JP2000144294A - Aluminum alloy sheet excellent in press formability and hem workability - Google Patents

Aluminum alloy sheet excellent in press formability and hem workability

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JP2000144294A
JP2000144294A JP10322382A JP32238298A JP2000144294A JP 2000144294 A JP2000144294 A JP 2000144294A JP 10322382 A JP10322382 A JP 10322382A JP 32238298 A JP32238298 A JP 32238298A JP 2000144294 A JP2000144294 A JP 2000144294A
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aluminum alloy
alloy sheet
press formability
alloy
less
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Manabu Nakai
Mariko Sakata
学 中井
真理子 坂田
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Kobe Steel Ltd
株式会社神戸製鋼所
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Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To provide an Al alloy sheet having higher proof stress and moreover having excellent press formability and hem workability for lightening a transport. SOLUTION: This aluminum alloy material has a compsn. contg., by mass, 0.2 to 1.6% Mg, 0.2 to 1.8% Si and 0.01 to 0.30% Mn, in which the content of Fe is controlled to <=0.30%, and the balance Al with inevitable impurities, and in which the average crystal particle size of recrystallzed particles in the microstructure after solution heat treatment is <=45 μm, the average size of Al-Fe and Mg2Si crystallized products is <=5 μm, furthermore, the average spacing between the crystallized products is >=20 μm, moreover, the average size of the dispersed particles is 0.02 to 0.8 μm, and the number thereof per unit volume is >=1 piece/m3.

Description

【発明の詳細な説明】DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
【0001】[0001]
【発明の属する技術分野】本発明は、プレス成形性およ
びヘム加工性に優れたAl合金板に関するものである。
BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to an Al alloy sheet having excellent press formability and hemming property.
【0002】[0002]
【従来の技術】自動車、船舶あるいは車両などの輸送機
の外板や構造材あるいは部品用、また家電製品の構造材
あるいは部品用、更には屋根材などの建築、構造物の部
材用として、成形性に優れたAA乃至JIS5000 系や成形性
や焼付硬化性に優れたAA乃至JIS 6000系 (以下、単に50
00系乃至6000系と言う) のAl合金が使用されている。こ
の中でも、特に、自動車のドアやフェンダーあるいはボ
ンネットなどのパネル材或いはホイール等についても、
前記材料特性やリサイクル性の点から、6000系のAl合金
の使用が検討されている。
2. Description of the Related Art Molding is used for outer panels and structural materials or parts of transport vehicles such as automobiles, ships and vehicles, for structural materials and parts of home electric appliances, and for building and structural members such as roofing materials. AA to JIS 5000 series excellent in formability and AA to JIS 6000 series excellent in formability and bake hardenability (hereinafter simply referred to as 50
(Referred to as 00 series to 6000 series) Al alloys. Among them, especially, for panel materials or wheels such as car doors, fenders and bonnets,
In view of the material properties and recyclability, use of a 6000 series Al alloy has been studied.
【0003】この6000系Al合金は、基本的にSi:0.2〜1.
8%(mass%、以下同じ) 、Mg:0.2〜1.6%を含有するAl-Mg-
Si系アルミニウム合金である。そして、この6000系Al合
金は、プレス成形加工時には成形加工性を低耐力により
確保するとともに、プレス成形後の焼付塗装時に時効硬
化して耐力が向上し、必要な強度を確保できる。また、
スクラップをAl合金溶解原料として再利用する際に、比
較的合金量が少なく、元の6000系Al合金鋳塊を得やす
い。したがって、従来から輸送機用として使用されてき
たMg量などの合金量が多い5000系のAl合金に比して有利
である。
[0003] This 6000 series Al alloy is basically composed of Si: 0.2-1.
Al-Mg- containing 8% (mass%, the same applies hereinafter), Mg: 0.2-1.6%
It is a Si-based aluminum alloy. The 6000 series Al alloy secures the formability with low proof stress during press forming, and also improves the proof strength by age hardening during baking coating after press forming, thereby ensuring the required strength. Also,
When scrap is reused as an Al alloy melting raw material, the alloy amount is relatively small, and it is easy to obtain the original 6000 series Al alloy ingot. Therefore, it is more advantageous than a 5000 series Al alloy which has a large amount of alloy such as Mg, which has been conventionally used for transportation.
【0004】一方、Al合金板を輸送機用のパネルなどと
するためには、Al合金板を前記部材形状にするための、
深絞り、張出し、曲げ、伸びフランジなどのプレス成形
加工が施される。この際、深絞りや張出し、或いは伸び
フランジ成形においては、高い深絞り性 (限界絞り比,
LDR)や高い形状凍結性を確保することが必要である。そ
して製品乃至部材形状の複雑化に伴い、プレス成形加工
条件は益々厳しいものとなっている。
On the other hand, in order to make the Al alloy plate into a panel for a transport machine, etc.,
Press forming such as deep drawing, overhang, bending, and stretch flange is performed. At this time, in deep drawing, overhang, or stretch flange forming, high deep drawability (critical drawing ratio,
It is necessary to ensure LDR) and high shape freezing. With the complication of products or member shapes, press forming conditions are becoming increasingly severe.
【0005】しかし、6000系Al合金板は、従来プレス成
形用に用いられている鋼板に比してプレス成形性が著し
く劣り、従来用いられていた5000系Al合金板などに比し
てもプレス成形性が劣っている。例えば、6000系Al合金
板は、板の圧延方向に対し45°または90°方向のr 値で
あるr45 および/ またはr90 が0.7 以下程度であるのに
対し、50000 系Al合金板はr45 および/ またはr90 が0.
8 程度ある。
[0005] However, the 6000 series Al alloy sheet is significantly inferior in press formability as compared with the steel sheet conventionally used for press forming, and has a higher press formability than the conventionally used 5000 series Al alloy sheet. Poor moldability. For example, a 6000 series Al alloy sheet has an r value of r45 and / or r90 in the 45 ° or 90 ° direction with respect to the rolling direction of the sheet of about 0.7 or less, while a 50000 series Al alloy sheet has r45 and / or Or r90 is 0.
There are about eight.
【0006】したがって、6000系Al合金板が前記輸送機
用のパネル材として用いられるためには、より高いプレ
ス成形性、そして特にプレス成形の中でも、深絞り成形
性の指標として、限界絞り高さ (比) が高いことが必要
である。そして、近年、前記深絞り成形における要求限
界絞り深さは益々大きくなっており、2.0 以上の高いLD
R が必要とされる。このため、6000系Al合金板は、これ
らを満足する成形性を有する必要がある。
Therefore, in order for the 6000 series Al alloy sheet to be used as a panel material for the transport machine, higher press formability, and particularly, in press forming, the critical draw height is used as an index of deep drawability. (Ratio) needs to be high. In recent years, the required limit drawing depth in the deep drawing is increasing, and a high LD of 2.0 or more is required.
R is required. For this reason, the 6000 series Al alloy sheet needs to have formability satisfying these.
【0007】また、自動車のアウターパネルなどでは、
深絞りや張出しなどの成形後に、前記ヘム加工、即ち、
曲げ中心半径(R) と板厚(t) との比(R/t) が3.0 以下
の、加工条件の厳しいロープヘム加工やフラットヘム加
工と呼ばれる180 °曲げ加工が行われる。
In the case of an outer panel of a car,
After forming such as deep drawing or overhang, the hemming, that is,
A 180 ° bending process called a rope hemming process or a flat hemming process, in which a ratio (R / t) of a bending center radius (R) to a plate thickness (t) is 3.0 or less, is performed under severe processing conditions.
【0008】そして、従来用いられている5000系Al合金
板などに比して、6000系Al合金板は、この180 °曲げ加
工において、板の曲げ部分に特に割れが生じやすい。し
たがって、6000系Al合金板が、輸送機のアウターパネル
などに適用されるためには、前記加工条件の厳しいヘム
加工を受けても割れが生じない、曲げ加工時の割れ性に
も優れることが必須となる。
[0008] Compared to a conventionally used 5000 series Al alloy plate or the like, a 6000 series Al alloy plate is more likely to crack particularly at a bent portion of the plate in the 180 ° bending process. Therefore, in order for the 6000 series Al alloy plate to be applied to an outer panel of a transport machine or the like, cracking does not occur even when subjected to severe hemming under the above-described processing conditions, and it is also excellent in cracking property during bending. Required.
【0009】更に、自動車などの輸送機の軽量化のため
には、より薄肉化するとともに、より高い引張強さと高
い耐力とを有するAl合金板が求められており、これらの
高強度化は、前記深絞り成形性の問題 (成形性の低下)
を益々助長することにつながる。
[0009] Further, in order to reduce the weight of transport vehicles such as automobiles, Al alloy sheets having higher tensile strength and higher proof strength as well as thinner wall are required. The problem of the deep drawing formability (decrease in formability)
Will lead to more and more.
【0010】このため、益々条件が厳しくなっている前
記プレス成形性をクリアーして、6000系Al合金板が輸送
機の前記パネルなどに適用されるために、プレス成形技
術の側面からだけではなく、6000系Al合金板の素材側の
プレス成形性を高める多大な努力が従来から払われてい
る。
[0010] For this reason, the 6000 series Al alloy sheet is applied to the panel and the like of the transport machine by clearing the press formability which is increasingly strict in condition, so that not only from the aspect of the press forming technique, A great effort has been made to enhance the press formability of the material side of 6000 series Al alloy sheets.
【0011】代表的な技術は、6000系Al合金板の化学成
分組成を制御することである。例えば、特開昭64-65243
号、特開平5-291834号、特開平7-228939号公報等に開示
されている通り、6000系Al合金板の基本組成としてのSi
(過剰Si量) やMg量、あるいはMg2Si 等の晶出物の量や
形態を制御することが開示されている。また、Cuなどを
添加して成形性を向上させることが、特開平6-2064号、
特開平6-136478号、特開平8-109428号、特開平9-209068
号、特開平9-202933号公報等で多数提案されている。
[0011] A typical technique is to control the chemical composition of a 6000 series Al alloy sheet. For example, JP-A-64-65243
No., JP-A-5-291834, as disclosed in JP-A-7-228939, etc., Si as a basic composition of 6000 series Al alloy plate
It is disclosed to control the amount and morphology of a crystallized substance such as (excess Si amount), Mg amount, or Mg 2 Si. Further, to improve the moldability by adding Cu and the like, JP-A-6-2064,
JP-A-6-136478, JP-A-8-109428, JP-A-9-209068
And a number of proposals have been made in JP-A-9-202933 and the like.
【0012】更に、Al合金板表面をショットダルやレー
ザーダルによるダル仕上げとしたロールで圧延してダル
目をAl合金板表面に転写して粗面化し、成形加工の際の
潤滑性を向上させ、成形性を向上させることが、特開昭
61-46304号、特開昭63-180331 号、特開平8-168826号、
特開平9-78169 号公報等で多数提案されている。
Furthermore, the surface of the Al alloy plate is rolled with a roll having a dull finish by shot dull or laser dull, and the dull is transferred to the surface of the Al alloy plate to roughen the surface, thereby improving lubricity during the forming process. To improve the moldability,
No. 61-46304, JP-A-63-180331, JP-A-8-168826,
Many proposals have been made in JP-A-9-78169.
【0013】また、通常のAl合金板表面や前記粗面化し
たAl合金板表面に、予めワックスや樹脂などの液体乃至
固体潤滑剤や潤滑油を予め塗布したプレコート板とする
ことが、特開平7-90458 号、特開平7-126785号、特開平
8-168826号公報等で多数提案されている。
Further, a pre-coated plate in which a liquid or solid lubricant such as wax or resin or a lubricating oil is applied in advance to the surface of a normal Al alloy plate or the surface of the roughened Al alloy plate is disclosed in 7-90458, JP-A-7-126785, JP-A
Many have been proposed in JP-A-8-168826.
【0014】そして、プレス成形方法の側でも、シワ押
さえ力(BHF) を調整したり、高粘度油を用いる或いは潤
滑油の塗布量を調整するなど、成形条件を調節して成形
性を改善している。
On the press molding method side, the moldability is improved by adjusting the molding conditions such as adjusting the wrinkle pressing force (BHF), using a high-viscosity oil or adjusting the amount of lubricating oil applied. ing.
【0015】しかし、6000系Al合金板の基本組成として
のSi量やMg量、あるいはMg2Si 等の晶出物の量や形態を
制御する方法は、基本的にSiやMg量を下げて、低い耐力
化を図るものであるが、前記焼付硬化性 (高耐力化) の
点から、低減できるSiやMg量に限界がある。
However, the method of controlling the amount of Si and Mg as the basic composition of the 6000 series Al alloy sheet or the amount and form of the crystallized substance such as Mg 2 Si is basically reduced by reducing the amount of Si or Mg. However, there is a limit to the amount of Si and Mg that can be reduced from the viewpoint of baking hardenability (high proof stress).
【0016】また、確かにCuを添加すると成形性は向上
するものの、塗装後耐蝕性である耐糸錆び性が劣化す
る。即ち、より具体的には、Cuを0.3%以上添加すると、
Cuを添加しないものに比して、極端に耐糸錆び性が劣化
することが知られている。
Although the addition of Cu improves the formability, the corrosion resistance after coating, such as the thread rust resistance, deteriorates. That is, more specifically, when 0.3% or more of Cu is added,
It is known that the rust resistance is extremely deteriorated as compared with the case where Cu is not added.
【0017】更に、Al合金板表面を粗面化したり、潤滑
剤を塗布する方法は、成形性の向上に一定の効果がある
ものの、前記プレス成形の条件の厳しさに対応できるだ
けの成形性向上効果を有するものではない。
Further, the method of roughening the surface of the Al alloy plate or applying a lubricant has a certain effect on the improvement of the formability, but the formability is improved to meet the severe conditions of the press forming. It has no effect.
【0018】そして、決定的な問題は、これら従来の深
絞り性などの改善技術によっても、前記ヘム加工などの
曲げ加工時の割れ性が改善できるわけではない点であ
る。
The decisive problem is that even the conventional techniques for improving the deep drawability and the like cannot improve the cracking property at the time of bending such as hemming.
