JP2011038136A - Aluminum alloy sheet having excellent formability - Google Patents

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Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide an Al-Mg based alloy sheet which has reduced generation of stretcher strain marks and has excellent formability. <P>SOLUTION: Generation of the stretcher strain marks in press forming under severe forming conditions is suppressed by devising refining treatment after the final annealing when Al-Mg based aluminum alloy sheet composed of a specific composition containing Mg, Zn is produced and causing new fine MgZn clusters not known by ordinary structural observation using SEM and TEM but regarded as effective for stretcher strain mark properties to be present as the grain size distribution of fine grains measured by small-angle X-ray scattering measurement for the Al-Mg based alloy sheet in a specific range. <P>COPYRIGHT: (C)2011,JPO&amp;INPIT

Description

本発明は、ストレッチャーストレインマークの発生が少なく、成形性に優れたAl−Mg系アルミニウム合金板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、熱間圧延板や冷間圧延板であって、焼鈍などの調質されたアルミニウム合金板を言う。また、以下、アルミニウムをAlとも言う。   The present invention relates to an Al—Mg-based aluminum alloy plate that is less prone to stretcher strain marks and has excellent formability. The aluminum alloy plate referred to in the present invention is a hot-rolled plate or a cold-rolled plate, and refers to a tempered aluminum alloy plate such as annealing. Hereinafter, aluminum is also referred to as Al.
近年、地球環境などへの配慮の観点から、自動車等の車両の軽量化の社会的要求はますます高まってきている。かかる要求に答えるべく、自動車パネル、特にフード、ドア、ルーフなどの大型ボディパネル(アウタパネル、インナパネル)の材料として、鋼板等の鉄鋼材料にかえてアルミニウム材料の適用が検討されている。   In recent years, from the viewpoint of consideration for the global environment, social demands for weight reduction of vehicles such as automobiles are increasing. In order to meet such demands, the application of aluminum materials in place of steel materials such as steel plates is being studied as materials for automobile panels, particularly large body panels (outer panels, inner panels) such as hoods, doors, and roofs.
Al−Mg系のJIS5052合金やJIS5182合金等の5000系アルミニウム合金板(以下、Al−Mg系合金板とも言う)は、延性および強度に優れることから、従来から、プレス成形されるこれら大型ボディパネル用の素材として使用されている。   Since 5000 series aluminum alloy plates (hereinafter also referred to as Al—Mg series alloy plates) such as Al—Mg based JIS 5052 alloy and JIS 5182 alloy are excellent in ductility and strength, these large body panels that have been conventionally press molded. It is used as a material for.
しかし、特許文献1などに開示される通り、Al−Mg系合金について引張試験を行なえば、応力−歪曲線上の降伏点付近で降伏伸びが生じる場合があり、また降伏点を越えた比較的高い歪量(例えば引張伸び2%以上)で応力−歪曲線に鋸歯状もしくは階段状のセレーション(振動)が生じる場合がある。これらの応力−歪曲線上の現象は、実際のプレス成形時においていわゆるストレッチャーストレイン(以下SSマークとも記す)の発生を招き、成形品である前記大型ボディパネル、特に外観が重要なアウタパネルにとって大きな問題となる。   However, as disclosed in Patent Document 1 and the like, if a tensile test is performed on an Al—Mg alloy, yield elongation may occur in the vicinity of the yield point on the stress-strain curve, and the yield is relatively high beyond the yield point. In some cases, a serrated or stepwise serration (vibration) occurs in the stress-strain curve depending on the amount of strain (for example, tensile elongation of 2% or more). These phenomena on the stress-strain curve cause a so-called stretcher strain (hereinafter also referred to as an SS mark) during actual press molding, which is a big problem for the large body panel which is a molded product, particularly the outer panel whose appearance is important. It becomes.
前記SSマークは、公知のように、歪量の比較的低い部位で発生する火炎状の如き不規則な帯状模様のいわゆるランダムマークと、歪量の比較的高い部位で引張方向に対し約50°をなすように発生する平行な帯状模様のパラレルバンドとに分けられる。前者のランダムマークは降伏点伸びに起因し、また後者のパラレルバンドは応力−歪曲線上のセレーションに起因することが知られている。   As is well known, the SS mark is a so-called random mark having an irregular belt-like pattern such as a flame that occurs at a relatively low strain area, and about 50 ° with respect to the tensile direction at a relatively high strain area. It is divided into parallel bands of parallel strips that are generated to form It is known that the former random mark is caused by yield point elongation and the latter parallel band is caused by serration on the stress-strain curve.
従来から、Al−Mg系合金におけるSSマークを解消する方法が種々提案されている。例えば、通常、Al−Mg系合金板の結晶粒度が微細なほど、SSマークは顕著に観察される。そこでSSマークの解消のための方法の一つとして、結晶粒をある程度粗大に調整する方法が従来から知られている。この方法は、SSマークのうちでも、特に、前記降伏伸びに起因するランダムマークの低減に有効とされている。   Conventionally, various methods for eliminating the SS mark in an Al—Mg alloy have been proposed. For example, usually, the finer the crystal grain size of the Al—Mg alloy plate, the more markedly the SS mark is observed. Therefore, as one method for eliminating the SS mark, a method of adjusting crystal grains to a certain degree of coarseness has been conventionally known. This method is particularly effective for reducing random marks caused by the yield elongation among SS marks.
ただ、このような結晶粒の調整方法では、結晶粒が粗大になり過ぎれば、プレス成形によって表面に肌荒れが発生するなどの別の問題が生じる。このような表面の肌荒れの防止は、SSマークの発生防止と同時に行うことが実際には非常に困難である。また、この結晶粒の調整方法は、致命的には、SSマークのうちでも、応力−歪曲線上のセレーションに起因する、前記パラレルバンドの発生防止には余り有効ではない。   However, in such a method for adjusting crystal grains, if the crystal grains become too coarse, another problem arises such that the surface becomes rough due to press molding. In practice, it is very difficult to prevent the rough surface of the surface at the same time as the generation of the SS mark. Further, this crystal grain adjustment method is not very effective in preventing the occurrence of the parallel band due to the serration on the stress-strain curve among the SS marks.
また、SSマークの解消のための従来の方法として、Al−Mg系合金板のO材(軟質材)もしくはT4処理材などの調質材に、前記大型ボディパネルへのプレス成形前に、予めスキンパス加工あるいはレベリング加工等の若干の加工(予加工)による歪み(予歪み)を与えておくことが知られている。この方法はSSマークのうちでも、特に、前記降伏伸びに起因するランダムマークの低減に有効とされている。前記予加工によって、予め多くの変形帯を形成しておけば、Al−Mg系合金板のプレス成形の際に、これらの多数の変形帯が降伏の起点として機能する。このため、降伏時における急激かつ不均一な変形が生じなくなる。すなわち、これら急激かつ不均一な変形による降伏伸びが発生しなくなり、ランダムマークも抑制される。   In addition, as a conventional method for eliminating the SS mark, an O-material (soft material) of an Al—Mg-based alloy plate or a tempered material such as a T4 treatment material is formed in advance before press forming the large body panel. It is known to give distortion (pre-strain) due to slight processing (pre-processing) such as skin pass processing or leveling processing. This method is particularly effective for reducing random marks caused by the yield elongation among SS marks. If a large number of deformation bands are formed in advance by the pre-working, these many deformation bands function as a starting point of yielding when the Al-Mg alloy plate is press-formed. For this reason, rapid and non-uniform deformation does not occur during yielding. That is, yield elongation due to these sudden and non-uniform deformations does not occur, and random marks are also suppressed.
一般にAl−Mg系合金中では、Mgがコットレル雰囲気を形成して転位を固着しているため、プレス成形の際に降伏を生ぜしめるためには、余分な応力を必要とする。これに対して、プレス成形の際に、一旦ある箇所で降伏が開始されれば、応力の増加を伴わなくても、その箇所から雪崩的に変形が伝播し、その結果、Al−Mg系合金板内で不均一な変形が急激に生じることになる。このように応力の増加を伴わずに、変形が急激に進むため、応力−歪曲線上で降伏伸びが現れ、またその急激な変形が不均一であるため、プレス成形時には火炎状等のランダムマークが発生することになる。   In general, in an Al-Mg alloy, Mg forms a Cottrell atmosphere and fixes dislocations. Therefore, extra stress is required to cause yield during press forming. On the other hand, once the yield starts at a certain point during press forming, the deformation propagates avalanche from that point without increasing the stress, and as a result, an Al-Mg alloy Non-uniform deformation will occur abruptly within the plate. Since the deformation progresses rapidly without increasing the stress in this way, yield elongation appears on the stress-strain curve, and the rapid deformation is non-uniform. Will occur.
ただ、このような予加工を与えることによって降伏伸びの発生を抑制し、SSマーク特にランダムマークの発生を防止する方法でも、応力−歪曲線上のセレーションに起因する、前記パラレルバンドの発生防止には限界がある。即ち、予加工の加工度が高くなりすぎた場合には、この予加工を行なったAl−Mg系合金板の引張試験を行なえば、応力−歪曲線上で歪ピッチの長い階段状のセレーションが生じやすくなる。このようなセレーションは、実際のプレス成形時においても、幅の広い明瞭なパラレルバンドの発生につながりやすく、前記予加工の加工度には、自ずと制約がある。   However, it is possible to prevent the occurrence of the parallel bands due to the serration on the stress-strain curve even by a method of suppressing the occurrence of yield elongation by giving such pre-processing and preventing the occurrence of SS marks, particularly random marks. There is a limit. In other words, if the degree of pre-working becomes too high, if a tensile test is performed on the pre-worked Al-Mg alloy plate, a step-like serration with a long strain pitch is generated on the stress-strain curve. It becomes easy. Such serration tends to lead to the generation of a wide and clear parallel band even during actual press forming, and the degree of pre-processing is naturally limited.
