JP2007169740A - Aluminum alloy sheet having excellent formability and its production method - Google Patents

Aluminum alloy sheet having excellent formability and its production method Download PDF

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JP2007169740A JP2005370484A JP2005370484A JP2007169740A JP 2007169740 A JP2007169740 A JP 2007169740A JP 2005370484 A JP2005370484 A JP 2005370484A JP 2005370484 A JP2005370484 A JP 2005370484A JP 2007169740 A JP2007169740 A JP 2007169740A
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Katsura Kajiwara
桂 梶原
Yasuhiro Ariga
康博 有賀
Takeshi Kudo
健 工藤
Katsushi Matsumoto
克史 松本
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Kobe Steel Ltd
株式会社神戸製鋼所
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Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a 6000 series aluminum alloy sheet whose press formability and bending workability are improved even if the sheet thickness is improved or impurity elements are increased, and further, even in the case annealing is not performed after hot rolling and also before cold rolling, and to provide a production method therefor. <P>SOLUTION: Regarding the production method where scrap is used as a melting raw material, and cold rolling is performed without previously subjecting a hot rolled sheet to annealing, so as to produce a cold rolled sheet, in the 6000 series aluminum alloy sheet in which the total content of Bi, Sn, Ga, Co, Ni, Ca, Mo, Be, Pb and W is high in addition to the main element, the dispersed grains including the above other elements are controlled, and the average piece density and size distribution of the dispersed grains measured using EPMA (electron probe micro analyzer) under specified conditions are controlled as specified ranges, so as to improve the press formability and bending workability of the sheet. <P>COPYRIGHT: (C)2007,JPO&INPIT

Description

本発明は、高強度でかつ成形性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法に関し、強度・耐力、ベーク後の強度・耐力(以下、AB耐力とも呼ぶ)、曲げ加工性を劣化させること無く、成形後の表面性状(リジングマーク、またはローピングと呼ばれる成形時に発生する表面凸凹)に優れたアルミニウム合金板と、このアルミニウム合金板を、スクラップ再利用率のアップさせた原料にて(リサイクル性に優れる)、確実に諸特性を得ることのできる製造方法に関するものである。
本発明で言うアルミニウム合金板とは、冷延板を溶体化処理した後のアルミニウム合金板を言う。また、以下、アルミニウムを単にAlとも言う。
The present invention relates to an aluminum alloy plate having high strength and excellent formability and a method for producing the same, and without deteriorating strength / proof strength, strength / proof strength after baking (hereinafter also referred to as AB strength), bending workability, An aluminum alloy plate with excellent surface properties after molding (riding marks or surface irregularities that occur during molding called roping), and this aluminum alloy plate with raw materials with an increased scrap reuse rate (excellent recyclability) ), Which relates to a production method capable of reliably obtaining various characteristics.
The aluminum alloy plate referred to in the present invention refers to an aluminum alloy plate after the cold-rolled plate is subjected to a solution treatment. Hereinafter, aluminum is also simply referred to as Al.
近年、排気ガス等による地球環境問題に対して、自動車などの輸送機の車体の軽量化による燃費の向上が追求されている。このため、特に、自動車の車体に対し、従来から使用されている鋼材に代わって、圧延板や押出形材、あるいは鍛造材など、より軽量なAl合金材の適用が増加しつつある。   In recent years, with respect to global environmental problems caused by exhaust gas and the like, improvement in fuel efficiency has been pursued by reducing the weight of the body of a transport aircraft such as an automobile. For this reason, the application of lighter Al alloy materials such as rolled plates, extruded shapes, or forged materials, in place of steel materials that have been used in the past, is increasing especially for automobile bodies.
この内、自動車のフード、フェンダー、ドア、ルーフ、トランクリッドなどのパネル構造体の、アウタパネル (外板) やインナパネル (内板) 等のパネルには、高強度なAl-Mg-Si系のAA乃至JIS 6000系 (以下、単に6000系と言う) のAl合金板の使用が検討されている。   Of these, panels such as automobile hoods, fenders, doors, roofs, and trunk lids, such as outer panels (outer plates) and inner panels (inner plates), are made of high-strength Al-Mg-Si. The use of Al alloy plates of AA to JIS 6000 series (hereinafter simply referred to as 6000 series) is being studied.
6000系Al合金板は、基本的には、Si、Mgを必須として含み、優れた時効硬化能を有しているため、プレス成形や曲げ加工時には低耐力化により成形性を確保するとともに、成形後のパネルの塗装焼付処理などの、比較的低温の人工時効( 硬化) 処理時の加熱により時効硬化して耐力が向上し、必要な強度を確保できるBH性 (ベークハード性、人工時効硬化能、塗装焼付硬化性) がある。   The 6000 series Al alloy sheet basically contains Si and Mg as essential and has excellent age-hardening ability. BH properties (bake hardness, artificial age hardening ability) that can ensure the required strength by age hardening by heating at the time of processing, such as paint baking treatment of the subsequent panel, and heat resistance during treatment. Paint bake hardenability).
また、6000系Al合金板は、Mg量などの合金量が多い、他の5000系のAl合金などに比して、合金元素量が比較的少ない。このため、これら6000系Al合金板のスクラップを、Al合金溶解材 (溶解原料) として再利用する際に、元の6000系Al合金鋳塊が得やすく、リサイクル性にも優れている。   Further, the 6000 series Al alloy plate has a relatively small amount of alloy elements as compared with other 5000 series Al alloys having a large amount of alloy such as Mg. For this reason, when the scraps of these 6000 series Al alloy sheets are reused as an Al alloy melting material (melting raw material), the original 6000 series Al alloy ingot is easily obtained and the recyclability is also excellent.
ただし、6000系Al合金板は、5000系Al合金板に比べてプレス成形性が良くないため、改善策としてMgやSi以外の第三、四元素を添加し、或いは合金元素の添加に併せて結晶粒径や晶析出物の分散状態を制御する方法が試みられてきた。しかしこれらの方法でも、近年ますます厳しさを増している需要者の要望を満たすまでには至っておらず、更なるプレス成形性の向上が求められている。   However, the 6000 series Al alloy sheet is not as good as the press formability compared to the 5000 series Al alloy sheet. Therefore, the third and fourth elements other than Mg and Si are added as an improvement measure. Attempts have been made to control the crystal grain size and the dispersion state of crystal precipitates. However, even these methods have not yet met the demands of consumers, which have become increasingly severe in recent years, and further improvements in press formability are required.
一方、6000系Al合金板の曲げ加工性を改善することも従来から提案されている。例えば、Mg-Si 系化合物の最大径が10μm 以上、2 〜10μm 径の化合物数が1000個/mm2以下とし、内側限界曲げ半径が0.5mm 以下とすることが提案されている(特許文献1参照)。このような組織を得るために、特許文献1では、均熱条件は1 回目が450 ℃以上の均熱後に、350 ℃までを100 ℃/h以上の冷却速度で冷却し、2 段階、または2 回の均熱を行なっている。 On the other hand, it has been conventionally proposed to improve the bending workability of the 6000 series Al alloy plate. For example, it has been proposed that the maximum diameter of the Mg-Si compound is 10 μm or more, the number of compounds having a diameter of 2 to 10 μm is 1000 / mm 2 or less, and the inner limit bending radius is 0.5 mm or less (Patent Document 1). reference). In order to obtain such a structure, in Patent Document 1, the first soaking condition is that after soaking at 450 ° C. or more in the first time, cooling to 350 ° C. at a cooling rate of 100 ° C./h or more is performed in two stages, or 2 The soaking is performed once.
更に、板の曲げ加工性やヘム加工性を改善する方法としては、6000系Al合金板の集合組織に異方性を持たせる方法が種々提案されている。例えば、板の集合組織を結晶粒方位差によって規定することが提案されている (特許文献2、5参照) 。また、この他、Cube方位の強度比、密度などや、 r値の異方性で規定することが提案されている (特許文献3、4、6、7、8、9参照) 。   Furthermore, as a method for improving the bending workability and hemming workability of the plate, various methods for giving anisotropy to the texture of the 6000 series Al alloy plate have been proposed. For example, it has been proposed to define the texture of a plate by the difference in crystal grain orientation (see Patent Documents 2 and 5). In addition, it has been proposed to specify the intensity ratio, density, and the like of the Cube orientation and the anisotropy of the r value (see Patent Documents 3, 4, 6, 7, 8, and 9).
この内、特許文献2では、隣接する結晶方位差を15°以下である結晶粒界の占める割合を20% 以上とすることが提案されている。そのために、特許文献2では、均熱条件は1 回目が480 ℃以上の均熱後に、300 ℃までを150 ℃/h以上の冷却速度で冷却し、2 段階、または2 回の均熱を行なっている。また、特許文献3、4では、均熱条件は1 回目が450 ℃以上の均熱後に、350 ℃までを100 ℃/h以上の冷却速度で冷却し、2 段階、または2 回の均熱を行なっている。そして、上記特許文献5でも、Al合金鋳塊を、500 ℃以上融点未満の温度で均質化処理した後、500 ℃以上の温度から350 〜450 ℃の温度範囲まで冷却して熱間圧延を開始する(2段均熱) か、500 ℃以上の温度から一旦室温まで冷却し、350 〜450 ℃の温度範囲まで再加熱して熱間圧延を開始する(2回均熱) 、段階的な均質化処理方法が提案されている。   Among these, Patent Document 2 proposes that the ratio of crystal grain boundaries whose adjacent crystal orientation difference is 15 ° or less is 20% or more. For this reason, in Patent Document 2, the first soaking condition is soaking at 480 ° C or higher in the first time, then cooling to 300 ° C at a cooling rate of 150 ° C / h or more, and performing soaking in two stages or twice. ing. In Patent Documents 3 and 4, the soaking condition is that after the first soaking of 450 ° C or higher, cooling to 350 ° C is performed at a cooling rate of 100 ° C / h or more, and soaking in two stages or two times. Is doing. And also in the said patent document 5, after homogenizing the Al alloy ingot at the temperature of 500 degreeC or more and less than melting | fusing point, it cools from the temperature of 500 degreeC or more to the temperature range of 350-450 degreeC, and starts hot rolling (2 step soaking) or once cooled to a temperature from 500 ° C or higher to room temperature, reheated to a temperature range of 350-450 ° C and start hot rolling (2 soaking), stepwise homogeneous A processing method has been proposed.
また、これに対して、熱間圧延されたAl-Mg-Si系Al合金板を、10〜50% の圧下率で冷間圧延後、210 〜440 ℃の温度で中間焼鈍し、更に70% 以上の圧下率で冷間圧延した後、溶体化および焼入れ処理して、Al合金板の集合組織に異方性を持たせることも提案されている (特許文献10参照) 。   On the other hand, hot-rolled Al-Mg-Si-based Al alloy sheets are cold-rolled at a rolling reduction of 10 to 50%, and then subjected to intermediate annealing at a temperature of 210 to 440 ° C, and an additional 70% It has also been proposed to provide anisotropy to the texture of the Al alloy sheet by performing cold rolling at the above rolling reduction, followed by solution treatment and quenching (see Patent Document 10).
一方、更なるプレス成形性の向上のために、リジングマークを改善する面からも種々の方法が提案されている。例えば、特定組成のAl-Mg-Si系アルミニウム合金板において、化合物の平均粒径を規制し、Mn化合物として存在するMnの元素量や、Mg化合物として存在するMgの元素量を規定して、リジングマーク特性を向上させることが提案されている(特許文献11)。この特許文献11でも、2段昇温条件で、1段目で450〜500℃の温度範囲で保持し、2段目で500〜550℃の温度範囲で保持するような(実施例)段階的な均質化処理方法を行っている。   On the other hand, in order to further improve press formability, various methods have been proposed from the viewpoint of improving the ridging mark. For example, in an Al-Mg-Si-based aluminum alloy plate with a specific composition, the average particle size of the compound is regulated, the amount of Mn element present as the Mn compound, the amount of Mg element present as the Mg compound, It has been proposed to improve the ridging mark characteristics (Patent Document 11). In this patent document 11 as well, the temperature is maintained in a temperature range of 450 to 500 ° C. in the first stage and the temperature range of 500 to 550 ° C. is maintained in the second stage under the two-stage temperature rise condition (Example). A uniform homogenization method is used.
また、これに関連して、リジングマークの問題に対しては、従来から、6000系Al合金鋳塊を500 ℃以上の温度で均質化熱処理後に冷却して、350 〜450 ℃の比較的低温で熱延を開始することにより(2段均熱)、粗大析出物の生成を防止し、リジングマークを防止することが公知である (例えば、特許文献12、13参照) 。   In relation to this, the ridging mark problem has conventionally been solved by cooling the 6000 series Al alloy ingot after the homogenization heat treatment at a temperature of 500 ° C. or higher and at a relatively low temperature of 350 to 450 ° C. It is known to prevent the formation of coarse precipitates and prevent ridging marks by starting hot rolling (two-stage soaking) (see, for example, Patent Documents 12 and 13).
更に、6000系Al合金板の{110}面の結晶方位成分に着目し、集合組織制御などの点からリジングマークを改善する方法も種々提案されている。例えば、板表層部でのCube方位の集積度を2〜5、板表面部の結晶粒径を45μm以下に微細化することが提案されている (特許文献14参照) 。また、板における、Goss方位分布密度:3以下、PP方位分布密度:3以下、Brass方位分布密度:3以下にすることが提案されている (特許文献15参照) 。   Further, focusing on the crystal orientation component of the {110} plane of the 6000 series Al alloy plate, various methods for improving the ridging mark from the viewpoint of texture control and the like have been proposed. For example, it has been proposed to refine the degree of Cube orientation accumulation in the surface layer portion of the plate to 2 to 5 and the crystal grain size of the plate surface portion to 45 μm or less (see Patent Document 14). Further, it has been proposed that Goss orientation distribution density: 3 or less, PP orientation distribution density: 3 or less, and Brass orientation distribution density: 3 or less in a plate (see Patent Document 15).