【0019】したがって、従来の特に6000系Al合金板で
は、プレス成形の条件の厳しさに対応できず、自動車の
アウターパネルなどの成形用途では、曲げ中心半径(R)
と板厚(t) との比(R/t) などを段階的に小さくするよう
な複数工程として、効率を落として曲げ加工するか、割
れを生じない曲げ中心半径の形状に設計変更せざるを得
ないのが実情であった。
Therefore, the conventional 6000 series Al alloy sheet cannot respond to the strict conditions of press forming, and the forming center radius (R) is not suitable for forming applications such as outer panels of automobiles.
To reduce the efficiency (r / t) and the ratio (R / t) of the sheet thickness step by step to reduce the efficiency or to change the design to a bending center radius shape that does not cause cracking It was the fact that they didn't get it.
【0020】この曲げ加工性 (合わせて伸びフランジ加
工性) を改善するため、Al合金板素材の局部伸びを高め
て、局部変形時の板厚減少 (くびれ) を抑制する技術も
種々提案されている。例えば、特開平6 -228690 号、特
開平6 -228691 号公報には、5000系などMg3.5 〜10% を
含むAl-Mg 系Al合金板を芯材とし、Mg0.8 〜2.0%を含む
Al-Mg 系Al合金板や、Mn0.3 〜4%を含むAl-Mn 系Al合金
板を皮材としてクラッドしたクラッド板が提案されてい
る。
In order to improve the bending workability (also referred to as stretch flangeability), various techniques have been proposed for increasing the local elongation of the Al alloy sheet material to suppress the reduction in thickness (necking) at the time of local deformation. I have. For example, JP-A-6-228690 and JP-A-6-2288691 disclose that an Al-Mg-based Al alloy plate containing 3.5 to 10% of Mg, such as 5000 series, is used as a core material and contains 0.8 to 2.0% of Mg.
There has been proposed an Al-Mg-based Al alloy plate or a clad plate clad with an Al-Mn-based Al alloy plate containing 0.3 to 4% of Mn as a skin material.
【0021】また、特開平5 -271836 号公報には、5000
系などMg2 〜10% を含むAl-Mg 系Al合金板に、強度向上
のためのCuを0.05〜0.3%添加するとともに、局部伸びを
低下させる不純物元素として、Feを0.01〜0.15% に、ま
たSiを0.15% 以下、Fe/Si を1.4 以下に抑制することが
提案されている。
Japanese Patent Application Laid-Open No. Hei 5-271836 discloses that
To an Al-Mg-based Al alloy sheet containing Mg2-10%, for example, add 0.05-0.3% of Cu to improve strength, and add 0.01-0.15% of Fe as an impurity element that lowers local elongation. It has been proposed to suppress Si to 0.15% or less and Fe / Si to 1.4 or less.
【0022】更に、特開平7 -278716 号公報には、5000
系などMg2.0 〜6.0%を含むAl-Mg 系Al合金板において、
局部伸びを低下させる不純物元素として、Feを0.15% 以
下に、またSiを0.15% 以下にするとともに、機械的性質
を劣化させないために、残存するAl-Mg-Si系、Al-Fe-Si
系などの金属間化合物の平均サイズを15μm 以下にする
ことが開示されている。
Further, JP-A-7-278716 discloses that 5000
In an Al-Mg-based Al alloy plate containing 2.0-6.0% Mg,
As an impurity element that lowers local elongation, Fe is set to 0.15% or less, and Si is set to 0.15% or less, and the remaining Al-Mg-Si-based or Al-Fe-Si
It is disclosed that the average size of an intermetallic compound such as a system is 15 μm or less.
【0023】[0023]
【発明が解決しようとする課題】しかし、これらAl合金
板素材の局部伸びを高めて曲げ加工性 (合わせて伸びフ
ランジ加工性) を改善する技術は、全て5000系Al合金板
に関する技術であって、5000系とは成分、組織と特性が
異なる6000系Al合金板には、そのまま適用することがで
きない。
However, all the techniques for improving the bending workability (together with the stretch flangeability) by increasing the local elongation of these Al alloy sheet materials are related to 5000 series Al alloy sheets. It cannot be directly applied to a 6000 series Al alloy plate having different components and structures from those of the 5000 series.
【0024】そして、より具体的には、芯材のAl合金板
よりも局部伸びの高いAl合金板を皮材としてクラッドす
る前記特開平6 -228690 号、特開平6 -228691 号公報の
ような従来技術は、プレス成形や曲げ加工に耐える密着
性を有するクラッド板自体を製造すること自体が困難で
ある。これは、プレス成形性や製品としての耐傷つき性
やへこみ性のためには、皮材にある程度の強度向上合金
成分量が必要となり、この合金成分により、圧延クラッ
ドの際に、Al合金板界面が酸化しやすいからである。ま
た、これら酸化を防止してクラッド板を製造すると、製
造コストが高騰することになり、実用的ではない。
More specifically, as disclosed in JP-A-6-228690 and JP-A-6-228691, in which an Al alloy plate having a higher local elongation than that of the core Al alloy plate is clad as a skin material. In the prior art, it is difficult to manufacture the clad plate itself having an adhesive property that can withstand press forming and bending. This is because, for press formability, scratch resistance and dents as a product, the skin material requires a certain amount of an alloying component to improve the strength. Is easily oxidized. In addition, if the clad plate is manufactured while preventing such oxidation, the manufacturing cost increases, which is not practical.
【0025】更に、芯材の6000系Al合金板に、皮材とし
て6000系以外のAl合金板を用いた場合には、皮材の厚み
を薄くしたとしても、クラッドしない (単一の)6000 系
Al合金板に比して、6000系Al合金板の特徴である、成形
加工時の低耐力と焼付硬化性による高耐力化の特性がど
うしても低下することになり、やはり実用的ではないか
らである。
Further, when an Al alloy plate other than the 6000 series is used as the skin material for the 6000 series Al alloy plate as the core material, even if the thickness of the skin material is reduced, no (single) 6000 cladding is formed. system
This is because, compared to Al alloy plates, the characteristics of low proof stress during forming and high proof stress due to bake hardening, which are the characteristics of 6000 series Al alloy plates, are necessarily reduced, which is also not practical. .
【0026】また、前記焼付硬化性などの特性を出す上
で、Siを0.8 〜1.8%必須として含む6000系Al合金板で
は、前記特開平5 -271836 号公報や特開平7 -278716 号
公報のように、局部伸びを低下させる不純物元素とし
て、Siを0.15% 以下に抑制することはできない。なお、
これら従来技術のようにFeを0.15% 以下に抑制する、乃
至残存するMg-Si 系、Al-Fe 系などの金属間化合物 (晶
出物や分散粒子) の平均サイズを15μm 以下に小さくす
ることは、6000系においても、それなりの曲げ加工性向
上効果を有する。しかし、本発明者らが知見したところ
によれば、これらの手段による曲げ加工性向上効果は、
6000系Al合金板においては至って小さい。したがって、
これらの手段だけでは、少なくとも6000系Al合金板にお
いては、前記ヘム加工等の厳しい曲げ加工性 (合わせて
伸びフランジ加工性) を改善する乃至合わせて優れた深
絞り等のプレス成形性を有することはできない。
In order to obtain the above-mentioned properties such as bake hardenability, a 6000 series Al alloy plate containing Si as an essential component in an amount of 0.8 to 1.8% is disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open Nos. Hei 5-2771836 and Hei 7-278716. As described above, Si cannot be suppressed to 0.15% or less as an impurity element that reduces local elongation. In addition,
Fe is suppressed to 0.15% or less as in these prior arts, or the average size of remaining intermetallic compounds (crystals and dispersed particles) such as Mg-Si and Al-Fe is reduced to 15 μm or less. Has a modest bending workability improvement effect even in the 6000 series. However, according to the findings of the present inventors, the effect of improving bending workability by these means is as follows.
It is extremely small in the 6000 series Al alloy sheet. Therefore,
By only these means, at least in the 6000 series Al alloy sheet, it is necessary to improve severe bending workability such as hemming (together with stretch flangeability) or to have excellent press formability such as deep drawing together. Can not.
【0027】本発明はこの様な事情に着目してなされた
ものであって、その目的は、輸送機の軽量化のために、
より高い耐力とを有するとともに、優れたプレス成形性
とヘム加工性を有するAl合金板を提供しようとするもの
である。
The present invention has been made in view of such circumstances, and its purpose is to reduce the weight of a transport aircraft.
An object of the present invention is to provide an Al alloy sheet having higher yield strength and excellent press formability and hemming property.
【0028】[0028]
【課題を解決するための手段】この目的を達成するため
に、本発明の要旨は、Mg:0.2〜1.6%(mass%、以下同じ)
、Si:0.2〜1.8%、Mn:0.01 〜0.30% を含むとともに、F
eを0.30% 以下に規制し、残部Alおよび不可避的不純物
からなるアルミニウム合金板であって、溶体化処理後の
ミクロ組織における再結晶粒の平均結晶粒径が45μm 以
下であり、Al-Fe系およびMg2Si 晶出物の平均径が5 μm
以下であるとともに該晶出物間の平均間隔が20μm 以
上であり、かつ分散粒子の平均径が0.02〜0.8 μm であ
るとともに単位体積当たりの個数が1 個/ μm3以上であ
るものとする。
In order to achieve this object, the gist of the present invention is as follows: Mg: 0.2 to 1.6% (mass%, hereinafter the same)
, Si: 0.2-1.8%, Mn: 0.01-0.30%, and F
e is regulated to 0.30% or less, the aluminum alloy plate comprising the balance of Al and unavoidable impurities, the average crystal grain size of the recrystallized grains in the microstructure after the solution treatment is 45μm or less, the Al-Fe system And Mg 2 Si crystallites have an average diameter of 5 μm
The average spacing between the crystallized substances is 20 μm or more, the average diameter of the dispersed particles is 0.02 to 0.8 μm, and the number per unit volume is 1 / μm 3 or more.
【0029】前記要旨とすることにより、成形時のAl合
金板の耐力 (σ0.2)が120N/mm2以上の高強度であって
も、最大絞り深さ(LDH0)が25mm以上の優れたプレス成形
性、およひ曲げ中心半径(R) と板厚(t) との比(R/t) が
3.0 以下のヘム加工時に割れない曲げ加工性 (以下ヘム
加工性と言う) とを有するAl合金板を提供することがで
きる。
According to the above aspect, even when the strength (σ 0.2 ) of the Al alloy sheet at the time of forming is a high strength of 120 N / mm 2 or more, the maximum drawing depth (LDH 0 ) of 25 mm or more is excellent. The press formability and the ratio (R / t) between the bending center radius (R) and the plate thickness (t) are
It is possible to provide an Al alloy plate having a bending workability (hereinafter, referred to as a hemming workability) that is not cracked during hemming of 3.0 or less.
【0030】本発明の第1 の特徴は、Al-Fe 系およびMg
2Si 晶出物の形態を制御する点である。本発明者らは、
6000系のAl合金板において、ヘム加工性を低下させる最
大の要因は、Al-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr) などのAl-Fe 系お
よびMg2Si 系晶出物であり、この晶出物の形態を制御す
る (大きさと間隔とを規制する) 、より具体的には、こ
の晶出物の平均径と晶出物間の平均間隔を規制すること
により、ヘム加工性が格段に向上することを知見した。
これは、Al-Fe 系およびMg2Si 系晶出物が、ヘム加工時
(および伸びフランジ加工時) の割れ (破壊) の起点
(ディンプルの起点)となっていることの知見に基づ
く。
The first feature of the present invention is that Al-Fe and Mg
The point is to control the morphology of 2 Si crystallization. We have:
In the 6000 series Al alloy sheet, the biggest factor that reduces the hem workability is Al-Fe-based and Mg 2 Si-based crystallization products such as Al-Fe-Si- (Mn, Cr, Zr). By controlling the morphology of the crystallized matter (regulating the size and spacing), more specifically, by controlling the average diameter of the crystallized matter and the average spacing between the crystallized substances, the hemming processability is remarkably improved. Was found to improve.
This is because Al-Fe-based and Mg 2 Si-based crystallization
Origin of crack (and fracture) during (and stretch flange processing)
(The starting point of the dimple).
【0031】しかし、重要なことには、これらAl-Fe 系
およびMg2Si 系晶出物およびこの晶出物を構成するSi
は、特に6000系Al合金板に必要な強度を確保するために
寄与しているため、単純に低減乃至無くすことはできな
い。この点、発明者らは、必然的に存在乃至必要により
存在しているこれら晶出物の形態を制御することで、必
要な強度やプレス成形性の確保と、優れたヘム加工性が
得られることを知見した。即ち、Al合金組織中に存在す
るこれら晶出物が互いに集合、或いは互いに大きく長く
つながった形状ではなく、微細な晶出物が互いに間隔を
開けて分散していることがヘム加工性の向上に寄与する
ことを知見した。
Importantly, however, these Al-Fe-based and Mg 2 Si-based crystallization products and the Si
Cannot be simply reduced or eliminated because it contributes to securing the necessary strength particularly for the 6000 series Al alloy sheet. In this regard, the inventors ensure the necessary strength and press formability and obtain excellent hemmability by controlling the form of these crystallized substances that are necessarily present or exist as necessary. I found that. That is, these crystallized substances present in the Al alloy structure are not aggregated with each other, or have a shape that is connected to each other for a long time, but fine crystallized substances are dispersed at a distance from each other in order to improve hemmability. We found that it would contribute.
【0032】そして、このAl-Fe 系およびMg2Si 系晶出
物の形態を制御 (大きさと間隔) するために、特に、通
常は6000系のAl合金板に0.15〜1.0%程度含まれる不純物
元素としてのFeを0.30% 以下、好ましくは0.15% 以下に
規制する。但し、この場合、Feを0.30% 以下に規制した
のみでは、Al-Fe 系およびMg2Si 晶出物の平均径が5μm
以下であるとともに該晶出物間の平均間隔が20μm 以
上とすることはできない。即ち、このAl-Fe 系およびMg
2Si 晶出物の大きさと間隔の規制のためには、後述する
鋳造や圧延および溶体化焼入処理条件の選定が重要とな
ることも知見した。
In order to control the morphology (size and spacing) of the Al—Fe-based and Mg 2 Si-based crystallization products, in particular, usually, impurities of about 0.15 to 1.0% contained in a 6000 series Al alloy plate are usually used. Fe as an element is restricted to 0.30% or less, preferably 0.15% or less. However, in this case, the average diameter of the Al-Fe-based and Mg 2 Si crystallized matter was only 5 μm by restricting Fe to 0.30% or less.
