成形性优异的铝合金板的制作方法

专利名称：成形性优异的铝合金板的制作方法
技术领域：
本发明涉及拉伸应变痕(stretcher strain mark)的发生少，成形性优异的Al-Mg 系铝合金板。本发明所说的所谓铝合金板是热轧板和冷轧板，指的是经退火等调质的铝合 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)由于延性和强度优异，因此一直以来被作为挤压成形的这些大型车身面 板用的原材使用。但是，如专利文献1等所公开的，如果对于Al-Mg系合金进行拉伸试验，则有在应 力-应变曲线上的屈服点附近发生屈服延伸的情况，另外还有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，应力-应变曲线上产生锯齿状或阶梯状的锯齿状突 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时会招 致所谓的拉伸应变痕(以下记作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很大的问题。所述SS痕如公众所知，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)。可知前者的不规则痕由屈服点延伸引起，另 外后述的平行带由应力-应变曲线上的锯齿状突起引起。一直以来，提出有各种消除Al-Mg系合金中的SS痕的方法。例如，通常Al-Mg系 合金板的结晶粒度越微细，SS痕被观察得越显著。因此，作为用于消除SS痕的方法之一， 历来已知有将晶粒调整得粗大并达到一种程度。该方法被认为对于降低SS痕之中，特别是 由所述屈服延伸引起的不规则痕有效。但是，在这样的晶粒的调整方法中，如果晶粒变得过于粗大，则会产生因挤压成形 造成表面发生桔皮等的其他问题。防止这种表面的桔皮与防止SS痕的发生同时进行实际 上非常困难。另外，该晶粒的调整方法致命的是，其对于防止SS痕中由应力-应变曲线上 的锯齿状突起引起的所述平行带的发生不怎么有效。另外，作为用于消除SS痕的现有的方法，已知有在对于所述大型车身面板挤压成 形前，预先通过表皮光轧加工或矫平加工等若干加工(预加工)对于Al-Mg系合金板的0 材(软质材)或T4处理材等的调质材施加应变(预应变)。该方法被认为对于SS痕中，特 别是由所述屈服延伸引起的不规则痕的降低有效。如果通过所述预加工预先形成很多的变 形带，则在Al-Mg系合金板的挤压成形时，这些大量的变形带会作为屈服的起点发挥作用。 因此，屈服时不会发生剧烈且不均勻的变形。即，不会发生因这些剧烈且不均勻的变形造成的屈服延伸，不规则痕也得到抑制。一般来说在Al-Mg系合金中，Mg形成科特雷耳(Cottrell)气氛而固定位错，因 此，为了在挤压成形时不使屈服产生，需要多余的应力。相对于此，在挤压成形时，如果一旦 在某处屈服开始，则即使不伴有应力的增加，雪崩似的变形也会从该处传播，其结果是，使 Al-Mg系合金板内急剧产生不均一的变形。如此因为不伴有应力的增加而变形急剧进行，所 以应力-应变曲线上出现屈服延伸，另外因为该剧烈的变形不均勻，所以在挤压成形时会 发生火焰状的不规则痕。但是，通过施加这样的预加工来抑制屈服延伸的发生，以防止SS痕、特别是不规 则痕的发生的方法，对于防止由应力-应变线上的锯齿状突起引起的所述平行带的发生也 存在局限。即，预加工的加工度变得过高时，如果对于进行了该预加工的Al-Mg系合金板进 行拉伸试验，则在应力-应变曲线上容易产生应变间距长的阶梯状的锯齿状突起。这样的 锯齿状突起在实际的挤压成形时，也容易带来幅度宽的明显的平行带，所述预加工的加工 度自我制约。
另外，相对于此，即使减小预加工的加工度，虽然也能够一定程度上抑制屈服延 伸，但是反之，却不能稳定而确实地防止所述不规则痕这一方的发生。特别是在原本容易发 生不规则痕的晶粒微细的Al-Mg系合金板的情况下，即使进行低加工度的预加工，所述不 规则痕还是显著发生。另外在低加工度的预加工时，板内处的原板的厚度的一点点变动都 会对加工度的偏差造成很大的影响，成为不能稳定且确实地防止不规则痕的发生的一个原 因。因此，在施加预加工的方法中，因为防止由应力-应变曲线上的锯齿状突起引起的所述 平行带的发生和防止所述不规则痕发生的最佳加工度相反，所以这两者不能同时防止。还有，关于SS痕之中的平行带，历来已知例如在机械式挤压的金属模具成形时等 挤压成形时的应变速度快时，如果留意成形速度，则平行带的发生变少。但是，在以成形速 度较小的液压挤压机等进行的成形中，特别是在以前述这样的应变间距大的阶梯状锯齿状 突起发生的Al-Mg系合金板材料中，不能避免幅度宽的明显的平行带的发生。对此，在所述专利文献1中提出有一种SS痕少的发生少的Al-Mg系合金板，其抑 制了由所述屈服延伸引起的不规则痕的发生，并且也抑制了与所述应力_应变曲线上的阶 梯状的幅度宽的锯齿状突起相关连的平行带的发生。具体来说，对于Al-Mg系合金的轧制 板实施伴有急速冷却的特定条件下的固溶处理、淬火，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55 μ m以下，且150 μ m 以上的粗大的晶粒实质上不存在的最终板。