そして、6000系Al合金板における耳率を4%以上、結晶粒径を45μm以下として、リジングマークを改善する方法もすることも提案されている (特許文献16参照) 。また、特許文献17などでも、成形性を改善するために、6000系Al合金鋳塊を560 ℃以上の第1均質化熱処理後に、450 ℃〜480 ℃の第2均熱を施す2段均熱条件で行われている。
特開2002-356730号公報 (特許請求の範囲) 特開2003-171726号公報 (特許請求の範囲) 特開2003-277869 号公報 (特許請求の範囲) 特開2003-277870 号公報 (特許請求の範囲) 特開2003-166029 号公報 (特許請求の範囲) 特開2003-226926 号公報 (特許請求の範囲) 特開2003-226927 号公報 (特許請求の範囲) 特開2003-321723 号公報 (特許請求の範囲) 特開2003-268475 号公報 (特許請求の範囲) 特開2003-321754 号公報 (特許請求の範囲) 特開2005-240113 公報 (特許請求の範囲) 特許第2823797 号公報 (特許請求の範囲) 特許第3590685 号公報 (特許請求の範囲) 特開平11ー189836号公報 (特許請求の範囲) 特開平11ー236639号公報 (特許請求の範囲) 特開2000ー96175 号公報 (特許請求の範囲) 特開2003ー518192号公報 (特許請求の範囲)
It has also been proposed to improve the ridging mark by setting the ear rate in the 6000 series Al alloy plate to 4% or more and the crystal grain size to 45 μm or less (see Patent Document 16). Also, in Patent Document 17, etc., in order to improve formability, a two-stage soaking is performed in which a second soaking of 450 ° C. to 480 ° C. is performed on the 6000 series Al alloy ingot after the first homogenizing heat treatment at 560 ° C. or higher. Is done on condition.
JP 2002-356730 A (Claims) JP 2003-171726 A (Claims) JP 2003-277869 A (Claims) JP 2003-277870 A (Claims) JP 2003-166029 A (Claims) JP 2003-226926 A (Claims) JP 2003-226927 A (Claims) JP 2003-321723 A (Claims) JP 2003-268475 A (Claims) JP 2003-321754 A (Claims) JP 2005-240113 JP (Claims) Japanese Patent No. 2823797 (Claims) Japanese Patent No. 3590685 (Claims) JP-A-11-189836 (Claims) Japanese Patent Laid-Open No. 11-236639 (Claims) JP 2000-96175 A (Claims) JP 2003-518192 A (Claims)
前記した集合組織に異方性を持たせた一連の従来技術(特許文献1〜10)では、6000系Al合金板のCube方位を集積させて、大傾角粒界に比して小傾角粒界の割合を増し、粒界段差を少なく、あるいは生じなくする。この結果、曲げ加工の際に、粒界段差が割れの起点とならず、板の曲げ加工性やヘム加工性を改善できる。   In a series of prior arts (Patent Documents 1 to 10) in which the texture described above has anisotropy, the Cube orientations of 6000 series Al alloy plates are accumulated to form a small-angle grain boundary compared to a large-angle grain boundary. To reduce or eliminate the grain boundary step. As a result, at the time of bending, the grain boundary step does not become a starting point of cracking, and the bending workability and hem workability of the plate can be improved.
しかし、最近において、特に、前記したアウタパネルやインナパネル等のパネルは、歩行者や乗員の衝突安全性のために、それまでは軽量化のために、1mm 程度の板厚まで薄肉化されていたものが、1.1 〜1.2mm 程度の板厚まで、逆に厚肉化される傾向にある。このように、板厚が厚くなった場合、板の曲げ加工性やヘム加工性が低下する。   Recently, however, the above-mentioned outer panel and inner panel have been thinned to a thickness of about 1 mm in order to reduce the weight of the pedestrian and occupant. On the other hand, the thickness tends to be increased to a thickness of 1.1 to 1.2 mm. Thus, when the plate thickness is increased, the bending workability and hem workability of the plate are lowered.
また、最近において、6000系アルミニウム合金の溶解原料として、高価なアルミニウム地金に替えて、スクラップ材の使用量が増加している。このため、従来からも不純物として多く含まれる、Fe、Mn、Cr、Zr、V 、Ti、Zn、Cuなどの含有量が増加している。更に、これら不純物元素の他に、従来は不純物としてもあまり含まれることが無かった、Bi、Sn、Ga、Co、Ni、Ca、Mo、Be、Pb、W などの含有量が増加する傾向にある。スクラップ材の配合率にもよるが、これらBi〜W などの合計含有量は、従来の0.01% 以下に対して、0.015%以上、0.1%程度まで、不可避的に混入される。   In recent years, the amount of scrap material used has increased as a raw material for melting 6000 series aluminum alloys in place of expensive aluminum bullion. For this reason, the contents of Fe, Mn, Cr, Zr, V, Ti, Zn, Cu and the like, which are conventionally included as impurities, are increasing. Furthermore, in addition to these impurity elements, the contents of Bi, Sn, Ga, Co, Ni, Ca, Mo, Be, Pb, W, etc., which have been rarely included as impurities in the past, tend to increase. is there. Although depending on the mixing ratio of the scrap material, the total content of Bi to W and the like is inevitably mixed up to 0.015% or more and about 0.1% with respect to the conventional 0.01% or less.
前記Fe〜Cuや前記Bi〜W などの元素は、6000系アルミニウム合金組織中で、分散粒子を形成しやすい。このため、これらFe〜CuやBi〜W の含有量の増加は、6000系アルミニウム合金組織中に、これら元素の分散粒子が増加することを意味する。そして、これら増加した分散粒子は、板のプレス成形性や曲げ加工性に大きな影響を与える。   The elements such as Fe to Cu and Bi to W tend to form dispersed particles in a 6000 series aluminum alloy structure. For this reason, the increase in content of these Fe-Cu and Bi-W2 means that the dispersion | distribution particle | grains of these elements increase in a 6000 series aluminum alloy structure | tissue. These increased dispersed particles greatly affect the press formability and bending workability of the plate.
したがって、6000系アルミニウム合金板のプレス成形性や曲げ加工性を向上させるためには、板厚の増加や不純物元素の増加に伴い、従来から考慮していた、主要元素のSi、Mgの分散粒子だけではなく、これら不純物元素の分散粒子のことを考慮しなければならない。   Therefore, in order to improve the press formability and bending workability of 6000 series aluminum alloy plates, as the plate thickness increases and the number of impurity elements increases, the dispersed particles of Si and Mg as the main elements that have been considered in the past In addition, the dispersed particles of these impurity elements must be considered.
更に、6000系アルミニウム合金板の製造ラインにおいては、製造の効率化や製造コストの低減のために、この熱延板を予め焼鈍を施こすことなく、冷間圧延を行なう工程が重要となっている。従来、熱延後、または冷間圧延の途中に中間焼鈍を施す工程(バッチ式または連続式)では、強度、表面性状を満足することが可能であった。しかし、この工程では、中間焼鈍を施す分、熱処理の時間およびエネルギー消費の両方の観点から、コスト高である。ただ、この熱延後で冷間圧延前の焼鈍を施こさない場合には、上記分散粒子の増加は、板のプレス成形性や曲げ加工性に、より大きな悪影響を与えることとなる。   Furthermore, in the production line for 6000 series aluminum alloy sheets, in order to improve production efficiency and reduce production costs, it is important to perform a cold rolling process without pre-annealing the hot-rolled sheet. Yes. Conventionally, strength and surface properties can be satisfied in a step (batch type or continuous type) in which intermediate annealing is performed after hot rolling or during cold rolling. However, this process is expensive in terms of both the amount of intermediate annealing, heat treatment time and energy consumption. However, when annealing after this hot rolling and before cold rolling is not performed, the increase of the dispersed particles has a greater adverse effect on the press formability and bending workability of the plate.
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、板厚の増加や不純物元素の増加に伴っても、更に、熱延後で冷間圧延前の焼鈍を施こさない場合でも、プレス成形性や曲げ加工性を向上させた6000系アルミニウム合金板と、その製造方法を提供しようとするものである。   The present invention has been made paying attention to such circumstances, and its purpose is to perform annealing after hot rolling and before cold rolling even with an increase in sheet thickness or an increase in impurity elements. Even if it is not rubbed, the present invention intends to provide a 6000 series aluminum alloy plate with improved press formability and bending workability and a method for producing the same.
この目的を達成するための成形性に優れたアルミニウム合金板の要旨は、質量% で、Si:0.5〜1.5%、Mg:0.2〜2.0%を含み、Fe:1.5% 以下、Mn:1.0% 以下、 Cr:0.5%以下、Zr:0.5% 以下、V:0.3%以下、Ti:0.2% 以下、Zn=1.5% 以下、Cu:1.0% 以下とし、更に、Bi、Sn、Ga、Co、Ni、Ca、Mo、Be、Pb、W の合計含有量が0.015%以上で、かつ0.5%以下とし、残部がAlおよび不純物からなるアルミニウム合金板であって、このアルミニウム合金板の、下記条件にて測定した、0.5 μm 以上のサイズの全分散粒子の平均個数密度が3000〜20000 個/mm2であり、これら測定された分散粒子のサイズX μm を横軸、個数密度Y 個/mm2を縦軸とした座標において、X が10μm 以下のサイズの分散粒子が、Y=Aexp(-BX) で表される分散粒子サイズ分布式において、A/B が1000〜40000 の範囲であり、B が0.5 〜2 の範囲であることとする。
但し、上記分散粒子の各測定は、厚みt のアルミニウム合金板の表面から1/4 t 深さ部分の圧延方向に0.2mm2の面積を、任意の測定箇所10箇所について、電子線プローブマイクロアナライザにより走査して行ない、これらを平均化して行なう。
The gist of the aluminum alloy plate with excellent formability to achieve this purpose is mass%, Si: 0.5-1.5%, Mg: 0.2-2.0%, Fe: 1.5% or less, Mn: 1.0% or less Cr: 0.5% or less, Zr: 0.5% or less, V: 0.3% or less, Ti: 0.2% or less, Zn = 1.5% or less, Cu: 1.0% or less, and Bi, Sn, Ga, Co, Ni, An aluminum alloy plate in which the total content of Ca, Mo, Be, Pb, and W is 0.015% or more and 0.5% or less, and the balance is made of Al and impurities. The average number density of all dispersed particles with a size of 0.5 μm or more is 3000-20000 particles / mm 2 , the size X μm of these measured dispersed particles is on the horizontal axis, and the number density Y particles / mm 2 is on the vertical axis. In the dispersed particle size distribution formula represented by Y = Aexp (-BX), A / B is in the range of 1000 to 40000, and B is in the range of 0.5 to Be in range 2 To.
However, each measurement of the above dispersed particles was carried out by measuring an area of 0.2 mm 2 in the rolling direction at a depth of 1/4 t from the surface of the aluminum alloy plate having a thickness t at 10 arbitrary measurement points with an electron beam probe microanalyzer. This is performed by scanning, and these are averaged.
また、上記目的を達成するための成形性に優れたアルミニウム合金板の製造方法の要旨は、上記要旨または後述する好ましい態様のアルミニウム合金板を得る方法であって、質量% で、Si:0.5〜1.5%、Mg:0.2〜2.0%を含み、Fe:1.5% 以下、Mn:1.0% 以下、 Cr:0.5%以下、Zr:0.5% 以下、V:0.3%以下、Ti:0.2% 以下、Zn=1.5% 以下、Cu:1.0% 以下とし、更に、Bi、Sn、Ga、Co、Ni、Ca、Mo、Be、Pb、W の合計含有量が0.015%以上で、かつ0.5%以下とし、残部がAlおよび不純物からなるアルミニウム合金鋳塊を、500 ℃以上、融点未満の温度で均質化熱処理後に、500 ℃から350 ℃までの平均冷却速度を40℃/h以上 100℃/h未満として、一旦200 ℃以下の温度まで冷却した上で、300 〜450 ℃の温度まで再加熱後に熱間圧延を開始し、この熱間圧延の終了温度を170 〜300 ℃として熱延板を製作し、更に、この熱延板を、予め焼鈍を施こすことなく、冷間圧延を行なって冷延板を製作し、この冷延板を560 ℃以上の温度で溶体化処理および焼入れ処理することである。   Further, the gist of the method for producing an aluminum alloy plate excellent in formability for achieving the above object is a method for obtaining an aluminum alloy plate of the above gist or a preferred embodiment described later, wherein the mass% is Si: 0.5 to 1.5%, including Mg: 0.2-2.0%, Fe: 1.5% or less, Mn: 1.0% or less, Cr: 0.5% or less, Zr: 0.5% or less, V: 0.3% or less, Ti: 0.2% or less, Zn = 1.5% or less, Cu: 1.0% or less, and further the total content of Bi, Sn, Ga, Co, Ni, Ca, Mo, Be, Pb, W is 0.015% or more and 0.5% or less, and the balance An aluminum alloy ingot composed of Al and impurities is subjected to homogenization heat treatment at a temperature of 500 ° C or higher and lower than the melting point, and the average cooling rate from 500 ° C to 350 ° C is set to 40 ° C / h or higher and lower than 100 ° C / h. After cooling to a temperature below 300 ° C, re-heating to a temperature of 300-450 ° C and then starting hot rolling, producing a hot rolled sheet with an end temperature of this hot rolling of 170-300 ° C, This hot rolled sheet, without straining facilities previously annealed, and subjected to cold rolling to prepare a cold-rolled sheet is to solution treatment and quenching treatment to the cold-rolled sheet at 560 ° C. or higher.
本発明では、板厚の増加や不純物元素の増加に伴っても、更に、熱延後で冷間圧延前の焼鈍を施こさない場合でも、6000系アルミニウム合金板のプレス成形性や曲げ加工性を向上させるために、従来から考慮していた、主要元素のSi、Mgの分散粒子だけではなく、組織中に必然的に含まれてくる、これら不純物元素を逆に、活用することに着眼した。   In the present invention, even with the increase in the plate thickness and impurity elements, and even when not subjected to annealing after hot rolling and before cold rolling, press formability and bending workability of 6000 series aluminum alloy plates In order to improve this, we focused on using these impurity elements, which are inevitably contained in the structure, as well as dispersed particles of the main elements Si and Mg .