In addition, the average distance between the crystallized substances cannot be more than 20 μm. That is, the Al-Fe and Mg
For regulation 2 Si crystallized products of size and spacing were also finding that is important the selection of the casting and rolling and solution heat hardening process conditions will be described later.
【0033】例えば、前記特開平7 -278716 号公報のよ
うな晶出物の形態制御、即ち、単に鋳造材の晶出物の平
均粒径を小さくするだけではヘム加工性の向上に多く寄
与しない。言い換えると、本発明者らは、前記特開平7
-278716 号公報のような思想に反して、例えAl合金板組
織の晶出物の平均粒径が、それなりに大きくても、それ
が間隔を開けて分散している (まばらに存在する) なら
ば、ヘム加工性の向上に寄与することを知見した。つま
り、晶出物の粒径が小さくても、互いの間隔が小さく密
集した状態乃至つながった状態では、破壊の起点となっ
て、ヘム加工性を劣化させる。勿論、本発明において
は、Al-Fe 系およびMg2Si 晶出物量自体も、必要な強度
や成形性を確保する分以外は低減する。
For example, the morphological control of the crystallized substance as disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 7-278716, that is, merely reducing the average particle size of the crystallized substance of the cast material does not greatly contribute to the improvement of the hem workability. . In other words, the present inventors set forth
Contrary to the idea of -278716, even if the average grain size of the crystallized substance in the Al alloy plate structure is relatively large, if it is dispersed at intervals (is sparse) For example, it was found that it contributed to the improvement of hemming processability. In other words, even if the grain size of the crystallized product is small, when the space between them is small and dense or connected, it becomes a starting point of destruction and deteriorates the hem workability. Of course, in the present invention, the amount of the Al-Fe-based and Mg 2 Si crystallized substances themselves is reduced except for securing the necessary strength and formability.
【0034】そして、この晶出物量の制御と、晶出物が
互いに間隔を開けて分散している(晶出物の互いの間隔
が小さく密集した状態乃至つながった状態ではない)状
況に良く対応する指標として、本発明では、晶出物の平
均径と、該晶出物間の平均間隔を選択する。
The control of the amount of the crystallized substance and the situation where the crystallized substance is dispersed at a distance from each other (the crystallized substance is not in a state where the distance between the crystallized particles is small or dense or connected) are well handled. In the present invention, an average diameter of a crystallized substance and an average interval between the crystallized substances are selected as indices to be used.
【0035】次に、本発明の第2 の特徴は、Al-Mn 系、
Al-Cr 系、Al-Zr 系、Al-V系の分散粒子を組織中に積極
的に存在させる点である。本発明では、溶体化処理時の
再結晶粒径の粗大化を防止し、再結晶粒径を微細化する
ために、Al-Mn 系などの分散粒子を組織中に積極的に存
在させ、再結晶粒の粗大化 (粒成長) を抑制するピン止
め効果を発揮させる。そして、この結果、溶体化処理後
の再結晶粒径を、プレス成形性の確保やオレンジピール
の発生を抑制するために必要な、平均結晶粒径で45μm
以下に微細化させる。
Next, a second feature of the present invention is that an Al—Mn based
The point is that Al-Cr, Al-Zr, and Al-V dispersed particles are positively present in the structure. In the present invention, in order to prevent coarsening of the recrystallized particle size during the solution treatment and to reduce the recrystallized particle size, dispersed particles such as Al-Mn system are positively present in the structure, It exerts a pinning effect that suppresses coarsening (grain growth) of crystal grains. Then, as a result, the recrystallized grain size after the solution treatment was reduced to 45 μm in average crystal grain size necessary for securing press formability and suppressing the occurrence of orange peel.
It is refined below.
【0036】更に、Al-Mn 系などの分散粒子を組織中に
積極的に存在させることにより、材料の局部伸びを増大
させ、ヘム加工性を向上させることができる。また、前
記したようにFeを0.30% 以下に規制した場合、溶体化処
理時の再結晶粒径は粗大化しやすくなる傾向がある。こ
れに対し、Al-Mn 系などの分散粒子の存在は、この傾向
を抑制する点からも有効である。
Further, by making the dispersed particles of Al-Mn system or the like positively exist in the structure, the local elongation of the material can be increased, and the hem workability can be improved. Further, when Fe is regulated to 0.30% or less as described above, the recrystallized grain size during the solution treatment tends to easily become coarse. On the other hand, the presence of dispersed particles such as Al-Mn is effective in suppressing this tendency.
【0037】[0037]
【発明の実施の形態】(Al-Fe 系およびMg2Si 晶出物)
次に、本発明における晶出物の規定について説明する。
本発明では、ヘム加工性向上のために、溶体化処理後の
Al合金板組織の、Al-Fe 系およびMg2Si 晶出物の平均径
が5 μm 以下であるとともに該晶出物間の平均間隔が20
μm 以上とする。
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION (Al-Fe system and Mg 2 Si crystallization)
Next, the definition of the crystallized substance in the present invention will be described.
In the present invention, in order to improve the hemming processability, after the solution treatment
In the Al alloy plate structure, the average diameter of the Al-Fe-based and Mg 2 Si crystallized substances is 5 μm or less, and the average interval between the crystallized substances is 20 μm.
μm or more.
【0038】Al-Fe 系晶出物は、合金組成により種々の
種類はあるものの、本発明で制御の対象とするのは、主
として鋳造時に生成するAl-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr) からな
る晶出物である。このAl-Fe 系晶出物および鋳造や熱延
および溶体化処理などの工程で溶体化温度以下で生成す
るMg2Si 晶出物の、平均径が5 μm を越えるあるいはこ
れら晶出物間の平均間隔が20μm 未満では、成形時のAl
合金板の耐力 (σ0.2)が120N/mm2以上などの高強度の場
合に、曲げ中心半径(R) と板厚(t) との比(R/t) が3.0
以下のヘム加工時に割れない、というヘム加工性が低下
し、従来の6000系Al合金並のヘム加工性しか有さなくな
る。
Although there are various types of Al-Fe crystallized substances depending on the alloy composition, the present invention mainly controls Al-Fe-Si- (Mn, Cr, Zr ). Of Mg 2 Si crystallized products produced in the solution temperature following step such as the Al-Fe-based crystallized substances and casting and hot rolling and solution treatment, the average size exceeds 5 [mu] m or between these crystallized substances If the average interval is less than 20 μm,
When the strength (σ 0.2 ) of the alloy plate is high strength such as 120 N / mm 2 or more, the ratio (R / t) of the bending center radius (R) to the plate thickness (t) is 3.0
The hem workability, which does not break at the time of the following hem work, is reduced, and only the hem workability equivalent to that of the conventional 6000 series Al alloy is obtained.
【0039】これらAl-Fe 系晶出物およびMg2Si 晶出物
の平均径と、該晶出物間の平均間隔の測定は、Al合金板
の平行断面の組織の、500 倍の走査型電子顕微鏡(SEM)
による、Al合金板の材質のバラツキを考慮するためAl合
金板の任意の測定箇所20視野の目視観察乃至画像解析観
察結果の平均によって行う。測定部位は、板の表面から
板中央部位までを20等分した各位置で行う。本発明で言
う晶出物の径とは、前記各視野で測定できる個々の晶出
物粒子の最大の長さを言う。そして、本発明で言う晶出
物の平均径とは、前記各視野で測定できるAl-Fe 系晶出
物およびMg2Si晶出物粒子全ての最大の長さを計測し、
この最大長さの総和を晶出物の数で除して、1 視野当た
りの晶出物の最大長さの平均値を求め、更にこの各視野
での平均最大長さの平均値を、再度20視野で平均値化し
たものとする。
The average diameters of the Al-Fe crystallized material and the Mg 2 Si crystallized material and the average distance between the crystallized materials were determined by a 500 times scanning type structure of the parallel section structure of the Al alloy plate. Electron microscope (SEM)
In order to take into account the variation in the material of the Al alloy plate due to the above, the measurement is performed by visual observation or image analysis observation of 20 visual fields at arbitrary measuring points on the Al alloy plate. The measurement is performed at each position where the surface from the surface of the plate to the center of the plate is equally divided into 20. The diameter of the crystallized product as referred to in the present invention means the maximum length of the individual crystallized product particle which can be measured in each of the visual fields. The average diameter of the crystallized substances referred to in the present invention refers to the maximum length of all the Al-Fe-based crystallized substances and Mg 2 Si crystallized particles that can be measured in each of the visual fields,
Divide the sum of the maximum lengths by the number of crystallized substances to obtain the average value of the maximum length of crystallized substances per visual field, and then calculate the average value of the average maximum length in each visual field again for 20 visual fields. It is assumed that the values are averaged.
【0040】また、本発明で言う晶出物間の間隔とは、
各視野で測定される晶出物粒子の数の平方を算出してA
とし、次に、各視野の面積 (μm2) の平方を算出してB
とし、晶出物間の間隔をB/(A+1)として算出したものと
する。そして、本発明で言う晶出物間の平均間隔とは、
前記算出したB/(A+1)を20視野で平均値化したものとす
る。
In the present invention, the interval between the crystallized substances is
Calculate the square of the number of crystallized particles measured in each field of view and A
Then, calculate the square of the area (μm 2 ) of each visual field and calculate B
And the interval between the crystallized substances is calculated as B / (A + 1). And the average spacing between the crystallized substances referred to in the present invention is:
It is assumed that the calculated B / (A + 1) is averaged in 20 visual fields.
【0041】(分散粒子) 本発明で言う分散粒子とはAl-
Mn 系、Al-Cr 系、Al-Zr 系、Al-V系の分散粒子を言
う。本発明では、前記した通り、溶体化処理時の再結晶
粒径の粗大化を防止するために、基本組成ではAl-Mn 系
の分散粒子、また、Mn、Cr、Zr、V の含有量が多い場合
(積極的に添加する乃至不純物としての量が多い場合)
には、Al-Mn 系、Al-Cr 系、Al-Zr 系、Al-V系の分散粒
子を組織中に積極的に微細分散させ、再結晶粒の粗大化
(粒成長) を抑制するピン止め効果を発揮させる。そし
て、この結果、溶体化処理後の再結晶粒径を平均結晶粒
径が45μm 以下に微細化させる。また、分散粒子を組織
中に積極的に存在させることにより、材料の局部伸びを
増大させ、ヘム加工性を向上させる。
(Dispersed Particles) The dispersed particles referred to in the present invention are Al-
Mn-based, Al-Cr-based, Al-Zr-based, and Al-V-based dispersed particles. In the present invention, as described above, in order to prevent coarsening of the recrystallized particle size during the solution treatment, the content of the Al-Mn-based dispersed particles and the contents of Mn, Cr, Zr, and V in the basic composition are reduced. When there are many
(Positively added or large amount as impurities)
In this method, Al-Mn, Al-Cr, Al-Zr, and Al-V dispersed particles are positively and finely dispersed in the microstructure to increase the size of recrystallized grains.
It exerts a pinning effect that suppresses (grain growth). As a result, the recrystallized grain size after the solution treatment is reduced to an average crystal grain size of 45 μm or less. In addition, the active presence of the dispersed particles in the structure increases the local elongation of the material and improves the hemmability.
【0042】この効果を発揮するためには、分散粒子の
平均径が0.02〜0.8 μm であるとともに、単位体積当た
りの個数が1 個/ μm3以上であることが必要である。な
お、Al-Mn 系、Al-Cr 系、Al-Zr 系、Al-V系の複数の分
散粒子が混在している場合には、前記分散粒子の平均径
については、混在する個々の分散粒子全てについて、単
位体積当たりの個数については、混在する個々の分散粒
子の総和として規定する。
In order to exhibit this effect, it is necessary that the dispersed particles have an average diameter of 0.02 to 0.8 μm and a number per unit volume of 1 / μm 3 or more. When a plurality of Al-Mn-based, Al-Cr-based, Al-Zr-based, and Al-V-based dispersed particles are mixed, the average diameter of the dispersed particles is determined by mixing the individual dispersed particles. In all cases, the number per unit volume is defined as the sum of mixed individual dispersed particles.
【0043】この分散粒子は、合金組成により種々の種
類はあるものの、本発明で制御の対象とするのは、均質
化熱処理時に生成する分散粒子であって、Al-Mn 系では
主となる(Fe,Mn)3SiAl12、(Fe,Mn)Al6、Al-Cr 系では主
となるAl12Mg2Cr 、Al-Zr 系では主となるAl3Zr 、Al-V
系では主となるAlV などの分散粒子である。
Although there are various types of the dispersed particles depending on the alloy composition, the object to be controlled in the present invention is the dispersed particles generated during the homogenizing heat treatment, and is mainly used in the Al-Mn system ( (Fe, Mn) 3 SiAl 12 , (Fe, Mn) Al 6 , Al 12 Mg 2 Cr for Al-Cr system, Al 3 Zr, Al-V for Al-Zr system
In the system, it is mainly dispersed particles such as AlV.
【0044】これらの分散粒子の平均径が0.02μm 未満
および単位体積当たりの個数が1 個/ μm3未満では、前
記各効果が発揮されない。また、これらの分散粒子の平
均径が0.8 μm を越えると、却って、プレス成形やヘム
加工時に破壊の起点となり、成形性を低下させる。
When the average diameter of these dispersed particles is less than 0.02 μm and the number per unit volume is less than 1 / μm 3 , the above-mentioned effects are not exhibited. On the other hand, if the average diameter of these dispersed particles exceeds 0.8 μm, it becomes a starting point of destruction during press forming or hemming, which lowers the formability.
【0045】これらの分散粒子の平均径と、単位体積当
たりの個数の測定は、Al合金板の板厚1/4 部位(L-LT
面) から観察用試料を採取し、5000倍の透過型電子顕微
鏡(TEM) の、Al合金板の材質のバラツキを考慮するため
Al合金板の任意の測定箇所10視野の目視観察乃至画像解
析観察により行う。
The measurement of the average diameter of these dispersed particles and the number per unit volume was carried out by measuring the thickness of the Al alloy plate at 1/4 site (L-LT
Surface), and take into account the variance in the material of the Al alloy plate with a transmission electron microscope (TEM) at 5,000x magnification.
It is performed by visual observation or image analysis observation of 10 visual fields at arbitrary measurement points on the Al alloy plate.
