CN102373353B - 成形性优异的铝合金板 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种不产生由室温下的时效硬化导致的弯曲性下降等新问题、SS纹的发生较少、且加压成形性优异的Al-Mg系合金板。在由包含特定的Mg、Cu的组成形成的Al-Mg系铝合金板制造时，不仅阶段性的控制固溶后的淬火处理时的冷却速度，而且控制附加退火条件，使对该合金板进行差示热分析得到的从室温开始的加热曲线的180～280℃之间的吸热峰值高度表示的Cu的团簇存在，作为Mg时难以扩散，且锯齿形难以发生的板组织来抑制加压成形SS纹的发生。

Description

成形性优异的铝合金板

技术领域

本发明涉及成形性优异的Al-Mg系铝合金板。本发明所说的铝合金板是热轧制板和冷轧制板，指的是进行了固溶处理和淬火处理等调质的铝合金板。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，尤其是车盖、车门、车顶等大型车身面板(外板、内板)的材料，除了钢板等钢铁材料以外，也正在研究铝合金材料的应用。

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，所以一直以来被用作这些大型车身面板用的加压成形原材料。

但是，如专利文献1等公开的那样，如果对这些Al-Mg系合金板进行拉伸试验，则有在应力-应变曲线上的屈服点附近产生屈服拉伸的情况，另外还有在超过了屈服点的比较高的应变量(例如拉伸伸长率2％以上)下，应力-应变曲线上产生锯齿状或者阶梯状的锯齿形(振动)的情况。这些应力-应变曲线上的现象在实际的加压成形中导致所谓的拉伸应变(StretcherStrain)(以下也记作SS纹)的发生，这对于作为成形品的大型车身面板，尤其是外观很重要的外板来说，成为损失商品价值的很大的问题。

该SS纹如公知所述可分为：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的无规则纹，以及在应变量比较高的部位以相对于拉伸方向约成50°的方式发生的平行的带状模样的平行带。已知前者的无规则纹由屈服点拉伸引起，另外后者的平行带由段落0004中记载的应力-应变曲线上的锯齿形(振动)引起。

一直以来，提出了各种消除这些SS纹的方法。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的粗大的方法。但是，这种晶粒的调整方法即便是在SS纹中，如段落0004中记载的防止平行带的发生中并不是有效的。另外，如果晶粒变得过于相大，则反而产生在加压成形中表而上出现粗糙等其他的问题。

另外，作为其他消除SS纹的方法，还已知有以下方法：在对大型车身面板的加压成形前，预先对Al-Mg系合金板的O材(软质材)或T4处理材等的调质材施加表皮光轧加工或者矫平加工等加工(预加工)，而事先提供若干应变(预应变)。但是，即便是这样的预加工法，在加工度变得过高时，也容易产生段落0004中记载的应力-应变曲线上的锯齿形(振动)，即使在实际的加压成形时，也容易关系到宽幅度的清楚的平行带的发生。因此，对预加工的加工度具有很大的制约，减小加工度时无法稳定地防止无规则纹的发生。因此，该预加工法中，由于防止平行带的发生的最佳加工度与防止无规则纹发生的最佳加工度相反，所以无法同时防止这两者。

与此相对，在前述的专利文献1中，提出了抑制无规则纹的发生的同时也抑制了宽幅度的平行带的发生的、SS纹的发生少的Al-Mg系合金板的制法。具体而言，对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、淬火处理，之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。然后得到实质上不存在平均晶粒径为55μm以下且150μm以上的粗大晶粒的最终板。

这里，还公知在Al-Mg系合金板领域中，虽然未必直接提及抑制SS纹的发生，但将利用差示热分析(DSC)测定合金板的热变化得到的、从室温开始的加热曲线的吸热峰值的位置和其高度作为该板的加压成形性提高的指标。

例如，专利文献2中提出了，通过利用Al-Mg系合金板的差示热分析(DSC)得到的、从室温开始的加热曲线的特定位置的吸热峰值高度，作为加压成形性提高的指标。该差示热分析(DSC)在铝合金板的领域被通用，其原因在于，在TEM等微组织观察中不能判别和识别、且不能直接证明存在对特性有影响的团簇(金属间化合物)的情况下，通过前述加热曲线的特定位置的吸热峰值位置和高度来间接证明有无团簇等组织上的差异或者作为指标。

该专利文献2中，通过双辊式连续铸造所制造的超过8质量％的高Mg的Al-Mg系合金板中，使从室温开始的加热曲线的50～100℃之间的吸热峰值高度为50.0μW以上，由此使加压成形性提高。这根据的是，该吸热峰值高度表示Al-Mg系合金板组织中被称为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，最近的大型车身面板，尤其是外观很重要的外板中，表面性状的要求水平更加严格，即使是这些专利文献1或专利文献2，对于这样的要求抑制SS纹发生的对策也是不充分的。例如，专利文献1中，尽量使阶梯状的锯齿形轻微(记载在专利文献1的实施例的评价阶梯状锯齿形的说明中)，因此不能完全抑制作为SS纹之一的平行带。

对此，专利文献3中，对上述问题进行改良，并提出了不仅抑制无规则纹的发生，同时也抑制平行带的发生，并抑制了SS纹的对汽车面板的加压成形等成形性优异的Al-Mg系铝合金板。在该文献3中，对于Al-Mg系铝合金板，尤其是使其含有Zn0.1～4.0％，进一步提高锯齿形发生的临界应变量(极限应变量)。即，通过Zn等第3元素的含有、添加，使作为包含Zn等的团簇的由Al和Mg形成的团簇(超微细金属间化合物)的形成量增大，从而使由这些团簇引起的极限应变量的增大效果进一步提高。而且，由此抑制锯齿形，并抑制起因于此的平行带，抑制SS纹的发生。