また、これに対して、予加工の加工度を小さくしても、ある程度は降伏伸びを抑制することができるが、逆に、安定して確実に、前記ランダムマークの方の発生を防止することができなくなる。特に、元々ランダムマークが発生しやすい結晶粒の微細なAl−Mg系合金板の場合には、低加工度の予加工を行っても、前記ランダムマークが顕著に発生してしまう。また低加工度の予加工では、板内の場所による元板の厚さのわずかな変動が加工度のばらつきに大きな影響を与えてしまい、ランダムマークの発生を安定かつ確実に防止し得ない一因となる。したがって、予加工を与える方法では、応力−歪曲線上のセレーションに起因する前記パラレルバンドの発生防止と、前記ランダムマーク発生防止との最適加工度が相反するために、これら両者を同時に防止することができない。   On the other hand, even if the degree of pre-processing is reduced, the yield elongation can be suppressed to some extent, but conversely, the occurrence of the random mark can be prevented stably and reliably. Can not be. In particular, in the case of an Al-Mg alloy plate having fine crystal grains that originally tends to generate random marks, the random marks are remarkably generated even if pre-working with a low workability is performed. Moreover, in pre-machining with a low degree of processing, slight fluctuations in the thickness of the base plate depending on the location in the plate have a large effect on the variation in the degree of processing, and it is impossible to prevent the occurrence of random marks stably and reliably. It becomes a cause. Therefore, in the method of giving pre-processing, since the optimal processing degree of the prevention of the parallel band due to the serration on the stress-strain curve and the prevention of the generation of the random mark conflict, it is possible to prevent both of them simultaneously. Can not.
なお、SSマークのうちのパラレルバンドに関して、例えば機械式プレスによる金型成形時など、プレス成形時における歪速度が速い場合には、成形速度に留意すればパラレルバンドの発生が少なくなることが従来から知られている。しかし、成形速度がより小さい油圧プレス機等による成形では、特に、前述のような歪みピッチの大きい階段状セレーションが生じるようなAl−Mg系合金板材料では、幅の広い明瞭なパラレルバンドの発生を免れ得なかった。   In addition, regarding the parallel band of the SS mark, when the strain rate at the time of press molding is high, such as at the time of mold forming by a mechanical press, for example, the generation of the parallel band is less if attention is paid to the molding speed. Known from. However, when forming with a hydraulic press machine or the like with a lower forming speed, the generation of clear parallel bands with a wide width is caused particularly in the case of Al-Mg alloy sheet materials that cause stepped serration with a large strain pitch as described above. Could not escape.
これに対して、前記した特許文献1では、前記降伏伸びに起因するランダムマークの発生とともに、前記応力−歪曲線上での階段状の幅の広いセレーションに関連する広幅のパラレルバンドの発生も抑制した、SSマークの発生が少ないAl−Mg系合金板が提案されている。具体的には、Al−Mg系合金の圧延板に、急速冷却を伴なう特定条件での溶体化処理・焼入れを施し、その後特定条件での予加工としての冷間加工を行ない、さらに特定条件での最終焼鈍を施す。そして、平均結晶粒径が55μm以下でかつ150μm以上の粗大結晶粒が実質的に存在しない最終板を得るものである。   On the other hand, in Patent Document 1 described above, the generation of random marks due to the yield elongation and the generation of a wide parallel band related to the stepwise wide serration on the stress-strain curve are suppressed. Al-Mg alloy plates with less SS mark generation have been proposed. Specifically, a rolled sheet of Al-Mg alloy is subjected to solution treatment / quenching under specific conditions with rapid cooling, and then cold working as pre-processing under specific conditions is performed. Apply final annealing under conditions. Then, a final plate having an average crystal grain size of 55 μm or less and substantially free of coarse crystal grains of 150 μm or more is obtained.
また、Al−Mg系合金板において、板の融解過程における熱的変化を示差熱分析(DSC)により測定して得られた固相からの加熱曲線の50〜100℃の間の吸熱ピーク高さによって、プレス成形性向上の指標とすることも公知である。例えば、特許文献2では、双ロール式連続鋳造によって製造された、Mgが8質量%を超える高MgのAl−Mg系合金板において、前記吸熱ピーク高さを50.0μW以上として、プレス成形性を向上させている。これは、前記DSCの50〜100℃の間の吸熱ピーク高さが、Al−Mg系合金板組織中のβ相と称せられるAl−Mg系金属間化合物の存在形態(固溶、析出状態の安定性)を示していることを根拠としている。   Moreover, in the Al-Mg alloy plate, the endothermic peak height between 50 and 100 ° C of the heating curve from the solid phase obtained by measuring the thermal change in the melting process of the plate by differential thermal analysis (DSC). Is also known as an index for improving press formability. For example, in Patent Document 2, in a high Mg Al—Mg-based alloy plate manufactured by twin-roll continuous casting and having a Mg content exceeding 8 mass%, the endothermic peak height is set to 50.0 μW or more, and press formability Has improved. This is because the endothermic peak height of the DSC between 50 to 100 ° C. is the presence form of Al—Mg intermetallic compound called solid phase (solid solution, precipitated state) in the Al—Mg alloy plate structure. It is based on the fact that it shows stability.
特開平7−224364号公報JP-A-7-224364 特開2006−249480号公報JP 2006-249480 A
しかし、特許文献1では、階段状のセレーションを軽微にできるだけであり(特許文献1の実施例の階段状セレーション評価の説明より)、そのためSSマークの一つであるパラレルバンドは完全には抑制できない。これに対し、最近の前記大型ボディパネル、特に外観が重要なアウタパネルでは表面性状の要求レベルが更に厳しくなってきており、これら特許文献1、2では、SSマーク発生の抑制策としては不十分になってきている。   However, in Patent Document 1, the stepped serration can only be made light (from the description of the stepped serration evaluation in the embodiment of Patent Document 1), and therefore, the parallel band that is one of the SS marks cannot be completely suppressed. . On the other hand, in recent large body panels, particularly outer panels whose appearance is important, the required level of surface properties has become more severe. In these Patent Documents 1 and 2, it is not sufficient as a measure for suppressing the occurrence of SS marks. It has become to.
このような課題に鑑み、本発明の目的は、前記降伏伸びに起因するランダムマークの発生とともに、パラレルバンドの発生を同時に抑制でき、SSマークを抑制して、自動車パネルへのプレス成形などの成形性に優れたAl−Mg系アルミニウム合金板を提供することである。   In view of such problems, the object of the present invention is to simultaneously suppress the generation of random bands due to the yield elongation and the generation of parallel bands, suppress the SS mark, and press molding to an automobile panel. It is providing the Al-Mg type aluminum alloy plate excellent in property.
この目的を達成するために、本発明の成形性に優れたアルミニウム合金板の要旨は、 質量%で、Mg:0.5〜7.0%、Zn:1.0〜4.0%を含み、残部がAlおよび不可避的不純物からなるAl−Mg系アルミニウム合金板であって、この板の組織とプレス成形性との関係を表す指標として、X線小角散乱法で測定された微細粒子の粒度分布の平均粒子直径が0.1nm以上10.0nm以下であるとともに、前記粒度分布のピークサイズの数密度が1.0×10-4/nm以上であることとする。 In order to achieve this object, the gist of the aluminum alloy plate excellent in formability of the present invention is, by mass%, including Mg: 0.5 to 7.0%, Zn: 1.0 to 4.0%. The balance is an Al—Mg-based aluminum alloy plate made of Al and inevitable impurities, and the fine particle size measured by the X-ray small angle scattering method is used as an index representing the relationship between the structure of the plate and press formability. The average particle diameter of the distribution is 0.1 nm or more and 10.0 nm or less, and the number density of the peak size of the particle size distribution is 1.0 × 10 −4 / nm 3 or more.
ここで、前記した微細粒子とは、Znを含むAl−Mg系アルミニウム合金板における主要な析出物である、微細なMgZnクラスタであることはほぼ間違いがない。Znを含むAl−Mg系アルミニウム合金板において存在する主要な析出物が、既知のη相やθ相、T相などがまだ準安定な状態として存在するMgZnクラスタであることは知られている。しかし、本発明では、例え前記微細粒子がMgZnクラスタであったとしても、前記既知のMgZnクラスタよりも著しく小さいために、後述する通り、組織観察によって、MgZnクラスタの存在自体を確認できたわけではない。したがって、本発明請求項における、前記X線小角散乱法で測定された粒度分布の規定では、便宜的に微細粒子と称している。ただ、以下の説明では、この微細(微小)粒子を、微細(微小)析出物とも、微細(微小)MgZnクラスタとも言う。   Here, there is almost no mistake that the above-mentioned fine particles are fine MgZn clusters which are main precipitates in an Al—Mg-based aluminum alloy plate containing Zn. It is known that the main precipitates present in an Al—Mg-based aluminum alloy plate containing Zn are MgZn clusters in which known η phase, θ phase, T phase, etc. still exist in a metastable state. However, in the present invention, even if the fine particles are MgZn clusters, they are significantly smaller than the known MgZn clusters. Therefore, as will be described later, the existence of MgZn clusters cannot be confirmed by structural observation. . Therefore, in the definition of the particle size distribution measured by the X-ray small angle scattering method in the claims of the present invention, it is referred to as fine particles for convenience. However, in the following description, the fine (fine) particles are referred to as fine (fine) precipitates or fine (fine) MgZn clusters.
Al−Mg系アルミニウム合金板では、Znを含有するとSSマークの発生抑制効果があるものの、同じZnの含有量のAl−Mg系アルミニウム合金板であっても、SSマークの発生抑制効果には大きな差がある。このことから、単に、Znを含むだけではなく、Znを含むAl−Mg系アルミニウム合金板の組織状態の違いが、SSマークの発生状態に大きく影響しているものと考えられる。   In the case of Al—Mg-based aluminum alloy plate, if Zn is contained, there is an effect of suppressing the generation of SS marks. There is a difference. From this, it is considered that not only Zn but also the difference in the structure state of the Al—Mg-based aluminum alloy plate containing Zn has a great influence on the SS mark generation state.
しかし、SEMやTEMを用いた通常の組織観察によっても、Znを含むAl−Mg系アルミニウム合金板につき、このSSマーク抑制に効果があるとみられる、新規な微細MgZnクラスタを知見できなかった。このため、この新規な微細MgZnクラスタの規定によって、SSマーク抑制に効果があるZnを含有するAl−Mg系アルミニウム合金板の組織を特定することはできなかった。   However, even with normal structural observation using SEM or TEM, it was not possible to find a novel fine MgZn cluster that seems to be effective in suppressing the SS mark for an Al—Mg-based aluminum alloy plate containing Zn. For this reason, the structure of the Al—Mg-based aluminum alloy plate containing Zn that is effective in suppressing the SS mark cannot be specified by the definition of the novel fine MgZn cluster.
