鋁合金板的制作方法

專利名稱：鋁合金板的制作方法
技術領域：
本發明涉及成形性優異的Al-Mg系鋁合金板。本發明中所說的鋁合金板是熱軋板和冷軋板，指實施了固溶化處理和退火處理等的調質的鋁合金板。另外，以下也將鋁稱為 Al。
背景技術：
近年來，從考慮地球環境等的觀點出發，汽車等車輛的輕量化的社會要求日益提高。為了應對這一要求，作為汽車面板，特別是引擎罩、車門、車頂等大型車身面板(內板、 外板)的材料，除了鋼板等鋼鐵材料以外，鋁合金材料的應用也得到研究。Al-Mg系的JIS5052合金和JIS5182合金等的5000系鋁合金板(以下，也稱為 Al-Mg系合金板)由于延展性和強度優異，因此一直以來被作為這些大型車身面板用的擠壓成形原材使用。但是，如專利文獻1等所公開的，如果對于這些Al-Mg系合金進行拉伸試驗，則在應力-應變曲線上的屈服點附近，有發生屈服延伸的情況，另外在超過屈服點的比較高的應變量(例如拉伸延伸率2%以上)下，還有在應力-應變曲線上產生鋸齒狀或階梯狀的鋸齒狀的突起(serration)(振動)的情況。這些應力-應變曲線上的現象在實際的擠壓成形中，招致所謂的拉伸應變痕(以下記述為SS痕)的發生，這對于作為成形品的所述大型車身面板，特別是外觀很重要的外板來說，成為損害商品價格的大問題。該SS痕如公眾所知的，可分為在應變量比較低的部位發生的如火焰狀的不規則的帶狀模樣的所謂不規則痕，和在應變量比較高的部位相對于拉伸方向約成50°這樣發生的平行的帶狀模樣的平行帶(parallel band)。已知前者的不規則痕由屈服點延伸引起，另外后述的平行帶由上一段落所述的應力-應變曲線上的鋸齒狀突起(振動)引起。一直以來，提出有各種消除這些SS痕的方法。例如，作為主要的方法，已知有將 Al-Mg系合金板的晶粒調整到某種程度粗大的方法。但是，這樣的晶粒的調整方法，在SS痕之中，對于防止上述段落中所述的平行帶的發生無效。另外，如果晶粒變得過于粗大，則在擠壓成形中，反而會產生表面發生桔皮等其他問題。另外，作為其他消除SS痕的方法，還已知有對于Al-Mg系合金板的0材(軟質材) 或T4處理材等的調質材，在擠壓成形為所述大型車身面板之前，預先施加表皮光軋加工或矯平加工等若干加工(預加工)預先賦予一些應變(預應變)。但是，即使采取這樣的預加工法，在加工度過高時，仍容易發生上述段落中所述的應力-應變曲線上的鋸齒狀突起(振動)，在實際的擠壓成形時，還是容易造成幅度寬而明顯的平行帶。因此，預加工的加工度存在很大的制約，減小預加工時，則不能穩定地防止不規則痕的發生。在該預加工方法中， 因為平行帶的發生防止和不規則痕的發生防止的最佳加工度相反，所以這兩者不能同時防止。對此，在前述專利文獻1中，提出有一種抑制了不規則痕的發生，并且還抑制了寬幅的平行帶的發生的SS痕的發生少的Al-Mg系合金板的制法。具體來說，是對于Al-Mg系
3合金的軋制板實施伴有急速冷卻的特定條件下的固溶/淬火處理，其后進行作為特定條件下的預加工的冷加工，再實施特定條件下的最終退火。然后得到平均晶粒直徑為55μπι以下，并且150 μ m以上的粗大的晶粒實質上不存在的最終板。在此，在Al-Mg系合金的領域中，未必直接言及抑制SS痕的發生，還公知的有，通過示差熱分析(DSC)測量合金板的熱變化而得到的來自室溫的加熱曲線的吸熱峰值的位置及其高度，以此作為該板的擠壓成形性提高的指標。例如在專利文獻2中提出，根據Al-Mg系合金板示差熱分析(DSC)得到的來自室溫的加熱曲線的特定位置的吸熱峰值高度，作為擠壓成形性提高的指標。該示差熱分析 (DSC)，在影響特性的團簇(金屬間化合行)在TEM等微觀組織觀察中不能判別或識別，不能直接證明其存在時，有無團簇等組織上的不同差別，就通過前述加熱曲線的特性的位置的吸熱峰值位置和高度間接性地證明，并作為指標，因此在鋁合金板的領域中被通用。 在專利文獻2中，通過雙輥式連續鑄造而制造的Mg超過8質量％的高Mg的Al-Mg 系合金板中，使來自室溫的加熱曲線的50 100°C之間的吸熱峰值高度為50. 0 μ W以上，從而使擠壓成形性提高。其根據是，該吸熱峰值高度表示Al-Mg系合金板組織中的被稱為β 相的Al-Mg系金屬間化合物的存在形態(固溶、析出狀態的穩定性)。但是，最近的所述大型車身面板，特別是外觀很重要的外板中，表面性狀的要求水平更加嚴格，在此專利文獻1或專利文獻2中，面對這樣的要求，抑制SS痕發生的對策仍不充分。例如在專利文獻1中，是盡可能使階梯狀的鋸齒狀突起輕微(專利文獻1的實施例的階梯狀鋸齒狀突起的評價的說明所述)，因此，完全不能抑制作為SS痕之一的平行帶。相對于此，在專利文獻3中改良了這一點，提出了一種抑制了 SS痕的、向汽車面板的擠壓成形等的成形性優異的Al-Mg系鋁合金板，其能夠同時抑制不規則痕的發生，還有平行帶的發生。