该包含Zn等的团簇为纳米级别以下的大小，在10万倍左右的FE-TEM等微组织观察中不能判别和识别，不能直接证明其存在。因此，即使该专利文献3，也与前述专利文献2同样，对有无团簇等的组织上的差异，将利用差示热分析(DSC)测定热变化的前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差异的指标。具体而言，包含Zn等的Al-Mg团簇可推测为前述DSC加热曲线在100～150℃之间的吸热峰的要因，并且该吸热峰值高度为200.0μW(微瓦)以上。

但是，根据本发明人等的见解，在Al-Mg系铝合金板中，如该专利文献3所示大量含有Zn时，产生了如下的新问题：容易产生在室温的时效硬化。这可推测为由于专利文献3中作为抑制SS纹发生的妙策的想要生成利用Zn形成的团簇(超微细金属间化合物)容易在室温产生引起的。即，Zn含量越多，在室温下形成前述团簇量越增大，作为结果可推测为在室温下的时效硬化过度进行导致的。通常Al-Mg系铝合金板并不是在铝板制造厂制造后马上在汽车制造厂成形为大型车身面板等，而通常普遍的是有数周以上的间隔。因此，例如从板的制造经过1个月后，成形为大型车身面板等时，产生时效硬化会显著进展、弯曲性和加压成形性反而被阻碍这样的新(其他的)问题。

如公知所述，与因由Mg、Si形成的团簇容易产生室温下的时效硬化的、热处理型的Al-Mg-Si系(6000系)铝合金板相比较，通常Al-Mg系铝合金板在室温下的时效硬化难以产生。但是，如专利文献3所述，即使这样的Al-Mg系铝合金板，在Zn含量较多时，异常的是与6000系铝合金板同样也显示室温下的时效硬化。

以往技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平7-224364号公报

专利文献2：日本特开2006-249480号公报

专利文献3：日本特开2010-77506号公报

发明内容

鉴于以上的问题，本发明的目的在于提供不产生由室温下的时效硬化带来的弯曲性下降等新问题、不仅抑制由前述屈服拉伸引起的无规则纹的发生、同时也抑制平行带的发生的，能抑制SS纹发生，使对汽车面板的加压成形性提高的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在于：其为以质量％计含有Mg：2.0～6.0％、Cu：超过0.3％且为2.0％以下、余量为Al和不可避免的杂质的Al-Mg系铝合金板，利用差示热分析测定该该板的热变化得到的从室温开始的加热曲线中，在180～280℃之间的最大的吸热峰值高度为5W/g以上。

本发明人等的见解如下：作为具有SS纹发生的抑制效果的元素，选择Cu代替容易产生室温下的时效硬化的Zn。即，如果为Cu，就可不产生Zn这样的室温下的时效硬化，具有SS纹发生的抑制效果。

但是，本发明人等还有如下的见解：即使是同样含有Cu也存在没有SS纹的发生抑制效果的情况，例如即使是相同的Cu含量的Al-Mg系铝合金板，对SS纹发生的抑制效果也有较大的差别。从上述的情况可以考虑，不单是含有Cu，而且Al-Mg系铝合金板中的Cu的存在状态(组织状态)的差异，对SS纹的发生状态也有较大的影响。

对于该Cu的存在状态进一步研究的结果是，本发明人等推测特定的(新型的)Cu的微细的团簇(以Cu为主的微细团簇)的存在量和有无存在，使SS纹发生的抑制效果受到较大影响。

但是，该Cu的团簇的存在实际上并不能直接认定。例如，对含有Cu且能够生成Cu的团簇的、实施了特定条件的调质(后述)的Al-Mg系铝合金板，即使使用10万倍的FE-TEM(透射型电子显微镜)进行组织观察，也未发现该Cu的团簇的存在。换言之，可以推测该Cu的团簇与前述专利文献2、3的Al-Mg系金属间化合物等相同，是纳米级别以下的微小尺寸。因此，采用作为通常的组织观察方法的SEM、TEM的分析方法，不能确定该Cu的团簇。

据此，本发明人等对不能间接证明该新型的Cu的团簇的存在进行了研究。然后发现，对含有Cu而且实施了特定条件的调质的Al-Mg系铝合金板，利用差示热分析(DSC)测定该板的热变化得到的、从室温开始的加热曲线(DSC加热曲线)中，在180～280℃之间具有明显的吸热峰。而且该最大的吸热峰值的高度为5W/g以上时，具有SS纹发生的抑制效果。

可以明确的是，该DSC加热曲线的180～280℃之间的吸热峰值，是由Al-Mg系合金板的组织中存在的某些团簇决定的，而该吸热峰值的高度是由某些团簇的量决定的。而且，如后所述，该DSC加热曲线的180～280℃之间的吸热峰，仅在含有Cu而且实施了特定条件的调质的Al-Mg系铝合金板中出现，不含有Cu的Al-Mg系铝合金板、或者虽含有Cu但未实施特定条件的调质的Al-Mg系铝合金板中不出现。因此，可明确该DSC加热曲线的180～280℃之间的吸热峰至少由与Cu相关的团簇决定。