これを踏まえて、本発明では、X線を用いた小角散乱法で、このような微細MgZnクラスタの存在状態を調査し、SSマーク特性との相関を調査した。X線を用いた小角散乱法自体は、物質に照射されたX線が、物質内部の微小析出物など、前記微細粒子の電子密度分布の情報を反映して、入射X線の周囲に散乱X線を発生させることを利用して、ナノメートルオーダの構造情報を調べる代表的な手法として、古くから知られ、用いられている。   Based on this, in the present invention, the existence state of such fine MgZn clusters was investigated by a small angle scattering method using X-rays, and the correlation with SS mark characteristics was investigated. In the small angle scattering method itself using X-rays, the X-rays irradiated to the material are scattered around the incident X-rays by reflecting the information on the electron density distribution of the fine particles such as fine precipitates inside the material. It has been known and used for a long time as a representative method for examining structural information on the order of nanometers by generating lines.
この結果、本発明では、このようなX線小角散乱法で測定された前記微細粒子の粒度分布が、前記した微細MgZnクラスタの存在状態を表し、かつ、SSマーク特性と相関することを知見した。言い換えると、Znを含むAl−Mg系アルミニウム合金板では、前記X線小角散乱法で測定された前記微細粒子の粒度分布が、この板の組織と、この板のSSマーク特性にて代表されるプレス成形性との関係を表す指標となりうることを知見した。   As a result, in the present invention, it has been found that the particle size distribution of the fine particles measured by such an X-ray small angle scattering method represents the presence state of the fine MgZn clusters and correlates with the SS mark characteristics. . In other words, in an Al—Mg-based aluminum alloy plate containing Zn, the particle size distribution of the fine particles measured by the X-ray small angle scattering method is represented by the structure of the plate and the SS mark characteristics of the plate. It has been found that it can be an index representing the relationship with press formability.
本発明では、Znを含むAl−Mg系アルミニウム合金板の組織中に、X線小角散乱法で測定された一定サイズ(前記粒度分布の平均直径)の、便宜的に微細粒子と称する、微細MgZnクラスタを、一定量(前記粒度分布のピークサイズの数密度)存在させる。これによって、限界ひずみ量増大効果を高めて、前記応力−歪曲線上のセレーションを抑制し、これに起因する前記パラレルバンドを抑制して、ストレッチャーストレインマークの発生を抑制する。   In the present invention, in the structure of an Al—Mg-based aluminum alloy plate containing Zn, fine MgZn, which is referred to as fine particles for convenience, having a constant size (average diameter of the particle size distribution) measured by the X-ray small angle scattering method. A certain amount of clusters (number density of the peak size of the particle size distribution) is present. Accordingly, the effect of increasing the limit strain amount is enhanced, the serration on the stress-strain curve is suppressed, the parallel band resulting from the suppression is suppressed, and the occurrence of stretcher strain marks is suppressed.
本発明のAl−Mg−Zn系合金板のX線小角散乱法で測定されたX線の散乱強度プロファイルを示す説明図である。It is explanatory drawing which shows the X-ray-scattering intensity profile measured by the X-ray small angle scattering method of the Al-Mg-Zn type alloy plate of this invention. 図1のX線の散乱強度プロファイルを解析して得られた粒度分布を示す説明図である。It is explanatory drawing which shows the particle size distribution obtained by analyzing the X-ray scattering intensity profile of FIG. 本発明のAl−Mg−Zn系合金板の10万倍のFE−TEM観察による組織写真(図面代用写真)である。It is a structure | tissue photograph (drawing substitute photograph) by FE-TEM observation 100,000 times of the Al-Mg-Zn type alloy plate of this invention. 比較例Al−Mg系合金板の10万倍のFE−TEM観察による組織写真(図面代用写真)である。It is a structure | tissue photograph (drawing substitute photograph) by FE-TEM observation 100,000 times of the comparative example Al-Mg type alloy plate.
以下に、本発明の実施の形態につき、各要件ごとに具体的に説明する。   Hereinafter, embodiments of the present invention will be specifically described for each requirement.
(組織)
前記した通り、本発明者らは、Al−Mg系アルミニウム合金板では、Znを含有するとSSマークの発生抑制効果があることを知見していた。しかし、同時に、同じZnの含有量のAl−Mg系アルミニウム合金板であっても、SSマークの発生抑制効果には大きな差がある現象が起こることも知見していた。このことから、単に、Znを含むだけではなく、Al−Mg系アルミニウム合金板の組織状態、即ち、Znを含む場合に発生する、MgZnクラスタ(析出物)の存在形態が、SSマークの発生状態に大きく影響しているものと考えられる。
(Organization)
As described above, the present inventors have found that an Al—Mg-based aluminum alloy plate has an effect of suppressing generation of SS marks when Zn is contained. However, at the same time, it has also been found that even if an Al—Mg-based aluminum alloy plate having the same Zn content is used, a phenomenon occurs in which there is a large difference in the effect of suppressing the generation of SS marks. From this, not only Zn but also the structural state of the Al—Mg-based aluminum alloy plate, that is, the presence state of MgZn clusters (precipitates) generated when Zn is included is the SS mark generation state. This is thought to have a major impact on
このため、本発明者らは、このようなMgZn系クラスタの存在状態を確認すべく、SSマークが抑制されてプレス成形性に優れた、Znを含むAl−Mg系アルミニウム合金板の組織観察を行った。具体的には、板組織における微細なMgZnクラスタを測定するのに最も有効な10万倍のFE−TEM(透過型電子顕微鏡)を用いて組織観察を行った。この結果を図3、4に示す。   For this reason, in order to confirm the existence state of such MgZn-based clusters, the present inventors have observed the structure of an Al—Mg-based aluminum alloy plate containing Zn that is excellent in press formability by suppressing the SS mark. went. Specifically, the structure was observed using a 100,000-fold FE-TEM (transmission electron microscope) most effective for measuring fine MgZn clusters in the plate structure. The results are shown in FIGS.
図3に、SSマークが抑制されてプレス成形性に優れた、本発明のAl−Mg−Zn系合金板の組織写真を示す(後述する実施例表2、3の発明例1)。また、比較のために、図4に、SSマーク抑制効果が劣る、Znを含まないAl−Mg系アルミニウム合金板の組織写真を示す(後述する実施例表2、3の比較例31)。これら図3、4から分かる通り、このようなTEMによる通常の組織観察によっても、SSマーク抑制効果に優れたZnを含むAl−Mg系アルミニウム合金板(以下、Al−Mg−Zn系合金板とも言う)につき、このSSマーク抑制に効果があるとみられる、新規な微細MgZnクラスタは知見(観察)できなかった。   FIG. 3 shows a structure photograph of the Al—Mg—Zn-based alloy plate of the present invention, in which the SS mark is suppressed and the press formability is excellent (Invention Example 1 in Examples Tables 2 and 3 to be described later). For comparison, FIG. 4 shows a structure photograph of an Al—Mg-based aluminum alloy plate that does not contain Zn and has an inferior SS mark suppression effect (Comparative Example 31 in Examples Tables 2 and 3 described later). As can be seen from FIGS. 3 and 4, an Al—Mg-based aluminum alloy plate (hereinafter referred to as “Al—Mg—Zn-based alloy plate”) containing Zn having an excellent SS mark suppression effect is obtained even by normal structure observation with such a TEM. The new fine MgZn cluster that seems to be effective in suppressing the SS mark could not be found (observed).
そこで、本発明者らは、TEMやSEMでも観察できないような、言い換えると、殆ど固溶状態と大差が無いくらいの、新規な微細MgZnクラスタの存在が、SSマーク抑制に影響しているのではと考えた。Znを含むAl−Mg系アルミニウム合金板組織に、仮に、このような微細MgZnクラスタが板組織中に存在すれば、前記プレス成形による変形の際の転位の移動を妨げ、SSマーク発生の抑制効果があるのではないかと推測されるからである。   Therefore, the present inventors are not able to observe even with TEM or SEM, in other words, the presence of a novel fine MgZn cluster that is not much different from the solid solution state affects the SS mark suppression. I thought. If such a fine MgZn cluster exists in the Al-Mg-based aluminum alloy sheet structure containing Zn, the movement of dislocations during deformation by the press forming is hindered, and the effect of suppressing the occurrence of SS marks is prevented. This is because it is assumed that there is.
X線小角散乱法:
本発明者らは、この点を確認すべく、前記した通り、X線を用いた小角散乱法で、ストレッチャーストレインマークの発生状態が互いに異なる前記Al−Mg−Zn系合金板の組織同士の、このような微細MgZnクラスタの存在状態を調査し、SSマーク特性との相関を調査した。
X-ray small angle scattering method:
In order to confirm this point, as described above, the present inventors have confirmed that the generation of stretcher strain marks differs from each other in the structure of the Al—Mg—Zn alloy plates by the small angle scattering method using X-rays. The existence state of such fine MgZn clusters was investigated, and the correlation with the SS mark characteristics was investigated.
X線小角散乱法自体は、前記した通り、ナノメートルオーダの構造情報を調べる代表的な手法として古くから知られている。物質にX線を照射すると、入射X線が物質内部の電子密度分布の情報を反映して、入射X線の周囲に散乱X線が発生する。例えば、物質中に粒子や密度の不均一な領域が存在すると、前記入射X線の周囲に、結晶や非晶質等にかかわらず、散乱が発生する。これがアルミニウム合金などの金属であれば、アルミニウム合金組織中にナノメートルオーダの微小な析出物が存在すると、入射X線の周囲に散乱が発生する。この散乱X線が発生する領域は、波長1.54ÅのX線の場合、およそ5度程度以下である。前記X線小角散乱法では、この散乱X線を解析することで、ナノメートルオーダの微細な粒子の形状、大きさ、分布の情報等を得ることができる。   As described above, the X-ray small angle scattering method itself has long been known as a representative method for examining structural information in the nanometer order. When a substance is irradiated with X-rays, the incident X-rays reflect information on the electron density distribution inside the substance, and scattered X-rays are generated around the incident X-rays. For example, if particles or non-uniform regions of density are present in the substance, scattering occurs around the incident X-ray regardless of crystal or amorphous. If this is a metal such as an aluminum alloy, scattering will occur around the incident X-rays if minute precipitates in the order of nanometers are present in the aluminum alloy structure. The region where the scattered X-rays are generated is about 5 degrees or less in the case of X-rays having a wavelength of 1.54 mm. In the X-ray small angle scattering method, by analyzing the scattered X-rays, it is possible to obtain information on the shape, size, distribution, etc. of fine particles on the order of nanometers.