在同文獻中，對于Al-Mg系鋁合金板，特別是使Si含有0. 1 4. 0%，進一步提高鋸齒狀突起發生的臨界應變量(極限應變量)。即通過Si等第三元素的含有和添力口，使由Al和Mg形成的團簇(超微細金屬間化合物)的形成量，作為也含有Si等的團簇而增大，更進一步提高由這些團簇帶來的極限應變量增大效果。而且，據此抑制鋸齒狀突起， 抑制由此引起的平行帶，抑制SS痕的發生。該含有S1等的團簇為納米級以下的大小，在10萬倍左右的FE-TEM等的微觀組織觀察中不能判別和識別，不能直接證明其存在。因此在該專利文獻3中，也與前述專利文獻 2同樣，針對有無團簇等的組織上的差異，通過示差熱分析(DSC)測量熱變化，根據所述加熱曲線的特定位置的吸熱峰值位置和高度，作為組織上的差異的指標。具體來說，就是將含有Si等的Al-Mg團簇，推測為前述的DSC加熱曲線的100 150°C之間的吸熱峰值的要因， 該吸熱峰值高度為200. OyW(微瓦)以上。先行技術文獻專利文獻專利文獻1特開平7-224364號公報專利文獻2特開2006-249480號公報專利文獻3特開2010-77506號公報但是，根據本發明者們的認識，在Al-Mg系鋁合金板中，如該專利文獻3這樣大量含有Si時，會發生容易產生室溫下的時效硬化這樣的新問題。這被推測是由于，作為專利文獻3抑制ss痕發生的最有效的手段而使之產生的、由ai形成的團簇(超微細金屬間化合物)容易在室溫下形成。即，ai含量越多，室溫下所形成的所述團簇越增大，結果推測為室溫下的時效硬化過度進行。通常，Al-Mg系鋁合金板鋁板廠商制造完，并不是馬上由汽車廠商成形為大型車身面板等，通常有數周以上的間隔很普遍。因此，例如從板制造經過1個月后，再成形為大型車身面板等時，時效硬化顯著推進，會產生彎曲性和擠壓成形性反而受到阻礙等這樣的新(其他)問題。如眾所周知的，相比熱處理型的Al-Zn-Mg系(7000系)鋁合金板，通常，Al-Mg系鋁合金板難以發生室溫下的時效應化。但是，這樣的Al-Mg系鋁合金板也如專利文獻3這樣，在增多Si含量時，與7000系鋁合金板相同而顯示出室溫下的時效硬化。

發明內容
鑒于上述的課題，本發明的目的在于，提供一種Al-Mg系鋁合金板，其能夠避免室溫下的時效硬化造成的彎曲性的降低等新問題產生，同時抑制由所述屈服延伸引起的不規則痕的發生以及平行帶的發生，抑制SS痕，使面向汽車面板的擠壓成形性提高。為了達成該目的，本發明的鋁合金板的要旨為，一種Al-Mg系鋁合金板，以質量％ 計含有Mg 2. 0 6. 0%，Cu 超過0. 3%、在2. 0%以下，余量由Al和不可避免的雜質構成， 其中，作為由三維原子探針電場離子顯微鏡測量的原子的集合體，是以1. OX IO4個/μ m3以上的平均密度，含有如下原子的集合體，該原子的集合體含有與相鄰的其他Cu原子的距離之中的至少1個為1. Onm以下的Cu原子達5個以上。本發明者們，作為具有SS痕的發生抑制效果的元素，選擇Cu來替代容易產生室溫下的時效硬化的ai。如果是該Cu，則不會像ai那樣產生在室溫下的時效硬化，并具有ss 痕的發生抑制效果。但是，即使同樣含有Cu，也有仍缺乏SS痕的發生抑制效果的情況，例如還發現，相同Cu含量的Al-Mg系鋁合金板(以下也稱為Al-Mg-Cu系鋁合金板)中，SS痕的發生抑制效果也存在巨大差異。由此認為，不僅含有Cu，而且Al-Mg系鋁合金板中的Cu的存在狀態 (組織狀態)的差別，也會對SS痕的發生狀態產生重大影響。關于該Cu的存在狀態進一步研究的結果，本發明者推測，SS痕的發生抑制效果， 也受到在各種Cu的微細團簇之中，特定的Cu的微細團簇(以Cu為主的微細的團簇)的存在量和是否存在的重大影響。但是，該特定的Cu的團簇過于微細，在通常的組織觀察中，并不能直接確認其存在。該Cu團簇與前述專利文獻2、3的Al-Mg系金屬間化合物等相同，推測為納米級以下的微小的量級。因此，作為通常的組織觀察方法的SEM和TEM的分析方法不能特定該Cu的團簇。據此，本發明者們研究了能否證明該新的特定的Cu團簇的存在。于是，利用可以進行低于100個的原子構造分析的三維原子探針電場離子顯微鏡，嘗試進行含有Cu，并且實施了特定條件的調質的Al-Mg系鋁合金板的原子數10個左右的原子的集合體(團簇) 的分析。即，在SS痕抑制性優劣相異的含有Cu的Al-Mg系鋁合金板中，確認了彼此的原子的集合體的存在形態(存在狀態)的不同。其結果發現，能夠確認本發明規定的原子的集合體的存在，根據該含有Cu原子的原子的集合體的存在狀態，其他材料條件彼此沒有差異，Al-Mg系鋁合金板之間的SS痕抑制的效果有很大不同。即，發現含有本發明規定的Cu原子的原子的集合體的密度越多，SS 痕抑制效果越大。