具体的には、主要元素のSi、Mgの分散粒子と、これら不純物元素の分散粒子とを含めた、特定サイズ以上の全ての分散粒子の、平均個数密度と、サイズ分布とが一定範囲内に入るように規定する。言い換えると、特定サイズ以上の全ての分散粒子の、平均個数密度と、サイズ分布とが、上記要旨のような規定範囲内にあれば、板厚の増加や不純物元素の増加、分散粒子の増加に伴っても、6000系アルミニウム合金板のプレス成形性や曲げ加工性を向上させることが可能となる。また、これら特定された分散粒子の存在は、前記した中間焼鈍を省略した工程で板を製造しても、6000系アルミニウム合金板のプレス成形時の表面性状向上(リジングマーク抑制)に寄与する。   Specifically, the average number density and size distribution of all dispersed particles of a specific size or more, including the dispersed particles of Si and Mg as the main elements and the dispersed particles of these impurity elements are within a certain range. It is prescribed to enter. In other words, if the average number density and size distribution of all dispersed particles of a specific size or larger are within the specified range as described in the above summary, the increase in plate thickness, the number of impurity elements, and the increase in dispersed particles Even with this, it becomes possible to improve the press formability and bending workability of the 6000 series aluminum alloy plate. In addition, the presence of the identified dispersed particles contributes to the improvement of surface properties (residual mark suppression) during press forming of a 6000 series aluminum alloy plate even if the plate is manufactured in the process in which the intermediate annealing is omitted.
このような、本発明における、主要元素のSi、Mgの分散粒子と、これら不純物元素の分散粒子とを含めた、特定サイズ以上の全ての分散粒子の、平均個数密度とサイズ分布との測定は、電子線プローブマイクロアナライザ (以下、略してEPMAとも言う) を用いて始めて可能となる。このEPMAによれば、板の一定の広さの分散粒子のエリア分析が可能となる。   In the present invention, the measurement of the average number density and size distribution of all the dispersed particles of a specific size or more, including the dispersed particles of Si and Mg as the main elements and the dispersed particles of these impurity elements, This is possible only by using an electron probe microanalyzer (hereinafter also referred to as EPMA for short). According to this EPMA, it becomes possible to analyze the area of dispersed particles having a certain size on a plate.
これに対して、従来の分散粒子の分析は、TEM やSEM などを用い、板の観察箇所を増したとしても、μm2単位の超ミクロなエリアに対して行なわれている。このため、このような超ミクロな分析結果と、6000系アルミニウム合金板のマクロな性質であるプレス成形性や曲げ加工性に対する相関性が常に問題あるいは疑問となる。 On the other hand, the conventional analysis of dispersed particles is carried out on an ultra-micro area of μm 2 unit even if the number of observation points on the plate is increased using TEM or SEM. For this reason, the correlation between such ultra-micro analysis results and the press formability and bending workability, which are macro properties of the 6000 series aluminum alloy sheet, is always a problem or a question.
これに対して、本発明のEPMAによれば、板の1 箇所のみの測定点だけでも、圧延方向に0.2mm2の面積を、比較的マクロに分析する。したがって、本発明は、謂わばマクロな分散粒子分析とも言え、測定点を増すほど、6000系アルミニウム合金板のマクロな性質であるプレス成形性や曲げ加工性と良く対応することとなる。このため、板厚の増加や不純物元素の増加に伴っても、更に、熱延後で冷間圧延前の焼鈍を施こさない場合でも、6000系アルミニウム合金板のプレス成形性や曲げ加工性を向上させることが可能となる。 On the other hand, according to the EPMA of the present invention, an area of 0.2 mm 2 in the rolling direction is analyzed relatively macroscopically even at only one measurement point on the plate. Therefore, the present invention can be said to be a so-called macro dispersed particle analysis. As the number of measurement points is increased, the present invention better corresponds to the press formability and bending workability which are macro properties of the 6000 series aluminum alloy plate. For this reason, the press formability and bending workability of the 6000 series aluminum alloy plate can be improved even when the plate thickness increases and the impurity elements increase, and even if annealing is not performed after hot rolling and before cold rolling. It becomes possible to improve.
以下に、本発明の実施態様につき具体的に説明する。
(Al合金板化学成分組成)
先ず、本発明が対象とする6000系Al合金板の化学成分組成について説明する。本発明が対象とする6000系Al合金板は、前記した自動車材などとして、優れた成形性やBH性、強度、溶接性、耐食性などの諸特性が要求される。このような要求を満足するために、Al合金板の組成は、先ず、Si、Mgの主要元素を、Si:0.5〜1.5%、Mg:0.2〜2.0%を含むものとする。なお、元素含有量である% の記載は、全て質量% の意味である。
Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail.
(Al alloy plate chemical composition)
First, the chemical component composition of the 6000 series Al alloy plate targeted by the present invention will be described. The 6000 series Al alloy plate targeted by the present invention is required to have various properties such as excellent formability, BH property, strength, weldability, and corrosion resistance as the above-mentioned automobile material. In order to satisfy such a requirement, the composition of the Al alloy plate first includes Si and Mg main elements including Si: 0.5 to 1.5% and Mg: 0.2 to 2.0%. In addition, description of% which is element content all means the mass%.
本発明組成では、次ぎに、Si、Mg以外の他の元素の内、下記元素は、スクラップなどの溶解原料などから混入しやすい元素であり、AA乃至JIS 規格に記載されており、これに沿った各許容量とする。これらの元素とは、具体的には、Fe、Mn、Cr、Zr、V 、Ti、Zn、Cuの群である。これら元素の各含有量が、各上限規定量を越えた場合、本発明における分散粒子の平均個数密度とサイズ分布とを規定しても、6000系アルミニウム合金板のプレス成形性や曲げ加工性を低下させる。したがって、これら元素は、各上限を、Fe:1.5% 以下、Mn:1.0% 以下、 Cr:0.5%以下、Zr:0.5% 以下、V:0.3%以下、Ti:0.2% 以下、Zn=1.5% 以下、Cu:1.0% 以下、とする。   In the composition of the present invention, among the elements other than Si and Mg, the following elements are elements that are easily mixed from melting raw materials such as scrap, and are described in AA to JIS standards. Each allowable amount. Specifically, these elements are a group of Fe, Mn, Cr, Zr, V, Ti, Zn, and Cu. When the content of each of these elements exceeds the respective upper limit prescribed amount, even if the average number density and size distribution of the dispersed particles in the present invention are prescribed, the press formability and bending workability of the 6000 series aluminum alloy plate are improved. Reduce. Therefore, these elements have upper limits of Fe: 1.5% or less, Mn: 1.0% or less, Cr: 0.5% or less, Zr: 0.5% or less, V: 0.3% or less, Ti: 0.2% or less, Zn = 1.5% Hereinafter, Cu: 1.0% or less.
本発明組成では、更に、Si、Mg以外の他の元素の内、AA乃至JIS 規格に記載されていない、Bi、Sn、Ga、Co、Ni、Ca、Mo、Be、Pb、W の元素量も規定する。本発明では、前記した通り、アルミニウム合金の溶解原料として、アルミニウム地金に替えて、あるいは加えて、スクラップ材の使用を許容する。このため、これらBi、Sn、Ga、Co、Ni、Ca、Mo、Be、Pb、W などの合計含有量は、従来よりも増加し、0.015%以上不可避的に混入される。   In the composition of the present invention, among other elements other than Si and Mg, the element amounts of Bi, Sn, Ga, Co, Ni, Ca, Mo, Be, Pb, and W, which are not described in the AA to JIS standards Also stipulate. In the present invention, as described above, the scrap material is allowed to be used instead of or in addition to the aluminum metal as the melting material of the aluminum alloy. For this reason, the total content of Bi, Sn, Ga, Co, Ni, Ca, Mo, Be, Pb, W and the like increases from the conventional level, and is inevitably mixed by 0.015% or more.
但し、本発明では、前記した通り、これらの不純物元素を逆に利用する。即ち、これら不純物元素の存在により、本発明合金中に存在するAl-Fe-Si系、Al-Mn-Fe-Si 系およびMg-Si 系(Mg2Si)、Siなどの析出挙動を遅延化させ、均熱時に析出物を粗大化させない。この効果を発揮させるためには、これらBi、Sn、Ga、Co、Ni、Ca、Mo、Be、Pb、W などの合計含有量で、0.015 %以上が必要である。一方、これら元素の合計含有量が0.5%を越えた場合、本発明における分散粒子の平均個数密度とサイズ分布とを規定しても、粗大析出物が生成し (粗大析出物の生成を抑制できず) 、6000系アルミニウム合金板のプレス成形性や曲げ加工性を低下させる。したがって、本発明では、これら元素の合計含有量の上限は0.5%とする。   However, in the present invention, as described above, these impurity elements are used in reverse. That is, the presence of these impurity elements delays the precipitation behavior of Al-Fe-Si, Al-Mn-Fe-Si, Mg-Si (Mg2Si), Si, etc. present in the alloy of the present invention, The precipitate is not coarsened during soaking. In order to exert this effect, the total content of Bi, Sn, Ga, Co, Ni, Ca, Mo, Be, Pb, W and the like needs to be 0.015% or more. On the other hand, when the total content of these elements exceeds 0.5%, even if the average number density and size distribution of the dispersed particles in the present invention are defined, coarse precipitates are formed (the formation of coarse precipitates can be suppressed). 1) This reduces the press formability and bending workability of the 6000 series aluminum alloy sheet. Therefore, in the present invention, the upper limit of the total content of these elements is 0.5%.
上記合金元素以外のその他の合金元素やガス成分も不純物である。しかし、リサイクルの観点から、溶解材として、高純度Al地金だけではなく、6000系合金やその他のAl合金スクラップ材、低純度Al地金などを溶解原料として使用して、本発明Al合金組成を溶製する場合には、これら他の合金元素は必然的に含まれることとなる。したがって、本発明では、目的とする本発明効果を阻害しない範囲で、これら不純物元素が含有されることを許容する。   Other alloy elements and gas components other than the above alloy elements are also impurities. However, from the viewpoint of recycling, not only high-purity Al ingots but also 6000 series alloys and other Al alloy scrap materials, low-purity Al ingots, etc. are used as melting raw materials as melting materials. In the case of melting, these other alloy elements are necessarily included. Therefore, in the present invention, these impurity elements are allowed to be contained within a range that does not hinder the intended effect of the present invention.
上記本発明6000系Al合金における、主要合金元素であるSi、Mgの好ましい含有範囲と意義について以下に説明する。   The preferred range and significance of Si and Mg, which are the main alloy elements, in the 6000 series Al alloy of the present invention will be described below.
Si:0.5〜1.5%
SiはMgとともに、固溶強化と、塗装焼き付け処理などの前記低温での人工時効処理時に、GPゾーンなどの化合物相を形成して、時効硬化能を発揮し、自動車パネルとして必要な、例えば170MPa以上の必要強度を得るための必須の元素である。更に、本発明6000系Al合金板にあって、張り出し成形性、絞り成形性、伸びフランジ性及び曲げ性などの諸特性を兼備させるための最重要元素である。
Si: 0.5-1.5%
Si, together with Mg, forms a compound phase such as GP zone at the time of artificial aging treatment at low temperatures such as solid solution strengthening and paint baking treatment, exhibits age-hardening ability, and is necessary as an automotive panel, for example, 170 MPa It is an essential element for obtaining the above required strength. Furthermore, in the 6000 series Al alloy plate of the present invention, it is the most important element for combining various properties such as stretch formability, draw formability, stretch flangeability and bendability.
また、パネルへの成形後の低温塗装焼き付け処理後(2% ストレッチ付与後170 ℃×20分の低温時効処理時) の耐力を高くする、優れた低温時効硬化能を発揮させるためには、Si/Mg を質量比で1.0 以上とし、SiをMgに対し過剰に含有させた過剰Si型6000系Al合金組成とすることが好ましい。   In order to demonstrate the excellent low-temperature age-hardening ability to increase the yield strength after low-temperature paint baking after molding on the panel (at the time of low-temperature aging treatment at 170 ° C for 20 minutes after applying 2% stretch), Si It is preferable to have an excess Si type 6000 series Al alloy composition in which / Mg is 1.0 or more by mass and Si is excessively contained with respect to Mg.
Si量が0.5%未満では、前記時効硬化能、更には、自動車パネル用途などに要求される、伸びフランジ性及び曲げ性、あるいはプレス成形性などの諸特性を兼備することができない。一方、Siが1.5%を越えて含有されると、粗大な化合物が増加して破壊の起点になり、伸びフランジ性及び曲げ性を低下させる。更に、溶接性をも著しく阻害する。したがって、Siは0.5 〜1.5%の範囲とする。なお、自動車のアウタパネルなどでは、ヘム加工性が特に重視されるため、フラットヘム加工性などの曲げ性をより向上させるためには、Si含有量を0.6 〜1.3%の範囲とすることが好ましい。   If the Si content is less than 0.5%, the above-mentioned age-hardening ability, and further, various properties such as stretch flangeability and bendability, or press formability, which are required for automobile panel use, etc. cannot be provided. On the other hand, if Si is contained in excess of 1.5%, coarse compounds increase and become the starting point of fracture, and stretch flangeability and bendability are deteriorated. Furthermore, the weldability is significantly impaired. Therefore, Si is in the range of 0.5 to 1.5%. In addition, in an outer panel of an automobile or the like, hem workability is particularly important. Therefore, in order to further improve bendability such as flat hem workability, the Si content is preferably set in the range of 0.6 to 1.3%.
Mg:0.2〜2.0%
Mgは、固溶強化と、塗装焼き付け処理などの前記人工時効処理時に、SiとともにGPゾーンなどの化合物相を形成して、時効硬化能を発揮し、パネルとして、例えば170MPa以上の必要強度を得、更に、張り出し成形性、絞り成形性、伸びフランジ性及び曲げ性を得るための必須の元素である。
Mg: 0.2-2.0%
Mg forms a compound phase such as GP zone together with Si during the above-mentioned artificial aging treatment such as solid solution strengthening and paint baking treatment, and exhibits age hardening ability, and as a panel, for example, the required strength of 170 MPa or more is obtained. Furthermore, it is an essential element for obtaining stretch formability, draw formability, stretch flangeability and bendability.
Mgの0.1%未満の含有では、絶対量が不足するため、人工時効処理時に前記化合物相を形成できず、時効硬化能を発揮できない。このためパネルとして必要な170MPa以上の必要強度が得られない。   If the Mg content is less than 0.1%, the absolute amount is insufficient, so that the compound phase cannot be formed during the artificial aging treatment, and the age hardening ability cannot be exhibited. For this reason, the required strength of 170 MPa or more necessary for a panel cannot be obtained.