结果，本发明人等认识到该DSC加热曲线的180～280℃之间的吸热峰表示存在具有SS纹发生的抑制效果的新型的Cu的团簇、和该团簇的存在量。而且，该Cu的团簇乃至DSC加热曲线的180～280℃之间的吸热峰虽然在后面详述，但在目前清楚的范围内，只通过板的制造工序中的轧制而成的板的调质，即，只通过对固溶处理后的淬火处理时的冷却速度的控制以及之后的超过100℃的特定条件下的附加退火进行组合的特定的调质(处理)来生成。在该淬火处理时的冷却速度的控制不偏离最佳条件、或者该附加退火的温度过低、或者不实施附加退火时等调质条件偏离的情况下，例如即使同样含有Cu，也不产生DSC加热曲线的180～280℃之间的吸热峰，且不具有SS纹发生的抑制效果。因此，这种情况下，容易推测具有SS纹发生的抑制效果的特定的Cu的团簇没有生成。

本发明通过使用不产生如上所述的Zn之类的室温下的时效硬化的Cu，由此控制Al-Mg系铝合金板的组织，并妨碍游离的Mg原子向转位移动，作为Mg扩散困难的组织，难以产生锯齿形突起，能够获得SS纹性优异的合金。

附图说明

图1是表示差示热分析本发明铝合金板得到的从室温开始的加热曲线的说明图。

具体实施方式

以下关于本发明的实施方式，对各要件进行具体说明。

(组织)

将对本发明的含有Cu的Al-Mg系铝合金板进行差示热分析(DSC)得到的从室温开始的加热曲线(DSC加热曲线)以粗实线示于图1中。该图1的DSC加热曲线(粗实线)为后述的实施例表1、2的发明例4。另外，在合并的图1中，作为比较例，不含Cu的Al-Mg系铝合金板的DSC加热曲线也以细线表示。该图1的DSC加热曲线(细线)为后述的实施例表1、2的比较例14。

该发明例4的DSC加热曲线(粗实线)在横轴的温度180℃之前为平稳的曲线，没有在下方凹陷(向下方凸出的)的吸热峰。但是超过180℃之后开始向下方下降，在180～280℃之间，作为相对于前述平稳的曲线部分能够明显判别的峰，存在在下方凹陷的吸热峰(顶点、顶部)，且该吸热峰具有一定的吸热峰值高度。该180～280℃之间的吸热峰值的存在与前述比较例14的DSC加热曲线(细线)比较时，则更明显。比较例14的DSC加热曲线(细线)中，在180～280℃之间没有能够判别的前述吸热峰，经过横轴的100～300℃，全部仅具有平稳的曲线。附带说明一下，在横轴超过300℃的位置具有在上方凸出的较大的发热峰是来自S‘相的Al-Mg-Cu系合金特有的峰值，比较例的DSC加热曲线中都同样共通存在。但是可考虑，发明例4的峰比比较例的峰大的原因为前述团簇的存在促进前述S’相的形成。

所谓该吸热峰值高度是指存在于180～280℃之间的、前述吸热峰值的纵轴的高度(W/g)。对该吸热峰值高度而言，在测定温度150℃的位置进行校正使吸热量与发热量均为0后，求出180～280℃范围的成为最大的吸热峰值高度(W/g)。此时，测定从从室温开始的加热曲线(差示扫描热分析曲线)的纵轴的热流动(HeatFlow)为0.00的基准线，到其高度成为最大的吸热峰值的距离(W/g)。附带说明一下，前述吸热峰的横轴的范围为180～280℃也是以如下情况作为基准的：从DSC加热曲线(粗实线)与纵轴的热流动为0.00的基准线相同水平起，开始向下方下降的位置为180℃附近，前述下方凹陷的峰后的DSC加热曲线(粗实线)向上方升起且与纵轴的热流动为0.00的基准线成为相同水平的位置为280℃附近。

为了使本发明中Al-Mg系铝合金板的SS纹性提高，该DSC加热曲线的180～280℃之间的吸热峰的高度为5W/g以上。可推测，本发明的Al-Mg系铝合金板含有Cu而且实施了特定条件的调质，该DSC加热曲线的180～280℃之间的吸热峰间接地表示以Cu为主的微细的团簇的存在状态，该吸热峰值的高度表示以Cu为主的微细的团簇的存在量。因此，可推测，只要没有该DSC加热曲线的180～280℃之间的吸热峰值，则不存在以Cu为主的微细的团簇，只要该吸热峰值的高度小于5W/g，则表示以Cu为主的微细的团簇的存在量过于少。

如后述的实施例，只要该180～280℃之间的最大的吸热峰值的高度为5W/g以上，则可以将Al-Mg系合金板的拉伸实验的应力-应变曲线上的锯齿形产生的临界应变量的εc(极限应变量)提高到8％以上、更优选提高到10％以上。另一方面，只要没有该DSC加热曲线的180～280℃之间的吸热峰值，或者只要该吸热峰值的高度小于5W/g，则无法不产生室温下的时效硬化地提高产生锯齿形发生的临界应变量，不能抑制SS纹发生。予以说明，该180～280℃之间的最大的吸热峰值的高度的上限值没有特别的限定，如果从制造上的限度等考虑时，设定为20W/g左右。另外，前述临界应变量εc(极限应变量)的上限也没有特别地限定，如果从制造上的限度等，设定为20％左右。