在此，所謂其他材料條件沒有差異，意思是SS痕抑制效果互不相同的板， 其彼此的成分組成，無論是通過通常的TEM和SEM等的組織觀察，或是通過提取殘渣法和X 射線衍射等的分析，彼此都沒有差異。而且，意思是只有含有本發明規定的Cu原子的原子集合體的存在狀態互不相同。如此，在含有Cu的Al-Mg系鋁合金板中，由三維原子探針電場離子顯微鏡測量的、 含有Cu原子的原子的集合體的存在狀態(平均密度)，表示影響(相關)SS痕抑制效果的組織狀態(新的團簇的存在狀態)。因此，該含有Cu原子的原子的集合體(以下也僅稱為原子的集合體)的平均密度，成為表示與SS痕特性所代表的擠壓成形性的關系的指標。本發明如此通過使用不像Si那樣容易發生室溫下的時效硬化的Cu，能夠控制 Al-Mg系鋁合金板的組織，防止自由Mg原子向位錯的移動，成為Mg難以擴散的組織，使鋸齒狀突起難以發生，SS痕性優異。
具體實施例方式以下，對于本發明的實施方式，具體地說明每個要件。(組織)如前述，在Al-Mg系鋁合金板中，若含有Cu，則具有SS痕的發生抑制效果，但即使是相同的Cu含量，SS痕的發生抑制效果也存在巨大的差異。這被推測為，不僅含有Cu，而且Al-Mg系鋁合金板的組織狀態，即由Cu生成的微細團簇的存在形態，也會大大影響到SS 痕的發生狀態。但是，本發明規定的微細團簇(原子的集合體)，即使作為最大的個數由100個原子組成，其大小至多也不過是50A (埃Angstrom)左右微小的團簇。這樣的Cu的微小的團簇，即使對于推測其被含有的、SS痕得到抑制的Al-Mg系鋁合金板進行組織觀察，也是不能觀察到的。具體來說，使用對于測量板組織中的微細的團簇最有效的、10萬倍的FE-TEM(透射型電子顯微鏡)進行組織觀察，也不能觀察到對SS痕抑制有效，新的特定的Cu的微細團簇。另外，例如用于測量添加元素的固溶量和析出物量所通用的提取殘渣法，也不能觀察到該新的特定的Cu的微細團簇。提取殘渣法是利用最小的網眼尺寸0. 1 μ m的過濾器， 可以判別是0. 1 μ m以下的微細尺寸的析出物，還是超過0. 1 μ m的粗大尺寸的析出物。但是，本發明規定的由低于100個的原子構成的原子的集合體終究還是不能判別。這些事實意味著，即使驅使對于上述SS痕性優劣互不相同的板，進行這些TEM和 SEM等的組織觀察或提取殘渣法和X射線衍射等的分析，無論如何也不能檢測出本發明規定的原子的集合體的存在狀態的差別。但是，這些事實反之也衍生出這樣的推測，即不能由這些TEM和SEM觀察到的這種幾乎與固溶狀態沒有太大差異的微細Cu團簇的存在，會影響到SS痕抑制。假如，這樣的微細Cu團簇不存在于Al-Mg系鋁合金板組織中，則推測為是不是因為其在擠壓成形造成的變形時防止Mg的擴散，具有SS痕發生的抑制效果。(三維原子探針電場離子顯微鏡)
這些新的微細的Cu團簇=本發明規定的原子的集合體，只使用公知的三維原子探針電場離子顯微鏡(3DAP :3D Atom Probe Field Ion Microscope，以下也簡稱為3DAP)， 當時就可以測量。該三維原子探針電場離子顯微鏡的分析本身，歷來在高密度化的磁記錄膜和電子器件的分析等中通用。另外，在鋼材領域也被用于組織分析。例如，在特開2006-29786號公報中，其被用于鋼材中的含碳微細析出物所含的元素的種類和量的分析。另外，在特開 2007-254766號公報中，其也被用于鋼材中的硫化物和！^的界面的C量、N量的分析(原子
/nm2) 。另外，在銅合金領域中，本申請人本身作為特開2009-263690號公報提出有一項指標，該指標依據的就是使用了該三維原子探針電場離子顯微鏡的、用于Cu-Fe-P系銅合金板的耐熱性提高的原子集合體的規定。即，將至少含有狗原子或P原子的任一種，狗原子或P原子彼此相鄰的原子之間的距離為0. 90nm以下的原子的集合體的平均密度規定為， Cu原子、Fe原子和P原子的合計個數為15個以上、低于100個。(3DAP的測量原理和測量方法)3DAP是在場離子顯微鏡(FIM)上安裝飛行時間質譜儀。是通過這一構成，能夠用電場離子顯微鏡觀察金屬表面的各個原子，用飛行時間質譜儀鑒定這些原子的局部分析裝置。另外，3DAP可以同時分析從試料放出的原子的種類和位置，因此在原子的集合體的構造分析上是非常有效的手段。因此，作為公知技術，如前述，被用于磁記錄膜和電子器件或鋼材的組織分析等。在該3DAP中，利用的是被稱為場致蒸發的高電場下的試料原子本身的離子化現象。若將試料原子用于場致蒸發所需要的高電壓外加到試料上，則原子從試料表面離子化， 其經過探測孔到達檢測器。該檢測器是位置敏感檢測器，根據各個離子的質量分析(作為原子種類的元素的鑒定)，并且測量至各個離子的檢測器的飛行時間，能夠同時決定其檢測出的位置(原子構造位置)。因此，3DAP能夠同時測量試料前端的原子的位置和原子種類，所以具有能夠三維地再構成、觀察試料前端的原子構造的特長。