另外，在Al-Mg系合金板中，还公知通过示差热分析(DSC)测定板的融解过程中的 热变化而得到的来自固相的加热曲线在50 100°C之间的吸热峰值高度，据此作为冲压成 形性提高的指标。例如在专利文献2中，在由双辊式连续铸造制造的Mg超过8质量％的高 Mg的Al-Mg系合金板中，使所述吸热峰值高度为50. 0 μ W以上，从而使冲压成形性提高。这 根据的是，所述DSC在50 100°C之间的吸热峰值高度表示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)。专利文献1特开平7-224364号公报专利文献2特开2006-249480号公报但是，在专利文献1中，尽可能使阶梯状的锯齿状突起轻微(根据专利文献1的实施例的阶梯状锯齿状突起的评价的说明)，因此，作为SS痕之一的平行带不能完全地抑制。 相对于此，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、2中，作为SS痕的发生的抑制对策并不充分。

发明内容
鉴于这样的课题，本发明的目的在于，提供一种能够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，对汽车面板的挤压成形等的成形性优 异的Al-Mg系铝合金板。为了达成该目的，本发明的成形性优异的铝合金板的要旨为，是一种Al-Mg系铝 合金板，以质量％计含有Mg :0. 5 7. 0%、Zn :1. 0 4. 0%，余量由Al和不可避免的杂质 构成，其中，作为表示该板的组织和冲压成形性的关系的指标，将分析由电子能量损失能谱 法计测的Mg的K损失端的EELS能谱而得到的振动函数进一步进行傅立叶(Fourier)变换， 由此得到的原子的频度的径向分布函数的第一相邻峰值的位置处于1.8人(埃Angstrom)以 上、2.0A以下的范围内。
在此，所述各个Al-Mg系铝合金板允许含有Fe 1.0质量％以下、Si :0. 5质量％以 下、Mn 1. 0质量％以下、Cr :0. 3质量％以下、& :0. 3质量％以下、V :0. 3质量％以下、Ti 0. 1质量％以下、Cu :1.0质量％以下之中的一种或两种以上。在Al-Mg系铝合金板中，若含有Zn，则有SS痕的发生抑制效果，但即使是相同的 Zn含量的Al-Mg系铝合金板，SS痕的发生抑制效果也存在很大的差异。由此认为，不仅仅 含有Zn对SS痕的发生状态有影响，而且板的组织状态对SS痕的发生状态也会产生很大的影响。但是，通过使用SEM和TEM的组织观察，在含有Zn的Al-Mg系铝合金板中，并不能 发现一般被认为是对该SS痕性有效的新的微细MgZn团簇。因此，借助该新的微细MgZn团 簇的规定，并不能特定含有对该SS痕性有效的Zn的Al-Mg系铝合金板的组织。以此为依据，在本发明中，并没有测定这样的微细MgZn团簇本身，作为能够推测 只有该微细的MgZn团簇对SS痕有效并存在的组织，并且实际上也是作为能够判别是否是 SS痕性优异的组织的手段(指标)，选择的是以公知的电子能量损失能谱法测定的、所述 Al-Mg-Zn系合金板的EELS能谱。换言之，所述Al-Mg-Zn系合金板的EELS能谱能够成为表 示该板的组织和由该板的SS痕性所代表的冲压成形性的关系的指标。在此，所谓EELS是Electron Energy Loss Spectroscopy的缩写，意思是电子射 线能量损失能谱。以同一方法计测的Mg的K损失端的EELS能谱，如后述，测定的是存在于 Mg原子的周围的原子距Mg原子的距离，根据EELS能谱的分析，能够定性地确认(推测)所 述微细的MgZn团簇是否存在。而且，基于该EELS能谱的分析结果与SS痕性的效果的有无密切相关。通过该EELS 能谱的分析而得到的、特别是所述第一相邻峰值的位置，根据SS痕的发生状态彼此不同的 所述Al-Mg-Zn系合金板而大大不同。即，该第一相邻峰值的位置的值(A)越小，SS痕的发 生越受到抑制。因此，在本发明中，作为用于防止Al-Mg-Zn系合金板的组织中的所述拉伸 应变痕的有效的指标，规定所述第一相邻峰值的位置的值(A)。由此，本发明可提高临界应变量增大效果，抑制所述应力-应变曲线上的锯齿状突起，并抑制由此引起的所述平行带，抑制拉伸应变痕的发生。


图1是表示以发明的Al-Mg-Zn系合金板的电子能量损失能谱法计测的径向分布 函数的说明图。图2是放大显示图1的第一相邻峰值的位置的说明图。图3是比较Al-Mg-Zn系合金板的径向分布函数(实测)，和曲型的η相(MgZn2) 的MgZn团簇的径向分布函数(计算)这两者的说明图。图4是比较Al-Mg-Zn系合金板的径向分布函数(实测)，和曲型的θ相(Mg2Zn11) 的MgZn团簇的径向分布函数(计算)这两者的说明图。图5是表示η相(MgZn2)的MgZn团簇的原子结构的模式图。 图6是表示θ相(Ife2Zn11)的MgZn团簇的原子结构的模式图。图7是本发明的Al-Mg-Zn系合金板的100万倍的Fe-ΤΕΜ的组织照片(图纸代用 照片)。图8是具有用于比较的时效析出物的Al-Mg-Zn系合金板的30万倍的Fe-ΤΕΜ的 组织照片(图纸代用照片)。
