CN101684531A

CN101684531A - 铝合金板

Info

Publication number: CN101684531A
Application number: CN200910175163A
Authority: CN
Inventors: 松本克史; 长尾护
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2008-09-26
Filing date: 2009-09-25
Publication date: 2010-03-31
Anticipated expiration: 2029-09-25
Also published as: KR101158176B1; KR20100035610A; JP5342201B2; CN101684531B; JP2010077506A

Abstract

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。是在预先施加一定的预应变后而进行挤压成形的Al－Mg系铝合金板，一定量含有Mg，过示差热分析测定该板的熔解过程中的热变化而得到的来自固相的加热曲线的100～150℃之间的吸热峰值高度为28μW/mm³以上，其抑制严酷成形条件下的挤压成形时的拉伸应变痕。

Description

铝合金板

技术领域

本发明涉及铝合金板，特别是涉及拉伸应变痕(stretcher strain mark)的发生少，成形性优异的Al-Mg系铝合金板和铝合金板的成形方法。所谓本发明所说的铝合金板是热轧板和冷轧板，指的是其轧制结束这样的状态(非调质)，或进行了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(例如拉伸拉伸率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使性的是，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O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匀的变形。即，不会发生因这些剧烈且不均匀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匀，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，则即使使用刚性充分大的试验机，在应力-应变曲线上仍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。

但是，虽然通过加工率小的预加工能够在一定程度上抑制屈服延伸，但反之却不能稳定确实地防止不规则痕这一方的发生。原本不规则痕容易发生的晶粒微细的Al-Mg系合金板的情况下，在低加工度的预加工时，不规则痕显著发生。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，在成形速度更小的液压挤压机等的成形中，特别是有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中提出有一种拉伸应变痕少的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55μm以下且150μm以上的粗大的晶粒实质上不存在的最终板。

伴有所述急速冷却的固溶处理、淬火(T4处理)使Al-Mg系合金的强度和成形性的平衡比分批退火材更优异，另外，在淬火时所导入的空穴的作用下，SS痕的发生减少。接着，作为预加工的冷加工其进行是使Al-Mg系合金板的屈服点值上升30～75N/mm2，特别是消除不规则痕。经该预加工，即使是由于屈服延伸的发生而容易发生不规则痕的微细的晶粒的材料(平均晶粒直径为25～30μm)的情况，也可以抑制屈服延伸而消除不规则痕。然后再实施最终退火，即急速加热至比所述固溶处理温度低30℃以上的温度，并急速冷却，由此一边维持预加工带来的屈服延伸抑制的效果，一边实现因预加工而降低的延性、成形性的恢复，另外降低因预加工产生的阶梯状锯齿状突起。

另外，在Al-Mg系合金板中，还公知通过示差热分析(DSC)测定板的熔解过程中的热变化而得到的来自固相的加热曲线的50～100℃之间的吸热峰值高度，作为挤压成形性提高的指标。例如在专利文献2中，在通过双辊式连续铸造所制造的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50.0μW以上，从而使挤压成形性提高。

这根据的是，所述DSC的50～100℃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)。而且，室温下的Al-Mg系金属间化合物的析出状态越稳定，所述高Mg的Al-Mg系合金板的强度-延性平衡越低，挤压成形性降低。另一方面，室温下的Al-Mg系金属间化合物的析出状态越亚稳定(不稳定)，所述高Mg的Al-Mg系合金板的强度-延性平衡越高，挤压成形性提高。

所述DSC的50～100℃之间的吸热峰值高度表示Al-Mg系金属间化合物析出物的再固溶量，该吸热峰值高度越高，Al-Mg系金属间化合物析出物越容易以更低温固溶，再固溶量变多。而且，此再固溶量越多，意味着室温下的(挤压成形)板的Al-Mg系金属间化合物的析出状态越不稳定，为亚稳定。

Al-Mg系金属间化合物为纳米级以下的大小时，即使用10万倍左右的透射型电子显微镜(FE-TEM)也难经识别。而且，所谓前述的稳定和亚稳定的Al-Mg系金属间化合物的存在状态，也就是所谓以通常的固溶、析出状态为问题的组织判别另为其他观点，在TEM等的显微组织观察中不能判别。因此，专利文献2指的是，在以基于所述DSC的吸热峰值高度，对于这些显微组织观察中不能进行判别和识别，而与Al-Mg系金属间化合物的挤压成形性相应的举动加以把握，其在这一点上具有意义。