另外，因為場致蒸發從試料的前端面順序發生，所以能夠以原子能級的分辨力調查來自試料前端的原子在深度方向的分布。因為該3DAP利用高電場，所以分析的試料需要是金屬等導電性高的試料，而且試料的形狀一般需要為前端直徑為ΙΟΟηπιΦ左右或更小的極細的針狀。因此，從含有Cu的 Al-Mg系鋁合金板的板厚中央部等提取試料，以精密切削裝置對于該試料進行切削和電解研磨，制作具有分析用的極細的針狀前端部的試料。作為測量方法，其進行例如使用Imago Scientific Instruments公司制的“LEAP3000”，對于其前端成形為針狀的鋁合金板試料， 外加IkV階躍(order)的高脈沖電壓，從試料前端持續地使數百萬個原子離子化。離子由位置敏感檢測器檢測，根據從外加脈沖電壓，各個離子從試料前端飛出后，至到達檢測器的飛行時間，進行離子的質量分析(作為原子種類的元素的鑒定)。此外，利用場致蒸發是從試料的前端面按順序規則地發生的性質，顯示離子的到達場所，對二維映像適宜賦予深度方向的坐標，使用分析軟件“ IVAS進行三維映像(三維下的原子構造原子映像的構筑)。由此，得到試料前端的三維原子映像。再使用定義屬于析出物和團簇的方法，即Maximum Separation Method，對于該原子該三維原子映像進行原子的集合體(團簇)的分析。在進行該分析時，提供Cu原子的數量、彼此相鄰的Cu原子之間的距離(間隔)、而且具有前述特定的狹窄間隔(1. Onm以下) 的Cu原子的數量作為參數。然后，滿足含有與相鄰的其他的Cu原子的距離之中至少1個為1. Onm以下的Cu原子達5個以上，將這樣的原子的集合體定義為本發明的原子的集合體。在此基礎上，評價符合該定義的原子的集合體，測量試料數量為3個以上，將原子的集合體的數密度平均化，作為每1 μ m2的平均密度(個/ μ m3)進行計測、定量化。(3DAP的原子的檢測效率)但是，此3DAP的原子的檢測效率，現在的情況是，離子化的原子之中的50%左右是界限，其余的原子不能檢測。若該3DAP的原子的檢測效率在未來得到提高等而發生重大的變動，則本發明規定的原子的集合體的平均個數密度(個/Pm3)的來自3DAP的測量結果有發生變動的可能性。因此，為了使該原子的集合體的平均個數密度的測量具有再現性， 優選3DAP的原子的檢測效率大致固定為約50%。(原子的集合體的定義)所謂本發明規定的原子的集合體(團簇)，作為這樣的由三維原子探針電場離子顯微鏡測量的原子的集合體，是滿足含有與相鄰的其他Cu原子的距離之中的至少1個為 1. Onm以下的Cu原子為5個上以上的原子的集合體。另外，本發明規定的所述原子的集合體，不限于只由Cu原子構成，除了該Cu原子以外，還以非常高的概率含有Al原子。另外，除了該Cu原子以外，作為其他元素，還特別有含有Si原子等的情況。即，本發明規定的所述原子的集合體如果滿足前述Cu原子的規定， 則另外再含有什么樣的原子都可以。此外，根據含有Cu的Al-Mg系鋁合金的成分組成，作為合金元素和不可避免的雜質含有的Si、Fe、Mn、Cr、Zr、V、Ti或Si等的原子包含在原子的集合體中，必然發生這些其他的原子被3DAP分析計算在內的情況。但是，即使這些其他原子(來自合金元素和雜質) 包含在原子的集合體中，與Cu原子的總數相比，也是很少的水平。因此，這樣的在集合體中含有其他原子的情況下，滿足與相鄰的其他Cu原子的規定距離(間隔)，和滿足這一點的 Cu原子的個數條件的，也作為本發明的原子集合體，與只由Cu原子構成的原子的集合體同樣地發揮功能。因此，在集合體中含有其他原子的情況下，在原子的集合體中，如果是與相鄰的其他Cu原子的距離之中的至少1個為1. Onm以下的Cu原子，則也作為本發明的原子的集合體計算在內。那么，在不滿足該條件時，例如Cu原子之間接近，也不算本發明的原子的集合體，不計算在內。本發明的原子的集合體的原子之間的距離的規定，如前述，相對于特定的(構成基準的)Cu原子，相鄰的其他全部的原子距離各自也可以不完全在l.Onm以下，相反，也可以各自全部處于1. Onm以下。換言之，距離超過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鄰，在特定的(構成基準的)Cu原子的周圍，滿足該規定距離(間隔) 的其他Cu原子最低有1個即可。而且，滿足該規定距離的相鄰的其他的Cu原子有1個時， 滿足距離的條件的應該計算在內的Cu原子的數量含有特定的(構成基準的)Cu原子而成為2個。另外，滿足該規定距離的相鄰的其他的Cu原子為2個時，滿足距離的條件的應該計算在內的Cu原子的數量含有特定的(構成基準的)Cu原子而成為3個。