具体实施例方式以下，就本发明的实施方式，对于各要件进行具体地说明。(组织)本发明者们发现，在Al-Mg系铝合金板中，若含有Zn，则具有SS痕的发生抑制效 果。但是同时还发现，即使是相同的Zn含量的Al-Mg系铝合金板，也会发生SS痕的发生抑 制效果上存在很大的差异的现象。由此认为，不仅仅含有Zn对SS痕的发生状态有影响，而 且Al-Mg系铝合金板的组织状态，即含有Zn时发生的MgZn团簇(析出物)的存在形态对 SS痕的发生状态也会产生很大的影响。因此，本发明者们为了确认这样的MgZn系团簇的存在状态，对于SS痕受到抑制， 冲压成形性优异的含Zn的Al-Mg系铝合金板的组织进行了观察。具体来说，使用在测定板 组织中的微细的MgZn团簇中最有效的10万倍的FE-TEM(透射型电子显微镜)进行组织观 察。其结果显示在图7、8中。图7中显示SS痕受到抑制，冲压成形性优异的本发明的Al-Mg-Zn系合金板的组 织照片(后述的实施例表2、3的发明例1)。另外，为了进行比较，还显示了具有同样组成， 并使平均最大长度为IOnm左右的微细的MgZn团簇(析出物)时效析出的SS痕性差的作为 比较的Al-Mg-Zn系合金板的组织照片(后述的实施例表2、3的比较例28)。由图7可知， 即使通过该组织观察，在SS痕性优异的含Zn的Al-Mg系铝合金板(以下也称为Al-Mg-Zn 系合金板)中，也不能发现(观察)一般被认为是对该SS痕性有效的新的微细MgZn团簇。因此，本发明者们认为，用TEM和SEM也不能观察这样的新的微细MgZn团簇，换言 之就是也不能观察到几乎与固溶状态没有太大差异的新的微细MgZn团簇的存在是否对SS 痕性造成影响。这是由于，在含Zn的Al-Mg系铝合金板组织中，如果假设有这样的新的超 微细MgZn团簇在板组织中存在，则其会妨碍所述挤压成形造成的变形时的位错的移动，能够推测出是否具有SS痕发生的抑制效果。本发明者们为了确认这一点，以电子能量损失能谱法测定拉伸应变痕的发生状态 互相不同的所述Al-Mg-Zn系合金板的组织彼此的EELS能谱。在此，所谓EELS是Electron Energy Loss Spectroscopy的缩写，意思是电子射线能量损失能谱。该电子能量损失能谱法是一种场致发射型TEM(透射型电子显微镜)所使用的 析出物的观察(分析)手法，在日本钢铁协会编，材料的组织和特性部会，析出物冶金学 (metallurgy)研究会“钢铁的析出控制冶金学最前沿”讨论教材(seminar text)的“3. 4 使用分光电子显微镜的析出物观察”等中也有介绍。另外，作为滑动构件的类金刚石碳膜 (diamond likecarbon)的规定和特性评价，公知有特开2008-297477号公报，作为不熔化 碳纤维材料的规定和特性评价，公知有特开2004-3043号公报。EELS 能谱本发明规定的Al-Mg系合金板的以电子能量损失能谱法计测的径向分布函数显 示在图1、2中。该图1、2的原子的频度的径向分布函数，是将分析由电子能量损失能谱法计测的 Mg的K损失端的EELS能谱而得到的振动函数进一步进行傅立叶(Fourier)变换而得到的。 这时，在得到该振动函数时，当然要除去发生的噪音部分。图2是图1的横轴的径向分布 (Radial disitannce 单位埃“Α”)的第一相邻峰值位置附近，1. 4 2. 6的区域的部分放 大图。所谓分析EELS能谱，更具体地说，是将分析该EELS能谱而得到的振动函数进一步 进行傅立叶(Fourier)变换，以由此而得到的原子的频度的径向分布函数中的相邻峰值的 位置(Radial disitannce)为基准而进行分析、比较。以下，将该径向分布函数也简称为以 电子能量损失能谱法计测的径向分布函数。该相邻峰值的位置表示存在于Mg原子的周围的原子距Mg原子的距离。而且，在 所述相邻峰值内的最初出现的第一相邻峰值是距Mg原子最近的原子的相邻峰值，接着出 现的第二相邻峰值是距Mg原子第二近的原子的相邻峰值的情况下，对应存在于Mg原子的 周围的原子距Mg原子的距离，相邻峰值产生。在图1、2中，以粗实线表示的曲线是使本发明的超微细的MgZn团簇时效析出的含 Zn的Al-6Mg-3Zn合金板(后述的实施例表2、3的发明例1)。另外，以粗的虚线表示的曲 线是用于比较的同组成的Al-6Mg-3Zn合金板，但没有使所述本发明的超微细的MgZn团簇 时效析出，是含有在高温下发生时效析出的Π相等的比较粗大的MgZn团簇的板(后述的 实施例表2、3的比较例27)。此外，以细实线表示的曲线是用于比较的不含Zn，没有使本发 明的超微细的MgZn团簇时效析出的Al-6Mg合金板(后述的实施例表2、3的比较例15)。如图1，发明例、比较例其纵轴的原子的频度(Normalized)在横轴的径向分布2 A 的近边，共同具有作为距Mg的原子最近的原子的频度的峰值的第一峰值=第一相邻峰值。 该原子的频度的峰值表示由所述团簇等的多个原子构成的微细的集团(或结构体)的存 在。因此称发明例、比较例均具有由相同的组成的团簇等的多个原子构成的集团。另一方 面，在部分地放大了该图1中的横轴的径向分布1.4 2.6人的区域的图2中，由发明例和比 较例可知，所述第一相邻峰值的位置彼此发生很大偏差。