【专利文献1】

特开平7-224364号公报

【专利文献2】

特开2006-249480

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，作为拉伸应变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，作为拉伸应变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和平行带的发生的抑制SS痕且成形性优异的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Al-Mg系铝合金板，其中，含有Mg：1.5～7.0质量％，余量由Al和不可避免的杂质构成，通过示差热分析测定该板的熔解过程中的热变化而得到的来自固相的加热曲线的100～150℃之间的吸热峰值高度为28μW/mm³以上。

在此，所述Al-Mg系铝合金板优选还含有Zn：1.0～4.0质量％。另外，允许所述Al-Mg系铝合金板优选还含有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、B：0.01质量％以下之中的一种或两种以上。另外，优选所述铝合金板为汽车外板用。

另外，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。

在本发明中，使Al和Mg所形成的团簇(超微细金属间化合物)以一定量存在，以进一步提高所述Al-Mg系合金板的拉伸试验中的应力-应变曲线上的锯齿状突起发生的临界应变量(极限应变量)。此外，通过Zn等第三元素的含有和添加而使该团簇形成量增大，通过进一步提高极限应变量增大效果。由此抑制所述应力-应变曲线上的锯齿状突起。而且，抑制由此引起的所述平行带，充分抑制拉伸应变痕的发生。

另外，在本发明中，通过抑制屈服延伸的发生来防止不规则痕的发生，如历来这样，通过施加所述预应变(预加工)进行。由此在本发明中，充分地抑制了在所述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(以下也称SS痕)。

附图说明

图1是表示发明例Al-Mg系合金板的DSC加热曲线的说明图。

图2是表示发明例Al-Mg系合金板的应力-应变曲线的说明图。

图3是表示比较例Al-Mg系合金板的应力-应变曲线的说明图。

图4是表示现有例Al-Mg系合金板的应力-应变曲线的说明图。

具体实施方式

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)

在本发明中，Al-Mg系合金板的组织由图1所示的对该板进行示差热分析(DSC)而得到的来自固相的加热曲线(以下也称DSC加热曲线)的100～150℃之间的吸热峰值高度规定。本发明基于如下发现：如果提高该DSC加热曲线的100～150℃之间的吸热峰值高度，则能够进一步提主同所述Al-Mg系合金板的拉伸试验中的应力-应变曲线上的锯齿状突起发生的临界应变量(极限应变量)。

在图1中，作为Al-6质量％Mg合金，测定了以通常条件制作的比较例(虚线)，含有Zn3质量％，在最终退火后没有以100℃进行时效处理的发明例(线实线)，含有Zn3质量％并在最终退火后以100℃进行时效处理的发明例(粗实线)这3种板的DSC加热曲线。在此，图1中所谓100～150℃之间的吸热峰值高度，是在100～150℃之间在下方成为凹陷的(向下方凸出的曲线)DSC加热曲线的距基准线0.00的高度(深度)。还有，这时用于测定的试样的形状为厚1.0mm、直径3mm的圆盘状(体积：7.07mm³)

其中，如图1的发明例，在该实验中使用的试样的体积下，如果将Al-Mg系合金板的DSC加热曲线的100～150℃之间的吸热峰值高度提高到200μW以上(即，每单位面积为28μW/mm³以上)，则能够将所述Al-Mg系合金板的拉伸试验中的应力-应变曲线上的锯齿状突起发生的临界应变量εc(极限应变量)提高到8％以上，更优选能够提高到10％以上。

图2中显示所述图1，含有Zn3质量％但在最终退火后没有以100℃进行时效处理的发明例，图3中显示所述图1，以通常条件制作的比较例的Al-Mg系合金板的拉伸试验中的应力-应变曲线上的锯齿状突起发生的状态。如图2，将Al-Mg系合金板的DSC加热曲线的100～150℃之间的吸热峰值高度提高到28μW/mm³以上的所述发明例，能够抑制锯齿状突起，抑制由此引起的所述平行带，能够充分地抑制拉伸-应变痕的发生。