此处，相对于前述先行专利中规定的“μW”(微瓦)仅规定热量而言，该吸热峰值的高度(图1的纵轴)的单位“W/g”是以测定试料的重量(g)进行规格化的。即，W上带有“μ”或者不带有，仅仅是数值的位数的改变(10-6)，单位仅用“μW”规定时，能发生无法考虑伴随着试料重量的变化的热量的变化的问题。因此，本发明中，为了提高测定的精度和再现性、更明确化吸热峰值的高度的规定，采用了热量除以试料重量的比值“W/g”。在铝合金的差示热分析领域，该单位“W/g”反而比“μW”更通用，记载(使用)在例如，轻金属第59卷第8号(2009)439～443页“銅を添加したAl-Mg-Si合金のベ一クハ一ド性に及ぼす自然時効と高温予時効の影(添加了铜的Al-Mg-Si合金的烘烤硬化性所涉及的自然时效和高温预备时效的影响)”；轻金属第56卷第11号(2006)673～679页“Al-3％Mg-1％Cu合金の時効効果及びナノ析出に及ぼすAg添加の影(Al-3％Mg-1％Cu合金的时效硬化以及纳米析出组织中涉及的Ag添加的影响)”；轻金属第52卷第2号(2002)64～70页“Al-Cu合金の相分解初期における微量添加元素の挙動とその計算機シミユレ一シヨン(Al-Cu合金的相分解初期中的微量添加元素的举措及其计算机模拟)”等中。

可推测，Al-Mg系铝合金板的加压成形时产生的SS纹，尤其是由应力-应变曲线上的锯齿形(振动)引起的平行带是通过固溶在铝基质中的游离的Mg原子对转位反复进行固定和脱离而产生的。以下，由应力-应变曲线上的锯齿形(振动)引起的平行带的SS纹也简单称为SS纹、或SS纹(锯齿形)。与此相对，可以推测，只要通过特定的调质而生成的本发明的Cu的团簇存在于Al-Mg系铝合金板的组织中，由于妨碍了由加压成形导致的板的变形时的游离的Mg原子向转位的移动，所以可以抑制SS纹(锯齿形)发生。而且本发明中使用的Cu或者Cu的团簇几乎不产生Zn这样的室温下的时效硬化。

可推测以该Cu为主的团簇与前述专利文献2的Al-Mg系金属间化合物等相同，为纳米级别以下的尺寸。因此，10万倍左右的FE-TEM等的微组织观察中不能判别和识别，从而不能直接证明其存在。因此，本发明中，并不是直接限定这些团簇(组织)，而是限定前述DSC加热曲线的180～280℃之间的吸热峰值。

但是，前述专利文献2、3和本发明中，如果成为团簇的金属间化合物是相同的，则必然DSC加热曲线的吸热峰也相同。正因为这些团簇、金属间化合物的组成等相互不同，所以DSC加热曲线的吸热峰不同。

另外，如图1的DSC加热曲线，本发明的Al-Mg系铝合金板中，没有前述专利文献3中规定的DSC加热曲线的100～150℃之间的吸热峰。

附带说明一下，该专利文献3，也与前述专利文献2同样，对团簇的有无等组织的差异，将利用差示热分析(DSC)测定板的热变化的前述加热曲线中特定位置的吸热峰值位置和高度作为即使是相同的Al-Mg系铝合金板也各自组织不同的指标。据此，前述专利文献2、3的Al-Mg系金属间化合物的前述DSC加热曲线的吸热峰仅在50～100℃之间、或者100～150℃之间这样的比本发明更低的温度范围。与此相对，本发明的前述DSC加热曲线的吸热峰值为比上述更高的温度范围的180～280℃之间的吸热峰，即便在吸热峰的温度范围也可以被明显区别。

即，对本发明的Al-Mg系铝合金板而言，不具有前述专利文献2中规定的Al、Mg团簇和前述专利文献3中规定的包含Zn等的团簇，如图1所示，也没有在这些规定温度区域中的吸热峰，而且，这些专利文献2、3的各自的图1中也没有本发明中的DSC加热曲线的180～280℃之间的吸热峰，所以这些专利文献2、3没有本发明的团簇。

在这些专利文献2、3中，作为选择性的元素含有本发明的Cu1.0％以下，本发明中允许的含有微量的杂质Zn。但是，可知包含这些Cu的成分组成例如即便相同，也由于它们彼此的团簇的存在状态的差异而组织不同，不仅SS纹发生的抑制效果，而且关联到本发明中想要的不产生室温下的时效硬化这样的较大的特性差异。

这样彼此的组织(团簇)的差异也可以从彼此的板的制法的差异来证明。含有Zn的专利文献3的Al-Mg系铝合金板，如本发明所述，虽然对固溶处理后的淬火处理时的冷却速度控制成在高温区域进行急冷、在低温区域进行缓冷，然而，之后如本发明所述，在超过100℃的温度下不进行附加退火(人工时效处理)，而是仅选择性的进行在50～100℃的低温度下的附加退火。这样低的附加退火温度中，不生成本发明的Cu团簇，而如专利文献3的图1所示，没有DSC加热曲线的180～280℃之间的吸热峰。

另外，作为选择性元素含有Zn、Cu1.0％以下的专利文献2的Al-Mg系铝合金板，如本发明所述，在夹杂着低温区域的缓冷2个阶段没有控制固溶处理(最终退火)后的淬火处理时的冷却速度，而仅对500～300℃的温度范围以10℃/S以上进行急冷。对于该冷却速度，没有实施通常为使生产性不降低而进行的从100℃以下到室温的缓慢冷却。因此，可推测该专利文献2中，虽然没有明确记载100℃以下的冷却速度，但通常为5℃/S左右以上的冷却速度。而且，在该专利文献2中，之后仅选择性进行50～120℃的温度下的附加退火。这样的调质条件不生成本发明的Cu团簇，如专利文献3的图1所述，没有DSC加热曲线的180～280℃之间的吸热峰。