一方、Mgが2.0%を越えて含有されると、却って、粗大な化合物が増加して破壊の起点になり、伸びフランジ性及び曲げ性を低下させる。したがって、Mgの含有量は、0.2 〜2.0%の範囲とする。また、自動車のアウタパネルなどで重視されるフラットヘムなどのヘム加工性をより向上させるために、Si含有量を前記0.6 〜1.3%のより低めの範囲とする場合には、これに対応して、Mg含有量も0.4 〜1.0 の範囲とすることが好ましい。   On the other hand, if the Mg content exceeds 2.0%, on the other hand, coarse compounds increase to become the starting point of fracture, and stretch flangeability and bendability are lowered. Therefore, the Mg content is in the range of 0.2 to 2.0%. Also, in order to further improve the hem workability such as flat hem, which is important in automobile outer panels, etc., when the Si content is set to a lower range of 0.6 to 1.3%, correspondingly, The Mg content is also preferably in the range of 0.4 to 1.0.
(Al合金板組織)
次ぎに、本発明6000系Al合金板の組織の要件について説明する。
(分散粒子)
本発明で言う、全分散粒子とは、分散粒子の種類によらず、EPMAによってカウントされる0.5 μm 以上のサイズの全分散粒子という意味である。
(Al alloy plate structure)
Next, the requirements for the structure of the 6000 series Al alloy sheet of the present invention will be described.
(Dispersed particles)
In the present invention, the total dispersed particles mean all dispersed particles having a size of 0.5 μm or more counted by EPMA regardless of the type of the dispersed particles.
分散粒子のサイズを0.5 μm 以上としたのは、これ以上小さな分散粒子は検出しにくい、というEPMAによる検出限界と、これ以上小さな分散粒子は板のプレス成形性や曲げ加工性への影響は小さいとの認識による。   The dispersion particle size of 0.5 μm or more is the detection limit by EPMA that it is difficult to detect smaller dispersed particles, and smaller dispersed particles have little effect on the plate press formability and bending workability. With recognition.
因みに、これら分散粒子は、6000系Al合金中に含有される主要元素のSi、Mgからなる分散粒子や、不純物として含有量が増加している、前記Fe〜Cuや前記Bi〜W が形成する分散粒子である。   Incidentally, these dispersed particles are formed by the dispersed particles composed of Si and Mg as the main elements contained in the 6000 series Al alloy, and the Fe to Cu and Bi to W which are increasing in content as impurities. Dispersed particles.
(分散粒子個数密度)
本発明では、板厚の増加や不純物元素の増加に伴っても、プレス成形性や曲げ加工性を向上させるために、先ず、EPMAを用いて測定した、0.5 μm 以上のサイズの全分散粒子の平均個数密度を、3000〜20000 個/mm2とする。前記分散粒子の平均個数密度が3000個/mm2未満では、強度やBH (ベークハード) 性、そしてプレス成形におけるリジングマーク発生抑制効果が低下する。一方、前記分散粒子の平均個数密度が20000 個/mm2を越えた場合、プレス成形性や曲げ性が低下する。
(Dispersed particle number density)
In the present invention, in order to improve press formability and bending workability even with an increase in plate thickness and impurity elements, first of all dispersed particles having a size of 0.5 μm or more measured using EPMA. The average number density is 3000-20000 pieces / mm 2 . If the average number density of the dispersed particles is less than 3000 particles / mm 2 , the strength, BH (bake hard) property, and ridging mark generation suppressing effect in press molding are reduced. On the other hand, when the average number density of the dispersed particles exceeds 20000 particles / mm 2 , press formability and bendability deteriorate.
(分散粒子サイズ分布)
図1 を用いて、本発明における分散粒子サイズ分布規定の概念につき説明する。図1 は、電子線プローブマイクロアナライザ (以下、EPMAとも言う) を用いて測定した、0.5 μm 以上のサイズの全分散粒子のサイズ分布状況の概念図を示す。図1 の座標において、横軸が測定された分散粒子のサイズX μm 、縦軸が個数密度Y 個/mm2である。
(Dispersed particle size distribution)
The concept of the dispersed particle size distribution regulation in the present invention will be described with reference to FIG. Figure 1 shows a conceptual diagram of the size distribution of all dispersed particles with a size of 0.5 μm or more, measured using an electron probe microanalyzer (hereinafter also referred to as EPMA). In the coordinates of FIG. 1, the horizontal axis represents the measured size X μm of the dispersed particles, and the vertical axis represents the number density Y 1 / mm 2 .
図1 において、左肩上がりの実線で示す曲線が、X が10μm 以下のサイズの分散粒子の、Y =Aexp(-BX)で表される、分散粒子サイズ分布式である (但し、分布式を示す曲線の右端はX が10μm を越える領域まで示している) 。この分布式を求める際の、分散粒子のサイズを10μm 以下としたのは、これ以上大きな粗大な分散粒子が多くあった場合には、本発明における、この10μm 以下のサイズの分散粒子のサイズ分布式規定の上限を必然的に満たさず、また、この分散粒子のサイズ分布式規定に依らず、プレス成形性や曲げ加工性の特性が低下するからである。   In Fig. 1, the curve shown by the solid line that rises to the left is the dispersed particle size distribution formula expressed by Y = Aexp (-BX) for the dispersed particles with a size of X 10 μm or less. The right end of the curve shows the region where X exceeds 10μm). When obtaining this distribution formula, the size of the dispersed particles is set to 10 μm or less. When there are many coarse dispersed particles larger than this, the size distribution of the dispersed particles having a size of 10 μm or less in the present invention is used. This is because the upper limit of the formula definition is not necessarily satisfied, and the properties of the press formability and the bending workability are deteriorated regardless of the size distribution formula definition of the dispersed particles.
従って、本発明では、10μm以上の粗大分散粒子の数密度については、10μm 以上の分散粒子の平均個数密度が100 個/mm2以下であることが好ましい。即ち、前記0.5 μm 以上のサイズの全分散粒子の内、10μm 以上のサイズの分散粒子の平均個数密度が100 個/mm2以下であることが好ましい。因みに、この図1 では、10μm 以上の分散粒子の平均個数密度が60個/mm2程度のレベルである。 Therefore, in the present invention, regarding the number density of coarse dispersed particles of 10 μm or more, the average number density of dispersed particles of 10 μm or more is preferably 100 particles / mm 2 or less. That is, the average number density of dispersed particles having a size of 10 μm or more among all the dispersed particles having a size of 0.5 μm or more is preferably 100 particles / mm 2 or less. Incidentally, in FIG. 1, the average number density of dispersed particles of 10 μm or more is about 60 / mm 2 .
Y =Aexp(-BX)で表される分散粒子サイズ分布式において、A/B が、X が10μm 以下のサイズの分散粒子の前記座標における上下方向の幅である。図1 に、上向きの矢印の方向で示すように、このA/B が大きいほど、実線で示す曲線が上側に行き、分散粒子の個数密度が大きくなる。このため、曲げ性が低下する一方、プレス成形におけるリジングマーク発生は抑制される。   In the dispersion particle size distribution equation represented by Y = Aexp (−BX), A / B is the width in the vertical direction in the coordinates of the dispersion particles having a size of X 1 of 10 μm or less. As shown in the direction of the upward arrow in FIG. 1, the larger the A / B, the higher the curve indicated by the solid line goes up, and the number density of dispersed particles increases. For this reason, while bending property falls, generation | occurrence | production of the ridging mark in press molding is suppressed.
これに対して、A/B が小さいほど、実線で示す曲線が下側に行き、分散粒子の個数密度が小さくなる。このため、曲げ性が向上する一方、本発明で前提条件としている中間焼鈍を省略した板の製造工程では、プレス成形におけるリジングマーク発生は抑制されなくなる。なお、通常の中間焼鈍がある板の製造工程では、分散粒子の個数密度が小さくなっても、プレス成形時のリジングマークは抑制される。   On the other hand, the smaller the A / B, the lower the curve indicated by the solid line, and the smaller the number density of the dispersed particles. For this reason, while the bendability is improved, the generation of ridging marks in press forming is not suppressed in the plate manufacturing process in which the intermediate annealing as a precondition in the present invention is omitted. In the manufacturing process of a plate having a normal intermediate annealing, ridging marks at the time of press forming are suppressed even if the number density of dispersed particles is reduced.
このため、相矛盾する曲げ性向上と、リジングマーク発生抑制とを両方満足するためには、このA/B を一定の範囲とする。これが、本発明で規定しているA/B が1000〜40000 の範囲である。図1 において、 [い] で示す細かい点線が上記A/B が1000の下限線である。また、 [あ] で示す粗い点線が、上記A/B が40000 の上限線である。   Therefore, in order to satisfy both the contradictory improvement in bendability and the suppression of ridging marks, this A / B is set within a certain range. This is a range of A / B defined by the present invention in the range of 1000 to 40000. In FIG. 1, the fine dotted line indicated by [I] is the lower limit line where A / B is 1000. Also, the rough dotted line indicated by [A] is the upper limit line where the above A / B is 40000.
[い] で示す細かい点線、即ち、上記A/B が1000の下限線を越えて小さくなった場合には、プレス成形におけるリジングマークが発生する可能性が大きくなる。一方、[あ] で示す粗い点線、即ち、上記A/B が40000 の上限線を越えて大きくなった場合には、曲げ性が低下する可能性が大きくなる。    When the fine dotted line indicated by [I], that is, the above A / B becomes smaller than the lower limit of 1000, the possibility of ridging marks in press forming increases. On the other hand, when the rough dotted line indicated by [A], that is, the above A / B increases beyond the upper limit line of 40,000, the possibility that the bendability deteriorates increases.
更に、Y =Aexp(-BX)で表される分散粒子サイズ分布式において、B がこの分布式の傾きを示す。図1 に示す、分散粒子サイズ分布式の曲線に重なった、左肩上がりの直線が、分布式の傾きB を示す。図1 に示す右肩上がりの斜めの矢印で方向を示すように、この傾きB が小さくなるほど、実線で示す曲線の左肩が下がり、サイズの小さな分散粒子の個数密度が小さくなると同時に、粗大な分散粒子の個数密度が大きくなる。このため、曲げ性は向上する一方、プレス成形におけるリジングマーク発生は抑制されなくなる。   Furthermore, in the dispersed particle size distribution equation represented by Y = Aexp (-BX), B represents the slope of this distribution equation. The straight line that rises to the left and overlaps the curve of the dispersion particle size distribution equation shown in Fig. 1 indicates the slope B of the distribution equation. As shown by the slanting arrow that rises to the right in Fig. 1, the smaller the slope B, the lower the left shoulder of the curve shown by the solid line. The number density of particles increases. For this reason, bendability is improved, but generation of ridging marks in press molding is not suppressed.
一方、B が大きいほど、実線で示す曲線の左肩が上がり、サイズの小さな分散粒子の個数密度が大きくなり、粗大な分散粒子の個数密度が小さくなる。このため、曲げ性が低下する一方、プレス成形におけるリジングマーク発生は抑制される。   On the other hand, as B 1 is larger, the left shoulder of the curve indicated by the solid line is increased, the number density of dispersed particles having a small size is increased, and the number density of coarse dispersed particles is decreased. For this reason, while bending property falls, generation | occurrence | production of the ridging mark in press molding is suppressed.
このため、相矛盾する曲げ性向上と、リジングマーク発生抑制とを両方満足するためには、このB を一定の範囲とする。これが、本発明で規定しているB が0.5 〜2 の範囲の範囲である。B が0.5 より小さくなった場合には、細かい点線で示す線a の下限線を越えることとなり、プレス成形におけるリジングマークが発生する可能性が大きくなる。一方、B が2 より大きくなった場合には、粗い点線で示す線b を越えることとなり、曲げ性が低下する可能性が大きくなる。   For this reason, in order to satisfy both the contradictory improvement in bendability and the suppression of ridging marks, B is set within a certain range. This is the range of B defined in the present invention in the range of 0.5-2. When B is smaller than 0.5, the lower limit of the line a indicated by the fine dotted line is exceeded, and the possibility of ridging marks in press forming increases. On the other hand, when B is larger than 2, it exceeds the line b shown by a rough dotted line, and the possibility that the bendability is lowered increases.
(分散粒子の測定)
これら、0.5 μm 以上のサイズの全分散粒子の平均個数密度や、X が10μm 以下のサイズの分散粒子のサイズ分布 (式) は、EPMAによって測定する。但し、測定に再現性を持たせるために、上記分散粒子の各測定条件は、厚みt のアルミニウム合金板の表面から1/4 t 深さ部分の圧延方向に0.2mm2の面積を、任意の測定箇所10箇所について、電子線プローブマイクロアナライザにより走査して行ない、これらを平均化して行なうこととする。
(Measurement of dispersed particles)
The average number density of all dispersed particles having a size of 0.5 μm or more and the size distribution (formula) of dispersed particles having a size of X 10 μm or less are measured by EPMA. However, in order to give reproducibility to the measurement, each measurement condition of the dispersed particles is as follows.The surface of the aluminum alloy plate having a thickness t is an area of 0.2 mm 2 in the rolling direction at a depth of 1/4 t. It is assumed that 10 measurement points are scanned with an electron beam probe microanalyzer, and these are averaged.
以上説明した、本発明のマクロな分散粒子分析と規定によって、板厚の増加や不純物元素の増加に伴っても、更に、熱延後で冷間圧延前の焼鈍を施こさない場合でも、6000系アルミニウム合金板のプレス成形性や曲げ加工性を向上させることが可能となる。   As described above, according to the macroscopic dispersed particle analysis and regulation of the present invention, even with the increase of the plate thickness and the impurity element, and even when not subjected to annealing before cold rolling after hot rolling, 6000 It becomes possible to improve the press formability and bending workability of the aluminum alloy plate.
(Mg-Si 系化合物)
本発明では、6000系Al合金板の組織における 前記0.5 μm 以上のサイズの全分散粒子の内、Mg-Si 系化合物粒子と、単体Si粒子との個数の和が1500〜5000個/mm2であることが好ましい。
(Mg-Si compound)
In the present invention, the sum of the number of Mg-Si based compound particles and single Si particles among the total dispersed particles having a size of 0.5 μm or more in the structure of a 6000 series Al alloy plate is 1500 to 5000 / mm 2 . Preferably there is.
