Mg系铝合金组成规定。另外，如表2，以前述的固溶处理/淬火处理和低温退火的特殊的组合的优选制造条件制造。其结果是，能够成为含有Cu的Al-Mg系铝合金板的组织为本发明规定的原子的集合体。即，含有与相邻的其他Cu原子的距离之中的至少1个为1. Onm以下的Cu原子达5 个以上的原子的集合体，能够以1. OX IO4个/ μ m3以上的平均密度含有。由此，各发明例所述调质处理(制造)之后的抗拉强度的增加量(室温时效硬化量)小，含SS痕特性在内的挤压成形性优异。即，铝合金板的应力-应变曲线上的锯齿状的突起发生的临界应变为8%以上，高的在10%以上，所述拉伸成形试验中也没有发生裂纹。 而且，能够使这些优异的SS痕特性，达成JIS5052合金和JIS5182合金等的5000系铝合金板具有的抗拉强度和延伸率等的优异的机械的特性水平，不会使该水平降低以及不会发生室温时效硬化。但是，虽然是允许量，但是Si比较多地含有达0. 6 %的发明例9，与含量少的 0. 02%的发明例5和不含Si的另一发明例相比，虽然在允许范围，但室温时效硬化量较大。另一方面，比较例10 14是与发明例3相同的合金组成，同时如表2，调质条件分别脱离优选的范围。比较例10固溶处理温度过低。
比较例11淬火处理中的急冷的冷却速度过低。比较例12低温退火温度过低。比较例13低温退火温度过高。比较例14低温退火的保持时间过短。其结果是，比较例10 14含有本发明规定的Cu原子的集合体仅是低于下限 (1.0X104个/μπι3)的平均密度。因此，虽然强度和延伸率等的机械的特性与本发明例差异不大，但是铝合金板的应力-应变曲线上的锯齿状的突起发生的临界应变低，为低于8%， SS痕特性与发明例相比显著降低。即，为所述锯齿状的突起容易发生的组织。比较例15 18如表1、2，虽然调质条件在优选的范围，但是合金组成脱离发明范围。比较例15不含Cu，比较例16其Cu含量过少。比较例17其Mg含量过多。比较例18 其办含量过多。其结果是，不能发挥Cu的效果的比较例15、16，尽管以固溶处理/淬火处理和低温退火的组合的优选条件制造，但不含本发明规定的Cu原子的集合体，或是以低于下限 (1.0Χ104个/μπι3)的平均密度含有。因此，虽然室温时效硬化少，但是强度仍低，铝合金板的应力-应变曲线上的锯齿状的突起发生的临界应变低，为低于8%，SS痕特性与发明例相比显著降低。即，为所述锯齿状的突起容易发生的组织。比较例17，虽然室温时效硬化少，但强度过高，延伸率低，挤压成形时产生裂纹，挤压成形性比本发明例低。比较例18因为Si过多，所以室温时效硬化量大而超过允许范围，挤压成形时产生裂纹，挤压成形性比本发明例低。由以上的实施可以证明，本发明各要件或优选的制造条件等，在用于使SS痕特性和挤压成形性或机械的特性等兼备上所具有的临界性的意义。[表1]
权利要求
1.一种铝合金板，其特征在于，是Al-Mg系铝合金板，以质量％计含有Mg 2. 0 6.0%,Cu 超过0.3%但在2.0%以下，余量是Al和不可避免的杂质，其中，作为由三维原子探针电场离子显微镜测量的原子的集合体，以1.0X104个/μπι3以上的平均密度含有如下的原子的集合体，该原子的集合体含有5个以上的与相邻的其他Cu原子的距离之中的至少 1个距离为1. Onm以下的Cu原子。
2.根据权利要求1所述的成形性优异的铝合金板，其中，所述铝合金板以质量％计还含有从!^e 0. 5% 以下、Si 0. 5% 以下、Mn :0. 5% 以下、Cr :0. 以下、Zr :0. 以下、Ti 0. 05%以下中选出的一种或两种以上的元素。
3.根据权利要求1或2所述的成形性优异的铝合金板，其中，所述铝合金板以质量％计还含有Si :1.0%以下。
4.根据权利要求1 3中任一项所述的铝合金板，其中，作为表示所述铝合金板的成形性的指标的所述铝合金板的应力-应变曲线上的发生锯齿状突起的临界应变为8%以上。
全文摘要
提供一种能够避免室温下的时效硬化造成的弯曲性的降低等新问题产生，SS痕的发生少，挤压成形性优异的Al-Mg系铝合金板。在制造由含有特性的Mg、Cu的组成所构成的Al-Mg系铝合金板时，阶段性地控制固溶后的淬火处理时的冷却速度，并且控制附加退火条件，由三维原子探针电场离子显微镜分析测量该板，作为特定的Cu原子的集合体在一定的平均密度以上存在，Mg难以扩散，锯齿状突起难以发生的组织，抑制挤压成形时的SS痕的发生。
文档编号C22C21/08GK102453821SQ20111031494
公开日2012年5月16日 申请日期2011年10月17日 优先权日2010年10月19日
发明者常石英雅, 有贺康博, 松本克史 申请人:株式会社神户制钢所