微細粒子の粒度分布:
この結果、本発明では、X線小角散乱法で測定された微細粒子(析出物、MgZnクラスタ)の粒度分布(平均粒子直径とピークサイズの平均数密度)とが、前記微細MgZnクラスタの存在状態を表し、かつ、SSマーク特性と相関することを知見した。言い換えると、Znを含むAl−Mg系アルミニウム合金板では、前記X線小角散乱法で測定された微細粒子の粒度分布(平均粒子直径とピークサイズの数密度)とが、この板の前記微細MgZnクラスタの存在状態(組織)と、この板のSSマーク特性にて代表されるプレス成形性との関係を表す指標となりうる。
Fine particle size distribution:
As a result, in the present invention, the particle size distribution (average particle diameter and average number density of peak size) of fine particles (precipitates, MgZn clusters) measured by the X-ray small angle scattering method is the existence state of the fine MgZn clusters. And was found to correlate with the SS mark characteristics. In other words, in the Al—Mg-based aluminum alloy plate containing Zn, the fine particle size distribution (average particle diameter and number density of peak size) measured by the X-ray small angle scattering method is the fine MgZn Zn of this plate. It can serve as an index representing the relationship between the existence state (structure) of clusters and the press formability represented by the SS mark characteristics of this plate.
X線の散乱強度プロファイル:
以下に、Znを含むAl−Mg系アルミニウム合金板の、X線小角散乱法による微細粒子の粒度分布の導出方法を説明する。X線小角散乱法により、微細粒子の粒度分布を導出するためには、先ず、Znを含むAl−Mg系アルミニウム合金板の、X線小角散乱法で測定された、X線の散乱強度プロファイルを求める必要がある。
X-ray scattering intensity profile:
Below, the derivation | leading-out method of the particle size distribution of the fine particle by the X-ray small angle scattering method of the Al-Mg type aluminum alloy plate containing Zn is demonstrated. In order to derive the particle size distribution of fine particles by the X-ray small angle scattering method, first, an X-ray scattering intensity profile measured by the X-ray small angle scattering method of an Al—Mg-based aluminum alloy plate containing Zn is used. Need to ask.
図1に発明例のAl−Mg−Zn系合金板(実線)と、比較のためのZnを含まないAl−Mg系合金板(点線)の、X線小角散乱法で測定されたX線の散乱強度プロファイルを示す。図1において、縦軸がX線の散乱強度(散乱X線の散乱強度)であり、横軸が公知の慣性半径あるいはギニエ(Guinier)半径と呼ばれるギニエプロット(q/nm-1:但し、逆数で対応)である。そして、横軸の慣性半径あるいはギニエ半径は、左側ほど大きく、右側ほど小さい。 FIG. 1 shows X-rays measured by an X-ray small angle scattering method between an Al—Mg—Zn alloy plate (solid line) of the invention example and an Al—Mg alloy plate not containing Zn (dotted line) for comparison. The scattering intensity profile is shown. In FIG. 1, the vertical axis represents the X-ray scattering intensity (scattering X-ray scattering intensity), and the horizontal axis represents a known inertia radius or Guinier radius (q / nm −1 : where reciprocal) Correspondence). The inertial radius or Guinier radius on the horizontal axis is larger on the left side and smaller on the right side.
図1において、発明例のAl−Mg−Zn系合金板(実線)には、横軸のギニエ半径が0.1q/nm-1近傍のX線散乱強度のピークに対して、このピークから減少する右側の稜線上の、横軸のギニエ半径が1q/nm-1から10q/nm-1の間で、図の上側に凸なピークがあることが分かる。即ち、この発明例(実線)の右側の稜線形状は、前記凸なピークがあるために、この部分で一端上昇した上で、図の右側に向かって下降している。 In FIG. 1, the Al—Mg—Zn alloy plate (solid line) of the inventive example decreases from this peak with respect to the peak of the X-ray scattering intensity where the guineer radius of the horizontal axis is near 0.1 q / nm −1. right on the edge line of the, Guinier radius on the horizontal axis between a 1q / nm -1 of 10q / nm -1, it can be seen that there is a convex peaks in the upper part of FIG. That is, the ridge line shape on the right side of the example of the present invention (solid line) has the convex peak, so that it rises once at this portion and then drops toward the right side of the figure.
これに対して、比較のためのZnを含まないAl−Mg系合金板(点線)は、前記横軸のギニエ半径が0.1q/nm-1近傍のX線散乱強度のピークや、このピークから減少する左右両側の稜線形状はほぼ同じである。しかし、この比較例(点線)の右側の稜線形状には、発明例(実線)のような、横軸のギニエ半径が1q/nm-1から10q/nm-1の間での、前記上側に凸なピークが存在せず、稜線はなだらかに図の右側に向かって下降している。 On the other hand, an Al—Mg alloy plate (dotted line) not containing Zn for comparison has an X-ray scattering intensity peak near the horizontal axis of which the Guinier radius is 0.1 q / nm −1 , The shape of the ridge lines on both the left and right sides decreasing from is almost the same. However, on the right side of the ridge line shape of the comparative example (dashed lines), such as in the invention examples (solid line), Guinier radius on the horizontal axis between a 1q / nm -1 of 10q / nm -1, the upper There is no convex peak, and the ridge line gently descends toward the right side of the figure.
前記した、横軸のギニエ半径が1q/nm-1から10q/nm-1の間での、図1の上側に凸なX線散乱強度のピークが生じるのは、Al−Mg−Zn系合金板に前記微細粒子が存在し、この微細粒子間あるいはこの微細粒子(前記微小析出物)同士で、干渉し合うためである。ここで、Znを含むAl−Mg合金板で存在する主たる析出物は、前記した通り、既知のη相やθ相、T相などがまだ準安定な状態として存在するMgZnクラスタである。したがって、この図1のようなX線散乱強度のピークは、新規な超微細MgZnクラスタ(微細粒子)の存在を示している。 Aforementioned, Guinier radius on the horizontal axis between a 1q / nm -1 of 10q / nm -1, a peak of the convex X-ray scattering intensity occurs on the upper side of FIG. 1, Al-Mg-Zn based alloy This is because the fine particles are present on the plate and interfere with each other or between the fine particles (the fine precipitates). Here, the main precipitates present in the Al—Mg alloy plate containing Zn are MgZn clusters in which the known η phase, θ phase, T phase, etc. still exist in a metastable state, as described above. Therefore, the peak of the X-ray scattering intensity as shown in FIG. 1 indicates the presence of a novel ultrafine MgZn cluster (fine particles).
この図1に示したX線の小角散乱強度は、一定の大きさの範囲の(あるいは相似な)各MgZnクラスタからのX線の散乱強度の和で表せるはずである。そうであれば、逆に、この図1に示したX線の散乱強度値(データ)を、MgZnクラスタのサイズパラメータごとの強度の和に分解すれば、図1の解析により、図2に示すMgZnクラスタの粒度分布が求められる。但し、この図1において、前記横軸のギニエ半径が1q/nm-1から10q/nm-1の間での、上側に凸な特定のX線散乱強度のピークが無い、前記比較例のAl−Mg系合金板(点線)などの例では、図1を解析しても、当然ながら、図2に示すようなMgZnクラスタの粒度分布は得られない。 The small-angle scattering intensity of X-rays shown in FIG. 1 should be expressed by the sum of the X-ray scattering intensity from each MgZn cluster in a certain size range (or similar). If so, conversely, if the X-ray scattering intensity value (data) shown in FIG. 1 is decomposed into the sum of the intensities of the MgZn cluster size parameters, the analysis of FIG. The particle size distribution of MgZn clusters is required. However, in FIG. 1, the Guinier radius on the horizontal axis between a 1q / nm -1 of 10q / nm -1, the peak of the convex particular X-ray scattering intensity is not in the upper, Al of Comparative Example In the example of the Mg-based alloy plate (dotted line), the particle size distribution of MgZn clusters as shown in FIG. 2 cannot be obtained even if FIG. 1 is analyzed.
このような図1のX線の散乱強度プロファイルを解析して、微小析出物(MgZnクラスタ)の粒度分布を求める解析方法(解析ソフト)は、例えばSchmidtraniらによる公知の解析方法を用いる(I.S.Fedorova
and P.Schmidt:J.Appl.Cryst.11、405、1978参照)。
An analysis method (analysis software) for analyzing the X-ray scattering intensity profile of FIG. 1 to obtain the particle size distribution of the fine precipitates (MgZn clusters) uses, for example, a known analysis method by Schmidtrani et al. S. Fedorova
and P.M. Schmidt: J.M. Appl. Cryst. 11, 405, 1978).
また、以上説明した粒度分布の求め方は、金属のX線の散乱強度プロファイルからの析出物の粒度分布(サイズ分布)の求め方を記載した、日本結晶学会、第41巻、第6号(1999)、奥田浩司「合金の相分離、組織形成過程解明への小角散乱法の応用」[意外に多い小角散乱実験からの情報(4)]327〜334頁の、特に331頁の「3.1.5析出物のサイズ分布を求める」に基づいている。   The method for obtaining the particle size distribution described above describes the method for obtaining the particle size distribution (size distribution) of the precipitate from the X-ray scattering intensity profile of the metal. The Crystallographic Society of Japan, Vol. 41, No. 6 ( 1999), Koji Okuda, “Application of small-angle scattering method to elucidation of alloy phase separation and microstructure formation” [information (4) from unexpectedly many small-angle scattering experiments], pp. 327-334, especially “3. 1.5 Obtaining the size distribution of precipitates ”.