从这样的事实出发，可证明本发明的Al-Mg系铝合金板中的DSC加热曲线的180～280℃之间的吸热峰值高度是与前述专利文献3中规定的包含了Zn等的团簇、和前述专利文献3中规定的团簇不同的其他的新型的团簇。

前述专利文献2、3和本发明是不同的组织、且将不同的团簇作为对象的情况也可以从两者达到的效果不同来证明。如前所述，专利文献2中不能充分抑制拉伸应变纹的发生。另外，专利文献3中，不能抑制室温时效硬化。与此相对，本发明中，不仅抑制了室温时效硬化，而且能够同时抑制由屈服拉伸引起的无规则纹的发生和与应力-应变曲线上的锯齿形相关联的平行带的发生。

本发明作为汽车面板用原材料板，尤其是外观很重要的外板中的表面性状要求水平变得更严格的情况下，或者从板的制造到对这些面板的成形需要时间的情况下，不仅能够抑制该期间的室温时效硬化，而且SS纹性优异。即，不仅抑制室温时效硬化，而且能够同时抑制由屈服拉伸率引起的无规则纹的发生和与应力-应变曲线上的锯齿形相关的平行带的发生。该结果是能够大大提高汽车面板用原材料板的性能和特性。

(化学成分组成)

本发明铝合金热轧板的化学成分组成基本上是制成相当于作为Al-Mg系合金的JIS5000系的铝合金。予以说明，各元素的含量的％表示全部是质量％的意思。

本发明尤其是作为汽车面板用原材料板需要满足加压成形性、强度、焊接性、耐腐蚀性等诸特性。因此本发明的轧制板，即便是在5000系铝合金中，也制成以质量％计含有Mg：2.0～6.0％、Cu：超过0.3％且为2.0％以下、余量为Al和不可避免的杂质的Al-Mg系铝合金板。予以说明，元素含量全部是质量％。

该Al-Mg系铝合金板，作为其他的杂质元素，以质量％计允许分别含有Fe：0.5％以下(包含0％)、Si：0.5％以下(包含0％)、Mn：0.5％以下(包含0％)、Cr：0.1％以下(包含0％)、Zr：0.1％以下(包含0％)、Ti：0.05％以下(包含0％)、在小于Ti的含量的范围内随附该Ti容易混入的B(硼)。

进而，如前所述，由于作为杂质元素的Zn，是产生室温下的时效硬化使弯曲性、加压成形性下降的原因，所以尽量不含有。另外，假如即便含有，以质量％计限制为小于1.0％，优选限制为0.6％以下，更优选限制为0.1％以下。

Mg：2.0～6.0％

Mg提高加工硬化能，确保作为汽车面板用原材料板所需要的强度、耐久性。另外，使材料均匀地塑性变形而提高断裂裂纹极限，提高成形性。Mg的含量小于0.5％时，强度、耐久性变得不充分。另一方面，Mg的含量超过7.0％时，板的制造变困难，而且加压成形时，反而容易发生晶界破坏，加压成形性显著下降。因此，Mg的含量设为2.0～6.0％，优选设为2.4～5.7％的范围。

Cu：超过0.3％且为2.0％以下

可推测Cu与Zn不同，形成以前述的Cu为主体的微细的团簇，不会使板发生室温时效硬化，抑制加压成形时的SS纹的发生。Cu过于少于0.3％以下时，加压成形时的SS纹的发生抑制效果的发挥变得不充分。另外，以Cu为主体的团簇的生成量也不足。另一方面，Cu的含量如果超过2.0质量％，粗大的晶体析出物和析出物的生成量变多，由此容易成为破坏的起点，反而使加压成形性下降。Cu的含量设为超过0.3％且为2.0％以下的范围，优选为0.4～1.9％的范围内。

Cu/Mg：0.05～1

此处，为了发挥Cu的前述添加效果，Cu相对于Mg的含量之比：Cu/Mg设为0.05～1。该比的上限值和下限值是从彼此的前述含量的上限值和下限值之间或者优选的上限值和下限值之间的比算出的，优选设为0.08～0.8的范围。

其他的元素：

其他的元素例示有Fe、Si、Mn、Cr、Zr、Ti等。这些元素是作为熔解原料随着铝合金废料量(相对于铝锭(アルミウム地金)的比例)增加而含量变多的杂质元素。即，从Al合金板的再利用的观点出发，作为熔解原料，不仅是高纯度铝锭，而且5000系合金和其他的Al合金废料材、低纯度Al锭等作为熔解原料使用时，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限以下等本身成本会升高，需要允许某种程度的含有。在该方面，允许以质量％计分别含有Fe：0.5％以下(包含0％)、Si：0.5％以下(包含0％)、Mn：0.5％以下(包含0％)、Cr：0.1％以下(包含0％)、Zr：0·1％以下(包含0％)、Ti：0.05％以下(包含0％)、在小于Ti的含量范围内随附该Ti而容易混入的B(硼)。

(制造方法)

对本发明的板的制造方法进行以下的具体说明。

本发明中，在至固溶处理前的轧制工序前，含有5182、5082、5083、5056等的Mg4.5％左右，可以利用基于成形用Al-Mg系合金的通常的制造工序的制造方法进行制造。即，经过铸造(DC铸造法、连续铸造法)、均质化热处理、热轧的通常的各制造工序来制造，成为板厚为1.5～5.0mm的铝合金热轧板。在该阶段可以为制品板，还可以是在冷轧前或冷轧的中途中选择性地一边进行1次或2次以上的中间退火，一边再进行冷轧，成为板厚为1.5mm以下的冷轧板的制品板。