相对于此，如图3，在比较例中(所述DSC加热曲线的100～150℃之间的吸热峰值高度低于28μW/mm³，所述锯齿状突起发生的临界应变量εc为3％)，不能抑制锯齿状突起，不能够充分地抑制由此引起的所述平行带，不能充分抑制拉伸-应变痕的发生。

(团簇)

所述DSC加热曲线的100～150℃之间的吸热峰值高度，推测与团簇(超微细金属间化合物)相关，而该团簇与存在于Al-Mg系合金板的组织中的Al和Mg所形成(添加Zn等第三元素时，其形成也包括该第三元素)的现有团簇为不同的类型。

该推测基于的也与所述专利文献2的Al-Mg系金属间化合物不同。即，所述专利文献2的Al-Mg系金属间化合物的所述DSC加热曲线的吸热峰值只是在50～100℃之间这一更低的温度范围。相对于此，本发明的所述DSC加热曲线的吸热峰值是在比其高的温度范围的100～150℃之间的吸热峰值，在吸热峰值的温度范围上被明确地区别。

此外，如图1和后述的实施例所证明的，在本发明(发明例)中，在所述DSC加热曲线的50～100℃之间，不存在所述专利文献2这样的吸热峰值。另一方面，在所述专利文献2中，如其公报的图1，或如后述的实施例所证明的，在所述DSC加热曲线的100～150℃之间，不存在本发明(发明例)这样的吸热峰值。根据这一事实，在所述专利文献2和本发明中，明确的是不仅仅是DSC加热曲线的吸热峰值位置不同，而且作为对象的微细团簇也不同。

假如，在所述专利文献2中，如果团簇样金属间化合物以相同的团簇(相同的组成物)为对象，则必然成为相同的DSC加热曲线的吸热峰值位置，由于团簇样金属间化合物的组成互相不同，因此所述DSC加热曲线的吸热峰值不同。因此，本发明和所述专利文献2很明显作为Al-Mg系合金板的组织不同。

因此，本发明的要因推测为所述DSC加热曲线的100～150℃之间的吸热峰值。与由Al和Mg形成的(添加Zn等第三元素时其形成也包括该第三元素)与现有为不同的类型的团簇，与所述专利文献2的Al-Mg系金属间化合物相同，为纳米级以下的大小。因此，在10万倍左右的FE-TEM等的显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，在本发明中，不是直接规定这些组织(由Al和Mg形成的与现有为不同类型的团簇，在添加加Zn等第三元素时也包括该第三元素而被形成为团簇)，而是规定与所述应力-应变曲线上的锯齿状突起发生的临界应变量和锯齿状突起抑制直接相关的所述DSC加热曲线的100～150℃之间的吸热峰值。因此，本发明和所述专利文献2，在以所述DSC加热曲线的吸热峰值高度作为挤压成形性提高的指标这一点上共通。

但是，尽管有所重复，但在所述专利文献2和本发明中，作为对象的组织和微细团簇不同。在所述专利文献2中为对象的是，Mg添加量多的区域(8mass％以上)的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)。相对于此，本发明作为对象的虽然是推测，但是Mg添加量少的区域(7mass％以下)，引外也依存于最终退火条件和附加退火条件的由Al-Mg形成的团簇(超微细金属间化合物)。另外，添加Zn等第三元素时，为此第三元素和Al、Mg的团簇(超微细金属间化合物)。

所述专利文献2和本发明为不同的组织，以不同团簇为对象，这也由者所达成的效果不同而得到证明。如前述，在专利文献2中，不能充分抑制拉伸应变痕的发生。相对于此，在本发明中，能够同时抑制由所述屈服延伸引起的不规则痕的发生，和与所述应力-应变曲线上的锯齿状突起相关联的平行带的发生。