Mg-Si 系化合物粒子と単体Si粒子は、他の前記Fe〜Cuや前記Bi〜W などが形成する分散粒子が増加したとしても、やはり板の特性に大きく影響する主要な分散粒子であることに変わりは無い。このため、板厚の増加や不純物元素の増加に伴っても、プレス成形性や曲げ加工性を向上させるために、前記Mg-Si 系化合物粒子と単体Si粒子との和が1500〜5000個/mm2であることが好ましい。 Mg-Si compound particles and simple Si particles are the main dispersed particles that greatly affect the properties of the plate even if the number of dispersed particles formed by other Fe-Cu and Bi-W increases. There is no change. For this reason, in order to improve press formability and bending workability even with an increase in plate thickness and impurity elements, the sum of the Mg-Si compound particles and single Si particles is 1500 to 5000 / it is preferable that the mm 2.
前記Mg-Si 系化合物粒子と単体Si粒子との和が1500個/mm2未満では、強度やBH (ベークハード) 性、そしてプレス成形におけるリジングマーク発生抑制効果が低下する可能性が高い。一方、前記Mg-Si 系化合物粒子と単体Si粒子との和が5000個/mm2を越えた場合、プレス成形性や曲げ性が低下する可能性が高い。 If the sum of the Mg—Si compound particles and the simple Si particles is less than 1500 particles / mm 2 , the strength, BH (bake hard) property, and the effect of suppressing ridging mark generation in press molding are likely to decrease. On the other hand, when the sum of the Mg-Si compound particles and the single Si particles exceeds 5000 particles / mm 2 , there is a high possibility that the press formability and bendability are lowered.
上記Mg-Si 系化合物粒子と単体Si粒子との個数の測定は、上記した分散粒子のサイズ分布のEPMAによる測定条件と同じである。測定装置は、EPMA(日本電子製JXA−8000シリーズ、測定条件は加速電圧20kV)を用いて分散粒子の個数および各粒子の構成元素を計測した。なお、この計測は、約0.1〜0.2mm2 程度を測定し、計測対象は0.5μm以上の粒子を測定し、表1には1mm2 あたりの換算値を記載した。また、分散粒子は、構成元素によって、全粒子のうち、Mg−Si系およびSi系を区分けした。 The measurement of the number of the Mg—Si compound particles and the simple Si particles is the same as the measurement conditions by EPMA for the size distribution of the dispersed particles. The number of dispersed particles and the constituent elements of each particle were measured using EPMA (JXA-8000 series, manufactured by JEOL Ltd., measurement conditions were acceleration voltage 20 kV). Note that the measurement measures about 0.1 to 0.2 mm 2 degree measurement target is measured 0.5μm or more particles, in Table 1 described the converted value per 1 mm 2. Moreover, the dispersed particles classified Mg-Si type and Si type among all particles according to the constituent elements.
本発明合金中に存在する分散粒子は、Al-Fe-Si系、Al-Fe-Mn-Si 系、Mg-Si 系、Siのほぼ4種類に分類されるが、そのうち、本発明で規定するMg-Si 系化合物粒子と単体Si粒子の判定・解析方法について説明する。   The dispersed particles existing in the alloy of the present invention are classified into almost four types of Al-Fe-Si, Al-Fe-Mn-Si, Mg-Si, and Si. A method for determining and analyzing Mg-Si compound particles and simple Si particles will be described.
先ず、EPMA装置により、個々の粒子に含有する構成元素分析 Fe 、Mn、Mg、Siの4元素の分析を行う(at% )。ここで得られる定量的な値は、各粒子のサイズやビーム径によって、分析精度に問題が生じるため、本特許では、主要含有元素の比率によって、Mg-Si およびSi粒子の判別を行った。具体的な解析方法を以下に示す。   First, the constituent element analysis contained in each particle is analyzed by the EPMA apparatus. The four elements of Fe, Mn, Mg, and Si are analyzed (at%). Since the quantitative value obtained here causes a problem in analysis accuracy depending on the size and beam diameter of each particle, in this patent, Mg-Si and Si particles were discriminated based on the ratio of the main contained elements. A specific analysis method is shown below.
上記EPMA装置により、Fe(at%) +Mn(at%) +Mg(at%) +Si(at%) の合計量(TOTAL量) を求める。次に、1つ1つの粒子につき、Fe/TOTAL、Mn/TOTAL、Mg/TOTAL、Si/TOTALにより、含有4元素中に含まれる (含有4元素の合計量に対する)Fe 、Mn、Mg、Siの各含有比率を求める。   The total amount (TOTAL amount) of Fe (at%) + Mn (at%) + Mg (at%) + Si (at%) is obtained by the above EPMA apparatus. Next, Fe, Mn, Mg, Si contained in the four contained elements by Fe / TOTAL, Mn / TOTAL, Mg / TOTAL, Si / TOTAL (relative to the total amount of the four contained elements) per particle. Each content ratio of is calculated | required.
この内、Fe/TOTALが0.05以下で且つ、Mn/TOTALが0.3 以下のもの、 Fe/TOTAL が0.05を超えるものでも、Mg/TOTALが0.3 以上のもののいずれかに属するものが、Mg-Si 系または、Si粒子に属することを確認し、上記判定基準による「+の個数の和」をもって、前記Mg-Si 系化合物粒子と単体Si粒子との和と評価した。   Of these, those with Fe / TOTAL of 0.05 or less and Mn / TOTAL of 0.3 or less, those with Fe / TOTAL exceeding 0.05, or those with Mg / TOTAL of 0.3 or more belong to the Mg-Si series. Or it confirmed that it belonged to Si particle | grains, and evaluated it as the sum of the said Mg-Si type compound particle | grains and single-piece | unit Si particle | grains with "the sum of the number of +" by the said criterion.
(平均結晶粒径)
結晶粒径については、Al合金板の平均結晶粒径は60μm 以下の微細化させることが好ましい。結晶粒径をこの範囲に細かく乃至小さくすることによって、張り出し成形性、絞り加工性、伸びフランジ性及び曲げ性、あるいはプレス成形性が確保乃至向上される。結晶粒径が60μm を越えて粗大化した場合、伸びフランジ性及び曲げ性、あるいはプレス成形性が著しく低下する可能性が高い。また粗大粒である場合、肌荒れ等の問題が生じ好ましくない。
(Average crystal grain size)
Regarding the crystal grain size, it is preferable to refine the average crystal grain size of the Al alloy plate to 60 μm or less. By making the crystal grain size fine or small within this range, the stretch formability, drawability, stretch flangeability and bendability, or press formability can be ensured or improved. When the crystal grain size becomes larger than 60 μm, it is highly possible that stretch flangeability and bendability or press formability will be significantly reduced. Moreover, when it is a coarse grain, problems, such as rough skin, arise and are unpreferable.
なお、ここで言う結晶粒径とは板の長手(L) 方向の結晶粒の最大径である。この結晶粒径は、Al合金板を0.05〜0.1mm 機械研磨した後電解エッチングした表面を、光学顕微鏡を用いて観察し、前記L 方向に、ラインインターセプト法で測定する。1 測定ライン長さは0.95mmとし、1 視野当たり各3 本で合計5 視野を観察することにより、全測定ライン長さを0.95×15mmとする。   The crystal grain size referred to here is the maximum diameter of crystal grains in the longitudinal (L) direction of the plate. The crystal grain size is measured by a line intercept method in the L direction by observing the surface of the Al alloy plate that has been mechanically polished by 0.05 to 0.1 mm and then electrolytically etched using an optical microscope. 1 The measurement line length is 0.95mm, and the total measurement line length is 0.95 x 15mm by observing a total of 5 fields with 3 lines per field.
(製造方法)
次ぎに、本発明Al合金板の製造条件について以下に説明する。
本発明では、中間焼鈍省略を前提とするので、前記の組成を有するアルミニウム合金を、通常のDC鋳造→均質化熱処理→熱間圧延→ (中間焼鈍省略) →冷間圧延→最終焼鈍の各工程を経て製造される。
(Production method)
Next, production conditions for the Al alloy sheet of the present invention will be described below.
In the present invention, since it is assumed that intermediate annealing is omitted, an aluminum alloy having the above-described composition is subjected to normal DC casting → homogenization heat treatment → hot rolling → (intermediate annealing omitted) → cold rolling → final annealing. It is manufactured through.
しかし、Al合金板の化学組成や各工程の設定条件によって得られる板の、粗大な再結晶粒や粒界における析出相の形成状況や、板の異方性の状態は変わるので、一連の製造工程として総合的に条件を選択して決定すべきである。以下に、好ましい条件について説明する。   However, since the formation of coarse recrystallized grains and the precipitation phase at grain boundaries and the state of anisotropy of the plate change depending on the chemical composition of the Al alloy plate and the setting conditions of each process, a series of production The conditions should be selected and determined comprehensively as a process. Hereinafter, preferable conditions will be described.
先ず、溶解、鋳造工程では、上記6000系成分規格範囲内に溶解調整されたAl合金溶湯を、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。   First, in the melting and casting process, a normal melt casting method such as a continuous casting rolling method and a semi-continuous casting method (DC casting method) is appropriately selected for the molten Al alloy melt adjusted within the above-mentioned 6000 component standard range. And cast.
(均質化熱処理)
本発明においては、均質化熱処理を、リジングマーク抑制と中間焼鈍省略化に好ましい2回均熱条件で行う。
(1回目の均熱条件)
1回目の均熱条件は、前記組成のAl合金鋳塊に、500 ℃以上融点未満の温度で均質化熱処理を施す。この均質化熱処理は組織の均質化、すなわち、鋳塊組織中の結晶粒内の偏析をなくすことを目的とする。熱処理温度が500℃より低いと鋳塊の粒内偏析を十分になくすことができず、これが破壊の起点として作用するため、伸びフランジ性及び曲げ性が劣化する。また、熱処理時間は、鋳塊の厚みにもよるが、2hr 以上とすることが好ましい。2hr より低いと鋳塊の粒内偏析を十分になくすことができず、これが破壊の起点として作用するため、伸びフランジ性及び曲げ性が劣化する可能性がある。
(Homogenization heat treatment)
In the present invention, the homogenization heat treatment is performed under a soaking condition that is preferable for suppressing ridging marks and omitting intermediate annealing.
(First soaking condition)
In the first soaking condition, the Al alloy ingot having the above composition is subjected to a homogenization heat treatment at a temperature of 500 ° C. or higher and lower than the melting point. The purpose of this homogenization heat treatment is to homogenize the structure, that is, to eliminate segregation in the crystal grains in the ingot structure. When the heat treatment temperature is lower than 500 ° C., intragranular segregation of the ingot cannot be sufficiently eliminated, and this acts as a starting point of fracture, so that stretch flangeability and bendability deteriorate. Further, the heat treatment time is preferably 2 hours or more, although it depends on the thickness of the ingot. If it is lower than 2 hours, intragranular segregation in the ingot cannot be sufficiently eliminated, and this acts as a starting point of fracture, so that stretch flangeability and bendability may be deteriorated.
この1回目の均質化熱処理後に冷却する。この際、分散粒子を細かくし、粗大析出物の生成を抑制するために、冷却速度として、500 ℃から350 ℃の間の温度範囲の平均冷却速度を 40 ℃/h以上、100 ℃/h未満で、冷却を行う。   Cooling is performed after the first homogenization heat treatment. At this time, the average cooling rate in the temperature range between 500 ° C and 350 ° C is 40 ° C / h or more and less than 100 ° C / h as the cooling rate in order to make the dispersed particles fine and suppress the formation of coarse precipitates. Then, cool down.
通常、実際のスラブサイズでの均熱処理での冷却速度は、スラブサイズが大きいため(約400 〜600mm 厚さ、幅1000〜2500mm、長さ5〜10m)、バッチ均熱炉内では、冷却速度は20℃/ h未満程度、スラブを炉外に開放しても30〜40℃/ h程度の冷却速度である。このような通常のバッチ均熱炉条件で冷却してしまうと、この冷却過程で、析出物が粗大化し、2回均熱工程では、強度低下、ベーク後耐力の低下、曲げ性等の成形割れが生じる。   Usually, the cooling rate in the soaking process at the actual slab size is large (about 400 to 600mm thickness, width 1000 to 2500mm, length 5 to 10m) because of the large slab size. Is less than 20 ° C / h, and the cooling rate is about 30-40 ° C / h even if the slab is opened outside the furnace. If cooling is performed under such normal batch soaking furnace conditions, the precipitates become coarse in this cooling process, and in the second soaking process, the strength is reduced, the post-baking proof stress is lowered, the bending cracks, etc. Occurs.
このため、前記2回均熱の特許文献1 から 3などでは、2回均熱工程の1回目均熱後の冷却速度は、より大きい、100 ℃/ h以上、150 ℃/ h以上等が規定されている。しかしながら、高温保持からの100 ℃/h以上の高い冷却速度は、小型スラブなら実現可能かもしれないが、上述の大型スラブの全体、スラブ中心部まで実現させるには、強制冷却が必要であり、生産性の阻害要因になる。また、強制冷却を実施すると、スラブの熱収縮による変形やソリなど、形状に異常が生じる新たな問題が発生する。   For this reason, in Patent Documents 1 to 3 of the above-mentioned 2-time soaking, the cooling rate after the first soaking in the 2-time soaking step is specified to be larger, 100 ° C / h or more, 150 ° C / h or more, etc. Has been. However, a high cooling rate of 100 ° C / h or more from holding at a high temperature may be feasible with a small slab, but forced cooling is necessary to realize the entire large slab and the center of the slab, It becomes an obstacle to productivity. In addition, when forced cooling is performed, new problems such as deformation and warpage due to thermal contraction of the slab occur.