微小析出物(MgZnクラスタ)の粒度分布:
図2に、このように、図1のX線の散乱強度プロファイルを解析して得られた、前記微小析出物(前記超微細なMgZnクラスタ)の粒度分布を示す。図2において、縦軸が数密度D、横軸が平均粒子直径Rであり、図2に示す、上に凸な粒度分布曲線のピーク(頂部)の高さ(数密度の大きさ)が、前記粒度分布のピークサイズである。ここで、前記平均粒子直径Rとは、前記微細粒子の円相当直径(最大直径)である。
Particle size distribution of fine precipitates (MgZn clusters):
FIG. 2 shows the particle size distribution of the fine precipitates (the ultrafine MgZn clusters) obtained by analyzing the X-ray scattering intensity profile of FIG. In FIG. 2, the vertical axis is the number density D, the horizontal axis is the average particle diameter R, and the height (number density magnitude) of the peak (top) of the upward convex particle size distribution curve shown in FIG. It is the peak size of the particle size distribution. Here, the average particle diameter R is an equivalent circle diameter (maximum diameter) of the fine particles.
本発明では、Znを含むAl−Mg系アルミニウム合金板の組織とプレス成形性との関係を表す指標として、この図2の粒度分布において、平均粒子直径Rが0.1nm以上10.0nm以下であるとともに、前記粒度分布のピークサイズの数密度Dが1.0×10-4/nm以上であることとする。 In the present invention, the average particle diameter R is 0.1 nm or more and 10.0 nm or less in the particle size distribution of FIG. 2 as an index representing the relationship between the structure of the Al—Mg-based aluminum alloy plate containing Zn and press formability. In addition, the number density D of the peak size of the particle size distribution is 1.0 × 10 −4 / nm 3 or more.
このように、本発明では、Znを含むAl−Mg系アルミニウム合金板の組織中に、X線小角散乱法で測定された一定サイズ(前記平均粒子直径R)の微細MgZnクラスタを、一定量(前記粒度分布のピークサイズの数密度D)存在させる。これによって、限界ひずみ量増大効果を高めて、前記応力−歪曲線上のセレーションを抑制し、これに起因する前記パラレルバンドを抑制して、ストレッチャーストレインマークの発生を抑制する。   As described above, in the present invention, a fixed amount of fine MgZn clusters having a fixed size (the average particle diameter R) measured by the X-ray small angle scattering method is included in the structure of the Al—Mg-based aluminum alloy plate containing Zn. The number density D) of the peak size of the particle size distribution is present. Accordingly, the effect of increasing the limit strain amount is enhanced, the serration on the stress-strain curve is suppressed, the parallel band resulting from the suppression is suppressed, and the occurrence of stretcher strain marks is suppressed.
ここで、前記粒度分布のピークサイズの数密度Dの製造可能な限界(上限)は1×103/nm程度であり、これ以上数密度を増すのは、Znを含むAl−Mg系アルミニウム合金板の製造上無理なので、この値を前記数密度Dの好ましい上限値とする。 Here, the manufacturable limit (upper limit) of the number density D of the peak size of the particle size distribution is about 1 × 10 3 / nm 3 , and the number density is further increased by Al—Mg-based aluminum containing Zn. Since it is impossible to manufacture the alloy plate, this value is set as a preferable upper limit of the number density D.
前記粒度分布のうち、平均粒子直径Rが0.1nm未満の場合、前記微細MgZnクラスタのサイズ(粒度)が小さすぎるか存在せず、X線小角散乱法でも測定できない。また、平均粒子直径Rが0.1nm未満の微細MgZnクラスタでは、例え存在しても、限界ひずみ量増大効果が殆どなく、ストレッチャーストレインマークの発生抑制効果がないものと推考される。   In the particle size distribution, when the average particle diameter R is less than 0.1 nm, the size (particle size) of the fine MgZn cluster is too small or does not exist, and cannot be measured by the X-ray small angle scattering method. In addition, it is presumed that fine MgZn clusters having an average particle diameter R of less than 0.1 nm have little effect of increasing the amount of limit strain even if they exist, and have no effect of suppressing the generation of stretcher strain marks.
また、前記粒度分布のうち、平均粒子直径Rが10.0nmを超えた場合には、前記微細MgZnクラスタのサイズ(粒度)が大きすぎて、やはり限界ひずみ量増大効果が殆どなく、ストレッチャーストレインマークの発生抑制効果がないものと推考される。   Further, in the particle size distribution, when the average particle diameter R exceeds 10.0 nm, the size (particle size) of the fine MgZn cluster is too large, and there is almost no effect of increasing the limit strain amount. It is assumed that there is no effect of suppressing the generation of marks.
更に、前記粒度分布のピークサイズの数密度Dが1.0×10-4/nm未満でも、限界ひずみ量増大に効く前記微細MgZnクラスタが不足し、限界ひずみ量増大効果が殆どなく、ストレッチャーストレインマークの発生抑制効果がないものと推考される。 Furthermore, even if the number density D of the peak size of the particle size distribution is less than 1.0 × 10 −4 / nm 3 , the fine MgZn clusters that are effective in increasing the critical strain amount are insufficient, and there is almost no effect of increasing the critical strain amount. It is assumed that there is no effect to suppress the formation of the lettuce strain mark.
X線小角散乱法の測定装置:
このようなX線小角散乱法の測定装置としては、例えば特開平9−119906号公報などに代表的な小角散乱装置が開示されており、試料に対してX線を微小角度(小角)で照射し、前記試料から散乱されるX線を2次元のマルチワイヤー型などの検出器を用いて測定する。この散乱X線が発生する領域は、波長1.54ÅのX線の場合、およそ5度以下程度の小角度である。この散乱X線を前記した通りに解析することで、前記粒度分布など、粒子の形状、大きさ、分布の情報を得ることができる。
X-ray small angle scattering measurement device:
As a measuring apparatus of such an X-ray small angle scattering method, a typical small angle scattering apparatus is disclosed in, for example, Japanese Patent Laid-Open No. 9-119906, and X-rays are irradiated to a sample at a minute angle (small angle). Then, X-rays scattered from the sample are measured using a two-dimensional detector such as a multi-wire type. The region where the scattered X-rays are generated is a small angle of about 5 degrees or less in the case of X-rays with a wavelength of 1.54 mm. By analyzing the scattered X-rays as described above, information on the shape, size, and distribution of the particles such as the particle size distribution can be obtained.
因みに、X線小角散乱法を用いて材料を規定した特許例としては、金属ではないが、分散媒に分散させた脂肪酸金属塩(分散粒子)の平均粒子直径(nm)を、X線小角散乱法で規定した、脂肪酸金属塩分散体の特開20 0 5 - 3 0 6 9 7 2 号などがある。   Incidentally, as an example of a patent that defines a material using the X-ray small angle scattering method, the average particle diameter (nm) of a fatty acid metal salt (dispersed particle) dispersed in a dispersion medium is used as the X-ray small angle scattering. Japanese Patent Application Laid-Open No. 20 05-3 0 6 9 7 2 of a fatty acid metal salt dispersion prescribed by law.
ランダムマークの発生防止:
なお、本発明では、降伏伸びの発生抑制によるランダムマークの発生防止は、従来通り、前記予歪み(予加工)を与えることによって行う。これらによって、本発明では、前記歪量の比較的低い部位で発生するランダムマークと、前記歪量の比較的高い部位で発生するパラレルバンドとの、両方のストレッチャーストレインマーク(SSマーク)の発生を十分に抑制する。
Prevention of random marks:
In the present invention, the generation of random marks by suppressing the occurrence of yield elongation is performed by applying the pre-strain (pre-processing) as usual. As a result, in the present invention, the generation of both stretcher strain marks (SS marks) of the random mark generated at the portion having a relatively low amount of strain and the parallel band generated at the portion having a relatively high amount of strain. Is sufficiently suppressed.
本発明は、自動車パネル用素材板として、特に外観が重要なアウタパネルでの表面性状の要求レベルが更に厳しくなった場合でも、前記降伏伸びに起因するランダムマークの発生とともに、前記応力−歪曲線上でのセレーションに関連するパラレルバンドの発生を、同時に抑制できる。この結果、自動車パネル用素材板の性能を大きく向上できる。   Even if the required level of the surface property of the outer panel whose outer appearance is particularly important as an automotive panel material plate becomes more severe, the present invention is accompanied by the generation of random marks due to the yield elongation and the stress-strain curve. The generation of parallel bands related to the serrations can be suppressed at the same time. As a result, the performance of the automobile panel material plate can be greatly improved.
(化学成分組成)
本発明アルミニウム合金熱延板の化学成分組成は、基本的に、Al−Mg系合金であるJIS 5000系に相当するアルミニウム合金とする。なお、各元素の含有量の%表示は全て質量%の意味である。
(Chemical composition)
The chemical component composition of the aluminum alloy hot-rolled sheet of the present invention is basically an aluminum alloy corresponding to JIS 5000, which is an Al—Mg alloy. In addition,% display of content of each element means the mass% altogether.
本発明は、特に、自動車パネル用素材板として、プレス成形性、強度、溶接性、耐食性などの諸特性を満足する必要がある。このため本発明熱延板は、5000系アルミニウム合金の中でも、質量%で、Mg:0.5〜7.0%、Zn:1.0〜4.0%を含み、残部がAlおよび不可避的不純物からなるAl−Mg系アルミニウム合金板とする。   Especially this invention needs to satisfy various characteristics, such as press moldability, intensity | strength, weldability, and corrosion resistance, as a raw material board for motor vehicle panels. For this reason, the hot-rolled sheet of the present invention includes, among the 5000 series aluminum alloys, in mass%, Mg: 0.5 to 7.0%, Zn: 1.0 to 4.0%, the balance being Al and inevitable An Al—Mg aluminum alloy plate made of impurities is used.
また、このAl−Mg系アルミニウム合金板が、更に、Fe:1.0質量%以下、Si:0.5質量%以下、Mn:1.0質量%以下、Cr:0.3質量%以下、Zr:0.3質量%以下、V:0.3質量%以下、Ti:0.1質量%以下、Cu:1.0質量%以下、の内から選ばれる一種また二種以上を含有することを許容する。   Moreover, this Al-Mg based aluminum alloy plate is further Fe: 1.0 mass% or less, Si: 0.5 mass% or less, Mn: 1.0 mass% or less, Cr: 0.3 mass% or less, 1 type or 2 types or more chosen from Zr: 0.3 mass% or less, V: 0.3 mass% or less, Ti: 0.1 mass% or less, Cu: 1.0 mass% or less Is acceptable.