固溶处理：

为了成为具有本发明的组织的板，对于如以上的操作得到的所需板厚的这些热轧板或者冷轧板，首先，进行伴随急速加热和急速冷却的固溶处理和淬火处理。进行了这样的固溶处理和淬火处理的材料、即T4处理材料，与伴随着比较缓慢的加热和冷却的间歇退火材料相比较，强度和成形性的平衡优异。

此处，固溶处理温度的适合值根据具体的合金组成而不同，需要设为450℃以上570℃以下的范围内。另外，该固溶处理温度下保持需要设为180秒(3分钟)以内。固溶处理温度小于450℃时，合金元素的固溶变得不充分，有可能强度和延展性等下降。另一方面，固溶处理温度如果超过570℃，则晶粒过度粗大化，从而成为成形性下降和成形时的粗糙发生的问题。另外固溶处理温度下的保持时间如果超过180秒，产生由晶粒的过度粗大化导致的成形性下降和成形时的粗糙发生等问题。

淬火处理：

固溶处理后的淬火处理时的冷却速度需要在高温区域的急冷、低温区域的缓冷这2个阶段。首先，在高温区域的急冷中，板的温度从固溶温度到100℃之间(范围)的冷却速度为5℃/秒以上。该冷却速度小于5℃/秒时，冷却过程中的尤其是在高温区域，生成粗大的析出物，团簇的生成量变少，从而抑制SS纹的发生的效果减小。因此，即便在之后施加预加工和退火而制成最终板，仍有可能发生SS纹。

作为本发明的板，继该急冷后，板的温度从100℃以下到室温的低温区域之间(范围)的冷却速度是为了使前述DSC加热曲线的180～280℃的之间的吸热峰值高度为5W/g以上，因此重要。该低温区域的冷却需要缓冷，使从100℃以下到室温的冷却速度以1℃/分钟以下的冷却速度而进行缓慢冷却。用于缓冷的下限值没有特别限制，但从生产工序的效率上考虑优选0.01℃/分钟以上。

根据这样的淬火条件，可推测前述Al-Mg系合金板的组织中，生成以Cu原子为主的原子的集合体(团簇)。因此，如果使该低温区域的冷却为前述高温区域下的急冷速度或者超过前述1℃/分钟的冷却速度等而使该淬火条件不合适，则即便进行后述的附加退火，仍不能确实防止SS纹的发生。即，可推测该淬火条件如果不合适，则即使进行后述的附加退火，前述DSC加热曲线的180～280℃之间的吸热峰值高度不为5W/g以上，仅是确实地能够防止SS纹的发生的量，而不能生成以Cu为主的团簇。即，该低温区域的冷却超过1℃/分钟的冷却速度时，即使在之后施加预应变成为最终板也有可能发生SS纹。

施加预应变：

为了制成本发明的板，为了消除SS纹尤其是无规则纹，如以往所述，实施了这些固溶处理、淬火后，再对板进行施加预应变的冷加工(预加工)。这些通过例如表皮光轧、冷轧或利用辊式矫平机的反复弯曲加工等来进行。如此调整屈服点值的增加部分而使之处于特定的范围内，来进行作为预加工的冷加工，由此确实地抑制加压成形时的屈服拉伸的发生，可以确实地防止SS纹，特别是不规则纹的发生。因此，本发明的Al-Mg系铝合金板中，优选以预先施加一定的预应变之后再进行加压成形为前提。另外，施加这样的预应变，也成为前述固溶处理、淬火处理后的板的形状控制和残留应力除去。

预应变的施加量与屈服点值增加若干这样的现有的一般性的用于防止不规则纹发生而进行的预加工等同即可。例如，在冷加工中的表皮光轧、冷轧或冷加工中的利用辊式矫平机进行的反复弯曲加工等中，施加加工率为1～5％左右的预应变。通过施加这样的预应变(冷加工)，能够积极地向材料内导入大量变形带，可以确实地防止屈服拉伸的发生，即使在晶粒微细的Al-Mg系合金板中也可以稳定地防止不规则纹的发生。在其以上的高的加工率下，在考虑不进行最终退火的本发明这样的制造方法的情况下，反而有可能使延性、成形性降低，故不优选。

附加退火：

本发明中，在该预加工后，进行加热到超过100℃、且为200℃以下的温度的附加退火或人工时效处理。换言之，本发明中，不进行通常在该预加工后进行的250℃以上且小于550℃左右的温度下的急速加热、急速冷却这样的最终退火。

进行附加退火处理(人工时效处理)时，作为本发明的板，确实为了使前述DSC加热曲线的180～280℃之间的吸热峰值高度为5W/g以上，在前述预应变的施加后，在高于100℃且为200℃以下的温度范围内进行。该附加退火的处理时间在前述温度范围加热并保持0.5～48小时左右来进行。此时，该附加退火温度更优选超过150℃且为200℃以下的范围。

附加退火温度过低、或者保持时间过短时，没有附加退火的效果，在附加退火中没有生成以Cu为主的团簇或者生成量不足。因此，仅控制前述固溶处理后的淬火处理时的冷却速度，则以Cu为主的团簇不足，前述DSC加热曲线的180～280℃之间的吸热峰值高度不能为5W/g以上。其结果是不能确实防止SS纹的发生的可能性高。

另一方面，使附加退火处理在高于200℃的高温下进行时，反而有可能使前述DSC加热曲线的180～280℃之间的吸热峰值高度不能为5W/g以上。可推测其理由是通过高温的附加退火处理，在前述Al-Mg系合金板的组织中，不是生成前述团簇而是生成比较粗大的析出物的原因。另外，如前述温度超过200℃过高、或者保持时间过长时，则前述的团簇的不良状况与同时进行高温的最终退火时同样，有可能产生进行再结晶这样的问题。