したがって、本発明で規定する上限の冷却速度範囲は、強制冷却に伴う上記生産性やスラブ形状の問題を生じさせず、分散粒子を規定の範囲に制御可能な、40℃/ h以上、100 ℃/ h未満の冷却速度とする。より好ましくは、45℃/ h以上である。この規定範囲では、冷却速度が速ければ、速いほど、分散粒子は細かくなり、強度、ベーク後耐力、曲げ性向上などに有利である。また、本発明では、粗大析出物の生成を抑制するポイントとして、前記した通り、不純物元素量も規定しており、100 ℃/ h未満の冷却速度であっても、粗大析出物の生成を抑制できる。   Therefore, the upper limit cooling rate range specified in the present invention does not cause the above-mentioned productivity and slab shape problems associated with forced cooling, and the dispersed particles can be controlled within the specified range, 40 ° C./h or more, 100 ° C. The cooling rate is less than / h. More preferably, it is 45 ° C./h or more. In this specified range, the faster the cooling rate, the finer the dispersed particles, which is advantageous for improving strength, post-baking proof stress, bendability and the like. In the present invention, as described above, the amount of impurity elements is also defined as a point for suppressing the formation of coarse precipitates, and the formation of coarse precipitates is suppressed even at a cooling rate of less than 100 ° C / h. it can.
その後、一旦200 ℃以下の温度まで冷却して300 〜450 ℃未満の温度まで再加熱する均質化熱処理(2回均熱) を行ない、前記均質化熱処理後に、300 〜450 ℃の温度まで加熱し、熱間圧延を開始する。この2 回均熱においても、上記1 回目および上記2 回目の均質化熱処理における、前記各温度範囲での保持によって、熱間圧延前の組織が最適化される。この保持温度が低いと、粒界における析出相の形成が促進され、強度、伸びフランジ性及び曲げ性が劣化する。一方、保持温度が高過ぎると、強度が大きくなりすぎ、伸び特性が低下する為に伸びフランジ性も低下する。   After that, homogenization heat treatment (twice soaking) is performed by cooling to a temperature of 200 ° C or lower and reheating to a temperature of less than 300 to 450 ° C. After the homogenization heat treatment, heating to a temperature of 300 to 450 ° C is performed. Start hot rolling. Also in this two-time soaking, the structure before hot rolling is optimized by maintaining the temperature ranges in the first and second homogenization heat treatments. When this holding temperature is low, the formation of a precipitated phase at the grain boundary is promoted, and the strength, stretch flangeability and bendability deteriorate. On the other hand, if the holding temperature is too high, the strength becomes too high, and the stretch characteristics deteriorate, so the stretch flangeability also decreases.
上記1 回目および上記2 回目の均質化熱処理における、保持時間は 2〜15hrを目安とする。保持時間が2hr より短いと、鋳塊晶出物が未固溶のまま残ること、粒界に元素偏析も残ることから、成形性を劣化させる。一方、保持時間が15hrより長いと、逆に、Al-Fe−Mn系の析出物や不純物元素の析出相が粗大化し、却って、成形性、伸びフランジ性及び曲げ性が劣化する可能性がある。   The retention time in the first and second homogenization heat treatment is 2 to 15 hours as a guide. If the holding time is shorter than 2 hours, the ingot crystallized product remains undissolved and element segregation also remains at the grain boundary, thereby degrading the formability. On the other hand, if the holding time is longer than 15 hours, on the contrary, the precipitation phase of Al-Fe-Mn-based precipitates and impurity elements becomes coarse, and on the contrary, the formability, stretch flangeability and bendability may be deteriorated. .
(熱間圧延)
これらの均質化熱処理後に、300 〜450 ℃未満の温度で熱間圧延を開始する。熱間圧延開始温度が450 ℃以上では、再結晶が生じて熱間圧延時に粗大な再結晶粒が生成し、伸びフランジ性及び曲げ性が劣化する。また、熱間圧延開始温度が300 ℃未満の場合、熱間圧延自体が困難となる。
(Hot rolling)
After these homogenization heat treatments, hot rolling is started at a temperature of 300 to less than 450 ° C. When the hot rolling start temperature is 450 ° C. or higher, recrystallization occurs and coarse recrystallized grains are generated during hot rolling, and stretch flangeability and bendability deteriorate. Further, when the hot rolling start temperature is less than 300 ° C., the hot rolling itself becomes difficult.
更に、熱間圧延の終了温度を170 〜300 ℃として、コイル状、板状などの熱延板を製作する。熱間圧延終了温度が300 ℃を超えた場合、SiとMgとの質量比Si/Mg が1 以上であるような過剰Si型の6000系Al合金板は再結晶しやすく、伸びフランジ性及び曲げ性が劣化する。熱間圧延の終了温度が170 ℃未満では、熱間圧延自体が困難となる。   Further, the hot rolling finished temperature is set to 170 to 300 ° C. to produce a hot rolled sheet such as a coil or plate. When the hot rolling finish temperature exceeds 300 ° C, the excess Si type 6000 series Al alloy sheet with a Si / Mg mass ratio of Si / Mg of 1 or more tends to recrystallize, stretch flangeability and bending Deteriorates. If the end temperature of hot rolling is less than 170 ° C., hot rolling itself becomes difficult.
(熱延板の焼鈍)
この熱延板の冷間圧延前の焼鈍 (荒鈍) は、製造の効率化や製造コストの低減のために省略し、この熱延板を予め焼鈍を施こすことなく、冷間圧延を行う(本特許の前提)。また、本発明によれば、熱延板を予め焼鈍を施こすことなく、冷間圧延を行なっても、板のプレス成形性や曲げ加工性を向上させることができる。
(Hot rolled sheet annealing)
Annealing (roughening) of the hot-rolled sheet before cold rolling is omitted in order to improve manufacturing efficiency and reduce manufacturing costs, and the hot-rolled sheet is cold-rolled without pre-annealing. (Premise of this patent). Moreover, according to this invention, even if it cold-rolls, without giving a hot-rolled sheet beforehand, the press moldability and bending workability of a board can be improved.
(冷間圧延)
この荒鈍後に、引き続き冷間圧延を行なって、所望の板厚の冷延板 (コイルも含む) を製作する。
(Cold rolling)
After the roughening, cold rolling is subsequently performed to produce a cold-rolled sheet (including a coil) having a desired thickness.
(溶体化および焼入れ処理)
上記鋳塊の均熱によって本発明範囲内のサイズ分布と量とに制御した分散粒子を活用し、最終の溶体化および焼入れ処理において、リジングマークを抑制するための再結晶核として、ランダムな方位を持つ再結晶方位とするためには、最終の溶体化処理の昇温速度を100 ℃/分以上とすることが好ましい。最終の溶体化処理の100 ℃/分以上の昇温過程で、上記分散粒子は、ランダムな再結晶結晶方位の形成の核として働く。昇温速度は、より好ましくは、200 ℃/分以上、より好ましくは、300 ℃/分以上である。
(Solution and quenching)
Utilizing dispersed particles controlled to a size distribution and amount within the range of the present invention by soaking of the ingot, random orientation as a recrystallization nucleus for suppressing ridging marks in the final solution treatment and quenching treatment In order to obtain a recrystallization orientation having the above, it is preferable that the temperature raising rate of the final solution treatment is 100 ° C./min or more. In the temperature rising process of 100 ° C./min or more in the final solution treatment, the dispersed particles serve as nuclei for forming random recrystallized crystal orientations. The rate of temperature rise is more preferably 200 ° C./min or more, and more preferably 300 ° C./min or more.
なお、溶体化処理の条件は、板のプレス成形後の塗装焼き付け硬化処理などの人工時効処理によりMg/Si クラスターとβ" 相を十分粒内に析出させるために、好ましくは500 ℃以上、融点以下までの温度範囲で行う。より好ましくは、510 ℃以上、570 ℃以下、更に好ましくは、520 ℃以上560 ℃以下である。   The solution treatment conditions are preferably 500 ° C. or higher, in order to sufficiently precipitate Mg / Si clusters and β ”phases in the grains by artificial aging treatment such as paint baking hardening after press molding of the plate. It is carried out in the temperature range up to the following, more preferably from 510 ° C. to 570 ° C., still more preferably from 520 ° C. to 560 ° C.
次く溶体化処理温度からの焼入れ処理では、冷却速度が遅いと、粒界上にSi、MgSiなどが析出しやすくなり、プレス成形や曲げ加工時の割れの起点となり易く、これら成形性が低下する。この冷却速度を確保するために、焼入れ処理は、ファンなどの空冷、ミスト、スプレー、浸漬等の水冷手段や条件を各々選択して用い、冷却速度を300 ℃/ 分以上の急冷とすることが好ましい。より好ましくは、600 ℃/ 分以上、より好ましくは、700 ℃/ 分以上で、さらに好ましくは、800 ℃/ 分以上である。   Next, in the quenching treatment from the solution treatment temperature, if the cooling rate is slow, Si, MgSi, etc. are likely to precipitate on the grain boundary, which tends to be the starting point of cracks during press molding and bending, and these formability decreases. To do. In order to ensure this cooling rate, the quenching treatment should be performed by selecting and using water cooling means and conditions such as air cooling such as fans, mist, spraying, immersion, etc., and quenching at a cooling rate of 300 ° C / min or more. preferable. More preferably, it is 600 ° C./min or more, more preferably 700 ° C./min or more, and still more preferably 800 ° C./min or more.
本発明では、成形パネルの塗装焼き付け工程などの人工時効硬化処理での時効硬化性をより高めるため、焼入れ処理後に、クラスターの生成を抑制し、GPゾーンの析出を促進するために、予備時効処理をしても良い。この予備時効処理は、 60 〜150 ℃、好ましくは70〜120 ℃の温度範囲に、1 〜24時間の必要時間保持することが好ましい。また、予備時効処理後の冷却速度は、1 ℃/hr 以下であることが好ましい。この予備時効処理として、上記焼入れ処理の冷却終了温度を60〜150 ℃と高くした後に、直ちに再加熱乃至そのまま保持して行う。あるいは、溶体化処理後常温までの焼入れ処理の後に、5 分以内に、直ちに60〜150 ℃に再加熱して行う。   In the present invention, in order to further improve the age-hardening property in the artificial age-hardening treatment such as the paint baking process of the molded panel, after the quenching treatment, to suppress the formation of clusters and promote the precipitation of the GP zone, the pre-aging treatment You may do it. This preliminary aging treatment is preferably held at a temperature range of 60 to 150 ° C., preferably 70 to 120 ° C. for a required time of 1 to 24 hours. The cooling rate after the pre-aging treatment is preferably 1 ° C./hr or less. As this preliminary aging treatment, after the cooling end temperature of the quenching treatment is increased to 60 to 150 ° C., it is immediately reheated or kept as it is. Alternatively, it is immediately reheated to 60-150 ° C. within 5 minutes after solution treatment and quenching to room temperature.
更に、室温時効抑制のために、前記予備時効処理後に、時間的な遅滞無く、比較的低温での熱処理 (人工時効処理) を行い、GPゾーンを更に生成させても良い。前記時間的な遅滞があった場合、予備時効処理後でも、時間の経過とともに室温時効 (自然時効) が生じ、この室温時効が生じた後では、前記比較的低温での熱処理による効果が発揮しにくくなる。   Furthermore, in order to suppress aging at room temperature, a GP zone may be further generated by performing a heat treatment (artificial aging treatment) at a relatively low temperature without time delay after the preliminary aging treatment. When the time delay is present, room temperature aging (natural aging) occurs with time even after the preliminary aging treatment, and after the room temperature aging occurs, the effect of the heat treatment at the relatively low temperature is exhibited. It becomes difficult.
また、連続溶体化焼入れ処理の場合には、前記予備時効の温度範囲で焼入れ処理を終了し、そのままの高温でコイルに巻き取るなどして行う。なお、コイルに巻き取る前に再加熱しても、巻き取り後に保温しても良い。また、常温までの焼入れ処理の後に、前記温度範囲に再加熱して高温で巻き取るなどしてもよい。   Further, in the case of continuous solution quenching, the quenching process is completed within the temperature range of the preliminary aging, and the coil is wound around a coil at the same high temperature. In addition, you may reheat before winding up to a coil, and you may heat-retain after winding. Moreover, after the quenching process to room temperature, it may be reheated to the above temperature range and wound at a high temperature.
この他、用途や必要特性に応じて、更に高温の時効処理や安定化処理を行い、より高強度化などを図ることなども勿論可能である。   In addition to this, it is of course possible to further increase the strength by performing aging treatment or stabilization treatment at a higher temperature according to the application or required characteristics.
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。   EXAMPLES Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to examples. However, the present invention is not limited by the following examples, but may be appropriately modified within a range that can meet the purpose described above and below. It is also possible to implement, and they are all included in the technical scope of the present invention.
次に、本発明の実施例を説明する。表1 に示すように、不純物として、Bi、Sn、Ga、Co、Ni、Ca、Mo、Be、Pb、W の合計含有量が比較的多い6000系Al合金を、スクラップの溶解原料比率が高い、DC鋳造によって鋳造した400mm 厚の鋳塊を、表2 に示す種々の条件で、均質化熱処理 (均熱とも略記) および熱間圧延を行う。得られた各熱延板について、表2 に示す種々の条件で、荒鈍を省略した上で、冷間圧延、溶体化および焼入れ処理を行い、厚さ1mmの最終製品板を得た。なお、表1 中の各元素の含有量の表示において、「−」の表示は、検出限界以下であることを示す。   Next, examples of the present invention will be described. As shown in Table 1, a 6000 series Al alloy with a relatively high total content of Bi, Sn, Ga, Co, Ni, Ca, Mo, Be, Pb, and W as impurities has a high scrap melting raw material ratio. Then, a 400 mm thick ingot cast by DC casting is subjected to homogenization heat treatment (also abbreviated as soaking) and hot rolling under various conditions shown in Table 2. Each of the obtained hot-rolled sheets was subjected to cold rolling, solution treatment and quenching treatment under various conditions shown in Table 2 and then subjected to cold rolling, solution treatment, and quenching treatment to obtain a final product sheet having a thickness of 1 mm. In addition, in the display of the content of each element in Table 1, “−” indicates that the content is below the detection limit.
より具体的に、均熱処理は、表2 に示す加熱温度と保持時間の1 回目の均熱の後に、一旦室温まで冷却した後、更に表2 に示す加熱温度と保持時間の2 回目の均熱を行なう2 回均熱を行った。   More specifically, after the first soaking of the heating temperature and holding time shown in Table 2, the soaking is once cooled to room temperature, and then the second soaking of the heating temperature and holding time shown in Table 2. Soaking was performed twice.