本发明在作为汽车面板用原材板，特别是外观重要的外板的表面性状要求水平更为严格的情况下，也能够同时抑制由所述屈服延伸引起的不规则痕的发生，和与所述应力-应变曲线上的锯齿状突起相关联的平行带的发生。其结果是能够大大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，在5000系铝合金中，是含有Mg：1.5～7.0质量％，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系铝合金板的DSC加热曲线的吸热峰值变得更显著，为了进一步发挥效果，所述Al-Mg系铝合金板优选还含有Zn：1.0～4.0质量％。另外，所述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、B：0.01质量％以下之中的一种或两种以上。

Mg：1.5～7.0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。Mg的含量低于1.5时，含有Mg的这些效果发挥得不充分。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1.5～7.0质量％，优选为2.5～6.5质量％。

Zn：1.0～4.0质量％

Zn使该Al-Mg系铝合金板的DSC加热曲线的吸热峰值显著，为了进一步发挥效果，选择性地含有Zn为1.0质量％以上。

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，能够成为本发明规定DSC加热曲线的吸热峰值的组成，由此，抑制与所述应力-应变曲线上的锯齿状突起相关联的宽幅的平行带的发生，抑制SS痕，关于这一点并没有公知。

但是，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，优选所述1.0～4.0质量％的范围，更优选2.0～3.5质量％的范围。

其他元素：

在本发明中，作为其他元素，还允许含有Fe、Si、Mn、Cr、Zr、V、Ti、Cu、B之中的一种或两种以上。这些元素作为溶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，作为溶解原料，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基体金属等为熔解原料加以使用时，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50μm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高，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还是会变多，容易成为破坏的起点，反而使挤压成形性降低。此外，晶粒直径也不能过于微细，若低于25μm，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、B：0.01质量％以下。

制造方法：

以下对于本发明的板的制造方法进行说明。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。即，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1.5～5.0mm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，再进行冷轧，将板厚为1.5mm以下的冷轧板作为制品板。

(固溶处理)

但是，为了成为本发明的板，对于如上这样得到的所需的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。进行了这一溶化、淬火处理的材料，即T4处理材，与分批退火材要比较，强度和成形性的平衡更估优，另外在淬火时所导入的空穴的作用下，SS痕的发生也变少。

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，但是，需要为400℃以上570℃以下的范围内，另外固溶处理温度下的保持需要为1800秒(30分钟)以内。固溶处理温度低于400℃时，合金元素的固溶不充分，强度、延性等有可能降低。另一方面，如果固溶化处理温度超过570℃，则晶粒过度粗大化，成形性的降低和成形时的桔皮发生成为问题。另外，如果固溶化处理温度下的保持时间超过1800秒，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，需要在高温区域急冷，在低温区域缓冷。即，首先，板的温度从固溶温度至100℃的冷却速度需要为5℃/秒以上。冷却速度低于5℃/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。

继此急冷之后，板的温度100℃以下至室温的冷却速度，作为本发明的板，为了使所述DSC加热曲线的100～150℃之间的吸热峰值高度为200.0μW以上很重要。该低温区域的冷却需要缓冷，使100℃以下至室温的冷却速度为1℃/分以下的冷却速度而进行缓冷。用于缓冷的下限值没有特别限定，但优选为0.01℃/分以上。

根据这样的淬火条件，推测在所述Al-Mg系合金板的组织中，由Al和Mg形成的(添加Zn等第三元素时，形成也含该元素)与现有为不同类型的团簇(超微细金属间化合物)生成。因此，如果该低温区域的冷却为所述高温区域的急冷速度或超过所述1℃/分的冷却速度等，此淬火条件不适当，则推测使加热曲线的100～150℃之间的吸热峰值高度为28μW/mm³以上，能够确实地防止SS痕的发生的该团簇不会生成。即，该低温区域的冷却超过1℃/分时，即使其后施加预应变而成为最终板，仍有可能发生SS痕。

还有，这样的固溶处理、淬火可以使用连续退火线(CAL)等连续地进行，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℃/秒左右。

(预应变)

为了成为本发明的板，SS痕之中，特别是为了消除不规则痕，如以往在实施这些固溶化处理、淬火后，还会对板材进行施加预应变的新途径加工(预加工)。其通过例如表皮光轧、冷轧或利用辊式矫直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，以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，可以确实地防止SS痕，特别是不规则痕的发生。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挤压成形为前提。