即在图2中，发明例1的 所述第一 相邻峰值的位置处于1.8A以上、2.0A以下的范围内的1.9A附近。相对于此，各比较例的所述第一相邻峰值的位置处于远远脱离这一范围的2.1人附近。即，可知发明例1的所述第一 相邻峰值的位置与所述各比较例的所述第一相邻峰值的位置相比，向图的左侧大大偏移。该所述第一相邻峰值位置的横轴的径向分布的值越小，表示由所述第一相邻峰值 所示的多个原子构成的集团的量值(直径，长度)就越小。因此，发明例、比较例虽然均具 有相同的组成的团簇(由多个原子构成的集团)，但由发明例1的所述第一相邻峰值所示的 团簇的量值与相对比较例而言相当地小。MgZn 团簇如前述，所述Mg的K损失端的EELS能谱是测定存在于Mg原子的周围的原子距Mg 原子的距离的。因此，使所述的新的超微细的MgZn团簇时效析出的含Zn的Al-Mg系合金 板的EELS能谱与该Al-Mg-Zn系合金板中的已知的典型性的MgZn团簇的EELS能谱进行比 较，由此至少能够定性地确认(推测)所述超微细的MgZn团簇是怎样的形态。在此，在含Zn的Al-Mg合金板中存在的已知的典型的MgZn团簇是图5中模式化 地表示的η相和图6中模式化地表示的θ相。因此，此η相和θ相的MgZn团簇的以所 述电子能量损失能谱法计测的径向分布函数并不是通过2这样的实测求得，而是通过计算 求得。然后，与所述发明例1的实测的径向分布函数比较。其结果显示在图3、4中。 在此图3、4中，虚线分别是η相和θ相的MgZn团簇的以所述电子能量损失能谱 法计测的径向分布函数的计算结果。而且，由粗实线表示的曲线是发明例1(使所述超微细 的MgZn团簇时效析出的含Zn的AL_6Mg3Zn合金板)。另外，以粗虚线表示的曲线在图3中 是η相的MgZn团簇，在图4中是θ相的MgZn团簇。另外，以细实线表示的曲线与图1、2 相同，是比较例3的不含Zn的Al-6Mg合金板，不用考虑量值，其完全没有使MgZn团簇时效 析出。首先，发明例1的EELS能谱如图3，与虚线表示的η相的MgZn团簇相邻峰值位置 相似，但波形不同，可知不是相同的团簇。通常，Al-Mg合金板中存在的量值为20nm左右以 上的比较大的时效析出物，公知是η相的MgZn团簇结构，因此可知发明例1是比该η相 的MgZn团簇小的团簇。其次，发明例1的EELS能谱如图4，与所述图3的η相相比，与虚线所示的θ相 的MgZn团簇相邻峰值位置和波形相似。但是，其有细微的不同，可知不是相同的团簇。因 此，发明例1的EELS能谱，虽然与所述η相和θ相的MgZn团簇相邻位置和波形相似，是 MgZn团簇没有问题，但可知是与其相区别的MgZn团簇。SS 痕本发明者们发现，这样的分析结果，特别是所述第一相邻峰值的位置会根据SS痕 的发生状态相互不同的所述Al-Mg-Zn系合金板而大大不同。S卩，该第一相邻峰值的位置的值(A)越小，SS痕的发生越受到抑制。即，该第一相 邻峰值的位置表示距Mg原子的距离近的所述新的超微细的MgZn团簇的存在状态，可以推 测这样的MgZn团簇会阻碍所述成形造成的变形时的位错的移动。但是，这些MgZn团簇如前述，现在还不能通过SEM和TEM等来确认其存在，而SEM 和TEM在通过组织观察而测定微细的MgZn团簇上有效。因此，利用MgZn团簇阻碍所述成 形的变形时的位错的移动，对SS痕的发生有效的说法，不过是现在的假说和推测。但是，如SS痕性良好的所述本发明的Al-Mg-Zn系合金板和通常存在于该板中的η相和θ相等的典型的MgZn团簇的比较，虽然其与这些典型的MgZn团簇不同，但是在所 述本发明的Al-Mg-Zn系合金板中，确认到MgZn团簇自身的存在本身。因此，对SS痕的发 生有效的该MgZn团簇，虽然无限地接近固溶状态当然会固溶，但推测会超微细地析出。这也证明了依靠η相(MgZn2)和θ相(Ife2Zn11)等的典型的MgZn团簇的量，所述 Al-Mg-Zn系合金板的SS痕的发生状态并没有得到改善。换言之，就是这些典型的MgZn团 簇没有SS痕的改善效果，对SS痕的发生状态没有太大影响。如以上，所述Mg的K损失端的EELS能谱的相邻峰值，对所述Al-Mg-Zn系合金板 的SS痕的发生状态的区分和判别有效。另外，推测该相邻峰值的状态表示的是对SS痕的 发生状态有影响的新的超微细的MgZn团簇的存在状态。但是，现在还不能定量地把握或判 别这样的超微细的MgZn团簇的存在本身，因此不能将该超微细MgZn团簇直接应用于SS痕 的发生状态的区分和指标。因此，在本发明中，在所述Al-Mg-Zn系合金板的SS痕的发生状态的区分和指标， 使用所述Mg的K损失端的EELS能谱的相邻峰值，从而区分SS痕的发生状态没有改善的 Al-Mg-Zn系合金板和改善了的Al-Mg-Zn系合金板。 第一相邻峰值的位置的值更具体地说，在本发明中，作为表示Al-Mg-Zn系合金板的该板组织中的超微细 MgZn团簇的存在和该板的冲压成形性的有效的指标，规定所述第一相邻峰值的位置的值 (Α)。即，在本发明中，将分析以电子能量损失能谱法计测的Mg的K损失端的EELS能谱而 得到的振动函数进一步进行傅立叶(Fourier)变换，由此得到的原子的频度的径向分布函 数的第一相邻峰值的位置处于1.8A (埃Angstrom)以上、2.0A以下的范围内。