【0046】ここで、本発明で言う分散粒子の径とは、
Al-Mn 系、Al-Cr 系、Al-Zr 系、Al-V系の分散粒子の最
大の長さを言う。そして、本発明で言う分散粒子の平均
径とは、前記各視野で測定できるこれら全ての分散粒子
の最大の長さを各々計測し、この最大の長さの総和を分
散粒子の数で除して、1 視野当たりの分散粒子の最大長
さの平均値を求め、更にこの各視野での平均最大の長さ
の平均値を、再度10視野で平均値化したものとする。
Here, the diameter of the dispersed particles referred to in the present invention is
The maximum length of dispersed particles of Al-Mn, Al-Cr, Al-Zr and Al-V. And the average diameter of the dispersed particles referred to in the present invention is the maximum length of all of these dispersed particles that can be measured in each of the visual fields is measured, and the sum of the maximum lengths is divided by the number of the dispersed particles. Then, the average value of the maximum length of the dispersed particles per visual field is obtained, and the average value of the average maximum length in each visual field is averaged again in 10 visual fields.
【0047】また、本発明で言う単位体積当たりの個数
(分散粒子の密度) とは、各視野でカウントされるAl-M
n 系、Al-Cr 系、Al-Zr 系、Al-V系の分散粒子の数を各
視野の体積V(μm3)[V=各視野の面積 (μm2) ×各視野の
試料厚み (μm)] で割り、単位体積当たりの個数とす
る。
Further, the number per unit volume referred to in the present invention
(Density of dispersed particles) is the Al-M
The number of dispersed particles of the n-type, Al-Cr-type, Al-Zr-type, and Al-V-type is expressed by the volume V (μm 3 ) of each visual field (V = area of each visual field (μm 2 ) × sample thickness of each visual field μm)] to obtain the number per unit volume.
【0048】なお、前記透過型電子顕微鏡による測定
は、機械研磨で約0.1mm 厚みに薄肉化した測定用試料
を、更に、電解研磨 (ジェットポリッシュ) で観察部位
の厚さを局部的に0.1 〜0.3 μm(1000〜3000Å) の薄膜
化した部位を透過型電子顕微鏡で観察して行う。
The transmission electron microscope was used to measure the thickness of the measurement sample which had been thinned to a thickness of about 0.1 mm by mechanical polishing, and further, by electropolishing (jet polishing), locally adjusting the thickness of the observation site to 0.1 to 0.1 mm. It is performed by observing the thinned area of 0.3 μm (1000-3000mm) with a transmission electron microscope.
【0049】(再結晶粒径) 本発明では、前記した通
り、溶体化処理後の再結晶粒径を、プレス成形性の確保
やオレンジピールの発生を抑制するために必要な、平均
結晶粒径で45μm 以下に微細化させる。即ち、平均結晶
粒径で45μm を越えて粗大化した場合、プレス成形性が
低下するとともに、オレンジピールなどの発生を招く。
(Recrystallized Particle Size) In the present invention, as described above, the recrystallized particle size after the solution treatment is determined by determining the average crystal particle size required for securing press formability and suppressing the occurrence of orange peel. To reduce the size to 45 μm or less. That is, when the average crystal grain size is larger than 45 μm, the press formability is reduced and orange peel is caused.
【0050】再結晶粒径の測定は、圧延方向でラインイ
ンターセプト法により評価した。即ち、Al合金板の表面
を0.05〜0.1mm まで機械研磨した後、例えば、テトラフ
ルオロほう酸: 水=15: 400の溶液中で、電圧30V 、溶液
温度20〜30℃、時間60〜90秒で電解エッチングし、偏光
板を使用した50倍の光学顕微鏡(TEM) により、Al合金板
の材質のバラツキを考慮するためAl合金板の任意の測定
箇所10視野(1視野当たり5 本で、1 本当たりのライン長
は500 μm)の目視観察によって行う。
The measurement of the recrystallized grain size was evaluated by the line intercept method in the rolling direction. That is, after mechanically polishing the surface of the Al alloy plate to 0.05 to 0.1 mm, for example, in a solution of tetrafluoroboric acid: water = 15: 400, at a voltage of 30 V, a solution temperature of 20 to 30 ° C., and a time of 60 to 90 seconds. Electrolytic etching, using a polarizing plate with a 50-fold optical microscope (TEM) to take into account the variation in the material of the Al alloy plate at any 10 measurement fields of the Al alloy plate. The line length per hit is 500 μm).
【0051】後述する実施例の発明例の6000系Al合金板
の、溶体化処理し、焼入後の厚み方向断面におけるミク
ロ組織の、Al-Fe 系晶出物およびMg2Si 晶出物の平均
径と該晶出物間の平均間隔の、500 倍の走査型電子顕微
鏡(SEM) による、20視野の測定および、Al-Mn 系など
の分散粒子の平均径と単位体積当たりの個数の、5000倍
の透過型電子顕微鏡(TEM) による、20視野の測定によれ
ば、Al-Fe 系晶出物およびMg2Si 晶出物は平均径が5
μm 以下の微細であって、該晶出物間の平均間隔は20μ
m 以上で、互いに間隔を開けて細かく分散していた。ま
た、Al-Mn 系などの分散粒子の平均径は0.02〜0.8 μ
m で微細であるとともに、単位体積当たりの個数が1 個
/ μm3以上と均一に分散していた。また溶体化処理後の
再結晶粒の粒径は平均結晶粒径が45μm 以下に微細化さ
れていた。
The 6000 series Al alloy sheet of the invention example of the embodiment to be described later is subjected to solution treatment and has a microstructure in a cross section in the thickness direction after quenching, and is composed of an Al-Fe crystallized material and a Mg 2 Si crystallized material. The average diameter and the average distance between the crystallized substances were measured by a scanning electron microscope (SEM) at a magnification of 500 times in 20 visual fields, and the average diameter and the number per unit volume of the dispersed particles such as Al-Mn system were determined. According to the measurement of 20 visual fields using a transmission electron microscope (TEM) at a magnification of 5000 times, the Al-Fe crystallized material and the Mg 2 Si crystallized material have an average diameter of 5 mm.
μm or less, and the average interval between the crystallized substances is 20 μm.
Above m, they were finely dispersed at intervals. The average diameter of dispersed particles such as Al-Mn-based particles is 0.02 to 0.8 μm.
m and fine, and one piece per unit volume
/ μm 3 or more. Further, the grain size of the recrystallized grains after the solution treatment was refined to an average crystal grain size of 45 μm or less.
【0052】これに対し、前記と同様に測定した従来の
6000系Al合金板では、溶体化処理後の再結晶粒の粒径は
平均結晶粒径が45μm 以下に微細化されており、Al-Fe
系晶出物およびMg2Si 晶出物は、微細ではあるものの晶
出物間の平均間隔は20μm 未満であり、しかも晶出物同
士が集合体化乃至結合し、晶出物同士が長くつながった
形状をしていた。
On the other hand, in the case of the conventional
In the 6000 series Al alloy sheet, the average crystal grain size of the recrystallized grains after solution treatment is refined to 45 μm or less, and Al-Fe
Systems crystallizate and Mg 2 Si crystallized products, the average distance between crystallized substances are ones fine is less than 20 [mu] m, moreover crystallizate each other aggregate body of or combined, crystallized substances mutually connected longer Had a shape.
【0053】そして、前記本発明6000系Al合金板は、後
述する実施例の通り、人工時効 (塗装焼付) 後のσ0.2
で160N/mm2以上の高強度を有するとともに、優れたプレ
ス成形性とヘム加工性有する。これに対し、前記従来の
6000系Al合金板は、ヘム加工性が顕著に劣り、両者はヘ
ム加工性に顕著な相違がある。したがって、単に6000系
Al合金板の晶出物の平均粒径を小さくするだけではヘム
加工性の向上に多く寄与せず、例え晶出物の平均粒径が
それなりに大きくても、それが間隔を開けて分散してい
る (まばらに存在する) ならば、ヘム加工性の優れたAl
合金板が得られることが裏付けられる。
The 6000 series Al alloy sheet according to the present invention has a σ 0.2 after artificial aging (paint baking) as described in Examples below.
In addition to having high strength of 160 N / mm 2 or more, it has excellent press formability and hemming properties. In contrast, the conventional
The 6000 series Al alloy sheet has remarkably inferior hemmability, and both have remarkable differences in hemmability. Therefore, simply 6000 series
Simply reducing the average grain size of the crystallized material of the Al alloy plate does not contribute much to the improvement of the hem workability, and even if the average grain size of the crystallized material is relatively large, it is dispersed at intervals. (Existing sparsely), Al
It is supported that an alloy plate is obtained.
【0054】なお、この他の晶出物や析出物についても
説明する。他の晶出物や析出物として代表的なものは、
例えば、Si単体の析出物、Cuが多く含有された場合のAl
7Cu2Fe、更には、CuやMgのAlとの化合物相の晶出物Al2C
u2Mg、Al2Cu2などである。
Incidentally, other crystallized substances and precipitates will be described. Typical of other crystallized substances and precipitates are:
For example, precipitates of Si alone, Al when a large amount of Cu is contained
7 Cu 2 Fe, and further, the crystallized product Al 2 C in the compound phase with Cu and Mg Al
u 2 Mg, Al 2 Cu 2 and the like.
【0055】Si単体の析出物は、特に粒界上に析出およ
び存在すると、材料破壊の起点となり、ヘム加工性を著
しく低下させる。したがって、Si単体の析出物は粒界上
に実質的に存在しないか、本発明Al合金板の諸特性を阻
害しない範囲で存在することが好ましい。しかし、後述
する好ましい組成および製造方法の範囲で製造した場合
には、Si単体の析出物は、特性に悪影響を与えるまでに
は粒界上に析出してこない。
A precipitate of Si alone, particularly when precipitated and present on a grain boundary, serves as a starting point of material destruction, and significantly lowers hem workability. Therefore, it is preferable that the precipitate of Si alone does not substantially exist on the grain boundary, or exists within a range that does not impair various properties of the Al alloy sheet of the present invention. However, when manufactured in the range of the preferable composition and manufacturing method described below, the precipitate of Si alone does not precipitate on the grain boundaries until the properties are adversely affected.
【0056】また、他のAl7Cu2Fe、或いはAl2Cu2Mg、Al
2Cu2等の晶出物についても、粒界上に存在すると、材料
破壊の起点となり、ヘム加工性を著しく低下させる。し
たがって、これらの量を低減することが好ましい。しか
し、これら晶出物は、前記Al-Fe 系晶出物の量に比して
絶対量が少なく、しかも、Al-Fe 系晶出物を前記のよう
に形態制御してやれば、これに伴い、必然的に量がヘム
加工性に影響しない範囲まで低減できる。したがって、
本発明では、前記Al-Fe 系やMg2Si 晶出物以外の晶出物
については、特に規定しない。
Further, other Al 7 Cu 2 Fe, Al 2 Cu 2 Mg, Al
If a crystallized substance such as 2 Cu 2 is present on the grain boundary, it becomes a starting point of material destruction and significantly reduces hemmability. Therefore, it is preferable to reduce these amounts. However, these crystals have a smaller absolute amount than the amount of the Al-Fe-based crystals, and if the Al-Fe-based crystals are controlled in form as described above, Inevitably, the amount can be reduced to a range that does not affect the hem workability. Therefore,
In the present invention, the crystallized substances other than the Al-Fe-based or Mg 2 Si eutectic compounds are not particularly specified.
【0057】(本発明Al合金の化学成分組成) 次に、本
発明Al合金における、化学成分組成について説明する。
本発明のAl合金は、自動車、船舶などの輸送機材や構造
材あるいは部品用としての強度、伸びなどの機械的特性
や、耐蝕性や応力腐食割れ性、あるいは合金量が少ない
リサイクル性などの特性を満足する必要がある。この
内、特に自動車のパネル材としては、基本的にプレス成
形されるAl合金板の引張強さが270N/mm2以上、耐力 (σ
0.2)が140N/mm2以下であり、塗装焼き付け後の耐力が16
0N/mm2以上、好ましくは180N/mm2以上であることが好ま
しい。
(Chemical Composition of the Al Alloy of the Present Invention) Next, the chemical composition of the Al alloy of the present invention will be described.
The Al alloy of the present invention has properties such as mechanical properties such as strength, elongation, and corrosion resistance, stress corrosion cracking resistance, or recyclability with a small amount of alloy for transportation equipment such as automobiles and ships and structural materials or parts. Needs to be satisfied. Among them, especially as a panel material of an automobile, a tensile strength of an Al alloy plate basically formed by press forming is 270 N / mm 2 or more, and a proof stress (σ
0.2 ) is 140 N / mm 2 or less, and the proof stress after baking is 16
It is preferably at least 0 N / mm 2, more preferably at least 180 N / mm 2 .
【0058】したがって、本発明Al合金の化学成分組成
は、前記諸特性を満足するために、Al-Mg-Si系の6000系
Al合金の成分規格 (6101、6003、6151、6061、6N01、60
63など) に相当するものとする。しかし、6000系Al合金
の各成分規格通りにならずとも、下記の各元素の含有量
の規定に沿って、更なる特性の向上や他の特性を付加す
るための、適宜成分組成の変更は許容される。この点、
上記元素の成分範囲の変更や、より具体的な用途および
要求特性に応じて、例えばNi、Sc、Ag、Snなどの下記に
記載の無い他の元素を適宜含むことは許容される。ま
た、H2やO2などのガス成分や溶解原料スクラップなどか
ら必然的に混入される他の不純物も、品質や特性を阻害
しない範囲で許容される。
Therefore, the chemical composition of the Al alloy of the present invention is determined to satisfy the above-mentioned various properties.
Al alloy composition standards (6101, 6003, 6151, 6061, 6N01, 60
63 etc.). However, even if it does not conform to each component standard of the 6000 series Al alloy, it is necessary to change the component composition as appropriate to further improve the characteristics and add other characteristics according to the contents of the following elements. Permissible. In this regard,
It is permissible to appropriately include other elements not described below such as, for example, Ni, Sc, Ag, and Sn in accordance with a change in the component range of the above elements and more specific applications and required characteristics. In addition, other impurities that are necessarily mixed in from gas components such as H 2 and O 2 , dissolved material scrap, and the like are also allowed as long as the quality and characteristics are not impaired.