Mg:0.5〜7.0質量%
Mgは、加工硬化能を高め、自動車パネル用素材板としての必要な強度や耐久性を確保する。また、材料を均一に塑性変形させて破断割れ限界を向上させ、成形性を向上させる。また、前記超微細MgZnクラスタを形成して、プレス成形の際のSSマークの発生を抑制するものと推測される。Mgの含有量が0.5%未満では、Mg含有のこれら効果発揮が不十分となる。また、前記超微細MgZnクラスタも不足して、前記X線小角散乱法で測定された前記粒度分布のピークサイズの数密度が1.0×10-4/nm以上にはならなくなる。
Mg: 0.5-7.0 mass%
Mg enhances work hardening ability and ensures necessary strength and durability as a material plate for automobile panels. In addition, the material is uniformly plastically deformed to improve the fracture crack limit and improve the formability. It is also presumed that the ultrafine MgZn clusters are formed to suppress the generation of SS marks during press molding. If the content of Mg is less than 0.5%, these effects of containing Mg will be insufficient. In addition, the ultrafine MgZn clusters are insufficient, and the number density of the peak size of the particle size distribution measured by the X-ray small angle scattering method does not become 1.0 × 10 −4 / nm 3 or more.
一方、Mgの含有量が7.0%を越えると、板の製造が困難となり、しかもプレス成形時に、却って粒界破壊が発生しやすくなり、プレス成形性が著しく低下する。したがって、Mgの含有量は1.5〜7.0質量%、好ましくは2.5〜6.5質量%の範囲とする。   On the other hand, if the Mg content exceeds 7.0%, it becomes difficult to produce a plate, and intergranular fracture is more likely to occur during press molding, which significantly reduces press formability. Therefore, the content of Mg is 1.5 to 7.0% by mass, preferably 2.5 to 6.5% by mass.
Zn:1.0〜4.0質量%
Znは、前記新規な超微細MgZnクラスタを形成して、プレス成形の際のSSマークの発生を抑制するものと推測される。Znが1.0質量%未満と少なすぎる場合は、プレス成形の際のSSマークの発生抑制効果発揮が不十分となる。また、前記超微細MgZnクラスタも不足して、前記X線小角散乱法で測定された前記粒度分布のピークサイズの数密度が1.0×10-4/nm以上にはならなくなる。
Zn: 1.0-4.0 mass%
Zn is presumed to form the new ultrafine MgZn clusters and suppress the generation of SS marks during press molding. When Zn is too small as less than 1.0% by mass, the effect of suppressing the generation of SS marks during press molding is insufficient. In addition, the ultrafine MgZn clusters are insufficient, and the number density of the peak size of the particle size distribution measured by the X-ray small angle scattering method does not become 1.0 × 10 −4 / nm 3 or more.
一方、Znの含有量が4.0質量%を越えれば、耐食性が低下してしまうから、Znの含有量は4.0質量%以下で、前記1.0〜4.0質量%の範囲内が望ましい。更に好ましくは2.0〜3.5質量%の範囲内である。   On the other hand, if the Zn content exceeds 4.0% by mass, the corrosion resistance is lowered. Therefore, the Zn content is 4.0% by mass or less, and is within the range of 1.0 to 4.0% by mass. Is desirable. More preferably, it exists in the range of 2.0-3.5 mass%.
Al−Mg系アルミニウム合金板において、通常、Znは、Cuとともに、析出強化によって強度を向上させる有効な元素と認識されている。また、前記特許文献1では、ZnがSSマークの抑制にも有効な元素と認識されている。しかし、本発明のように、後述する製造条件との組み合わせによって、前記超微細MgZnクラスタを形成して、プレス成形の際のSSマークの発生を抑制する点については公知では無い。   In an Al—Mg-based aluminum alloy plate, Zn is generally recognized as an effective element for improving the strength by precipitation strengthening together with Cu. Moreover, in the said patent document 1, Zn is recognized as an element effective also in suppression of SS mark. However, as in the present invention, it is not publicly known that the ultrafine MgZn clusters are formed in combination with manufacturing conditions described later to suppress the generation of SS marks during press molding.
その他の元素:
本発明では、その他の元素として、更に、Fe、Si、Mn、Cr、Zr、V、Ti、Cuの内から選ばれる一種また二種以上を含有することを許容する。これらの元素は、溶解原料としてアルミニウム合金スクラップ量(アルミニウム地金に対する割合)が増すほど含有量が多くなる不純物元素である。即ち、Al合金板のリサイクルの観点から、溶解原料として、高純度アルミニウム地金だけではなく、5000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た場合には、これら元素の混入量(含有量)が必然的に多くなる。そして、これら元素を例えば検出限界以下などに低減すること自体がコストアップとなり、ある程度の含有の許容が必要となる。
Other elements:
In the present invention, it is allowed to contain one or more selected from Fe, Si, Mn, Cr, Zr, V, Ti and Cu as other elements. These elements are impurity elements whose content increases as the amount of aluminum alloy scrap (ratio to aluminum metal) increases as a melting raw material. In other words, from the viewpoint of recycling Al alloy plates, not only high-purity aluminum bullion but also 5000 series alloys, other Al alloy scrap materials, and low-purity Al bullion are used as melting raw materials. The amount (content) of these elements inevitably increases. Then, reducing these elements to, for example, below the detection limit itself increases the cost, and it is necessary to allow a certain amount of inclusion.
また、これら元素には、少量だけ含有された場合には、結晶粒の微細化効果もある。Al−Mg系アルミニウム合金板のプレス成形時の肌荒れは、板の平均結晶粒径が50μmを超えるなど、結晶粒径が大きい場合に発生しやすく、板の結晶粒径は小さいほど好ましい。また、これらの元素は、同じく少量の含有で、成形性限界を向上させる効果もある。   Further, when these elements are contained in a small amount, they also have an effect of refining crystal grains. Roughness during press forming of an Al—Mg-based aluminum alloy plate is likely to occur when the crystal grain size is large, such as when the average crystal grain size of the plate exceeds 50 μm, and the smaller the crystal grain size of the plate, the better. These elements are also contained in small amounts, and have the effect of improving the formability limit.
ただ、一方で、これらの元素の含有量が多くなると、やはり、これら元素の弊害として、これらの元素に起因する粗大な晶出物や析出物が多くなり、破壊の起点になりやすく、却ってプレス成形性を低下させる。さらに、結晶粒径も微細になりすぎ、25μm未満になるとSSマークも出やすくなる。したがって、これらの元素を含有する場合には、各々、Fe:1.0質量%以下、Si:0.5質量%以下、Mn:1.0質量%以下、Cr:0.3質量%以下、Zr:0.3質量%以下、V:0.3質量%以下、Ti:0.1質量%以下、Cu:1.0質量%以下の範囲とする。   However, on the other hand, if the content of these elements increases, the adverse effects of these elements also increase the number of coarse crystals and precipitates resulting from these elements, which tend to be the starting point of destruction. Reduces moldability. Furthermore, the crystal grain size becomes too fine, and if it is less than 25 μm, an SS mark is likely to appear. Therefore, when these elements are contained, Fe: 1.0% by mass or less, Si: 0.5% by mass or less, Mn: 1.0% by mass or less, Cr: 0.3% by mass or less, Zr: 0.3 mass% or less, V: 0.3 mass% or less, Ti: 0.1 mass% or less, Cu: 1.0 mass% or less.
(製造方法)
本発明の板の製造方法について、以下に具体的に説明する。
(Production method)
The manufacturing method of the board of this invention is demonstrated concretely below.
本発明では、溶体化処理前までの圧延工程までは、5182、5082、5083、5056などのMgを4.5%程度含む、成形用Al−Mg系合金の通常の製造工程による製造方法で製造可能である。即ち、鋳造(DC鋳造法や連続鋳造法)、均質化熱処理、熱間圧延の通常の各製造工程を経て製造され、板厚が1.5〜5.0mmであるアルミニウム合金熱延板とされる。この段階で製品板としても良く、また冷間圧延前もしくは冷間圧延の中途において1回または2回以上の中間焼鈍を選択的に行ないつつ、更に冷延して、板厚が1.5mm以下の冷延板の製品板としても良い。   In the present invention, until the rolling process before the solution treatment, it is manufactured by a manufacturing method according to a normal manufacturing process of an Al-Mg alloy for forming containing about 4.5% of Mg such as 5182, 5082, 5083, and 5056. Is possible. That is, an aluminum alloy hot-rolled sheet having a thickness of 1.5 to 5.0 mm is manufactured through normal manufacturing processes such as casting (DC casting or continuous casting), homogenization heat treatment, and hot rolling. The At this stage, a product plate may be used. Further, it is further cold-rolled while selectively performing one or more intermediate annealings before or during cold rolling, and the plate thickness is 1.5 mm or less. It is good also as the product board of the cold-rolled sheet.
これらの前記組成からなるAl−Mg系アルミニウム合金板(製品板)に、溶体化処理・焼入れ(最終焼鈍)を施し、その後スキンパスなどの冷間加工を行なってこの板に予歪みを付与した上で、この板に50〜100℃の低温での付加焼鈍あるいは時効処理を行う。より具体的には、450〜570℃の範囲内の温度に加熱して、保持せずに又は180秒以下の保持後に、100℃の温度までを5℃/sec以上の冷却速度で急冷する溶体化処理・焼入れを施し、更に、この溶体化処理・焼入れ後の前記100℃までの急冷後、1時間以内に、更に冷間加工を行なってこの板に予歪みを付与した後、40〜90℃の温度で焼鈍する時効処理を行う。   After applying solution treatment and quenching (final annealing) to the Al—Mg-based aluminum alloy plate (product plate) having the above-mentioned composition and then performing cold working such as a skin pass, this plate is pre-strained. Then, this plate is subjected to addition annealing or aging treatment at a low temperature of 50 to 100 ° C. More specifically, a solution that is heated to a temperature within the range of 450 to 570 ° C. and rapidly cooled to a temperature of 100 ° C. at a cooling rate of 5 ° C./sec or higher without being held or after being held for 180 seconds or less. After the solution treatment / quenching, and after the solution treatment / quenching, the steel plate was rapidly cooled to 100 ° C., and further cold-worked within 1 hour to give pre-strain to the plate. An aging treatment is performed by annealing at a temperature of ° C.