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不规则痕发生防止而进行的预加工等同即可。例如，在表皮光轧、冷轧或利用辊式矫直机进行的反复弯曲加工等之中，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延伸的发生，即使在晶粒微细的Al-Mg系合金板中也可以稳定防止不规则痕的发生。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、成形性降低而不为优选。

(附加退火)

在本发明中，在该预加工之后，如果进行急速加热至250℃以上、低于550℃左右的温度并急速冷却这样的最终退火，则在需要时，进行加热到50～100℃的温度的附加退火或时效处理。进行最终退火时，容易成为温度过高、保持时间过长、冷却速度过慢等的再结晶进行这样的条件，所述冷加工带来的SS痕抑制的效果丧失，一部分会发生晶粒的粗大化，产生成形时的桔皮等问题。另外，在加热途中或冷却途中(过程)，Al-Mg系等金属间化合物容易大量析出，不能使所述DSC加热曲线的100～150℃之间的吸热峰值高度达到28μW/mm³以上，不能确实地防止SS痕的发生的可能性高。另外，如果Al-Mg系等的金属间化合物容易大量析出，则在结晶晶界等产生含有Mg和Cu以外的其他合金添加元素的第二相粒子粗大化，招致延性、成形性或耐腐蚀性的降低，抑制SS痕的效果也降低。

在需要进行附加退火(时效)处理时，作为本发明的板，为了确实地使所述DSC加热曲线的100～150℃之间的吸热峰值高度达到28μW/mm³以上，在所述预应外的施加后，以50℃以上、低于100℃的极低温进行。以更高温度进行附加退火(时效)处理时，例如含有Zn等，也会有不能使所述DSC加热曲线的100～150℃之间的吸热峰值高度达到28μW/mm³以上的可能性。其理由被推测是由于，通过高温的附加退火(时效)处理，在所述Al-Mg系合金板的组织中，所述团簇(超微细金属间化合物)重新或进一步生成。

该附加退火(时效)处理时间在所述温度范围保持加热30分～240分左右而进行。若所述温度过低而低于50℃，或保持时间过短，则没有附加退火(时效)处理的所述效果。另一方面，若所述温度过高达100℃以上，或保持时间过长，则有所述团簇发生问题，同时在进行高温的最终退火时产生的再结晶进行这样的问题同样产生的可能性。

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所示的条件进行调质后，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。

热轧板和冷轧板的制造方法，各例均共通进行。即，以500℃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，在该均质化热处理温度邻域开始热轧。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1.0mm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，作为施加预应变的冷加工，各例一起共通地进行加工率3％的表皮光轧，其后以表2所示的各不同条件进行附加退火，进行未进行的调整处理。从这些调质处理后的板上切下试验片(1mm厚)，分别测定、评价该调质后的板的组织、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。

(示差热分析)

作为所述板的组织的调查，从所述试验片的任意处，切下5个直径3mm的圆盘状试料(各试料的体积为7.07mm³)，求得通过示差热分析(DSC)以所述条件测定时的来自固相的加热曲线。然后，求得本发明的100～150℃范围的两个温度区域的吸热峰值的高度作为该区域的DSC加热曲线的μW的最大值。还有，该吸热峰值的高度(μW)，作为DSC加热曲线的μW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得。另外，为了比较，也求得所述专利文献2的50～100℃之间的吸热峰值高度的平均值。另外在后述表3中，显示如上述测定的100～150℃的范围的吸热峰值的高度(μW)的值和50～100℃之间的吸热峰值高度(μW)的值，并且还显示使100～150℃的范围的吸热峰值的高度(μW)的值除以测定试料的体积，如此进行计算的每单位体积的吸热峰值高度(μW/mm³)的值。

关于这些数据的提取，各例均共通，在测定温度50℃的位置使吸热量、发热量为0而进行补正后，求得吸热峰值高度(μW)。这时，来自所述图1所示的固相的加热曲线(示差扫描热分析曲线)的纵轴的Heat Flow根据0.00的基准线，测定达到各吸热峰值的距离(μW)。