所述第一相邻峰值的位置的值(A)在该范围的与脱离该范围的相比，所述Al-Mg 系合金板的锯齿状突起发生的临界应变量(临界应变量拉伸试验中的应力-应变曲线上 的临界应变量)显著变高。由此，所述应力-应变曲线上的锯齿状突起得到抑制，从而抑制 了由其引起的所述平行带，从而抑制了 SS痕的发生。如此，所述第一相邻峰值的位置的值(A)在1.8 A 2.0 A的范围内，如前述，推 测为在Al-Mg-Zn系合金板的组织中，存在前述的新奇的超微细的MgZn团簇(Mg和Zn的团 簇超微细金属间化合物)。另外还推测，这样的超微细MgZn团簇，其阻碍因挤压成形等的 成形造成的变形时的位错的移动的效果也最大。相对于此，若所述第一相邻峰值的位置超过2.0A，则本发明的所述超微细MgZn团 簇n相化，阻碍因挤压成形等的成形造成的变形时的位错的移动的效果变小。因此，不能 抑制挤压成形时的SS痕的发生。另外，因为在FE-TEM内的测定时的电子束直径比所述超 微细MgZn团簇的尺寸大，所以该第一相邻峰值位置以铝基体和所述超微细MgZn团簇这两 方面的信息相结合的形式被测定、分析。因此，第一相邻峰值位置取决于电子束透过的区域 中的铝基体的体积分率和所述超微细MgZn团簇的体积分率的比。因此，本发明的所述超微 细MgZn团簇的体积分率增大，所述第一相邻峰值的位置降低，抑制挤压成形时的SS痕的发 生的效果增大。在此，所述第一相邻峰值位置的下限，理论上该超微细MgZn团簇以体积分 率计可降低到100%。然而，现状是该超微细MgZn团簇的体积分率得到100%的状态，在工 业上是不可能的，另外也不能确定结构。因此，由理论性的结构得到计算上的下限，在现实 状况下有困难。因此，作为能够得到的实际的SS痕发生抑制效果，而且可以在工业的范围内得以实现的下限而设定为1.8 A。还有在本发明中，屈服延伸的发生抑制带来的不规则痕的发生防止，如以往，通过 前述施加预应变(预加工)来进行。由此，在本发明中，可充分抑制在所述应变量比较低的 部分发生的不规则痕和在所述应变量比较高的部分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，也能够同时抑制由所述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)本发明的铝合金热轧板的化学成分组成，基本上是相当于作为Al-Mg系合金的 JIS 5000系的铝合金。还有，各元素的含量的％显示全部是质量％的意思。 本发明特别是作为汽车面板用原材板，需要满足冲压成形性、强度、焊接性、耐腐 蚀性等诸多特性。因此本发明的热轧板，在5000系铝合金中，是以质量％计，含有Mg :0. 5 7. 0%、Zn :1. 0 4. 0%，余量由Al和不可避免的杂质构成的Al-Mg系铝合金板。另外，该Al-Mg系铝合金板允许还含有Fe 1.0质量％以下、Si :0. 5质量％以下、 Mn 1.0质量％以下、Cr 0. 3质量％以下、Zr 0. 3质量％以下、V 0. 3质量％以下、Ti 0. 1 质量％以下、Cu :1.0质量％以下之中的一种或两种以上。Mg :0· 5 7. 0 质量％Mg提高加工硬化能，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。另外，形成所述超微细 MgZn团簇，推测可抑制挤压成形时的SS痕的发生。Mg的含量低于0. 5时，含有Mg的这些 效果发挥得不充分。另外，所述超微细MgZn团簇也不足，将分析以电子能量损失能谱法计 测的Mg的K损失端的EELS有谱而得到的振动函数进一步进行傅立叶(Fourier)变换，由 此得到的原子的频度的径向分布函数的第一相邻峰值的位置将无法处于2.0A以下的范围 内。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，冲压成形性显著降低。因此，Mg的含量为1. 5 7. 0质量％，优选为2. 5 6. 5质量％。Zn :1· 0 4. 0 质量 ％Zn形成所述新的超微细MgZn团簇，推测可抑制挤压成形时的SS痕的发生。Zn过 少而低于1.0质量％时，挤压成形时的SS痕的发生抑制效果发挥不充分。另外，所述超微 细MgZn团簇也不足，将分析以电子能量损失能谱法计测的Mg的K损失端的EELS有谱而得 到的振动函数进一步进行傅立叶(Fourier)变换，由此得到的原子的频度的径向分布函数 的第一相邻峰值的位置将无法处于2.0人以下的范围内。另一方面，如果Zn的含量超过4. 0质量％，则耐腐蚀性降低，因此Zn的含量为4. 0 质量％以下，优选在所述1.0 4.0质量％的范围内。更优选为2. 0 3. 5质量％的范围 内。在Al-Mg系铝合金板中，通常，Zn与Cu均被认为是通过析出强化而使强度提高有效的元素。另外，在专利文献1中，Zn被认为在SS痕的抑制上也是有效的元素。但是如本 发明，通过与后述的制造条件的组合，能够形成所述超微细MgZn团簇，抑制挤压成形时的 SS痕的发生，关于这一点并不公知。在本发明中，作为其他元素，还允许含有Fe、Si、Mn、Cr、Zr、V、Ti、Cu之中的一种 或两种以上。