そして、この板組織(前記新規な微細MgZnクラスタの存在)とこの板のプレス成形性とを示す指標として、前記X線小角散乱法で測定された前記粒度分布のピークサイズの数密度が1.0×10-4/nm以上にする。 As an index indicating the plate structure (presence of the novel fine MgZn clusters) and the press formability of the plate, the number density of the peak size of the particle size distribution measured by the X-ray small angle scattering method is 1. 0 × 10 −4 / nm 3 or more.
溶体化処理(最終焼鈍):
本発明の板とするためには、前記した常法にて得られた所要の板厚のこれら熱延板あるいは冷延板に対して、先ず、最終焼鈍として、急速加熱や急速冷却を伴なう溶体化・焼入れ処理を行なう。これによって、このような溶体化・焼入れ処理を行なった材料、いわゆるT4処理材は、バッチ焼鈍材と比較して強度と成形性とのバランスに優れ、また焼入れ時に導入される空孔の作用によりSSマークの発生もより少なくなる。
Solution treatment (final annealing):
In order to obtain the plate of the present invention, these hot-rolled plates or cold-rolled plates having the required thickness obtained by the above-described conventional method are first subjected to rapid heating and rapid cooling as final annealing. Perform solution treatment and quenching. As a result, the material that has undergone such solution treatment / quenching treatment, the so-called T4 treatment material, has an excellent balance between strength and formability compared to the batch annealed material, and the action of pores introduced during quenching. The occurrence of SS marks is also reduced.
ここで、溶体化処理温度の適正値は具体的な合金組成によって異なるが、450℃以上570℃以下の範囲内とする必要があり、また溶体化処理温度での保持は、0秒(保持しない)か180秒(3分)以内とする必要がある。溶体化処理温度が450℃未満では合金元素の固溶が不充分となって強度・延性等が低下し、さらに前記新規な超微細MgZnクラスタの形成が不十分となりSSマークを抑制する効果が小さくなる。一方、溶体化処理温度が570℃を越えれば、結晶粒が過度に粗大化して成形性の低下や成形時の肌荒れの発生が問題となる。また溶体化処理温度での保持時間が長くなれば、結晶粒の過度の粗大化の問題が生じる。   Here, although the appropriate value of the solution treatment temperature varies depending on the specific alloy composition, it must be within the range of 450 ° C. or more and 570 ° C. or less, and the retention at the solution treatment temperature is 0 second (not retained). ) Or within 180 seconds (3 minutes). When the solution treatment temperature is less than 450 ° C., the alloy element is not sufficiently dissolved, the strength and ductility are lowered, and the formation of the new ultrafine MgZn clusters is insufficient, and the effect of suppressing the SS mark is small. Become. On the other hand, if the solution treatment temperature exceeds 570 ° C., the crystal grains become excessively coarse, which causes problems such as deterioration of moldability and generation of rough skin during molding. In addition, if the holding time at the solution treatment temperature is increased, a problem of excessive coarsening of crystal grains occurs.
焼入れ処理:
さらに溶体化処理後の焼入れ処理時の冷却速度は、2℃/sec以上の冷却速度で、室温まで急速冷却する必要がある。冷却速度が2℃/秒未満では、SSマークの発生を抑制する効果が小さくなり、この後に予加工および焼鈍を加えてもSSマークが発生する恐れがある。
Quenching process:
Furthermore, the cooling rate during the quenching after the solution treatment needs to be rapidly cooled to room temperature at a cooling rate of 2 ° C./sec or more. If the cooling rate is less than 2 ° C./second, the effect of suppressing the generation of the SS mark is reduced, and there is a possibility that the SS mark may be generated even if pre-processing and annealing are performed thereafter.
このような溶体化処理・焼入れは、連続焼鈍ライン(CAL)や炉を用いて連続的に行なっても良いし、あるいは加熱にソルトバス等を、冷却に水焼入れ、油焼入れ、強制空冷等を用いてバッチ式で行なっても良い。ここで最も好適なCALを用いた溶体化処理・焼入れを実施した場合、室温〜溶体化処理温度までの一般的な加熱および冷却の速度はともに5〜100℃/秒程度である。   Such solution treatment / quenching may be performed continuously using a continuous annealing line (CAL) or furnace, or a salt bath for heating, water quenching for oil cooling, oil quenching, forced air cooling, etc. It may be used in a batch manner. Here, when the solution treatment / quenching using the most preferable CAL is performed, the general heating and cooling rates from room temperature to the solution treatment temperature are both about 5 to 100 ° C./second.
予歪:
本発明の板とするためには、これら溶体化処理・焼入れ(最終焼鈍)を施した後、更に、板に予歪みを与える冷間加工(予加工)を行なう。このような予加工は、前記最終焼鈍後の室温までの急冷後、1時間以内に行なう。予加工までの時間が1時間を超えた場合、前記焼入れ時に導入される原子レベルでの微細空孔が無くなるか少なくなり、予歪みを与えて低温で焼鈍しても、この板組織に前記超微細なMgZnクラスタを存在させられないか、その量が不足する可能性が高いと推考される。予加工までの時間が1時間を超えた場合には、実際問題として、前記X線小角散乱法で測定された前記粒度分布のピークサイズの数密度が1.0×10-4/nm以上にならず、SSマークの発生も抑制されにくくなるからである。
Predistortion:
In order to obtain the plate of the present invention, after the solution treatment / quenching (final annealing), cold working (pre-working) for pre-straining the plate is further performed. Such pre-processing is performed within 1 hour after the rapid cooling to room temperature after the final annealing. When the time to pre-processing exceeds 1 hour, fine pores at the atomic level introduced during quenching are eliminated or reduced, and even if pre-strained and annealed at low temperature, It is assumed that there is a high possibility that the fine MgZn clusters cannot be present or the amount thereof is insufficient. When the time to pre-processing exceeds 1 hour, as a practical matter, the number density of the peak size of the particle size distribution measured by the X-ray small angle scattering method is 1.0 × 10 −4 / nm 3 or more. This is because the occurrence of SS marks is hardly suppressed.
予加工の種類は問わず、通常の予加工の手段である、例えば、スキンパス圧延、冷間圧延もしくはローラーレベラーによる繰返し曲げ加工などにより行なう。このように耐力値の増加分が特定の範囲内となるように調整して予加工としての冷間加工を行なうことによって、プレス成形時の降伏伸びの発生を確実に抑制して、SSマーク、特にランダムマークの発生を確実に防止することが可能となる。したがって、本発明Al−Mg系アルミニウム合金板では、予め一定の予歪みを与えられた上でプレス成形されることが前提として好ましい。   Regardless of the type of pre-processing, it is performed by means of normal pre-processing, for example, skin pass rolling, cold rolling, or repeated bending using a roller leveler. Thus, by adjusting the increment of the proof stress value to be within a specific range and performing cold working as pre-processing, the occurrence of yield elongation during press forming is reliably suppressed, and the SS mark, In particular, it is possible to reliably prevent the generation of random marks. Therefore, it is preferable that the Al—Mg-based aluminum alloy plate of the present invention is pre-formed after being given a certain pre-strain.
ここで、板に予歪みを与える予加工の加工率(予歪の付与量)は、その後の低温での付加焼鈍で、前記超微細なMgZnクラスタを析出させ、前記X線小角散乱法で測定された前記粒度分布のピークサイズの数密度が1.0×10-4/nm以上になるように加える。この最適な加工率は、ZnやMg量などの組成や、予加工までの調質条件によって異なり、かつ重大には、その後の付加焼鈍温度が、通常のより高温での時効析出温度(150〜200℃程度)に比して、著しく低温であるために、一概には言えず、試行錯誤するしかない。 Here, the processing rate of pre-processing that gives pre-strain to the plate (amount of pre-strain) is measured by the X-ray small angle scattering method by precipitating the ultrafine MgZn clusters by subsequent annealing at a low temperature. The number density of the peak size of the particle size distribution is 1.0 × 10 −4 / nm 3 or more. The optimum processing rate varies depending on the composition such as the amount of Zn and Mg and the tempering conditions up to the pre-processing, and seriously, the subsequent annealing temperature is an aging precipitation temperature (150 to Compared to about 200 ° C.), the temperature is extremely low, so it cannot be generally stated, and there is no choice but to try and error.
ただ、この加工率が高すぎると、板の耐力値が高くなりすぎて却って成形性が低下する。また、加工率が低すぎると、その後の付加焼鈍が低温なので、前記超微細なMgZnクラスタの析出量が減って、前記粒度分布のピークサイズの数密度が1.0×10-4/nm以上にならなくなる。 However, if this processing rate is too high, the proof stress value of the plate becomes too high and the formability deteriorates. On the other hand, if the processing rate is too low, the subsequent annealing is at a low temperature, the amount of precipitation of the ultrafine MgZn clusters is reduced, and the number density of the peak size of the particle size distribution is 1.0 × 10 −4 / nm 3. No more.
室温時効処理後の人工時効処理:
本発明では、この予加工の後に、40〜90℃の比較的低温の加熱で焼鈍する人工時効処理(付加焼鈍)を行う。但し、前記予加工の後に、直ちに、この人工時効処理を行うのではなく、少なくとも7日間以上、好ましくは2週間以上の、室温時効処理後に(室温時効時間経過後に)、この人工時効処理を行う。この室温時効時間とは、前記予加工終了(完了)後、人工時効処理(付加焼鈍)の加熱開始までの時間(経過あるいは所要時間)である。
Artificial aging treatment after room temperature aging treatment:
In this invention, the artificial aging treatment (addition annealing) which anneals by the comparatively low temperature heating of 40-90 degreeC is performed after this pre-processing. However, this artificial aging treatment is not performed immediately after the pre-processing, but after the room temperature aging treatment (after the room temperature aging time has passed) for at least 7 days or more, preferably 2 weeks or more. . This room temperature aging time is the time (elapsed or required time) from the end of the pre-processing (completed) to the start of heating in the artificial aging treatment (additional annealing).