以上說明的本發明的Cu原子的集合體，推測是通過將熱軋板和冷軋板的固溶化和淬火處理，和對其持續進行低溫下的長時間退燒火加以組合的調質(后述)而生成的。(原子的集合體的平均密度)在本發明中，使如上規定，并且由3DAP分析測量的原子的集合體，以1. 0父104個/ μ m3以上的平均密度，存在于含有Cu的Al-Mg系鋁合金板組織中。即，作為由三維原子探針電場離子顯微鏡測量的原子的集合體，滿足含有與相鄰的其他的Cu原子的距離之中的至少1個為1. Onm以下的Cu原子達5個以上，使這樣的原子的集合體，以1. 0 X IO4個/ μ m3以上的平均密度，存在于含有Cu的Al-Mg系鋁合金板組織中。還有，在本發明中，原子的集合體的平均密度的上限值沒有特別限定，但如果從制造上的界限等出發，則設定為1.0X106 個/ μ m3左右。據此，能夠確實地抑制作為含有Cu的Al-Mg系鋁合金板的擠壓成形性的SS痕的發生。即，原子的集合體越多，越能夠以原子的集合體堵塞(捕獲)含有Cu的Al-Mg系鋁合金板的原子空穴。原子的空穴的存在，推測會促進應力-應變曲線上的鋸齒狀的突起引起的平行帶的發生和傳播。因此，若原子空穴被原子的集合體堵塞，則SS痕的發生和傳播得到抑制。另外，據此還能夠同時抑制由屈服延伸的發生引起的不規則痕的發生，還有平行帶的發生。因此，根據本發明，能夠綜合地抑制SS痕的發生，能夠使擠壓成形性提高。相對于此，該原子的集合體為低于1.0X IO4個/μ m3的平均密度時，原子的集合體過少，不能使Cu擴散并堵塞(捕獲)在含有Cu的Al-Mg系鋁合金板的原子空穴中。因此， 原子空穴大量直接殘留，不能制止該原子空穴帶來的SS痕發生和傳播的促進作用，不能充分抑制SS痕的發生。在此，本發明的原子的集合體，之所以滿足含有與相鄰的其他Cu原子的距離之中的至少1個在1. Onm以下的Cu原子達5個以上，是由于其個數低于5個時，原子的集合體的尺寸過小，原子空穴的堵塞(捕獲)效果小。另一方面，原子的集合本中，該Cu原子的個數為100個以上的多數，其尺寸過大，SS痕發生的抑制效果變小。因此，該Cu原子的個數優選為5個以上、低于100個的范圍。(不規則痕的發生防止)在本發明中，也能夠防止SS痕之中，由于屈服延伸的發生引起的不規則痕的發生。因此，也不需要為了防止該不規則痕的發生，而施加現有的預應變(預加工)的對策。 換言之，即使不施加現有的預應變(預加工)，也能夠充分地抑制在應變量比較低的部位發生的不規則痕，和在應變量比較高的部位發生的平行帶這兩方面的拉伸應變痕(SS痕)的發生。本發明作為汽車面板用原材板，特別是在外觀重要的外面板中對表面性狀的要求水平更為嚴格時，也能夠同時抑制由屈服延伸引起的不規則痕的發生，以及與在所述應力-應變曲線上的鋸齒狀突起相關聯的平行帶的發生。其結果是能夠大幅地提高汽車面板用原材板的性能。(化學成分組成)本發明鋁合金板的化學成分組成，基本上是相當于作為Al-Mg系合金的JIS 5000 系的鋁合金。還有，表示各元素的含量的％全部是質量％的意思。本發明特別是作為汽車面板用原材板，需要滿足擠壓成形性、強度、焊接性、耐腐蝕性等諸多特性。因此本發明的熱軋板，是在5000系鋁合金中，以質量％計還含有Mg 2.0 6.0%、Cu 超過0.3%在2.0%以下，余量由Al和不可避免的雜質構成的Al-Mg系鋁合金板。還有，元素含量全部是質量％。此外，作為雜質元素的Si，如前述，其成為發生室溫下的時效硬化而使彎曲性和擠壓成形性降低的原因，因此極力不包含。另外，假如含有，也以質量％計規定在1.0%以下， 優選為0.6%以下，更優選為0. 以下。Mg :2.0 6.0%Mg提高加工硬化能力，確保作為汽車面板用原材板需要的強度和耐久性。另外，其使材料發生均一的塑性變形而使斷裂裂紋極限提高，使成形性提高。Mg的含量低于0. 5% 時，強度和耐久性不充分。另一方面，若Mg的含量超過7. 0%，則板的制造困難，而且在擠壓成形時反而容易發生晶界破壞，擠壓成形性顯著降低。因此，Mg的含量為2. 0 6. 0%，優選為2. 4 5. 7%的范圍。Cu:超過 0.3%、在 2.0% 以下Cu形成前述的以Cu為主體的原子的集合體(微細團簇)，與Si不同，其不會使板發生室溫時效硬化，推測可抑制擠壓成形時的SS痕的發生。Cu過少而低于0. 3%時，以 Cu為主體的團簇的生成量不足，擠壓成形時的SS痕的發生抑制效果發揮不充分。另一方面，如果Cu的含量超過2. 0質量％，則粗大的結晶物和析出物的生成量變多，容易成為破壞的起點，反而使擠壓成形性降低。Cu的含量為超過0.3%、在2.0%以下的范圍內，優選為
0.5 1. 5%的范圍內。Cu/Mg :0. 05 1在此，為了發揮Cu的所述添加效果，Cu對于Mg的含量的比Cu/Mg優選為0. 05