这些元素作为融解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，作为融解原料，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。而且，将这些元素降低至例如检 测界限以下等本身会招致成本升高，因此需要允许一定程度地含有。另外，在这些元素中，只是少量含有时，也有晶粒的微细化效果。AL-Mg系铝合金板 的挤压成形时的桔皮，在板的平均晶粒直径超过50 μ m等晶粒直径大时容易发生，板的是 晶粒直径越小越优选。另外，这些元素同样地少量含有，也有使成形性界限提高的效果。但是，另一方面，若这些元素的含量变多，则作为这些元素的弊病，由这些元素引 起的粗大的结晶物和析出物终究会变多，容易成为破坏的起点，反而使冲压成形性降低。此 夕卜，晶粒直径也过于微细，若低于25 μ m，则SS痕也容易出现。因此，含有这些元素时，分别 为如下范围Fe :1.0质量％以下、Si :0. 5质量％以下、Mn:1.0质量％以下、Cr :0. 3质量％ 以下、Zr :0. 3质量％以下、V :0. 3质量％以下、Ti 0. 1质量％以下、Cu :1.0质量％以下。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， 通过铸造(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阶段，另外也可以在冷轧 前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，将板厚 为1. 5mm以下的冷轧板作为制品板。对于这此由前述组成构成的Al-Mg系铝合金板(制品板)实施淬火(最终退火)， 其后进行表皮光轧等冷加工而对该板施加预应变后，对该板进行50 100°C的低温下的附 加退火或时效处理。更具体地说，是实施以下这种固溶化处理、淬火加热至450 570°C 的范围内的温度，不保持或进行180秒以下的保持后，以5°C /sec以上的冷却速度急冷至 100°C的温度，再在该固溶处理、淬火处理后的至100°C的急冷后，在1小时之内再进行冷加 工对该板施加预应变后，进行以40 90°C的温度退火的时效处理。在此，为了促进用于使 锯齿状突起发生的临界应变提高的微细的MgZn团簇的形成，在所述表皮光轧等的冷加工 之后至所述附加退火之间，需要如后述那样以短时间进行在室温下保持的室温时效。而且，作为表示该板组织(所述新的微细MgZn团簇的存在)和该板的冲压成形性 的指标，将分析由电子能量损失能谱法计测的Mg的K损失端的EELS能谱而得到的振动函 数进一步进行傅立叶(Fourier)变换，使由此得到的原子的频度的径向分布函数的第一相 邻峰值的位置处于1.8A (埃Angstrom)以上、2.0入以下的范围内。固溶处理(最终退火)为了成为本发明的板，对于以前述常规方法得到的所需的板厚的这些热轧板或冷轧板，作为最终退火，首先进行伴有急速加热和急速冷却的固溶化、淬火处理。由此，进行了 这一溶化、淬火处理的材料，即T4处理材与分批退火材相比较，强度和成形性的平衡更优 异，另外在淬火时所导入的空穴的作用下，SS痕的发生也变得更少。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0秒(不保持)或 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、延性等 降低，此外，前述新的超微细MgZn团簇的形成不充，抑制SS痕的效果变小。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变长，则产生晶粒过度的粗大化的问题。淬火处理此外固溶处理后的淬火处理时的冷却速度，需要以15°C /sec以上的冷却速度急 速冷却至室温。冷却速度低于15°C /秒时，抑制SS痕的发生的效果变小，即使其后施加预 加工和退火而成为最终板，仍有可能发生SS痕。 这样的固溶处理、淬火可以使用连续退火线(CAL)和炉连续地进行，或者也可以 加热使用盐浴，冷却使用水淬火、油淬火、强制空冷等分批式进行。在此，实施最佳的使用 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。预应变为了成为本发明的板，在实施这些固溶化处理、淬火(最终退火)后，还会对板材 进行施加预应变的冷加工(预加工)。这样的预加工在所述最终退火后至室温的急冷后， 在1小时以内进行。如果至预加工的时间超过1小时，在所述淬火时被导入的原子级的微 细空穴消失或变少，推测即使施加预应变并以低温退火，也无法使该板组织中存在所述超 微细的MgZn团簇，或者其含量不足的可能性高。如果至预加工的时间超过1小时，作为实 际问题是，以电子能量损失能谱法计测的所述第一相邻峰值位置脱离前述的范围，也难以 抑制SS痕的发生。预应变的种类无所谓，通过作为通常的预加工的方法的例如表皮光轧、冷轧或利 用辊式矫直机进行的反复弯曲加工等进行。如此调整屈服强度值的增加部分使之处于特定 的范围内而进行作为预加工的冷加工，由此确实地抑制挤压成形时的屈服延伸的发生，从 而可以确实地防止SS痕，特别是不规则前的发生。