【0059】但し、水素含有量が0.5cc/100g Al を越え
て多くなると、製造工程中で、Al合金板にポロシティー
やブリスターおよびふくれが発生し、プレス成形性やヘ
ム加工性を含めてAl合金板の成形性などの諸特性を低下
させる。したがって、水素含有量は、好ましくは0.5cc/
100g Al 以下とする。
However, when the hydrogen content exceeds 0.5 cc / 100 g Al, porosity, blisters and blisters are generated on the Al alloy plate during the manufacturing process, and the Al alloy plate includes Al and aluminum alloys including press formability and hem workability. It reduces various properties such as formability of the alloy sheet. Therefore, the hydrogen content is preferably 0.5 cc /
100g Al or less.
【0060】(本発明Al合金の元素量) 次に、前記特性
を満足する本発明Al-Mg-Si系Al合金板の各元素の含有量
について、臨界的意義や好ましい範囲について説明す
る。
(Amount of Elements of Al Alloy of the Present Invention) Next, critical contents and preferable ranges of the contents of the respective elements of the Al-Mg-Si-based Al alloy plate of the present invention satisfying the above characteristics will be described.
【0061】Mg:0.2〜1.6%。Mgは人工時効 (成形、塗装
後の焼付硬化処理など) により、SiとともにMg2 Siとし
て析出して、また、Cu含有組成では更にCu、Alと化合物
相を形成して、最終製品使用時の高強度 (耐力) を付与
するために必須の元素である。Mgの0.6%未満の含有では
加工硬化量が低下し、人工時効でもσ0.2 で160N/mm2
上の高い強度が得られない。一方、1.6%を越えて含有さ
れると、強度 (耐力)が高くなりすぎ、成形性を阻害す
る。したがって、Mgの含有量は0.6 〜1.6%の範囲とす
る。
Mg: 0.2-1.6%. Mg is precipitated as Mg 2 Si together with Si by artificial aging (molding, baking hardening treatment after painting, etc.), and in the case of Cu-containing composition, further forms a compound phase with Cu and Al, and when used in the final product, It is an essential element for imparting high strength (proof stress). If the content of Mg is less than 0.6%, the amount of work hardening decreases, and even with artificial aging, a high strength of σ 0.2 of 160 N / mm 2 or more cannot be obtained. On the other hand, if the content exceeds 1.6%, the strength (proof stress) becomes too high, and the moldability is impaired. Therefore, the content of Mg is set in the range of 0.6 to 1.6%.
【0062】Si:0.2〜1.8%。SiもMgとともに、人工時効
処理により、Mg2 Siとして析出して、最終製品使用時の
高強度 (耐力) を付与するために必須の元素である。Si
の0.8%未満の含有では人工時効で十分な強度が得られ
ず、σ0.2 で160N/mm2以上の高い強度が得られない。一
方、1.8%を越えて含有されると、鋳造時および焼き入れ
時に粗大な単体Si粒子として析出して、成形性および靱
性を低下させる。また、Al-Fe 系およびMg2 Si晶出物が
粗大化しやすく、該晶出物の平均径と晶出物間の平均間
隔を規定以下にすることが困難となる。この結果、特
に、曲げ中心半径(R) と板厚(t) との比(R/t) が3.0 以
下のヘム加工時の割れ性を低下させる。また、靱性や伸
びが低くなるなど、成形性も阻害する。したがって、Si
の含有量は0.8 〜1.8%の範囲とする。
Si: 0.2-1.8%. Si, together with Mg, is precipitated as Mg 2 Si by artificial aging and is an essential element for imparting high strength (proof stress) when the final product is used. Si
If the content is less than 0.8%, sufficient strength cannot be obtained by artificial aging, and a high strength of 160 N / mm 2 or more at σ 0.2 cannot be obtained. On the other hand, if it is contained in excess of 1.8%, it precipitates as coarse single Si particles at the time of casting and quenching, and deteriorates formability and toughness. In addition, Al-Fe-based and Mg 2 Si crystallized substances are liable to be coarsened, and it is difficult to make the average diameter of the crystallized substances and the average interval between the crystallized substances less than specified. As a result, in particular, the cracking property at the time of hemming when the ratio (R / t) of the bending center radius (R) to the plate thickness (t) is 3.0 or less is reduced. Further, the formability is also impaired, such as a decrease in toughness and elongation. Therefore, Si
Is in the range of 0.8 to 1.8%.
【0063】Fe:0.30%以下。Al合金中に不純物として必
然的に含まれるFeは、本発明で問題とする粗大なAl-Fe
系晶出物を生成しやすい。これら晶出物が粗大化する
と、前記した通り、ヘム加工性やプレス成形性などを劣
化させる。通常、不純物としてのFeの含有量は0.15% 〜
0.3%程度である。しかし、Feの含有量が特に0.30% 、よ
り厳しくは0.15% を越えると、Al-Fe 系晶出物が粗大化
しやすくなり、該晶出物の平均径と晶出物間の平均間隔
を規定以下にすることが困難となる。したがって、Feの
含有量は低いほど好ましく、0.30% 以下、より好ましく
は0.15% 以下のできるだけ少ない量に規制する。
Fe: 0.30% or less. Fe inevitably contained as an impurity in the Al alloy is a coarse Al-Fe
It is easy to produce system crystallization. When these crystals are coarsened, as described above, the hem workability, press formability, and the like are deteriorated. Usually, the content of Fe as an impurity is 0.15% or more.
It is about 0.3%. However, when the Fe content is more than 0.30%, more strictly more than 0.15%, the Al-Fe crystallized material tends to be coarse, and the average diameter of the crystallized crystal and the average interval between the crystallized crystals are defined. It is difficult to: Therefore, the Fe content is preferably as low as possible, and is controlled to be as small as possible, not more than 0.30%, more preferably not more than 0.15%.
【0064】Mn:0.01 〜0.30% 。MnはAl-Mn 系分散粒子
を生成させるために必要である。本発明では、前記した
通り、溶体化処理時の再結晶粒径の粗大化を防止するた
めに、Al-Mn 系分散粒子を組織中に微細分散させ、再結
晶粒の粗大化 (粒成長) を抑制するピン止め効果を発揮
させる。また、Al-Mn 系分散粒子を組織中に微細分散さ
せることにより、材料の局部伸びを向上させる。このた
めには、Al-Mn 系分散粒子の平均径が0.02〜0.8 μm で
あるとともに、単位体積当たりの個数が1 個/μm3以上
であることが必要である。そして、このようにAl-Mn 系
分散粒子を形態制御するためには、Mnを0.01〜0.30% 、
好ましくは0.01〜0.15% の低いレベルの範囲での含有が
必要である。Mnの含有量が0.01% 未満では、Al-Mn 系分
散粒子の絶対数が不足して、前記ピン止め効果が不足し
て再結晶粒の粗大化を抑制する効果や材料の局部伸びを
向上させる効果が無くなる。また、0.30% 、より厳しく
は0.15% を越えて含有されると、溶解、鋳造時に粗大な
金属間化合物を生成しやすく、成形時の破壊の起点とな
り、却って成形性を低下させる原因となる。
Mn: 0.01 to 0.30%. Mn is necessary to generate Al-Mn-based dispersed particles. In the present invention, as described above, in order to prevent the recrystallized grain size from becoming coarse during the solution treatment, Al-Mn-based dispersed particles are finely dispersed in the structure, and the recrystallized grains are coarsened (grain growth). It exerts a pinning effect that suppresses Further, by locally dispersing the Al-Mn-based dispersed particles in the structure, the local elongation of the material is improved. For this purpose, it is necessary that the average particle size of the Al-Mn-based dispersed particles is 0.02 to 0.8 μm and the number per unit volume is 1 / μm 3 or more. To control the morphology of the Al-Mn-based dispersed particles in this manner, Mn is set to 0.01 to 0.30%,
It is necessary that the content be in a low level of preferably 0.01 to 0.15%. If the Mn content is less than 0.01%, the absolute number of the Al-Mn-based dispersed particles is insufficient, and the pinning effect is insufficient, thereby suppressing the coarsening of recrystallized grains and improving the local elongation of the material. No effect. On the other hand, if the content exceeds 0.30%, more strictly 0.15%, a coarse intermetallic compound is likely to be generated during melting and casting, which becomes a starting point of the destruction at the time of molding, and rather causes the deterioration of the moldability.
【0065】Cr:0.01 〜0.2%、Zr:0.01 〜0.2%、V:0.01
〜 0.15%の一種または二種以上。これらの元素は、Mnと
同様に分散粒子を形成させ、再結晶粒の微細化やヘム加
工性向上のために選択的に含有させる元素である。これ
らの元素は、均質化熱処理時およびその後の熱間圧延な
どの熱間加工時に、Al-Cr 系としてAl12Mg2Cr 、Al-Zr
系としてAl3Zr 、Al-V系としてAlV などの分散粒子 (分
散相) を生成する。そしてこれら生成分散粒子は、前記
Mnと同様に再結晶後の粒界移動を妨げるピン止め効果が
あるため、微細な再結晶粒を得ることができる。これら
の元素の下限量が前記数値未満では各々この効果を発揮
することができない。しかし過剰な含有は溶解、鋳造時
に粗大な金属間化合物を生成しやすく、成形時の破壊の
起点となり、却ってヘム加工性などの成形性を低下させ
る原因となる。また、Zrの過剰な含有は再結晶組織を圧
延方向に針長状させ、特定方向の破壊靱性および疲労特
性更には成形性を劣化させる。このため、これらの元素
の含有量の上限は各々、Cr:0.2% 、Zr:0.2% 、V:0.15%
以下とする。
Cr: 0.01 to 0.2%, Zr: 0.01 to 0.2%, V: 0.01
One or two or more of 0.15%. These elements form dispersed particles similarly to Mn, and are elements to be selectively contained for refining recrystallized grains and improving hemming properties. These elements are Al 12 Mg 2 Cr and Al-Zr as Al-Cr system during the homogenization heat treatment and the subsequent hot working such as hot rolling.
It produces dispersed particles (dispersed phase) such as Al 3 Zr as the system and AlV as the Al-V system. And these generated dispersed particles are
Since Mn has a pinning effect of hindering the movement of the grain boundary after recrystallization, fine recrystallized grains can be obtained. If the lower limits of these elements are less than the above values, each of these effects cannot be exhibited. However, an excessive content easily forms a coarse intermetallic compound at the time of melting and casting, and serves as a starting point of destruction at the time of molding, and rather causes a reduction in formability such as hemmability. Excessive Zr content causes the recrystallized structure to have a needle-like shape in the rolling direction, deteriorating the fracture toughness and fatigue properties in a specific direction, and the formability. Therefore, the upper limits of the contents of these elements are respectively Cr: 0.2%, Zr: 0.2%, V: 0.15%
The following is assumed.
【0066】Cu:0.1〜1.5%、Zn:0.005〜1.0%の一種また
は二種。Cu、Znは、ともに化合物相を形成して析出し、
強度を高めるために選択的に含有させる元素である。こ
の内、Cuは組織の強度の向上に寄与する他、時効処理に
際して、析出物を微細に均一分散させ、最終製品の人工
時効硬化を著しく促進する効果を有する。また、プレス
成形性を向上させる効果も有する。Cuの含有量が0.1%未
満では、これらの効果が無く、1.5%を越えると効果が飽
和する。また、Cuの含有量が1.5%を越えると、耐糸さび
性などの耐蝕性および溶接性が顕著に低下する。したが
って、Cuの含有量は0.1 〜1.5%とする。
One or two types of Cu: 0.1 to 1.5% and Zn: 0.005 to 1.0%. Cu and Zn both form a compound phase and precipitate,
It is an element that is selectively contained to increase the strength. Among them, Cu contributes to the improvement of the strength of the structure, and also has the effect of dispersing the precipitates finely and uniformly in the aging treatment, thereby remarkably accelerating the artificial age hardening of the final product. It also has the effect of improving press formability. When the Cu content is less than 0.1%, these effects are not obtained, and when the Cu content exceeds 1.5%, the effects are saturated. When the Cu content exceeds 1.5%, the corrosion resistance such as the rust resistance and the weldability are significantly reduced. Therefore, the content of Cu is set to 0.1 to 1.5%.
【0067】また、Znは人工時効時において、MgZn2
微細かつ高密度に析出させ高い強度を実現させる。ま
た、室温時効を抑制し、しかし、Znの0.005%未満の含有
では人工時効で十分な強度が得られず、一方、1.0%を越
えて含有されると、耐蝕性が顕著に低下する。したがっ
て、Znの含有量は0.005 〜1.0%の範囲とすることが好ま
しい。
In addition, Zn achieves high strength by precipitating MgZn 2 finely and at high density during artificial aging. Further, room temperature aging is suppressed. However, if the content of Zn is less than 0.005%, sufficient strength cannot be obtained by artificial aging. On the other hand, if the content exceeds 1.0%, the corrosion resistance is significantly reduced. Therefore, the content of Zn is preferably in the range of 0.005 to 1.0%.
【0068】Ti:0.001〜0.1%、B:1 〜300ppmの一種また
は二種。Ti、B は鋳塊の結晶粒を微細化し、プレス成形
性を向上させる元素であり、選択的に含有させる。この
内、Tiは、0.001%未満の含有では、この効果が得られ
ず、一方、Tiを0.1%を越えて含有すると、粗大な晶出物
を形成し、成形性を低下させる。したがって、Tiの含有
量は0.001 〜0.1%の範囲とすることが好ましい。
One or two kinds of Ti: 0.001 to 0.1%, B: 1 to 300 ppm. Ti and B are elements that refine the crystal grains of the ingot and improve press formability, and are selectively contained. Among them, if the content of Ti is less than 0.001%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the content of Ti exceeds 0.1%, coarse crystals are formed and the formability is reduced. Therefore, the content of Ti is preferably in the range of 0.001 to 0.1%.
【0069】また、B は1ppm未満の含有では、この効果
が得られず、一方、300ppmを越えて含有されると、やは
り粗大な晶出物を形成し、成形性を低下させる。したが
って、B の含有量は1 〜300ppmの範囲とすることが好ま
しい。
When B is less than 1 ppm, this effect cannot be obtained. On the other hand, when B exceeds 300 ppm, coarse crystals are formed and the formability is lowered. Therefore, the content of B is preferably in the range of 1 to 300 ppm.