从该附加退火的温度条件出发可知，本发明的以Cu为主的团簇与前述专利文献3的包含Zn的团簇相比，具有在更高温生成这样的特征。换言之，即便返回到室温，或者即便保持在室温状态，也没有生成本发明的以Cu为主的团簇，具有不产生在室温下的时效硬化这样的特性。与此相对，包含Zn的团簇由于在室温等低温下生成，会产生室温下的时效硬化。

另外，本发明中，通常不进行在前述预加工后进行的250℃以上且小于550℃左右的温度下的急速加热、急速冷却这样的最终退火。在进行了250℃以上的前述高温的最终退火的情况下，容易成为温度过高、保持时间过长、冷却速度过慢等的进行再结晶这样的条件，失去利用前述冷加工进行的SS纹抑制的效果，或者一部分产生晶粒的粗大化，从而产生成形时粗糙等的问题。另外，加热进程中或者冷却进程中(过程)中，Al-Mg系等的金属间化合物容易大量析出，不能使前述DSC加热曲线的180～280℃之间的吸热峰值高度为5W/g以上，不能确实地防止SS纹的发生的可能性大。另外，Al-Mg系等的金属间化合物如果大量析出，则在晶粒界等产生包含Mg、Cu以外的合金添加元素的第二相粒子的粗大化，从而导致延展性、成形性或者耐腐食性的下降，抑制SS纹的效果也下降。

本发明中，通过分别组合如上所述的固溶处理条件、接下来的2阶段冷却这样的特殊的淬火处理条件、以及特定条件下的附加退火的调质，从而能够使包含Cu的Al-Mg系铝合金板成为不进行室温时效、Mg难以扩散的板组织。由此，制造板后，即使经过1个月以上，对面板加压成形时，也提高了Al-Mg系铝合金板的极限应变量增大效果，抑制应力-应变曲线上的锯齿形，抑制由此引起的平行带，能够抑制拉伸-应变纹的发生。另外，在SS纹中，还能够防止由前述屈服拉伸率的发生引起的无规则纹的发生。

以下举出实施例对本发明进行更具体的说明，但本发明当然不受下述实施例的制限，在能够符合前述和后述的旨意的范围加以适当的变化也可以实施的情况，这些均包含在本发明的技术的范围内。

【实施例】

然后对本发明的实施例进行说明。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)示出的条件进行调质、制造后，对该调质后的板的组织、机械特性分别进行了测定、评价。这些结果也示于表2。予以说明，表1中的元素含量的“-”标记表示该元素的含量为检测限以下。

热轧板和冷轧板的各制造方法(条件)与各例均采用相同的共通条件进行。即，在480℃下对通过书型铸模(bookmold)铸造而铸造成的50mm厚的铸锭进行8时间的均质化热处理，然后在400℃开始热轧。得到板厚为3.5mm的热轧板。对该热轧板进行冷轧到1.35mm的板厚之后，用硝石炉在400℃、进行10秒钟得中间退火，再进行冷轧而得到1.0mm厚的冷轧板。

对这些冷轧板以如表2所示的各个不同条件进行了固溶处理和淬火处理。该固溶处理和淬火处理使用连续退火线(CAL)等连续地进行，分别使用强制空冷、喷雾冷却，在各温度区域控制板的线速度和它们的风量，由此控制了淬火处理时的冷却速度。

在该固溶处理和淬火处理后，作为施加预应变的冷加工，各例均共通地进行加工率3％的表皮光轧。然后，以表2所示的各自的不同条件进行附加退火或者进行了未进行的调质处理。

从这些调质处理(制造)后的板上切下试验片(1.0mm厚)，在没有室温时效的影响(能够无视)的调质处理后24小时以内，分别测定、评价该试验片(调质后的板)的差示热分析(组织)、机械的特性。

(差示热分析)

作为刚进行了前述调质处理(制造)的板的组织的考察，从前述试验片的任意位置切下5个直径3mm的圆盘状试料，求出利用差示热分析(DSC)以前述的条件进行测定时的从室温开始的加热曲线。并且，将本发明的180～280℃的范围(温度区域)中存在的吸热峰值的高度作为该区域中的DSC加热曲线的W/g的最大值来求出。予以说明，该吸热峰值的高度(W/g)作为DSC加热曲线的W/g的最大值的平均值：5个圆盘状试料的测定结果的平均值而求出。关于这些数据的采集，如前所述，各例均共通地在测定温度150℃的位置，进行校正以使吸热量和发热量均为0后，求出180～280℃的范围中存在的吸热峰值高度(W/g)。此时，测定从从室温开始的加热曲线(示差扫描热分析曲线)的纵轴的热流动为0.00的基准线起到高度为最大的吸热峰值(顶点)的距离(W/g)。

差示热分析条件，各例均共通地以下述的条件来进行。

试验装置：精工器械(SeikoInstrumentsInc.)制DSC220C，

标准物质：纯铝，

试料容器：纯铝，

升温条件：15℃/min，

气氛围(试料容器内)：氩气(气体流量50ml/min)，

试验试料重量：24.5～26.5mg。

(机械特性)

作为刚进行了前述调质处理(制造)的板的机械特性的考察，进行上述各试验片的拉伸试验，分别测定拉伸强度(MPa)、拉伸率(％)。试验条件采用相对于轧制方向为直角方向的JISZ2201的5号试验片(25mm×50mmGL×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℃进行试验。此时，十字头速度为5mm/分钟，以恒定的速度进行直至试验片断裂。