1。該比的上限值和下限值，根據彼此的所述含量的上限值和下限值之間或優選的上限值和下限值之間的比計算，優選為0. 08 0. 8的范圍內。其他元素其他元素，例示有狗、Si、Mn、Cr、Zr、Ti等。這些元素作為熔融原料，是隨著鋁合金廢料量(相對于鋁基體金屬的比例)增加而含量變多的雜質元素。即，從Al合金板的循環利用的觀點出發，作為熔融原料，不只是使用高純度的鋁基體金屬，以5000系合金和其他Al合金廢料、低純度Al基體金屬等為融解原料加以使用時，這些元素的混入量(含量) 必然增多。將這些元素有意識降低至例如檢測極限以下等的作法會推高制造成本，因此需要允許與5000系鋁合金的通常的規格(上限量)同程度地含有。基于這一點，所述鋁合金板還允許以質量％計含有從狗0. 5%以下、Si 0. 5%以下、Mn :0. 5%以下、Cr :0. 以下、 & :0. 以下、Ti :0. 05%以下之內選出的一種或兩種以上。另外，允許在低于Ti的含量的范圍含有容易附著Ti而混入的B(硼)。(制造方法)以下對于本發明的板的制造方法進行具體說明。在本發明中，至達到固溶處理前的軋制工序，5182、5082、5083、5056等含有Mg為 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進行制造。艮口， 經鑄造(DC鑄造法和連續鑄造法)、均質化熱處理、熱軋的通常的各制造工序進行制造，成為板厚為1. 5 5. Omm的鋁合金熱軋板。這一階段可以作為制品板，另外也可以在冷軋前
10或冷軋的中途選擇性地一邊進行一次或兩次以上的中間退火，一邊再進行冷軋，作為板厚為1. 5mm以下的冷軋板的制品板。固溶處理(最終退火)為了成為具有本發明的組織的板，對于以如上方式得到的有所需板厚的這些熱軋板或冷軋板，首先進行伴有急速加熱和急速冷卻的固溶化 淬火處理。進行了這一固溶化·淬火處理的材料，所謂的T4處理材與伴有比較緩和的加熱和冷卻的分批退火材相比較，強度和成形性的平衡更優異。另外，繼固溶化處理后進行淬火處理時，原子空穴被導入。在此，雖然固溶處理溫度的適當值會根據具體的合金組成而有所不同，但需要在 450°C以上570°C以下的范圍內。另外在固溶化處理溫度下的保持需要在180秒(3分鐘) 以內。固溶處理溫度低于450°C時，合金元素的固溶不充分，強度、延展性等有可能降低。另一方面，如果固溶化處理溫度超過570°C，則晶粒過度粗大化，成形性的降低和成形時的桔皮的發生成為問題。另外，如果固溶化處理溫度下的保持時間超過180秒，則產生晶粒過度的粗大化帶來的成形時發生桔皮等問題。淬火處理固溶處理后的淬火處理時，板的溫度需要以20°C /秒以上的冷卻速度從固溶溫度連續冷卻至低溫退火溫度速度。冷卻速度低于20°C /秒時，冷卻中生成粗大的析出物，即使其后施加低溫退火而成為最終板，原子的集合體(微細團簇)的生成量仍不足而發生SS 痕。這些伴有急速加熱和急速冷卻的固溶·淬火處理，可以使用連續退火線(CAL)等連續地進行，或者也可以在加熱中使用鹽浴等，冷卻中使用水淬火、油淬火、強制空冷等以分批式進行。在此，實施使用CAL的固溶處理/淬火時，室溫 固溶處理溫度的一般的加熱和冷卻的速度均為5 100°C /秒左右。低溫退火繼該淬火處理(急冷)之后，連續進行在50°C以上100°C以下的范圍保持M小時以上的低溫退火。為此，板的溫度在50°C以上100°C以下的范圍時，停止淬火處理(急冷) 的冷卻，在該50°C以上100°C以下的溫度范圍直接將板(卷)保持M小時以上。在此，如果低于50°C下的保持時間為200秒以內，則在淬火處理和低溫退火之間，板也可以低于50°C。如此，在固溶·淬火后，連續地進行低溫退火，作為本發明的板，這在用于以 1. 0 X IO4個/ μ m3以上的平均密度，含有如下原子的集合體方面很重要，該原子的集合體含有與相鄰的其他Cu原子的距離之中的至少1個為1. Onm以下的Cu原子達5個以上。該低溫退火的50 100°C這樣的溫度，與通常更高的時效析出溫度相比，為顯著的低溫。這是由于，低退火溫度一方，固溶淬火處理后的過飽和固溶度大，因此超微細的團簇被穩定地形成。若該低溫退火溫度過高而超過100°c，則粗大的Mg-Cu系析出物低密度分散，因此，含有與相鄰的其他Cu原子的距離之中的至少1個為1. Onm以下的Cu原子達5個以上的原子的集合體，達不到1. 0 X IO4個/ μ m3以上的平均密度。另外，在結晶晶界等含有 Mg和Cu以外的合金添加元素的第二相粒子發生粗大化，招致延展性、成形性和耐腐蝕性的降低。另外，該低溫退火溫度低于50°C，或者，例如即使在恰當的50 100°C的溫度范圍，但若保持時間低于M小時，則原子的擴散不充分。因此，任意一種情況下，超微細的團簇的形成量都不充分，低溫退火效果不足。