示差热分析条件各例均共通，以下述的条件进行。

试验装置：セイユ一インスツルメンツ公司制DSC220C，

标准物质：纯铝，

试料容器：纯铝，

升温条件：15℃/min，

气氛(试料容器内)：氩气(气体流量50ml/min)，

试验试料重量：24.5～26.5mg。

(平均晶粒直径)

作为所述板的组织的调查，以使用SEM-EBSP的结晶方位分析方法测定所述试验片的平均晶粒直径。该结晶方位分析方法扫描型电子显微镜SEM(Scanning Electron Microscope)和背散射电子衍图样EBSP(Electron Backscatter Diffraction Pattern)测定分析系统(分析软件)。测定是以所述试验片的板截面作为EBSP测定面，该EBSP测定是在所述试验片的轧制方向的任意5处的板截面，求得具有倾角15°以上的方位差的大倾角晶界的晶粒的平均晶粒直径(μm)。作为SEM装置，使用日本电子公司制SEM(JEOLJSM5410)，作为EBSP测定分析系统使用TSL公司制的OIM(Orientation Imaging Macrograph，分析软件名“OIMAnalysis”)。

(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)、拉伸率(％)。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(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)，以室温20℃进行试验。另外，十字头速度为5mm/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挤压成形性的SS痕发生评价，调查所述拉伸试验时的屈服拉伸率(％)，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Mg含量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，各发明例所述调质处理后的Al-Mg系铝合金板的所述DSC加热曲线(通过示差热分析测定熔解过程中的热变化而得到的来自固相的加热曲线)的100～150℃之间的吸热峰值高度为28μW/mm³以上。另外，另一方面，各发明例如表3，在所述DSC加热曲线的50～100℃之间的DSC加热曲线的μW的最大值(平均值)低，不存在所述专利文献2这样的吸热峰值。

由此如表3，各发明例铝合金板的应力-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15.0％或20.0％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拉伸率等的优异的机械的特性水平的前提下达到。

另一方面，比较例23是表1的合金编号21，如表2，固溶处理后的100℃以上的淬火冷却速度过低。比较例24是表1的合金编号22，Zn的含量过多，且如表2，附加退火的温度过高达100℃。比较例25是表1的合金编号23，Mg含量过多。其结果如表3，各比较例所述DSC加热曲线的100～150℃之间的吸热峰值高度低得低于28μW/mm³，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低得低于8％，SS痕特性低。

比较例26～30均是表1的适量含有Zn的合金编号8，虽然满足本发明的组成规定，但是如表2，由制造条件分别脱离所述优选的制造条件制造。

比较例26，如表2，固溶处理温度过低为360℃。

比较例27，如表2，从固溶处理后的淬火处理的时的固溶温度到100℃的冷却速度过低，为0.5℃/秒。

比较例28，如表2，附加退火的温度过高为200℃。

比较例29，如表2，固溶处理温度过低为350℃。

比较例30，如表2，固溶处理后的淬火处理的时的100℃以下到室温的冷却速度过为50℃/秒。

其结果如表3，这些比较例26～30，所述DSC加热曲线的100～150℃之间的吸热峰值高度低得低于28μW/mm³，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低得低于8％，SS痕特性低。

由以上的实施例证明，本发明各要件或优选要件对于SS痕特性的临界的意义。

【表1】化学成分

【表2】制造条件

【表3】板特性

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。

Claims

1.一种铝合金板，是Al-Mg系铝合金板，其特征在于，含有Mg：1.5～7.0质量％，余量由Al和不可避免的杂质构成，通过示差热分析测定该板的熔解过程中的热变化而得到的来自固相的加热曲线的100～150℃之间的吸热峰值高度为28μW/mm³以上。

2.根据权利要求1所述的铝合金板，其特征在于，所述铝合金板还含有Zn：1.0～4.0质量％。

3.根据权利要求1所述的铝合金板，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、B：0.01质量％以下中选出的一种或两种以上。

4.根据权利要求2所述的铝合金板，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、B：0.01质量％以下中选出的一种或两种以上。

5.根据权利要求1～4中任一项所述的铝合金板，其特征在于，所述铝合金板为汽车外面板用。

6.根据权利要求1～4中任一项所述的铝合金板，其特征在于，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。