室温下的经时变化后的板的特性：

另外，为了评价室温下保持时的经时变化(室温时效硬化的影响)，在前述调质处理(制造)之后，将上述各试验片在室温保持1个月时间后，以同样的条件进行拉伸试验，求出刚进行前述调质处理(制造)的拉伸强度的增加量(室温时效硬化量)。

(SS纹发生评价)

同样，为了进行作为前述室温保持经过1个月后的板的加压成形性的SS纹发生评价，研究了前述室温保持1个月后的拉伸试验时的屈服拉伸率(％)、和前述应力-应变曲线上的锯齿状的锯齿形发生的应变量(临界应变量：％)。

(加压成形性评价)

另外，同样，作为室温保持经过1个月后的板的加压成形性，将前述室温保持1个月后的拉伸片的挤出成形试验作为用作外板成为问题的挤出成形性的评价来进行。

挤出成形试验使用直径101.6mm的球头挤出冲孔，在长度180mm、宽度110mm的试验片涂布作为润滑剂的R-303P，以成形速度4mm/S、防皱压力荷重(しわ押さえ荷重)200kN进行挤出成形试验，目视观察成形品的裂纹的发生状态。而且，不管裂纹的大小，裂纹完全没有发生的情况评价为○、裂纹虽少但发生的情况评价为×。

如表1、2，发明例1～7控制含有Cu、是否不含Zn，满足本发明的Al-Mg系铝合金组成规定。另外，淬火处理的冷却速度条件用如前述2阶段这样的固溶和淬火处理优选的制造条件来制造。其结果是利用差示热分析测定该板的热变化得到的从室温开始的加热曲线的180～280℃之间的吸热峰值高度为5W/g以上。

由此，各发明例的刚进行前述调质处理(制造)的拉伸强度增加量(室温时效硬化量)减小，含有SS纹特性的加压成形性优异。即，铝合金板的应力-应变曲线上的锯齿形发生的临界应变为8％以上，高的临界应变为10％以上，即便是前述挤出成形试验中也没有裂纹发生。而且，对这些优异的SS纹特性或者挤出成形性(表2中表示为加压成形性)，并没有减低JIS5052合金、JIS5182合金等的5000系铝合金板所具有的拉伸强度和拉伸率等的优异的机械特性水平，另外能够没有室温时效硬化地实现。

但是，虽然是允许量，但较大量含有Zn0.6％的发明例6与较少的含量0.02％的发明例2、或不含有Zn的其他的发明例比较，虽然是允许的范围，但室温时效硬化量变大。

另一方面，虽然比较例8～13与发明例1为相同的合金组成，但如表2，调质条件分别偏离优选的范围。对比较例8而言，固溶处理温度过低，在淬火处理中不能进行前述2阶段的冷却。对比较例9而言，在淬火处理中于高温区域的急冷中的冷却速度小于下限2℃/秒钟。对比较例10而言，淬火处理中于高温区域的缓冷中的冷却速度超过上限1℃/秒。比较例11的附加退火温度小于下限100℃而过低。比较例12的附加退火温度超过上限200℃而过高。比较例13没有进行附加退火。

其结果，比较例8～13的前述DSC加热曲线的180～280℃之间的吸热峰值高度小于5W/g，强度和拉伸率等的机械特性与发明例虽然没有大的差别，但铝合金板的应力-应变曲线上的锯齿形发生的临界应变较低，还不到8％，SS纹特性与发明例相比显著降低。即，成为容易引起前述锯齿形的组织。

比较例14～17，如表1、2，虽然调质条件为优选的范围，但合金组成偏离发明的范围。比较例14不含有Cu，比较例15的Cu含量过少。比较例16的Mg含量过多。比较例17的Zn含量过多。

其结果，Cu的效果不能发挥的比较例14、15的室温时效硬化量虽然少，但强度也低，铝合金板的应力-应变曲线上的锯齿形发生的临界应变低，其值小于8％，SS纹特性与发明例相比显著低。即，成为容易引起前述锯齿形的组织。

比较例16的室温时效硬化量虽然少，但强度过高，拉伸率降低，加压成形时产生裂纹，加压成形性(挤出成形性)与发明例相比变低。

比较例17由于Zn过多，室温时效硬化量超过允许范围而变大，加压成形时产生裂纹，加压成形性(挤出成形性)与发明例相比降低。

从以上的实施例可知，由于兼具本发明各要件或优选的制造条件等的SS纹特性和加压成形性或机械特性等，所以被证明具有临界的意义。

[表1]

产业上的利用可能性

如以上说明，根据本发明，能够提供：没有产生由室温下的时效硬化引起的弯曲性降低等的新问题，不仅抑制由前述屈服延伸引起的无规则纹的发生，而且同时抑制平行带的发生，能够抑制SS纹发生，对汽车面板的加压成形性提高的Al-Mg系铝合金板。其结果，在面向对板加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。

Claims (2)

1.一种成形性优异的铝合金板，其是以质量％计含有Mg：2.0～6.0％、Cu：超过0.3％且为2.0％以下，且余量为Al和不可避免的杂质的Al-Mg系铝合金板，其特征在于，

在利用差示热分析测定得到的从室温开始的加热曲线中，在180～280℃之间的最大的吸热峰值高度为5W/g以上。

2.根据权利要求1所述的成形性优异的铝合金板，其中，

作为表示所述铝合金板的成形性的指标，所述铝合金板的应力-应变曲线上的产生锯齿形的临界应变为8％以上。