【0070】Be:0.1〜100ppm。Beは空気中におけるAl溶
湯の再酸化を防止するために、選択的に含有させる元素
である。しかし、0.1ppm未満の含有では、この効果が得
られず、一方、100ppmを越えて含有されると、材料硬度
が増大し、成形性を低下させる。したがって、Beの含有
量は0.1 〜100ppmの範囲とすることが好ましい。
Be: 0.1 to 100 ppm. Be is an element that is selectively contained in order to prevent the reoxidation of the Al melt in the air. However, if the content is less than 0.1 ppm, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the content exceeds 100 ppm, the hardness of the material increases and the moldability decreases. Therefore, the content of Be is preferably in the range of 0.1 to 100 ppm.
【0071】次に、本発明におけるAl-Mg-Si系のAl合金
板の製造方法について説明する。本発明におけるAl-Mg-
Si系のAl合金板は基本的に常法により製造可能である
が、特性向上のための好ましい条件もある。まず、本発
明Al合金成分規格範囲内に溶解調整されたAl合金溶湯
を、例えば、連続鋳造圧延法、半連続鋳造法(DC鋳造
法)等の通常の溶解鋳造法を適宜選択して鋳造する。次
いで、このAl合金鋳塊に均質化熱処理を施し、熱間圧延
後、必要に応じて中間焼鈍 (荒焼鈍) した後、一回或い
は複数のパスにて冷間圧延し、最終的に容体化処理およ
び焼入れを行い、所望の板厚の製品板とする。
Next, a method of manufacturing an Al-Mg-Si-based Al alloy sheet according to the present invention will be described. Al-Mg- in the present invention
Although a Si-based Al alloy plate can be basically manufactured by an ordinary method, there are preferable conditions for improving characteristics. First, a molten aluminum alloy melt-adjusted within the standard range of the Al alloy component of the present invention is cast by appropriately selecting a normal molten casting method such as a continuous casting rolling method and a semi-continuous casting method (DC casting method). . Next, the Al alloy ingot is subjected to a homogenizing heat treatment, and after hot rolling, intermediate annealing (rough annealing) as necessary, and then cold rolling in one or more passes and finally forming It is processed and quenched to obtain a product plate having a desired thickness.
【0072】製品板は必要により、アルカリ、酸などの
洗浄乃至清浄化処理や、クロメートやZnめっきなどの表
面処理が行われる。なお、低コスト化のために、前記中
間焼鈍を省略するあるいは冷間圧延を省略することも可
能である。次に、製品板の特性向上のための好ましい条
件について説明する。
If necessary, the product plate is subjected to a washing or cleaning treatment with an alkali or an acid, or a surface treatment such as chromate or Zn plating. In order to reduce costs, it is possible to omit the intermediate annealing or omit the cold rolling. Next, preferable conditions for improving the characteristics of the product plate will be described.
【0073】溶解鋳造については、Al合金鋳造材の結
晶粒の微細化のためには鋳塊の冷却速度が大きい方が好
ましいが、前記晶出物間の平均間隔の制御を行うために
は、冷却速度が大きい方がいいとは限らない。即ち、鋳
塊の冷却速度が大き過ぎると微細な晶出物が多数析出し
て密度が大きくなり、前記晶出物間の平均間隔は小さく
なり、本発明の規定を外れる可能性がある。したがっ
て、鋳塊の冷却速度は、0.05℃/sec以上の冷却速度か
ら、Al合金組成 (晶出物の析出量) 毎に、および前記結
晶粒の微細化と前記晶出物間の平均間隔との関係から厳
密に選択する必要がある。
In the melt casting, it is preferable that the cooling rate of the ingot is high in order to refine the crystal grains of the Al alloy casting material. However, in order to control the average distance between the crystallized substances, Higher cooling rates are not always better. That is, if the cooling rate of the ingot is too high, a large number of fine crystallized substances precipitate and the density increases, and the average interval between the crystallized substances decreases, which may deviate from the definition of the present invention. Therefore, the cooling rate of the ingot is from a cooling rate of 0.05 ° C./sec or more, for each Al alloy composition (precipitation amount of crystallized material), and for the average spacing between the refinement of the crystal grains and the crystallized material. Must be strictly selected from the relationship.
【0074】次いで、このAl合金鋳塊 (鋳造材) を45
0 〜540 ℃で均質化熱処理するが、500 ℃以上の温度で
均質化熱処理することが好ましい。この種Al合金鋳造材
の通常の均質化熱処理温度は、480 〜510 ℃程度である
が、本発明では、前記した通り、Mn、またはこれに加え
て、Cr、Zr、V の一種または二種以上を含有させて、均
質化熱処理時に、Al-Mn 系分散粒子、Al12Mg2Cr 、Al3Z
r 、AlV 系などの分散粒子 (分散相) を生成させる。こ
のためには、高温での均質化熱処理が好ましく、均質化
熱処理温度を510 ℃以上、溶解温度以下の温度とするこ
とが好ましい。なお、Al-Fe 系およびMg2Si 晶出物晶出
物を出来るだけ固溶し、晶出した際の平均間隔を大きく
するためにも均質化熱処理温度を510 ℃以上の温度とす
ることが好ましい。
Next, this Al alloy ingot (cast material) was
The homogenization heat treatment is performed at 0 to 540 ° C, but it is preferable to perform the homogenization heat treatment at a temperature of 500 ° C or more. The normal homogenizing heat treatment temperature of this type of Al alloy casting material is about 480 to 510 ° C., but in the present invention, as described above, Mn or one or two of Cr, Zr, V By containing the above, at the time of homogenization heat treatment, Al-Mn-based dispersed particles, Al 12 Mg 2 Cr, Al 3 Z
r, Generate dispersed particles (dispersed phase) such as AlV type. For this purpose, a homogenization heat treatment at a high temperature is preferable, and the homogenization heat treatment temperature is preferably set to a temperature of 510 ° C. or higher and a melting temperature or lower. The homogenization heat treatment temperature should be 510 ° C or higher in order to dissolve as much as possible the Al-Fe system and Mg 2 Si crystallization and to increase the average spacing during crystallization. preferable.
【0075】均質化熱処理の後の熱間圧延の条件は、
通常の通り、圧延開始温度を均質化熱処理温度以下とす
るとともに、200 ℃以上で圧延を終了する。
The conditions for hot rolling after the homogenizing heat treatment are as follows:
As usual, the rolling start temperature is equal to or lower than the homogenizing heat treatment temperature, and the rolling is completed at 200 ° C. or higher.
【0076】但し、Al合金板の低コスト化のためには、
熱間圧延後の中間焼鈍を省略して冷間圧延する、また場
合によっては中間焼鈍および冷間圧延を省略して、Al合
金熱延板を製品板とする場合もある。したがって、この
ような場合にはプレス成形加工時のリジングマーク乃至
曲げ加工時の割れを防止するために、Al合金熱延 (ま
ま) 板の組織を粒径50μm 以下の等軸状再結晶粒とする
ことが望ましい。このためには、複数のロールスタンド
からなる熱間仕上げ圧延の少なくとも後段のパス乃至ロ
ールスタンドにおける圧下率を50% 以上の高圧下とし
て、かつ熱間圧延終了温度を再結晶温度以上 (再結晶温
度は概ね300 〜450 ℃の範囲となる) とすることが好ま
しい。更に、熱間圧延開始温度は熱間圧延終了温度から
して、450 〜540 ℃とすることが好ましい。
However, in order to reduce the cost of the Al alloy plate,
In some cases, cold rolling is performed by omitting intermediate annealing after hot rolling, and in some cases, intermediate annealing and cold rolling are omitted, and a hot-rolled aluminum alloy sheet is used as a product sheet. Therefore, in such a case, in order to prevent ridging marks during press forming or cracking during bending, the structure of the hot-rolled (as is) Al alloy sheet is made up of equiaxed recrystallized grains having a grain size of 50 μm or less. It is desirable to do. For this purpose, the rolling reduction in at least the subsequent pass or roll stand of the hot finish rolling comprising a plurality of roll stands is set to a high pressure of 50% or more, and the hot rolling end temperature is set to a recrystallization temperature or more (recrystallization temperature Is approximately in the range of 300 to 450 ° C.). Further, the hot rolling start temperature is preferably 450 to 540 ° C. in view of the hot rolling end temperature.
【0077】また、これの熱間圧延条件によって、等軸
状再結晶粒のキューブ方位の集積度が改善され、マクロ
結晶粒の粒径も1.5mm 以下に微細化できるので、プレス
成形の際のリジングマークを防止することも可能とな
る。
Further, the degree of integration of the equiaxed recrystallized grains in the cube orientation can be improved by the hot rolling conditions, and the grain size of the macro crystal grains can be reduced to 1.5 mm or less. It is also possible to prevent ridging marks.
【0078】中間焼鈍: Al合金板の組織は、プレス成
形性向上のためには、圧延方向に伸長する繊維状の加工
組織乃至圧延組織による異方性を排除し、粒径50μm 以
下の微細な等軸状再結晶粒とすることが好ましい。前記
加工組織乃至圧延組織が多いほどAl合金板の成形性が低
下するので、Al合金板の成形性の向上は、どれだけ微細
な等軸状再結晶粒とすることができるか否かに係わって
いる。但し、前記した通り、Al合金板の低コスト化のた
めに、熱間圧延後の中間焼鈍を省略する場合もある。
Intermediate annealing: In order to improve the press formability, the structure of the Al alloy sheet excludes anisotropy due to a fibrous working structure or a rolling structure extending in the rolling direction, and has a fine grain size of 50 μm or less. It is preferable to use equiaxed recrystallized grains. Since the formability of the Al alloy plate decreases as the number of the processed structure or the rolled structure increases, the improvement of the formability of the Al alloy plate depends on how fine equiaxed recrystallized grains can be obtained. ing. However, as described above, the intermediate annealing after hot rolling may be omitted in order to reduce the cost of the Al alloy sheet.
【0079】通常の熱間圧延では、Al合金熱延 (まま)
板の組織は、前記加工組織乃至圧延組織となっており、
これを熱間圧延後の中間焼鈍によって、等軸状再結晶粒
とする。また、熱間圧延の開始部に当たるコイルの先端
部のミクロ組織と熱間圧延の終了部に当たるコイルの後
端部とのミクロ組織とは、熱間圧延が安定して行われる
定常部位 (コイルの中央部) のミクロ組織と異なるな
ど、製品Al板の特性が板乃至コイル内で異なりやすいた
め、これを中間焼鈍することによって、均質化すること
ができる。また、粒径50μm 以下の微細な等軸状再結晶
粒とすることによって、前記した通り、プレス成形の際
のリジングマークを防止することも可能となる。
In normal hot rolling, hot rolling of Al alloy (as is)
The structure of the plate is the processed structure or the rolled structure,
This is made into equiaxed recrystallized grains by intermediate annealing after hot rolling. In addition, the microstructure of the leading end of the coil, which corresponds to the start of hot rolling, and the microstructure of the rear end of the coil, which corresponds to the end of hot rolling, are defined as a steady portion where hot rolling is stably performed. Since the characteristics of the product Al plate tend to be different in the plate or coil, for example, different from the microstructure of the (center portion), it can be homogenized by intermediate annealing. Further, by forming fine equiaxed recrystallized grains having a particle size of 50 μm or less, as described above, it is also possible to prevent ridging marks during press molding.
【0080】このための好ましい中間焼鈍条件は、焼鈍
温度までを30℃/ 分〜2000℃/ 秒以上の加熱速度で急速
加熱し、500 〜580 ℃の焼鈍温度で10秒〜10分保持し、
更に保持温度から50℃までを30℃/ 分以上で急冷するこ
とが好ましい。
Preferred intermediate annealing conditions for this purpose include: rapidly heating to an annealing temperature at a heating rate of 30 ° C./min to 2000 ° C./sec or more, holding at an annealing temperature of 500 to 580 ° C. for 10 seconds to 10 minutes,
Further, it is preferable to rapidly cool from the holding temperature to 50 ° C. at a rate of 30 ° C./min or more.
【0081】冷間圧延では、所望の製品板乃至製品コ
イル厚みとするとともに、ミクロ結晶粒 (通常の結晶
粒) を45μm 以下とし、プレス成形加工性を向上させる
ために、冷間圧延率を50% 以上とすることが好ましい。
この冷間圧延率の圧延を、一回或いは複数のパスにて冷
間圧延し、最終的に容体化処理および焼入れを行い、所
望の板厚の製品板とする。
In the cold rolling, the desired product plate or product coil thickness is set, the micro crystal grains (normal crystal grains) are reduced to 45 μm or less, and the cold rolling ratio is set to 50 to improve the press formability. % Or more is preferable.
The rolling at the cold rolling reduction is performed by cold rolling once or in a plurality of passes, and is finally subjected to a condensing treatment and quenching to obtain a product plate having a desired plate thickness.
【0082】最終溶体化処理: 溶体化および焼入れ処
理は、処理後のミクロ組織における再結晶粒の平均結晶
粒径が45μm 以下とし、Al-Fe 系およびMg2Si 晶出物の
平均径を5 μm 以下とするとともに該晶出物間の平均間
隔を20μm 以上とし、かつAl-Mn 系などの分散粒子の平
均径を0.02〜0.8 μm 以下とするとともに単位体積当た
りの個数を1 個/ μm3以上とする制御を支配する。した
がって、溶体化処理は、CAL などの連続焼鈍炉を用い、
溶体化処理温度までの加熱速度を10℃/ 分、好ましくは
30℃/ 分以上で急速加熱し、530 〜580 ℃で数秒〜10分
保持後、保持温度から30℃までを30℃/ 分以上の冷却速
度で急冷することが好ましい。しかし、この好ましい条
件範囲内であっても、特にCuやSiの量などの化学成分組
成やそれまでの製造履歴に応じて晶出物生成状況が変化
する可能性があり、前記晶出物条件となる溶体化処理条
件を、厳密に決定すべきである。
Final solution treatment: The solution treatment and the quenching treatment are performed so that the average crystal grain size of the recrystallized grains in the microstructure after the treatment is 45 μm or less, and the average diameter of the Al-Fe system and Mg 2 Si crystallized product is 5 μm or less. μm or less, the average interval between the crystallized substances is 20 μm or more, the average diameter of the dispersed particles such as Al-Mn system is 0.02 to 0.8 μm or less, and the number per unit volume is 1 / μm 3 The above control is governed. Therefore, the solution treatment uses a continuous annealing furnace such as CAL,
The heating rate up to the solution treatment temperature is 10 ° C / min, preferably
It is preferable to rapidly heat at a rate of 30 ° C./min or more, hold at 530 to 580 ° C. for several seconds to 10 minutes, and then rapidly cool from the holding temperature to 30 ° C. at a cooling rate of 30 ° C./min or more. However, even within this preferable condition range, there is a possibility that the state of crystallized product formation may change depending on the chemical composition such as the amount of Cu and Si and the manufacturing history up to that time, Should be strictly determined.