この均熱後に、表2 に示す粗圧延の各開始温度と各終了温度と、仕上げ圧延の各終了温度とで、厚さ2.5mmtまで熱間圧延した。この熱延板を、荒鈍を省略した上で、直接冷間圧延を行い、厚さ1mmの冷延板を得た。   After this soaking, hot rolling was performed to a thickness of 2.5 mmt at each start temperature and each end temperature of rough rolling shown in Table 2 and each end temperature of finish rolling. The hot-rolled sheet was subjected to direct cold rolling after omitting the roughening to obtain a cold-rolled sheet having a thickness of 1 mm.
そして、この冷延板を、連続式の熱処理設備で、各例とも共通して、昇温速度およそ300 ℃/分で加熱し、550 ℃の溶体化処理温度に到達した時点で( 保持時間 10 秒程度) 、直ちに室温まで、冷却速度およそ600 ℃/ 分の急冷にて焼入れた。また、この焼入れ後直ちに、100 ℃の温度で2 時間保持する予備時効処理を行った (保持後は冷却速度0.6 ℃/hr で徐冷) 。   The cold-rolled sheet was heated in a continuous heat treatment facility at a rate of temperature increase of about 300 ° C./min in common with each example, and when the solution treatment temperature of 550 ° C. was reached (holding time 10 Immediately after quenching to room temperature, quenching was performed at a cooling rate of approximately 600 ° C./min. Immediately after this quenching, a preliminary aging treatment was carried out at a temperature of 100 ° C. for 2 hours (after the holding, slow cooling at a cooling rate of 0.6 ° C./hr).
(供試板要件)
これら調質処理後の各最終製品板から供試板 (ブランク) を切り出し、前記調質処理後 3カ月間 (90日間) の室温時効後の各供試板組織の分散粒子要件として、0.5 μm 以上のサイズの全分散粒子の平均個数密度、Y =Aexp(-BX)で表される分散粒子サイズ分布式におけるA/B とB 、0.5 μm 以上のサイズの全分散粒子の内の10μm 以上のサイズの分散粒子の平均個数密度、0.5 μm 以上のサイズの全分散粒子の内のMg-Si 系化合物粒子と単体Si粒子との個数の和、を前記した測定方法により各々測定した。
(Test plate requirements)
A test plate (blank) is cut out from each final product plate after tempering, and 0.5 μm is required as the dispersed particle requirement for each test plate structure after aging for 3 months (90 days) at room temperature. Average number density of all dispersed particles of the above size, A / B and B in the dispersed particle size distribution equation represented by Y = Aexp (-BX), 10 μm or more of all dispersed particles of 0.5 μm or larger size The average number density of dispersed particles having a size and the sum of the number of Mg-Si compound particles and single Si particles among all dispersed particles having a size of 0.5 μm or more were respectively measured by the measurement methods described above.
また、同じく、前記調質処理後 3カ月間の室温時効後の各供試板の特性として、平均結晶粒径 (μm)、圧延方向に対し45°の方向の0.2%耐力 (MPa)と均一伸び(%) 、圧延方向に対し45°方向の曲げ性などを各々測定、評価した。これらの結果を表3 に示す。平均結晶粒径 (μm)は各々前記した方法で求めた。   Similarly, the characteristics of each test plate after room temperature aging for 3 months after the tempering treatment were as follows: average grain size (μm), 0.2% proof stress (MPa) in the direction of 45 ° to the rolling direction. Elongation (%) and bendability in the direction of 45 ° with respect to the rolling direction were measured and evaluated. These results are shown in Table 3. The average crystal grain size (μm) was determined by the method described above.
(リジングマーク)
リジングマークは、引張試験による表面凸凹発生状況、絞り成形後の成形品表面の肌荒れを観察して、これらより評価した。
具体的には、上記により得られたAl合金板からJISZ2201の5号試験片(25mm×50mmGL×板厚)を採取し、室温引張り試験を行った。室温引張り試験は、JISZ2241(1980)(金属材料引張り試験方法)に基づき、室温20℃で試験を行った。このときの試験片の採取方向は、圧延方向を「直角方向」にし、引張り方向を圧延方向の直角方向とした。引張り速度は、0.2%耐力までは5mm/分、耐力以降は、20mm/min とした。
(Riding mark)
The ridging mark was evaluated by observing the occurrence of surface irregularities by a tensile test and the surface roughness of the molded product after drawing.
Specifically, No. 5 test piece (25 mm × 50 mmGL × plate thickness) of JISZ2201 was sampled from the Al alloy plate obtained as described above, and a room temperature tensile test was performed. The room temperature tensile test was performed at room temperature of 20 ° C. based on JISZ2241 (1980) (metal material tensile test method). At this time, the specimens were sampled in a direction perpendicular to the rolling direction and a direction perpendicular to the rolling direction. The tensile speed was 5 mm / min up to 0.2% proof stress, and 20 mm / min after proof stress.
この引張り試験により、板に20%の引張り変形を与え、板表面の凸凹を粗さ計で測定し、図3 に示すように、長さ約20mm範囲の板表面凸凹のプロファイルを測定し、最大高さの山部a と最大深さの谷部b との差h を測定し、Al合金板の測定3箇所の平均値を求めた。なお、実際の測定値は、図3 の点線で示すような細かい変動のプロフェイルであるため、図3 に示すように、各表面位置で平均値化した板表面の凸凹のプロファイル (実線) とし、このプロファイルで得られた前記凸凹の高さh ( μm)で評価した。   By this tensile test, 20% tensile deformation was given to the plate, and the unevenness on the surface of the plate was measured with a roughness meter. As shown in Fig. 3, the profile of the unevenness on the surface of the plate with a length of about 20 mm was measured. The difference h between the peak portion a of the height and the valley portion b of the maximum depth was measured, and the average value of the three measurement points of the Al alloy plate was obtained. Note that the actual measured value is a fine fluctuation profile as shown by the dotted line in Fig. 3, and as shown in Fig. 3, the profile of the plate surface averaged at each surface position (solid line) is used. The height h (μm) of the unevenness obtained with this profile was evaluated.
(As耐力)
上記調質処理直後の供試板の元のAl合金板から、JISZ2201の5号試験片(25mm×50mmGL×板厚)を採取し、室温引張り試験を行った。室温引張り試験は、JISZ2241(1980)(金属材料引張り試験方法)に基づき、室温20℃で試験を行った。このときの試験片の採取方向は、圧延方向に平行な方向とした。また、クロスヘッド速度は、5mm/分で、試験片が破断するまで一定の速度で行った。この方法によって、0.2%耐力を評価し、AS耐力とした(N数=5の平均値)。
(As proof stress)
A JISZ2201 No. 5 test piece (25 mm × 50 mmGL × plate thickness) was collected from the original Al alloy plate of the test plate immediately after the tempering treatment, and a room temperature tensile test was performed. The room temperature tensile test was performed at room temperature of 20 ° C. based on JISZ2241 (1980) (metal material tensile test method). At this time, the specimen was collected in the direction parallel to the rolling direction. The crosshead speed was 5 mm / min, and the test was performed at a constant speed until the test piece broke. By this method, 0.2% proof stress was evaluated, and AS proof strength was set (N number = average value of 5).
(BH 後耐力)
人工時効処理能を調査するため、これらAl合金板がパネルとしてプレス成形されることを模擬して、前記、JIS5 号試験片に、2%の歪みを予め与えた後、170 ℃、20分の人工時効硬化処理を施し、処理後の各供試板の(元板の圧延方向に平行な耐力を上記引っ張り試験条件にて、BH後耐力(MPa )として測定した。
(Yield strength after BH)
In order to investigate the artificial aging treatment ability, after simulating that these Al alloy plates were press-molded as panels, the JIS No. 5 test piece was preliminarily given a strain of 2%, and then 170 ° C. for 20 minutes. Artificial age hardening treatment was performed, and the yield strength (MPa) of each test plate after treatment was measured as the post-BH yield strength (MPa) under the tensile test conditions described above.
(供試板特性)
供試板の成形性として、張出し成形性評価のための割れ限界高さ(LDH50 )および限界絞り比(LDR )、曲げ性を各々試験した。これらの結果を表3 に各々示す。
(Test plate characteristics)
As the formability of the test plate, the crack limit height (LDH 50 ), limit drawing ratio (LDR), and bendability for the evaluation of the stretch formability were each tested. These results are shown in Table 3, respectively.
割れ限界高さ(LDH50 )試験は、供試板を、長さ180mm 、幅110mm の試験片に切り、直径101.6mm の球状張出しパンチを用い、潤滑剤としてR-303Pを用いて、しわ押え圧力200kN 、パンチ速度4mm/S で張出し成形し、試験片が割れるときの高さ(mm)を求めた。各サンプルに対して3 回の試験を行い、その平均値を採用した。割れ限界高さが大きい程、張出し成形性に優れていることを意味し、例えば自動車用成形パネルに要求される張出し成形性を満足するためには、27.0mm以上であればよい。 For the crack limit height (LDH 50 ) test, the test plate was cut into a test piece with a length of 180 mm and a width of 110 mm, a spherical overhanging punch with a diameter of 101.6 mm was used, and R-303P was used as the lubricant. Stretching was performed at a pressure of 200 kN and a punching speed of 4 mm / S, and the height (mm) at which the test piece cracked was determined. Each sample was tested 3 times and the average value was adopted. The larger the crack limit height, the better the stretch formability. For example, in order to satisfy the stretch formability required for a molded panel for automobiles, it may be 27.0 mm or more.
限界絞り比(LDR )は、供試板から種々の直径の試験片を打抜きにより作製した上で、ポンチ:50mmφ- 肩R8mm、ダイス:53mmφ- 肩R8mm、潤滑材R-303Pを用いて、しわ押さえ圧300〜600kgf、試験速度20mm/minの条件で深絞り試験を行った。そして、深絞り成形できない成形限界ブランク径を決定し、次の式により限界絞り比を算出した。限界絞り比=成形限界ブランク径/ ポンチ径。限界絞り比が大きいほど、深絞り成形性に優れている事を意味し、例えば自動車用成形パネルに要求される深絞り成形性を満足するためには、1.8 以上であればよい。   The limit drawing ratio (LDR) was obtained by punching test pieces of various diameters from the test plate, punching: 50mmφ-shoulder R8mm, die: 53mmφ-shoulder R8mm, and using the lubricant R-303P. A deep drawing test was performed under the conditions of a pressing pressure of 300 to 600 kgf and a test speed of 20 mm / min. And the shaping | molding limit blank diameter which cannot be deep-drawn was determined, and the limit drawing ratio was computed by the following formula | equation. Limit drawing ratio = forming limit blank diameter / punch diameter. The larger the limit drawing ratio, the better the deep drawability. For example, in order to satisfy the deep drawability required for a molded panel for automobiles, it may be 1.8 or more.
曲げ性の評価は、供試板から長さ150mm ×幅30mmの曲げ加工試験片を採取し、フラットヘミング加工を想定した曲げ性を評価した。即ち、試験片に対して、15%の歪みを予め加えた後、角度180°の密着曲げ(内側曲げ半径R=約0.25mm)を行った。曲げ性の評価は、曲げ加工後の試験片縁曲部の割れ発生程度を目視で確認し、下記基準に基づいて5 段階で評価した。
0:肌荒れ、及び微小な割れが無い。
1:肌荒れが僅かに発生している。
2:肌荒れが発生しているものの微小なものを含めた割れは無い。
3:微小な割れが発生。
4:大きな割れが発生。
5:大きな割れが複数あるいは多数発生。
上記のランクの内、0 〜2 段階が合格で、3 〜5 段階は不合格である。
For the evaluation of bendability, a bend test specimen having a length of 150 mm and a width of 30 mm was taken from a test plate, and bendability assuming flat hemming was evaluated. That is, a 15% strain was preliminarily applied to the test piece, and then contact bending at an angle of 180 ° (inner bending radius R = about 0.25 mm) was performed. The evaluation of bendability was evaluated in five stages based on the following criteria by visually confirming the degree of cracking at the bent part of the test piece after bending.
0: No rough skin or fine cracks.
1: Rough skin has occurred.
2: Although there is rough skin, there are no cracks including minute ones.
3: Small cracks occur.
4: Large cracks occur.
5: Multiple or many large cracks occurred.
Of the above ranks, 0 to 2 stages are acceptable and 3 to 5 are unacceptable.
表2、3における分散粒子のサイズ分布の代表例として、発明例1、3、4および比較例10、11の0.5 μm 以上のサイズの全分散粒子のサイズ分布を図2に各々示す。図2において、黒丸印が発明例1、黒四角印が発明例3、黒三角印が発明例4、×印が比較例10、白ひし形印が比較例11である。   As representative examples of the size distribution of the dispersed particles in Tables 2 and 3, FIG. 2 shows the size distribution of all dispersed particles having a size of 0.5 μm or more in Invention Examples 1, 3, 4 and Comparative Examples 10 and 11, respectively. In FIG. 2, the black circle mark is Invention Example 1, the black square mark is Invention Example 3, the black triangle mark is Invention Example 4, the X mark is Comparative Example 10, and the white diamond mark is Comparative Example 11.
また、図2においては、これら発明例、比較例のY =Aexp(-BX)で表される分散粒子サイズ分布式も、各々下記のように示している。
黒丸印のサイズ分布に近似する太い実線が発明例1のサイズ分布式。
黒四角印のサイズ分布に近似する濃いハッチ線が発明例3のサイズ分布式。
黒三角印のサイズ分布に近似する薄いハッチ線が発明例4のサイズ分布式。
×印のサイズ分布に近似する細かい点線が比較例10のサイズ分布式。
白ひし形印のサイズ分布に近似する長い点線が比較例11のサイズ分布式。
In FIG. 2, the dispersion particle size distribution formulas represented by Y = Aexp (−BX) in these inventive examples and comparative examples are also shown as follows.
The thick solid line that approximates the size distribution of the black circles is the size distribution formula of Invention Example 1.
A thick hatch line that approximates the size distribution of the black square marks is the size distribution formula of Invention Example 3.
The thin hatch line that approximates the size distribution of the black triangle mark is the size distribution formula of Invention Example 4.