因此在本发明Al-Mg系合金板中，优选 以在预先施加一定的预应变后再进行挤压成形为前提。在此，对板施加预应变的预加工的加工率(应变的赋予量)，其施加方式为，通过 其后的低温下的附加退火，使所述超微细的MgZn团簇析出，使前述规定的径向分布函数中 的第一相邻峰值的位置处于1.8A以上、2.0A以下的范围内。此最佳的加工率根据Zn和Mg 量等的组成和至预加工的调质条件而有所不同，且重要的是，其后的附加退火温度与通常 的更高温度下的时效析出温度(150 200°C左右)相比为显著低的温度，因此一概不能说， 只能说是试行错误。但是，若该加工率过高，则板的屈服强度值过高，成形性反而降低。另外，若加工率 过低，则其后的附加退火为低温，因此所述超微细的MgZn团簇的析出量减少，所述规定的 径向分布函数中的第一相邻峰值的位置脱离1.8A以上、2.0A以下的范围。
附加退火在本发明中，在该预加工之后，进行以40 90°C的比较低的温度退火的时效处理 (附加退火)。该附加退火如前述，与通常的更高温度下的时效析出温度相比为显著的低 温。通过这样的特殊的附加退火和所述预加工的组合，所述超微细的MgZn团簇重新或进一 步生成存在，前述的以电子能量损失能谱法计测的所述第一相邻峰值位置处于所述适当范 围内，能够成为能抑制SS痕的本发明的板。还有，如前述，为了提高锯齿状突起发生的临界 应变，需要超微细的MgZn团簇的形成。因此，在进行本附加退火前，在所述溶固化和淬火处 理与施加所述预应变的表皮轧光后，需要进行前述的比较短时间的室温保持(室温时效)。 作为该室温时效(保持)时间，数小时 数日(5天左右)便已充分，完全不需要更长。所 谓该室温时效时间，是在所述预加工结束(完毕)后，至人工时效处理(附加退火)的加热 开始的时间(经过或所需时间)。所述附加退火温度低的一方固溶化淬火后的过饱和固溶度变大，因此所述超微细 的MgZn团簇被稳定地形成，但是另一方面因为扩散速度慢，所以若过低而低于40°C，则所 述超微细的MgZn团簇的形成会花费过多的时间，附加退火(时效)处理的所述效果小，作 为工业的条件不充分。另一方面，若该附加退火温度过高，则所述超微细的MgZn团簇分解， 此外所述η相等的粗大的MgZn系析出物生成。另外，在结晶晶界等处产生含有Mg和Cu 的其他合金添加元素的第二相粗子的粗大化，招致延性、成形性或耐腐蚀性的降低。该附加退火(时效)处理时间优选在所述范围温度内加热保持30分 240分左 右而进行。低于30分钟时，没有附加退火(时效)处理的所述效果。另一方面，即使超过 240分钟，效果也没有变化，时间过长也没意义。还有，在现有技术中，经所述固溶处理、淬火(最终退火)，一系列的制造工序结束 或如所述专利文献1，在固溶化处理、淬火后进行3 5%的冷加工，其后进行300 400°C 左右的最终退火，工序就此结束，但在这样的现有技术的工序中，锯齿状突起发生的临界应 变提高不充分。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所示的条件调质、制造后，分别测定、评价该调质后的板的组织、机械的特 性。其结果显示在表3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。热轧板和冷轧板的制造方法，各例均共通进行。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，如表2所示，根据需 要适宜用硝石炉进行中间退火(没有中间退火条件的记述的例子不进行中间退火)，再进 行冷轧而成为1. Omm厚的冷轧板。对于这些冷轧板，以如表2中与表1的合金编号一起显示的各个不同的条件进行 固溶、淬火处理，接着，分别选择性地进行调质处理，即作为施加预应变的冷加工的表皮光 车L，其后的附加退火。从这些调 质处理后的板上切下试验片(Imm厚)，分别测定、评价该试验片(调质后的板)的组织、机械的特性。其结果分别显示在表3中。在此，表2和表3的 简码相同，简码彼此相同的表示同一例。(EELS能谱分析)作为所述板的组织调查，从所述试验片的任意处，切下5个直径3mm的圆盘状试 料，以薄膜法制作TEM观察用试验片，将分析以电子能量损失能谱法计测的Mg的K损失端 的EELS能谱而得到的振动函数进一步进行傅立叶(Fourier)变换，求得由此得到的原子的 频度的径向分布函数的第一相邻峰值的位置的平均值。以这些结果为代表，发明例1、比较 例15 (不含Zn，没有MgZn团簇)、比较例27 (含有时效析出的η相等的比较粗大的MgZn 团簇)的所述径向分布函数的例子分别显示在所述图1、2中。该EELS能谱分析各例均通用，以下述的条件进行。作为试验装置，使用日立制造 所制HF-2000场致发射型透射电子显微镜(FE-TEM)，在200kV的加速电压下，使用Gatan 社制Model678能量过滤器，使Aperture (透镜有效孔径)为2mm，Dispersion (色散条件) 为0.5eV/piXel，测定时间为4sec，累积次数为20次。测定对象元素(原子)为Mg。(组织)