為了在固溶·淬火處理后，不使板冷卻至室溫，而是連續地進行該低溫退火，板溫在50 100°C時停止強制空冷或噴霧等強制冷卻(急冷)，或浸漬在槽溫為50 100°C的溫水槽或油槽中冷卻(急冷)。而且之后，將板或卷直接迅速地移至爐內或進行覆蓋以保持溫度，或將板再加熱后移至爐內或進行覆蓋以保持溫度，在50 100°C的范圍實施該低溫退火。還有，在該固溶處理·淬火處理后，為了板的形狀控制和去除殘留應力，也可以進行表皮光軋，或進行張力平整機穿帶。其后的附加退火或時效處理，從SS痕發生抑制效果出發不需要，在本發明中不進行。通過這樣的固溶處理/淬火處理和低溫退火的特殊的組合，能夠使含有Cu的 Al-Mg系鋁合金板的組織成為本發明規定的原子的集合體。即，含有與相鄰的其他Cu原子的距離之中的至少1個為1. Onm以下的Cu原子達5個以上的原子的集合體，能夠以 1. 0 X IO4個/ μ m3以上的平均密度含有。于是，據此能夠提高含Cu的Al-Mg系鋁合金板的極限應變量增大效果，抑制應力-應變曲線上的鋸齒狀的突起，抑制由此引起的平行帶，抑制拉伸應變痕的發生。另外，也能夠防止SS痕之中由屈服延伸的發生造成的不規則痕的發生。以下，列舉實施例更具體地說明本發明，但本發明當然不受下述實施例的限制，在能夠符合前后述宗旨的范圍也可適當加以變更實施，這些均包含在本發明的技術范圍內。實施例接下來，說明本發明的實施例。制造表1所示的發明例、比較例的各組成的Al-Mg 系合金板，以表2 (續表1)所示的條件調質、制造后，分別測量、評價該調質后的板的組織、 機械的特性。其結果也顯示在表2中。還有，表1中的元素含量的“_”表述，表示該元素的含量在檢測界限以下。熱軋板和冷軋板的各制造方法(條件)，各例均以相同的共通條件進行。即，以 480°C對于由書型鑄模(book mold)鑄造的50mm厚的鑄錠進行8小時的均質化熱處理，其后，以400°C開始熱軋。成為板厚為3. 5mm的熱軋板。在將該熱軋板進行冷軋直至1. 35mm 的板厚后，用硝石爐進行400°C、10秒的中間退火，再進行冷軋而成為1. Omm厚的冷軋板。對于這些冷軋板，如表2所示，對各個條件進行種種改變而進行固溶處理、淬火處理和其后的連續低溫退火處理。該低溫退火是在淬火處理后浸漬在槽溫50 100°C的油槽中進行，板溫到達50 100°C后，不使板冷卻至室溫，而是移至保持在50 100°C的爐內并保持溫度，實施該低溫退火。還有，不進行固溶處理和淬火處理后的、作為施加預應變的冷加工的表面光軋和其后的室溫時效處理、人工時效處理等。從這些低溫退火處理后的板上切下試驗片(Imm厚)，在沒有室溫時效影響(能夠忽視)的、低溫退火處理后(制作最終板之后) 小時以內，進行該試驗片(調質之后的板)的3DAP測量，分別測量、評價組織、機械的特性。 (3DAP進行的組織測量)通過使用三維原子探針電場離子顯微鏡和分析解析軟件的測量方法(上述段落中詳細的測量方法)，測量本發明規定的原子的集合體的平均密度。(機械的特性)作為所述板的機械的特性的調查，進行拉伸試驗，分別測量抗拉強度延伸率。試驗條件為，提取相對于軋制方向為直角方向的JISZ2201的5號試驗片(25mmX50mmGLX板厚)，進行拉伸試驗。拉伸試驗基于JISZ2241 (1980)(金屬材料拉伸試驗方法)，在室溫20°C 下進行試驗。這時，十字頭速度為5mm/分，以固定的速度進行，直至試驗片斷裂。(經室溫下的經時變化后的板的特性)另外，為了評價以室溫保持時的經時變化(室溫時效硬化的影響)，進行所述調質處理(制造)后，將上述各試驗片以室溫保持1個月，之后以同樣的條件進行拉伸試驗，求得從所述調質處理(制造)之后的抗拉強度的增加量(室溫時效硬化量)。(SS痕發生評價)同樣，為了進行作為所述室溫保持經過1個月后的板的擠壓成形性的SS痕發生評價，調查所述室溫保持1個月后的拉伸試驗時的屈服延伸率(％ )，和所述應力-應變曲線上的鋸齒狀的鋸齒突起發生的應變量(臨界應變量%)。附帶而言，在本實施例中，實際上(直接地)作為擠壓成形性的板的SS痕性(SS痕發生)無法確認，但該鋸齒狀突起發生的臨界應變量，與實際的擠壓成形時的SS痕性非常密切地相關。因此，在本發明中，作為表示所述鋁合金板的SS痕性(成形性)的指標，優選所述鋁合金板的應力-應變曲線上的鋸齒狀突起發生的臨界應變為8%以上。該鋸齒狀突起發生的臨界應變越高越好，在本發明中沒有特別規定其上限。但是，若從所述鋁合金板的制造界限出發，則該臨界應變的上限大概為20%左右。(擠壓成形性評價)作為外面板上成為問題的拉伸成形性的評價，進行拉伸成形試驗。拉伸成形試驗， 是在制作最終板之后一個月后，使用直徑101. 6mm的球狀拉伸凸模，在長180mm、寬IlOmm的試驗片上，作為潤滑劑涂布X A，化學(株)制防銹清洗油R-303P，以成形速度4mm/S、 折皺荷重200kN、沖程20mm進行拉伸成形試驗，目測觀察裂紋的發生狀態。