【0083】また、溶体化処理時の焼入を室温まで行わ
ずに、特開平1-111851号に示されているように、焼入終
了温度を60〜130 ℃の比較的高温に制御し、この温度で
0.5〜48時間保持するようなステップ冷却方法をとって
も良い。更に、特公平5-7460号に示されているように、
溶体化焼入後、72時間以内に40〜120 ℃の温度で8 〜36
時間の最終熱処理を行っても良い。これらの処理によっ
て、塗装焼付時の焼付硬化性、即ち塗装焼付後の耐力を
高めることができる。
Further, as shown in JP-A-1-111851, the quenching end temperature is controlled to a relatively high temperature of 60 to 130 ° C. without performing quenching during solution treatment to room temperature. At this temperature
A step cooling method of maintaining the temperature for 0.5 to 48 hours may be used. Furthermore, as shown in Tokuhei 5-7460,
8 to 36 at a temperature of 40 to 120 ° C within 72 hours after solution quenching
A final heat treatment for a long time may be performed. By these treatments, the bake hardenability at the time of paint baking, that is, the proof stress after paint baking can be improved.
【0084】[0084]
【実施例】次に、本発明方法の実施例を説明する。表1
に示すNo.1〜9 までの、本発明範囲内の化学成分組成を
有するAl-Mg-Si系Al合金鋳塊(50mm 厚み) を、DC鋳造法
により溶製後、535 ℃×8 時間の範囲で均質化熱処理を
施した。そして、圧延開始温度を500 ℃とするととも
に、300 ℃で圧延を終了し、厚さ2.5mm まで熱間圧延し
た。次に500 ℃で中間焼鈍し、厚さ1.0mm まで冷間圧延
率が60% の冷間圧延を施した。その後、530 ℃の範囲で
溶体化処理した後室温まで水焼入 (焼入速度600 ℃/
分) したAl合金板を供試材とし、表2 に示す発明例No.1
〜9 として作製した。なお、発明例No.9のみは、他の製
造条件は同じだが、溶体化処理後の焼入を70℃で停止
し、この温度で48時間保持し、その後放冷却する処理を
行った。
Next, an embodiment of the method of the present invention will be described. table 1
The ingots of Al-Mg-Si-based Al alloys having a chemical composition within the range of the present invention (50 mm thickness) of Nos. Homogenization heat treatment was applied to the range. Then, the rolling start temperature was set to 500 ° C., the rolling was completed at 300 ° C., and hot rolling was performed to a thickness of 2.5 mm. Next, it was subjected to intermediate annealing at 500 ° C. and cold-rolled to a thickness of 1.0 mm at a cold-rolling rate of 60%. Then, after solution treatment in the range of 530 ° C, water quenching to room temperature (quenching speed 600 ° C /
Inventive Example No. 1 shown in Table 2
~ 9. In the case of Invention Example No. 9 alone, the other manufacturing conditions were the same, but the quenching after the solution treatment was stopped at 70 ° C., kept at this temperature for 48 hours, and then allowed to cool down.
【0085】前記溶体化焼入後室温で90日間放置後の供
試材の引張強さをJIS Z 2241法にて引張試験を行った結
果、耐力 (σ0.2)は120N/mm2以上であった (なお、引張
方向はLT= 圧延方向に対し90°方向) 。更に、塗装焼き
付け後に相当するベーク後の耐力は、2%ストレッチ後17
0 ℃×20分の加熱を行った後の耐力 (σ0.2)も測定し
た。これらの結果を表2 に示す。
The tensile strength of the test material left for 90 days at room temperature after solution hardening was subjected to a tensile test by the JIS Z 2241 method. As a result, the yield strength (σ 0.2 ) was 120 N / mm 2 or more. (The tensile direction was LT = 90 ° to rolling direction). Furthermore, the proof strength after baking, equivalent to after painting and baking, is 17% after 2% stretching.
The proof stress (σ 0.2 ) after heating at 0 ° C. for 20 minutes was also measured. Table 2 shows the results.
【0086】なお、比較のために、表1 のNo.10 、11に
示す組成が本発明範囲を外れたAl合金を用い、表2 に示
すように、Al-Fe 系およびMg2Si 晶出物の平均径および
/ または該晶出物間の平均間隔、あるいはAl-Mn 系分散
粒子の平均径が規定を外れた比較例No.10 、11を製造条
件は発明例と基本的に同じとして製作した。
For comparison, Al alloys whose compositions shown in Nos. 10 and 11 in Table 1 were out of the range of the present invention were used, and as shown in Table 2, Al-Fe system and Mg 2 Si crystallization were performed. The average diameter of the object and
/ Or Comparative Examples Nos. 10 and 11 in which the average spacing between the crystallized substances or the average diameter of the Al-Mn-based dispersed particles was out of the specified range, were manufactured under the same manufacturing conditions as those of the invention examples.
【0087】更に、組成は表1 のNo.12 の本発明範囲内
の Al 合金とし、製造条件も発明例と同じ条件とした
が、溶体化処理後の水焼入による焼入速度が200 ℃/ 分
と発明例に比して遅いために晶出物が多くなり、従来技
術並に晶出物間の平均間隔が小さくなった比較例No.12
を作製した。また、組成は表1 のNo.3 (発明例) と同じ
で、製造条件も発明例と同じ条件としたが、溶体化処理
後の焼入が空冷 (焼入速度10℃/ 分) で焼入速度が遅い
ために晶出物が多くなり、従来技術並に晶出物間の平均
間隔が小さくなった比較例No.13 を、他の条件は実施例
と同様にして作製した。
Further, the composition was an Al alloy within the range of the present invention of No. 12 in Table 1, and the production conditions were the same as those of the invention example. However, the quenching rate by water quenching after solution treatment was 200 ° C. Comparative Example No. 12 in which the amount of crystallized matter increased due to the slower speed compared with the invention example and the average distance between the crystallized materials was as small as that of the prior art.
Was prepared. The composition was the same as No. 3 (Invention Example) in Table 1, and the manufacturing conditions were the same as in Invention Example, but the quenching after solution treatment was air-cooled (quenching speed 10 ° C / min). Comparative Example No. 13 was prepared in the same manner as in Example except that the average spacing between the crystallized substances was reduced as much as that of the prior art, because the amount of crystallized substances increased due to the low entry speed.
【0088】そして、前記供試材から各々試験片を採取
し、前記した50倍の光学顕微鏡による測定条件で再結晶
粒の平均結晶粒径 (μm)を求めた。また、前記した500
倍の倍率の走査型電子顕微鏡(SEM) による測定条件でAl
-Fe 系およびMg2Si 晶出物の平均径 (μm)、該晶出物間
の平均間隔 (μm)を求めた。更に、前記した5000倍の透
過型電子顕微鏡(TEM) による測定条件でAl-Mn 系分散粒
子の平均径と単位体積当たりの個数を求めた。これらの
結果を表2 に示す。
Then, test specimens were collected from the test materials, and the average crystal grain size (μm) of the recrystallized grains was determined under the measurement conditions using a 50 × optical microscope. Also, the above 500
Al under the measurement conditions of a scanning electron microscope (SEM)
The average diameter (μm) of the -Fe-based and Mg 2 Si crystals and the average interval (μm) between the crystals were determined. Further, the average diameter and the number per unit volume of the Al-Mn-based dispersed particles were determined under the measurement conditions using a transmission electron microscope (TEM) at a magnification of 5,000. Table 2 shows the results.
【0089】そして、Al合金板が長期間放置されて室温
時効し、その後、自動車の前記アウターパネルとしてプ
レス成形されることを模擬して、前記溶体化焼入後室温
で90日間放置後の供試材をブランク材として深絞り成形
し、その際に割れを生じずに成形できた最大絞り深さ(L
DHO ) を求めた。これらの結果も表2 に示す。なお、深
絞り成形の条件は、肩R5.0mmで直径50.0mmφのパンチお
よび肩R5.0mmで内径52.8mmφ (外径220mm φ) のダイス
を用い、ダイス- シワ押さえ間の隙間をブランク材と同
じ厚みのシムにより一定に保った条件で行った。
Then, in order to simulate that the Al alloy plate is left for a long time to be aged at room temperature and then press-molded as the outer panel of an automobile, the aluminum alloy plate is left at room temperature for 90 days after the solution quenching. Deep drawing was performed using the test material as a blank, and the maximum drawing depth (L
DH O ) was determined. Table 2 also shows these results. The conditions for deep drawing are as follows: a punch with a shoulder R5.0 mm and a diameter of 50.0 mmφ and a die with a shoulder R5.0 mm and an inner diameter of 52.8 mmφ (outer diameter 220 mmφ) are used. The test was performed under the condition that the thickness was kept constant by shims having the same thickness.
【0090】更に、Al合金板が長期間放置されて室温時
効し、その後、自動車の前記アウターパネルとして曲げ
半径(R) と板厚(t) との比(R/t) が3.0 以下の曲げ加工
(フラットヘム加工) されることを模擬した曲げ試験を
行った。即ち、前記溶体化焼入後室温で90日間放置後、
5%のストレッチを行った後、曲げ試験を行った。曲げ試
験条件は、JIS Z 2204に規定される3 号試験片を用い、
JIS Z 2248に規定されるVブロック法による曲げ試験片
を、更にJIS Z 2248に規定される押曲げ法により曲げ試
験するものとした。試験後の試験片の曲げ部表面の割れ
の状況を5 倍の倍率のルーペで目視観察した。この結
果、曲げ部表面に凹部状の割れも肌あれも発生しなかっ
たものを○とし、曲げ部表面に凹部が発生しており、こ
の凹部の最底部に新生面が観察されたものを割れが発生
したとして×とした。なお、前記凹部の最底部に新生面
が観察されないものは肌あれが発生したと評価される。
これらの結果も表2 に示す。本発明で規定する前記曲げ
試験方法は実際のヘム加工結果と良く対応するととも
に、JIS Z 2248に規定された他の曲げ試験に比しても、
厳しい試験法である。
Further, the Al alloy plate is left for a long period of time and aged at room temperature, and thereafter, as the outer panel of the automobile, the bending ratio (R / t) of the bending radius (R) to the plate thickness (t) is 3.0 or less. processing
A bending test was performed to simulate (flat hemming). That is, after leaving for 90 days at room temperature after the solution quenching,
After performing a 5% stretch, a bending test was performed. The bending test conditions were as follows, using a No. 3 test piece specified in JIS Z 2204.
A bending test piece according to the V-block method specified in JIS Z 2248 was further subjected to a bending test according to a press bending method specified in JIS Z 2248. The state of cracks on the surface of the bent portion of the test piece after the test was visually observed with a magnifier of 5 times magnification. As a result, those in which neither concave cracks nor skin roughness occurred on the surface of the bent portion were evaluated as ○, and a concave portion was generated on the surface of the bent portion. The occurrence was evaluated as x. In addition, the thing where a new surface is not observed at the bottom part of the said recessed part is evaluated as having rough skin.
Table 2 also shows these results. The bending test method defined in the present invention corresponds well with the actual hemming result, and compared to other bending tests defined in JIS Z 2248,
This is a strict test method.
【0091】更に、これら深絞り成形した供試材をリン
酸亜鉛処理後カチオン電着塗装を施した後、スプレー塗
装により2 コート2 ベークの塗装皮膜を設けた。なお、
2 コート2 ベークの塗装皮膜は、中塗り塗装として、30
μm 厚さのポリエステルメラミン系塗装皮膜を設けて、
140 ℃×20分の焼き付けを行い、更に上塗り塗装とし
て、30μm 厚さのポリエステルメラミン系塗装皮膜を設
けて、180 ℃×20分の焼き付けを行った。
Further, after subjecting these deep-drawn test materials to zinc phosphate treatment and then applying a cationic electrodeposition coating, a two-coat two-bake coating film was provided by spray coating. In addition,
2 Coat 2 Bake coating film is 30
Providing a polyester melamine paint film with a thickness of μm,
Baking was performed at 140 ° C. for 20 minutes, and a polyester melamine-based coating film having a thickness of 30 μm was provided as an overcoat, and baked at 180 ° C. for 20 minutes.
【0092】そして、これら発明例、比較例の塗装試験
片に、全て同じ条件で、耐糸さび評価試験を行った。こ
れらの評価結果も表2 に示す。耐糸さび評価試験は、塗
装試験片の皮材側表面に一片が7cm のクロスカットを施
した後、35℃の3%HCl 水溶液に2 分間浸漬した後、次い
で40℃、85%RH の恒温恒湿の雰囲気に1500時間放置し、
その後発生した糸さびの最大長さL(クロスカットより垂
直方向の距離) を測定した。そして、比較のために、表
1 、2 の比較例No.11 のAl合金試験片にリン酸塩処理お
よびED塗装皮膜、更に同じ中塗り、上塗り塗装を施し、
この試験片に発生した糸さびの最大長さL を1 とし、こ
れとの比較で、○:L≦0.5 、×:L≧1 と評価した。
Then, the coated test pieces of these invention examples and comparative examples were all subjected to a rust resistance evaluation test under the same conditions. Table 2 also shows the results of these evaluations. The rust resistance evaluation test was performed by cutting a 7 cm cross-cut on the skin material side surface of the painted test piece, immersing it in a 3% HCl aqueous solution at 35 ° C for 2 minutes, and then constant temperature of 40 ° C and 85% RH. Leave in a constant humidity atmosphere for 1500 hours,
Thereafter, the maximum length L of the generated thread rust (the distance in the vertical direction from the cross cut) was measured. And for comparison, the table
The Al alloy specimen of Comparative Example No. 11 of 1 and 2 was subjected to phosphate treatment and ED coating film, followed by the same intermediate coating and top coating,
The maximum length L of the thread rust generated on this test piece was set to 1, and in comparison with this, ○: L ≦ 0.5 and ×: L ≧ 1.