为了确认有无所述η相等比较粗大的MgZn团簇，作为所述板的组织调查，通过用 于所述EELS能谱分析的FE-TEM，以20万倍的倍率对所述试验片进行组织观察，求得观察 到的MgZn团簇的平均最大长度。另外在其中作为代表，所述图7中显示表2、3的发明例1 的组织照片，另外为了比较，在所述图8中显示表2、3的比较例28的组织照片。该同一图8 是既与发明例1有相同的组成，又使平均最大长度为20nm左右的微细的MgZn团簇的(析 出物)时效析出的SS痕性差的例子。(机械的特性)作为所述板的机械的特性的调查，进行上述各试验片的拉伸试验，分别测定抗拉 强度(MPa)、0. 2%屈服强度(MPa)、延伸率(％ )。这些结果显示在表3中。试验条件是提 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)，以室温20°C进行试验。 另外，十字头速度为2mm/分，以一定的速度进行直至试验片断裂。(SS痕发生评价)同时，为了进行作为所述板的冲压成形性的SS痕发生评价，调查所述拉伸试验时 的屈服延伸率(％ )，和所述应力-应变曲线上的锯齿状的锯齿状突起发生的应变量(临界 应变量％ )，和应力(临界应力量N/mm2)。其结果显示在表3中。如表1、2，各发明例(其中表2的发明例19缺号)满足本发明的组成规定，以所述 优选的制造条件制造。其结果如表3，各发明例其将分析以电子能量损失能谱法计测的Mg 的K损失端的EELS能谱而得到的振动函数进一步进行傅立叶(Fourier)变换，由此得到的 原子的频度的径向分布函数的第一相邻峰值的位置处于1.8人(埃Angstrom)以上、2.0人以 下的范围内。另外，另一方面，各发明例如表3，所述η相等的比较粗大的MgZn团簇不存 在。由此如表3，各发明例1 21 (其中表3的发明例19缺号)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，高的为10. 0%或15. 0%以上。而且，这 些优异的SS痕特性能够在不降低JIS5052合金和JIS5182合金等的5000系铝合金板所具有抗拉强度和延伸率等的优异的机械的特性水平的前提下达成。另一方面，比较例22 27使用与发明例1相同的表1的合金编号1，如表2，调质 条件分别脱离优选的范围。比较例22未进行表皮光轧，没有施加预应变。比较例23固溶 处理温度过低。比较例24固溶处理后的淬火时的冷却速度过低。比较例25没有进行附加 退火。比较例26至室温的淬火处理完毕后，至表皮光轧开始的所需时间过长。比较例
附加退火温度过高，如所述图8，比较粗大的时效析出物生成。另一方面，比较例28 31虽然调质条件在优选范围，但表1的合金组成脱离本发 明范围。比较例28不含Zn (表1的合金15)。比较例29虽然含有Zn，但是含量太少(表1 的合金16)。比较例30其Zn的含量过多(表1的合金17)。比较例31其Mg的含量过多 (表1的合金18)。其结果如表3，各比较例所述第一相邻峰值的位置脱离上限范围。另外，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很低并低于8%，也有比较粗大的时效 析出物生成的例子(比较例23、24、27)。因此，各比较例除去所述有比较粗大的时效析出物 生成的例子，虽然强度和延伸率等的机械的特性与发明例没有太大差异，但是SS痕特性显 著低于发明例。由以上的实施例证明，本发明各要件或优选条件对于SS痕特性的临界的意义。表1
表2
*发明例19缺号产业上的利用可能性如以上说明，根据本发明，能够提供拉伸应变痕(SS痕)的发生少，成形性优异的 含Zn的Al-Mg系铝合金板。其结果是，在面向对板挤压成形并加以使用的所述汽车等的大 量用途中，扩大了 Al-Mg系铝合金板的应用。
权利要求
一种成形性优异的铝合金板，是Al-Mg系铝合金板，其特征在于，以质量％计含有Mg0.5～7.0％、Zn1.0～4.0％，余量是Al和不可避免的杂质，其中，作为表示该板的组织和冲压成形性的关系的指标，将对由电子能量损失能谱法计测到的Mg的K损失端的EELS能谱进行分析而得到的振动函数进一步进行傅立叶变换，由此得到的原子的频度的径向分布函数中的第一相邻峰值的位置处于1.8(埃)以上、2.0以下的范围内。FSA00000061256100011.tif,FSA00000061256100012.tif
2.根据权利要求1所述的成形性优异的铝合金板，其特征在于，所述铝合金板还含有 从Fe :1.0质量％以下、Si :0. 5质量％以下、Mn :1.0质量％以下、Cr :0. 3质量％以下、Zr 0.3质量％以下、V :0. 3质量％以下、Ti :0. 1质量％以下、Cu :1.0质量％以下中选出的一种 或两种以上的元素。
全文摘要
提供一种拉伸应变痕的发生少，成形性优异的Al-Mg系铝合金板。在制造由含有特定的Mg、Zn的组成构成的Al-Mg系铝合金板时，筹划最终退火后的调质处理，分析该板的以电子能量损失能谱法计测的Mg的K损失端的EELS能谱，使由此得到的第一相邻峰值的位置处于特定的范围内，从而抑制严酷条件下的挤压成形时的拉伸应变痕的发生。
文档编号C22C21/06GK101845574SQ20101014470
公开日2010年9月29日 申请日期2010年3月24日 优先权日2009年3月24日
发明者松本克史 申请人:株式会社神户制钢所