然后，擠壓成形時完全沒有發生裂紋的評價為〇，即使有一部分發生裂紋也評價為X。如表1，發明例1 9，限制為含有Cu，不含Si，滿足本發明的Al-Mg系鋁合金組成規定。另外，如表2，以前述的固溶處理/淬火處理和低溫退火的特殊的組合的優選制造條件制造。其結果是，能夠成為含有Cu的Al-Mg系鋁合金板的組織為本發明規定的原子的集合體。即，含有與相鄰的其他Cu原子的距離之中的至少1個為1. Onm以下的Cu原子達5 個以上的原子的集合體，能夠以1. OX IO4個/ μ m3以上的平均密度含有。由此，各發明例所述調質處理(制造)之后的抗拉強度的增加量(室溫時效硬化量)小，含SS痕特性在內的擠壓成形性優異。即，鋁合金板的應力-應變曲線上的鋸齒狀的突起發生的臨界應變為8%以上，高的在10%以上，所述拉伸成形試驗中也沒有發生裂紋。 而且，能夠使這些優異的SS痕特性，達成JIS5052合金和JIS5182合金等的5000系鋁合金板具有的抗拉強度和延伸率等的優異的機械的特性水平，不會使該水平降低以及不會發生室溫時效硬化。但是，雖然是允許量，但是Si比較多地含有達0. 6 %的發明例9，與含量少的 0. 02%的發明例5和不含Si的另一發明例相比，雖然在允許范圍，但室溫時效硬化量較大。另一方面，比較例10 14是與發明例3相同的合金組成，同時如表2，調質條件分別脫離優選的范圍。比較例10固溶處理溫度過低。
比較例11淬火處理中的急冷的冷卻速度過低。比較例12低溫退火溫度過低。比較例13低溫退火溫度過高。比較例14低溫退火的保持時間過短。其結果是，比較例10 14含有本發明規定的Cu原子的集合體僅是低于下限 (1.0X104個/μπι3)的平均密度。因此，雖然強度和延伸率等的機械的特性與本發明例差異不大，但是鋁合金板的應力-應變曲線上的鋸齒狀的突起發生的臨界應變低，為低于8%， SS痕特性與發明例相比顯著降低。即，為所述鋸齒狀的突起容易發生的組織。比較例15 18如表1、2，雖然調質條件在優選的范圍，但是合金組成脫離發明范圍。比較例15不含Cu，比較例16其Cu含量過少。比較例17其Mg含量過多。比較例18 其辦含量過多。其結果是，不能發揮Cu的效果的比較例15、16，盡管以固溶處理/淬火處理和低溫退火的組合的優選條件制造，但不含本發明規定的Cu原子的集合體，或是以低于下限 (1.0Χ104個/μπι3)的平均密度含有。因此，雖然室溫時效硬化少，但是強度仍低，鋁合金板的應力-應變曲線上的鋸齒狀的突起發生的臨界應變低，為低于8%，SS痕特性與發明例相比顯著降低。即，為所述鋸齒狀的突起容易發生的組織。比較例17，雖然室溫時效硬化少，但強度過高，延伸率低，擠壓成形時產生裂紋，擠壓成形性比本發明例低。比較例18因為Si過多，所以室溫時效硬化量大而超過允許范圍，擠壓成形時產生裂紋，擠壓成形性比本發明例低。由以上的實施可以證明，本發明各要件或優選的制造條件等，在用于使SS痕特性和擠壓成形性或機械的特性等兼備上所具有的臨界性的意義。[表1]
權利要求
1.一種鋁合金板，其特征在于，是Al-Mg系鋁合金板，以質量％計含有Mg 2. 0 6.0%,Cu 超過0.3%但在2.0%以下，余量是Al和不可避免的雜質，其中，作為由三維原子探針電場離子顯微鏡測量的原子的集合體，以1.0X104個/μπι3以上的平均密度含有如下的原子的集合體，該原子的集合體含有5個以上的與相鄰的其他Cu原子的距離之中的至少 1個距離為1. Onm以下的Cu原子。
2.根據權利要求1所述的成形性優異的鋁合金板，其中，所述鋁合金板以質量％計還含有從!^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%以下中選出的一種或兩種以上的元素。
3.根據權利要求1或2所述的成形性優異的鋁合金板，其中，所述鋁合金板以質量％計還含有Si :1.0%以下。
4.根據權利要求1 3中任一項所述的鋁合金板，其中，作為表示所述鋁合金板的成形性的指標的所述鋁合金板的應力-應變曲線上的發生鋸齒狀突起的臨界應變為8%以上。
全文摘要
提供一種能夠避免室溫下的時效硬化造成的彎曲性的降低等新問題產生，SS痕的發生少，擠壓成形性優異的Al-Mg系鋁合金板。在制造由含有特性的Mg、Cu的組成所構成的Al-Mg系鋁合金板時，階段性地控制固溶后的淬火處理時的冷卻速度，并且控制附加退火條件，由三維原子探針電場離子顯微鏡分析測量該板，作為特定的Cu原子的集合體在一定的平均密度以上存在，Mg難以擴散，鋸齒狀突起難以發生的組織，抑制擠壓成形時的SS痕的發生。
文檔編號C22C21/08GK102453821SQ20111031494
公開日2012年5月16日 申請日期2011年10月17日 優先權日2010年10月19日
發明者常石英雅, 有賀康博, 松本克史 申請人:株式會社神戶制鋼所