【0093】表2 から明らかな通り、Al合金板が、Mg:
0.2〜1.6%、Si:0.2〜1.8%、Mn:0.01〜0.15% を含むとと
もに、Feを0.15% 以下に規制した基本組成を有し、溶体
化処理後のミクロ組織における再結晶粒の平均結晶粒径
が45μm 以下であり、Al-Fe系およびMg2Si 晶出物の平
均径が5 μm 以下であるとともに該晶出物間の平均間隔
が20μm 以上であり、かつAl-Mn 系分散粒子の平均径が
0.02〜0.8 μm であるとともに単位体積当たりの個数が
1 個/ μm3以上である発明例No.1〜9 は、成形加工され
るAl合金板の耐力 (σ0.2)が高くても、プレス (深絞
り) 成形性およびヘム加工性に優れていることが分か
る。
As is clear from Table 2, the Al alloy plate was made of Mg:
Contains 0.2 to 1.6%, Si: 0.2 to 1.8%, Mn: 0.01 to 0.15%, has a basic composition in which Fe is regulated to 0.15% or less, and has an average crystallinity of recrystallized grains in a microstructure after solution treatment. The particle size is 45 μm or less, the average diameter of Al-Fe-based and Mg 2 Si crystallized substances is 5 μm or less, the average interval between the crystallized substances is 20 μm or more, and Al-Mn-based dispersed particles. The average diameter of
0.02 to 0.8 μm and the number per unit volume is
Inventive Examples 1 to 9 with 1 piece / μm 3 or more are excellent in press (deep drawing) formability and hem workability even if the yield strength (σ 0.2 ) of the formed Al alloy sheet is high You can see that.
【0094】また、これら発明例は塗装後の耐蝕性の点
でも、耐糸さび性に顕著に優れていることが分かる。こ
の理由は、後述する比較例に比して、発明例は晶出物間
の間隔が大きく、このため、糸さびの発生自体或いは発
生した糸さびの伝播が抑制されているものと推考され
る。
Further, it can be seen that these invention examples are remarkably excellent in the rust resistance in terms of the corrosion resistance after coating. This is presumed to be due to the fact that the distance between the crystallized substances is larger in the invention examples than in the comparative examples described later, and therefore the generation of the rust itself or the propagation of the generated rust is suppressed. .
【0095】これに対し、Al-Fe 系およびMg2Si 晶出物
の平均径および/ または該晶出物間の平均間隔、あるい
は、Al-Mn 系分散粒子の平均径が規定を外れた比較例N
o.10〜13は、発明例に比して、著しくプレス加工性およ
びヘム加工性に劣っていることが分かる。また、これら
比較例は塗装後の耐蝕性の点でも、耐糸さび性に劣って
いることが分かる。
On the other hand, the average diameter of the Al-Fe-based and Mg 2 Si crystallized products and / or the average interval between the crystallized products, or the average diameter of the Al-Mn-based dispersed particles was out of the specified range. Example N
It can be seen that o.10 to 13 are significantly inferior in press workability and hemming workability as compared with the invention examples. In addition, it can be seen that these comparative examples are inferior in yarn rust resistance in terms of corrosion resistance after coating.
【0096】この比較例の中でも、比較例No.13 は、基
本組成は本発明を満足するものの、製造方法、特に溶体
化処理条件に問題があり (空冷で冷却速度遅い) 、Al-F
e 系およびMg2Si 晶出物の平均間隔が小さくなってい
る。したがって、この事実から本発明晶出物および分散
粒子の規定を満足するためには、Al合金の組成だけでは
なく、製造方法条件を厳密に選択する必要があることが
裏付けられる。
Among these comparative examples, Comparative Example No. 13 has a problem in the production method, particularly in the solution treatment conditions (the air-cooling rate is slow), although the basic composition satisfies the present invention.
The average spacing between e-based and Mg 2 Si crystallization is small. Accordingly, this fact supports that it is necessary to strictly select not only the composition of the Al alloy but also the manufacturing method conditions in order to satisfy the requirements of the crystallized product and the dispersed particles of the present invention.
【0097】更に、特筆すべきは、比較例No.12 であ
り、比較例No.12 は、基本組成は本発明を満足し、また
製造方法、特に溶体化処理後に、好ましい製造条件の範
囲内で水焼入しているものの、晶出物の平均間隔が小さ
くなっている。これは、組成としてCuを比較的多く(0.6
0%) 含んでいるため、200 ℃/ 分と焼入速度が大きくて
も (空冷に比して) 、Al-Fe 系およびMg2Si 晶出物の平
均間隔が小さくなっている。このような現象は、Cuの他
にSi量が比較的高い場合に起こりうる。したがって、こ
れらの事実から、基本組成および製造条件が本発明範囲
内であっても、晶出物乃至分散粒子の規定を満足できな
い場合があることが分かる。このため、本発明晶出物お
よび分散粒子の規定を満足するためには、Al合金の組成
の選択に応じて製造条件を厳密に選択していく必要があ
ることが裏付けられる。
Furthermore, it should be particularly noted that Comparative Example No. 12 satisfies the present invention in terms of the basic composition and that the production method, particularly after the solution treatment, falls within the range of preferable production conditions. However, the average spacing of the crystallized substances is small. This is due to the relatively high composition of Cu (0.6
0%), the average interval between Al-Fe system and Mg 2 Si crystallization is small even at a high quenching rate of 200 ° C / min (compared to air cooling). Such a phenomenon can occur when the amount of Si other than Cu is relatively high. Therefore, it can be understood from these facts that even if the basic composition and the production conditions are within the range of the present invention, the definition of the crystallized substance or the dispersed particles may not be satisfied. Therefore, in order to satisfy the requirements of the crystallized product and the dispersed particles of the present invention, it is supported that the production conditions must be strictly selected according to the selection of the composition of the Al alloy.
【0098】以上の実施例から、自動車や車両などの輸
送機用のパネル材として、プレス成形性およびヘム加工
の両者を満足しうる、本発明の、特に、MnとFe量の特定
の意義、溶体化処理後のミクロ組織における再結晶粒の
平均結晶粒径特定の意義、更に、Al-Fe 系およびMg2Si
晶出物およびAl-Mn 系分散粒子の特定の意義が裏付けら
れる。そして、これら本発明の晶出物や分散粒子の組織
の特定が、Al合金の組成や製造条件とは独立して規定さ
れる必要性も裏付けられる。
From the above examples, the present invention, which can satisfy both press formability and hemming as a panel material for a transportation machine such as an automobile or a vehicle, has a particular significance of the Mn and Fe contents. Significance of specifying the average grain size of recrystallized grains in the microstructure after solution treatment, furthermore, Al-Fe system and Mg 2 Si
The specific significance of the crystallized substance and the Al-Mn-based dispersed particles is supported. Further, the necessity of specifying the structures of the crystallized product and the dispersed particles of the present invention independently of the composition and production conditions of the Al alloy is also supported.
【0099】[0099]
【表1】 [Table 1]
【0100】[0100]
【表2】 [Table 2]
【0101】[0101]
【発明の効果】本発明によれば、輸送機の軽量化のため
に、より高い引張強さと高い耐力とを有するとともに、
優れた深絞り成形性とヘム加工性を有するAl合金板を提
供可能にした点で、Al合金板の用途を大きく拡大するも
のであり、工業的な価値が大きい。
According to the present invention, in order to reduce the weight of a transport aircraft, it has higher tensile strength and higher yield strength,
The fact that Al alloy sheets having excellent deep drawing formability and hemming workability can be provided greatly expands the use of Al alloy sheets, and is of great industrial value.

Claims (11)

    【特許請求の範囲】[Claims]
  1. 【請求項1】 Mg:0.2〜1.6%(mass%、以下同じ) 、Si:
    0.2〜1.8%、Mn:0.01〜0.30% を含むとともに、Feを0.30
    % 以下に規制し、残部Alおよび不可避的不純物からなる
    アルミニウム合金板であって、溶体化処理後のミクロ組
    織における再結晶粒の平均結晶粒径が45μm 以下であ
    り、Al-Fe 系およびMg2Si 晶出物の平均径が5 μm 以下
    であるとともに該晶出物間の平均間隔が20μm 以上であ
    り、かつ分散粒子の平均径が0.02〜0.8 μm であるとと
    もに単位体積当たりの個数が1 個/ μm3以上であること
    を特徴とするプレス成形性およびヘム加工性に優れたア
    ルミニウム合金板。
    (1) Mg: 0.2 to 1.6% (mass%, the same applies hereinafter), Si:
    0.2-1.8%, Mn: 0.01-0.30%
    % Or less, an aluminum alloy plate comprising the balance of Al and unavoidable impurities, wherein the average crystal grain size of the recrystallized grains in the microstructure after the solution treatment is 45 μm or less, and the Al-Fe and Mg 2 The average diameter of the Si crystal is 5 μm or less, the average distance between the crystal is 20 μm or more, the average diameter of the dispersed particles is 0.02 to 0.8 μm, and the number per unit volume is 1. / μm 3 or more, an aluminum alloy plate excellent in press formability and hemmability.
  2. 【請求項2】 前記アルミニウム合金が、Mn:0.01 〜0.
    15% を含むとともに、Feを0.15% 以下に規制した請求項
    1に記載のプレス成形性およびヘム加工性に優れたアル
    ミニウム合金板。
    2. The method according to claim 1, wherein the aluminum alloy has Mn: 0.01 to 0.1.
    2. The aluminum alloy sheet having excellent press formability and hem workability according to claim 1, wherein the content of Fe is regulated to 0.15% or less while containing 15%.
  3. 【請求項3】 前記アルミニウム合金が、更に、Cr:0.0
    1 〜0.2%、Zr:0.01〜0.2%、V:0.01〜 0.15%の一種また
    は二種以上を含み、Al-Mn 系、Al-Cr 系、Al-Zr 系、Al
    -V系の各々の分散粒子の平均径が0.02〜0.8 μm である
    とともに、これら分散粒子の総和の単位体積当たりの個
    数が1 個/ μm3以上である請求項1または2に記載のプ
    レス成形性およびヘム加工性に優れたアルミニウム合金
    板。
    3. The method according to claim 1, wherein the aluminum alloy further comprises Cr: 0.0
    1-0.2%, Zr: 0.01-0.2%, V: 0.01-0.15%, containing one or more of Al-Mn, Al-Cr, Al-Zr, Al
    3. The press molding according to claim 1 or 2, wherein the average diameter of each dispersed particle of the -V system is 0.02 to 0.8 µm, and the total number of these dispersed particles per unit volume is 1 / µm 3 or more. Aluminum alloy plate with excellent heat resistance and hemmability.
  4. 【請求項4】 前記アルミニウム合金が、更に、Zn:0.0
    05〜1.0%、Cu:0.005〜1.0%の一種または二種を含む請求
    項1乃至3のいずれか1 項に記載のプレス成形性および
    ヘム加工性に優れたアルミニウム合金板。
    4. The method according to claim 1, wherein the aluminum alloy further comprises Zn: 0.0
    The aluminum alloy sheet excellent in press formability and hemming property according to any one of claims 1 to 3, which contains one or two of 0.05 to 1.0% and Cu: 0.005 to 1.0%.
  5. 【請求項5】 前記アルミニウム合金が、更に、Ti:0.0
    01〜0.1%、B:1 〜300ppmの一種または二種の一種または
    二種を含む請求項1乃至4のいずれか1 項に記載のプレ
    ス成形性およびヘム加工性に優れたアルミニウム合金
    板。
    5. The method according to claim 1, wherein the aluminum alloy further comprises Ti: 0.0
    The aluminum alloy sheet having excellent press formability and hemming property according to any one of claims 1 to 4, comprising one or two kinds of one or two kinds of 01 to 0.1% and B: 1 to 300 ppm.
  6. 【請求項6】 前記アルミニウム合金が、更に、Be:0.1
    〜100ppmを含む請求項1乃至5のいずれか1 項に記載の
    プレス成形性およびヘム加工性に優れたアルミニウム合
    金板。
    6. The aluminum alloy further comprises Be: 0.1
    The aluminum alloy sheet excellent in press formability and hemming property according to any one of claims 1 to 5, containing from 100 to 100 ppm.
  7. 【請求項7】 ヘム加工されるアルミニウム合金板の耐
    力 (σ0.2)が120N/mm2以上である請求項1乃至6のいず
    れか1 項に記載のプレス成形性およびヘム加工性に優れ
    たアルミニウム合金板。
    7. The aluminum having excellent press formability and hemmability according to claim 1, wherein the proof strength (σ 0.2 ) of the aluminum alloy sheet to be hemmed is 120 N / mm 2 or more. Alloy plate.
  8. 【請求項8】 前記アルミニウム合金板の塗装焼き付け
    後の耐力が150N/mm2以上である請求項1乃至7のいずれ
    か1 項に記載のプレス成形性およびヘム加工性に優れた
    アルミニウム合金板。
    8. The aluminum alloy sheet having excellent press formability and hemming property according to claim 1, wherein the proof strength of the aluminum alloy sheet after baking is 150 N / mm 2 or more.
  9. 【請求項9】 前記ヘム加工性が、曲げ中心半径(R) と
    板厚(t) との比(R/t) が3.0 以下のヘム加工時に割れな
    い加工性である請求項1乃至8のいずれか1項に記載の
    プレス成形性およびヘム加工性に優れたアルミニウム合
    金板。
    9. The process according to claim 1, wherein said hemming processability is such that a ratio (R / t) of a bending center radius (R) to a plate thickness (t) is 3.0 or less and is not cracked at the time of hemming. The aluminum alloy sheet excellent in press formability and hemming property according to any one of the above.
  10. 【請求項10】 前記ヘム加工性の評価をJIS Z 2204に
    規定される3 号試験片を用い、JIS Z 2248に規定される
    Vブロック法による曲げ試験片を、更にJISZ 2248に規
    定される押曲げ法により曲げ試験して行う請求項9に記
    載のプレス成形性およびヘム加工性に優れたアルミニウ
    ム合金板。
    10. The evaluation of the hem workability was carried out using a No. 3 test piece specified in JIS Z 2204, and a bending test piece according to the V-block method specified in JIS Z 2248 was further subjected to a pressing test specified in JIS Z 2248. The aluminum alloy sheet excellent in press formability and hemmability according to claim 9, which is subjected to a bending test by a bending method.
  11. 【請求項11】 前記アルミニウム合金板が、輸送機用
    である請求項1乃至10のいずれか1 項に記載のプレス
    成形性およびヘム加工性に優れたアルミニウム合金板。
    11. The aluminum alloy sheet having excellent press formability and hemming property according to claim 1, wherein the aluminum alloy sheet is for a transport machine.
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