A fine dotted line approximating the size distribution of the x mark is the size distribution formula of Comparative Example 10.
The long dotted line that approximates the size distribution of the white diamond marks is the size distribution formula of Comparative Example 11.
表1〜3から明らかな通り、発明例1〜9の板は、発明範囲内の成分組成を有し、好ましい製造条件範囲質内で製造されている。このため、0.5 μm 以上のサイズの全分散粒子の平均個数密度、Y=Aexp(-BX) で表される分散粒子サイズ分布式におけるA/B 、B が、発明範囲内である。また、0.5 μm 以上のサイズの全分散粒子の内の10μm 以上のサイズの分散粒子の平均個数密度、0.5 μm 以上のサイズの全分散粒子の内のMg-Si 系化合物粒子と単体Si粒子との個数の和も好ましい範囲内である。この結果、Bi、Sn、Ga、Co、Ni、Ca、Mo、Be、Pb、W の合計含有量が高くても、プレス成形性や曲げ加工性に優れている。   As is clear from Tables 1 to 3, the plates of Invention Examples 1 to 9 have a component composition within the range of the invention, and are manufactured within the range of preferable production conditions. Therefore, the average number density of all dispersed particles having a size of 0.5 μm or more, A / B and B in the dispersed particle size distribution formula represented by Y = Aexp (−BX) are within the scope of the invention. In addition, the average number density of dispersed particles of 10 μm or more among all dispersed particles of 0.5 μm or more, and the Mg—Si compound particles and single Si particles of all dispersed particles of 0.5 μm or more in size. The sum of the numbers is also within a preferable range. As a result, even if the total content of Bi, Sn, Ga, Co, Ni, Ca, Mo, Be, Pb, and W is high, the press formability and bending workability are excellent.
これに対して、比較例10、11、12は、発明範囲内の成分組成(A)を有しているものの、板の製造条件が好ましい範囲から外れている。   On the other hand, Comparative Examples 10, 11, and 12 have the component composition (A) within the range of the invention, but the production conditions of the plate are out of the preferred range.
比較例10は2回均熱ではなく、1回のみの均熱で製造されている。このため、前記全分散粒子の平均個数密度が小さ過ぎ、前記分散粒子サイズ分布式におけるA/B も低めに外れている。この結果、Bi、Sn、Ga、Co、Ni、Ca、Mo、Be、Pb、W の合計含有量が高い場合に、リジングマーク性が低い(凹凸高さが高い)。   The comparative example 10 is manufactured not by twice soaking but by soaking only once. For this reason, the average number density of all the dispersed particles is too small, and A / B in the dispersed particle size distribution equation is also slightly lower. As a result, when the total content of Bi, Sn, Ga, Co, Ni, Ca, Mo, Be, Pb, and W is high, the ridging mark property is low (the height of the unevenness is high).
比較例11は2回均熱ではあるが冷却速度が小さ過ぎる。このため、前記全分散粒子の平均個数密度が大き過ぎ、前記分散粒子サイズ分布式におけるA/B も高め、B も低めに外れている。また、前記全分散粒子の内のMg-Si 系化合物粒子と単体Si粒子との個数の和も大き過ぎる方向に外れている。この結果、Bi、Sn、Ga、Co、Ni、Ca、Mo、Be、Pb、W の合計含有量が高い場合に、耐力が低く、曲げ加工性も悪い。   Although the comparative example 11 is soaking twice, the cooling rate is too small. For this reason, the average number density of all the dispersed particles is too large, A / B in the dispersed particle size distribution equation is increased, and B is also deviated slightly. In addition, the sum of the number of Mg-Si based compound particles and single Si particles among all the dispersed particles is too large. As a result, when the total content of Bi, Sn, Ga, Co, Ni, Ca, Mo, Be, Pb, and W is high, the yield strength is low and the bending workability is poor.
比較例12は2回均熱ではあるが、均熱後の強制冷却により冷却速度が大き過ぎる。このため、前記全分散粒子の平均個数密度、前記分散粒子サイズ分布式におけるA/B 、B が、発明範囲内である。また、前記全分散粒子の内の10μm 以上のサイズの分散粒子の平均個数密度、前記全分散粒子の内のMg-Si 系化合物粒子と単体Si粒子との個数の和も好ましい範囲内である。したがって、成形性などの特性は良いものの、スラブの熱収縮による変形やソリなど、形状の異常が発生したため、面削量が大きく増し、歩留りが大幅に低下し、効率的あるいは実用的な製造が困難であった。   Although the comparative example 12 is soaking twice, the cooling rate is too large due to forced cooling after soaking. For this reason, the average number density of all the dispersed particles and A / B 1 and B 2 in the dispersed particle size distribution formula are within the scope of the invention. In addition, the average number density of dispersed particles having a size of 10 μm or more among all the dispersed particles and the sum of the number of Mg—Si based compound particles and single Si particles in the all dispersed particles are also within a preferable range. Therefore, although characteristics such as formability are good, abnormalities in the shape such as deformation and warping due to heat shrinkage of the slab have occurred, resulting in a large increase in the amount of chamfering, a significant decrease in yield, and efficient or practical production. It was difficult.
比較例13〜22は、発明範囲外の成分組成(I〜R)を有している。即ち、比較例13〜22は、Fe、Mn、Cr、Zr、V 、Cuの各含有量が、各々その上限規定量を越えている。このため、板の製造条件は好ましい範囲であるにもかかわらず、前記全分散粒子の内の10μm 以上のサイズの分散粒子の平均個数密度、あるいは前記分散粒子サイズ分布式におけるA/B 、B が発明範囲から外れている。この結果、Bi、Sn、Ga、Co、Ni、Ca、Mo、Be、Pb、W の合計含有量が高い場合に、共通して曲げ加工性が悪く、これに、耐力の低さ、リジングマーク性の低さ(凹凸高さが高い)、成形性が低い、などが選択的に加わる。   Comparative Examples 13 to 22 have component compositions (I to R) outside the scope of the invention. That is, in Comparative Examples 13 to 22, each content of Fe, Mn, Cr, Zr, V, and Cu exceeds the upper limit specified amount. Therefore, although the production conditions of the plate are within a preferable range, the average number density of dispersed particles having a size of 10 μm or more among all the dispersed particles, or A / B, B in the dispersed particle size distribution formula is It is out of the scope of the invention. As a result, when the total content of Bi, Sn, Ga, Co, Ni, Ca, Mo, Be, Pb, W is high, bending workability is commonly poor, and this has low yield strength and ridging marks. Low properties (high concavo-convex height), low formability, and the like are selectively added.
本発明によれば、板厚の増加や不純物元素の増加に伴っても、更に、熱延後で冷間圧延前の焼鈍を施こさない場合でも、プレス成形性や曲げ加工性を向上させた6000系アルミニウム合金板と、その製造方法を提供できる。この結果、自動車、船舶あるいは車両などの輸送機、家電製品、建築、構造物の部材や部品など、また、特に自動車成形パネル用として、6000系Al合金材の適用を拡大できる。   According to the present invention, the press formability and the bending workability are improved even when the plate thickness is increased and the impurity elements are increased, and even when annealing is not performed after hot rolling and before cold rolling. A 6000 series aluminum alloy plate and its manufacturing method can be provided. As a result, it is possible to expand the application of 6000 series Al alloy materials for automobiles, ships, vehicles and other transport equipment, home appliances, buildings, structural members and parts, and especially for automobile molded panels.
本発明規定の分散粒子のサイズ分布の意味を示す概念図である。It is a conceptual diagram which shows the meaning of the size distribution of the dispersion | distribution particle | grains prescribed | regulated to this invention. 実施例各例の分散粒子のサイズ分布状況を示す説明図である。It is explanatory drawing which shows the size distribution condition of the dispersed particle of each Example. リジングマーク性評価のための板表面凸凹のプロファイルを示す説明図である。It is explanatory drawing which shows the profile of the board surface unevenness for ridging mark property evaluation.

Claims (5)

  1. 質量% で、Si:0.5〜1.5%、Mg:0.2〜2.0%を含み、Fe:1.5% 以下、Mn:1.0% 以下、 Cr:0.5%以下、Zr:0.5% 以下、V:0.3%以下、Ti:0.2% 以下、Zn=1.5% 以下、Cu:1.0% 以下とし、更に、Bi、Sn、Ga、Co、Ni、Ca、Mo、Be、Pb、W の合計含有量が0.015%以上で、かつ0.5%以下とし、残部がAlおよび不純物からなるアルミニウム合金板であって、このアルミニウム合金板の、下記条件にて測定した、0.5 μm 以上のサイズの全分散粒子の平均個数密度が3000〜20000 個/mm2であり、これら測定された分散粒子のサイズX μm を横軸、個数密度Y 個/mm2を縦軸とした座標において、X が10μm 以下のサイズの分散粒子が、Y=Aexp(-BX) で表される分散粒子サイズ分布式において、A/B が1000〜40000 の範囲であり、B が0.5 〜2 の範囲であることを特徴とする、成形性に優れたアルミニウム合金板。
    但し、上記分散粒子の各測定は、厚みt のアルミニウム合金板の表面から1/4 t 深さ部分の圧延方向に0.2mm2の面積を、任意の測定箇所10箇所について、電子線プローブマイクロアナライザにより走査して行ない、これらを平均化して行なう。
    In mass%, Si: 0.5-1.5%, Mg: 0.2-2.0%, Fe: 1.5% or less, Mn: 1.0% or less, Cr: 0.5% or less, Zr: 0.5% or less, V: 0.3% or less, Ti: 0.2% or less, Zn = 1.5% or less, Cu: 1.0% or less, and further, the total content of Bi, Sn, Ga, Co, Ni, Ca, Mo, Be, Pb, W is 0.015% or more, And 0.5% or less, the balance being an aluminum alloy plate made of Al and impurities, the average number density of all dispersed particles having a size of 0.5 μm or more measured under the following conditions of the aluminum alloy plate is 3000 to 20000 a number / mm 2, the horizontal axis size X [mu] m of measured dispersion particles, the number density Y pieces / mm 2 the vertical axis coordinates, X is the dispersed particles of a size less than 10 [mu] m, Y = Aexp An aluminum alloy sheet having excellent formability, wherein A / B is in the range of 1000 to 40000 and B is in the range of 0.5 to 2 in the dispersed particle size distribution formula represented by (-BX) .
    However, each measurement of the above dispersed particles was carried out by measuring an area of 0.2 mm 2 in the rolling direction at a depth of 1/4 t from the surface of the aluminum alloy plate having a thickness t at 10 arbitrary measurement points with an electron beam probe microanalyzer. This is performed by scanning, and these are averaged.
  2. 前記0.5 μm 以上のサイズの全分散粒子の内、10μm 以上のサイズの分散粒子の平均個数密度が100 個/mm2以下である請求項1に記載の成形性に優れたアルミニウム合金板。 2. The aluminum alloy sheet having excellent formability according to claim 1, wherein among all the dispersed particles having a size of 0.5 μm or more, an average number density of dispersed particles having a size of 10 μm or more is 100 particles / mm 2 or less.
  3. 前記0.5 μm 以上のサイズの全分散粒子の内、Mg-Si 系化合物粒子と、単体Si粒子との個数の和が1500〜5000個/mm2である、請求項1または2に記載の成形性に優れたアルミニウム合金板。 The formability according to claim 1 or 2, wherein the sum of the number of Mg-Si compound particles and single Si particles among all the dispersed particles having a size of 0.5 µm or more is 1500 to 5000 particles / mm 2 . Excellent aluminum alloy plate.
  4. 前記アルミニウム合金板がフランジ部を有する成形パネル用である請求項1または2または3に記載の成形性に優れたアルミニウム合金板。   The aluminum alloy plate having excellent formability according to claim 1, 2 or 3, wherein the aluminum alloy plate is for a molded panel having a flange portion.
  5. 請求項1乃至3のいずれかのアルミニウム合金板を得る方法であって、質量% で、Si:0.5〜1.5%、Mg:0.2〜2.0%を含み、Fe:1.5% 以下、Mn:1.0% 以下、 Cr:0.5%以下、Zr:0.5% 以下、V:0.3%以下、Ti:0.2% 以下、Zn=1.5% 以下、Cu:1.0% 以下とし、更に、Bi、Sn、Ga、Co、Ni、Ca、Mo、Be、Pb、W の合計含有量が0.015%以上で、かつ0.5%以下とし、残部がAlおよび不純物からなるアルミニウム合金鋳塊を、500 ℃以上、融点未満の温度で均質化熱処理後に、500 ℃から350 ℃までの平均冷却速度を40℃/h以上 100℃/h未満として、一旦200 ℃以下の温度まで冷却した上で、300 〜450 ℃の温度まで再加熱後に熱間圧延を開始し、この熱間圧延の終了温度を170 〜300 ℃として熱延板を製作し、更に、この熱延板を、予め焼鈍を施こすことなく、冷間圧延を行なって冷延板を製作し、この冷延板を560 ℃以上の温度で溶体化処理および焼入れ処理することを特徴とする、成形性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。   It is a method of obtaining the aluminum alloy plate in any one of Claims 1 thru | or 3, Comprising: By mass%, Si: 0.5-1.5%, Mg: 0.2-2.0%, Fe: 1.5% or less, Mn: 1.0% or less Cr: 0.5% or less, Zr: 0.5% or less, V: 0.3% or less, Ti: 0.2% or less, Zn = 1.5% or less, Cu: 1.0% or less, and Bi, Sn, Ga, Co, Ni, An aluminum alloy ingot with a total content of Ca, Mo, Be, Pb, and W of 0.015% or more and 0.5% or less, with the balance being Al and impurities, is homogenized heat treatment at a temperature of 500 ° C or higher and lower than the melting point. Later, the average cooling rate from 500 ° C to 350 ° C was set to 40 ° C / h or more and less than 100 ° C / h, and after cooling to 200 ° C or less, it was hot-rolled after reheating to a temperature of 300 to 450 ° C. The hot rolled sheet was manufactured at a temperature of 170 to 300 ° C., and the hot rolled sheet was further subjected to cold rolling without annealing in advance. Produce this cold rolled sheet at 560 ℃ Characterized by solution heat treatment and quenching treatment at a temperature above manufacturing method of an aluminum alloy sheet with excellent formability.
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