前記予加工の後に前記人工時効処理を行う場合、通常は、設備トラブルなどの余程の事情でもない限り、工程の効率上、遅くとも3日間程度以内には行う。これに対して、本発明では、前記予加工の後に、十分に室温時効させ(室温時効処理し)、前記人工時効処理の前に、予め前記超微細なMgZnクラスタを生成させる。この人工時効処理(付加焼鈍)の40〜80℃という温度は、通常のより高温の時効析出温度に比して、著しく低温である。したがって、この予加工の後の、予め行う室温時効(処理)時間が短い場合、この人工時効処理によっても、前記超微細なMgZnクラスタを十分に生成存在させられず、前記粒度分布のピークサイズの数密度が1.0×10-4/nm以上にならなくなる。 When the artificial aging treatment is performed after the pre-processing, it is usually performed within about three days at the latest in terms of the efficiency of the process unless there is an excessive situation such as equipment trouble. On the other hand, in the present invention, after the pre-processing, the film is sufficiently aged at room temperature (room temperature aging treatment), and the ultrafine MgZn clusters are generated in advance before the artificial aging treatment. The temperature of 40 to 80 ° C. in this artificial aging treatment (additional annealing) is significantly lower than the normal higher aging precipitation temperature. Therefore, when the room temperature aging (treatment) time to be performed after this pre-processing is short, the artificial aging treatment does not sufficiently generate and exist the ultrafine MgZn clusters, and the peak size of the particle size distribution The number density does not become 1.0 × 10 −4 / nm 3 or more.
前記人工時効処理温度が40〜80℃と低いのは、低い温度の方が、溶体化焼入れ処理後の過飽和固溶度が大きくなるため、前記超微細なMgZnクラスタが安定的に形成されるためである。この人工時効処理温度が、通常の人工時効処理温度のように、80℃を超えて高すぎると、前記超微細なMgZnクラスタが分解し、さらに前記η相などの粗大なMgZn系析出物が生成する。このため、X線小角散乱法で測定された微細粒子の粒度分布の平均粒子径が0.1nm以上10.0nm以下とならず、前記粒度分布のピークサイズの数密度が1.0×10-4/nm以上にならない。即ち、結果的に、前記超微細なMgZnクラスタが不足し、SSマークを抑制できるだけの前記粒度分布のピークサイズの数密度にならない。また、結晶粒界などでMgやCuその他の合金添加元素を含む第二相粒子の粗大化が生じて延性、成形性あるいは耐食性の低下を招く。 The reason why the artificial aging treatment temperature is as low as 40 to 80 ° C. is that the superfine MgZn cluster is stably formed because the supersaturated solid solubility after the solution hardening treatment is increased at a lower temperature. It is. If this artificial aging treatment temperature is too high exceeding 80 ° C. like the normal artificial aging treatment temperature, the ultrafine MgZn clusters are decomposed and further coarse MgZn-based precipitates such as the η phase are formed. To do. For this reason, the average particle size of the particle size distribution of the fine particles measured by the X-ray small angle scattering method does not become 0.1 nm or more and 10.0 nm or less, and the number density of the peak size of the particle size distribution is 1.0 × 10 −. 4 / nm 3 not more than. That is, as a result, the ultrafine MgZn clusters are insufficient, and the number density of the peak size of the particle size distribution that can suppress the SS mark is not achieved. In addition, coarsening of the second phase particles containing Mg, Cu or other alloy additive elements occurs at the grain boundaries or the like, resulting in a decrease in ductility, formability or corrosion resistance.
一方で、前記人工時効処理温度が40℃未満と低すぎると、拡散速度が遅くなるため、前記超微細なMgZnクラスタの形成に多大な時間がかかりすぎ、前記人工時効処理の効果が小さくなり、工業的な条件としては不十分である。   On the other hand, if the artificial aging treatment temperature is too low as less than 40 ° C., the diffusion rate is slow, so it takes too much time to form the ultrafine MgZn clusters, and the effect of the artificial aging treatment is reduced, Industrial conditions are not sufficient.
この人工時効処理時間は、好ましくは、前記温度範囲に30分〜240分程度加熱、保持して行う。30分未満では前記時効処理の効果がない。一方、240分を越えても効果は変わらず、あまり長時間過ぎても意味がない。   This artificial aging treatment time is preferably performed by heating and holding in the temperature range for about 30 minutes to 240 minutes. If it is less than 30 minutes, there is no effect of the aging treatment. On the other hand, the effect does not change even if it exceeds 240 minutes, and it is meaningless if it is too long.
このような室温時効処理と低温での人工時効処理(付加焼鈍)との特殊な組み合わせ、あるいは、これらの特殊な時効処理と前記予加工との組み合わせによって、前記超微細なMgZnクラスタが前記粒度分布のピークサイズの数密度を満たすだけ生成存在して、SSマークを抑制できる本発明の板とすることができる。
なお、従来技術においては、前記溶体化処理・焼入れ(最終焼鈍)にて一連の製造工程が終了となるか、あるいは前記特許文献1のように、溶体化処理・焼入れ後に3〜5%の冷間加工を行って、その後に300〜400℃程度の最終焼鈍を行って工程が終了となる。また、このような従来技術の工程では、セレーション発生の臨界ひずみ向上は不十分となる。
Due to a special combination of such room temperature aging treatment and artificial aging treatment (additional annealing) at a low temperature, or a combination of these special aging treatment and the pre-processing, the ultrafine MgZn cluster has the particle size distribution. It is possible to provide the plate of the present invention that can be generated and exist as long as the number density of the peak size is satisfied and that can suppress the SS mark.
In the prior art, a series of manufacturing steps is completed by the solution treatment / quenching (final annealing), or 3-5% cooling after solution treatment / quenching as in Patent Document 1. After the intermediate processing, the final annealing is performed at about 300 to 400 ° C., and the process is completed. Further, in such a prior art process, the critical strain improvement of serration generation is insufficient.
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に示す発明例、比較例の各組成のAl−Mg系合金板を製造し、表2に示す条件で調質、製造した後、この調質後の板の組織、機械的な特性を各々測定、評価した。この結果を表3に示す。なお、表1における元素含有量の「−」表記は、その元素の含有量が検出限界以下であることを示す。   Next, examples of the present invention will be described. After manufacturing Al-Mg type alloy plates having the respective compositions of the invention examples and comparative examples shown in Table 1 and tempering and manufacturing under the conditions shown in Table 2, the structure and mechanical properties of the tempered plates are shown. Each was measured and evaluated. The results are shown in Table 3. In addition, "-" description of element content in Table 1 shows that the content of the element is below a detection limit.
熱延板や冷延板の製造方法は、各例とも共通して行った。即ち、ブックモールド鋳造によって鋳造した50mm厚の鋳塊を、480℃で8時間の均質化熱処理を行い、その後400℃にて熱間圧延を開始した。板厚は、3.5mmの熱延板とした。この熱延板を、1.35mmの板厚まで冷間圧延を行った後に、表2に示すように、必要に応じて適宜硝石炉にて中間焼鈍を行いながら(中間焼鈍条件の記載が無い例は中間焼鈍せずに)、さらに冷間圧延して1.0mm厚の冷延板とした。   The manufacturing method of a hot-rolled sheet and a cold-rolled sheet was performed in common with each example. That is, a 50 mm thick ingot cast by book mold casting was subjected to a homogenization heat treatment at 480 ° C. for 8 hours, and then hot rolling was started at 400 ° C. The plate thickness was a 3.5 mm hot rolled plate. After cold rolling the hot-rolled sheet to a thickness of 1.35 mm, as shown in Table 2, while appropriately performing intermediate annealing in a glass furnace as necessary (there is no description of intermediate annealing conditions) The example was not subjected to intermediate annealing), and was further cold-rolled to form a cold-rolled sheet having a thickness of 1.0 mm.
これら冷延板を、表2に表1の合金番号とともに示す通り、各々異なる条件で、溶体化・焼入れ処理、次いで、予歪みを与える冷間加工としてのスキンパス、その後の室温時効処理、人工時効処理、の調質処理を各々選択的に行った。また、前記スキンパス後の室温時効処理時間を種々変えた。   As shown in Table 2 together with the alloy numbers in Table 1, these cold-rolled plates are subjected to solution treatment and quenching treatment under different conditions, then skin pass as cold working to give pre-strain, subsequent room temperature aging treatment, artificial aging The tempering process was selectively performed. Moreover, the room temperature aging treatment time after the skin pass was variously changed.
これら調質処理後の板から試験片(1mm厚み)を切り出し、この試験片(調質後の板)のX線小角散乱測定、組織、機械的な特性を各々測定、評価した。これらの結果を表3に各々示す。ここで、表2と表3との略号は同じで、互いに略号が同じものは同じ例を示す。   A test piece (1 mm thickness) was cut out from these tempered plates, and the X-ray small angle scattering measurement, structure, and mechanical properties of the test piece (tempered plate) were measured and evaluated. These results are shown in Table 3, respectively. Here, the abbreviations in Table 2 and Table 3 are the same, and the same abbreviations indicate the same examples.
(X線小角散乱測定)
X線小角散乱測定は、各例とも共通して、試験装置として「SPring−8」の「BL40B2」を用い、波長1.54ÅのX線を用いて測定し、各例とも前記図1のX線の散乱強度プロファイルを測定した。試験装置は、試験片表面に対してX線を5度以下の微小角度(小角)で照射し、前記試験片から散乱されるX線を2次元のマルチワイヤー型検出器を用いて測定するものである。
(X-ray small angle scattering measurement)
The X-ray small-angle scattering measurement is common to each example, using “SPring-8” “BL40B2” as a test apparatus, and measuring using X-rays having a wavelength of 1.54 mm. The scattering intensity profile of the line was measured. The test apparatus irradiates the surface of the test piece with X-rays at a minute angle (small angle) of 5 degrees or less, and measures the X-rays scattered from the test piece using a two-dimensional multi-wire detector. It is.
この際、前記図1のX線の散乱強度プロファイルにおいて、横軸のギニエ半径が1q/nm-1から10q/nm-1の間で、実線で示す発明例のような、図の上側に凸なピークがあるか無いかも同時に判別した。この結果も表3に「散乱強度の上に凸なプロファイルの有無」で示す。 At this time, the scattering intensity profile of the X-ray of FIG. 1, between Guinier radius on the horizontal axis from 1q / nm -1 of 10q / nm -1, such as in the invention examples shown in solid lines, convex on the upper side of FIG. At the same time, it was determined whether or not there was a peak. This result is also shown in Table 3 as “presence / absence of a convex profile on the scattering intensity”.
この図1のX線の散乱強度プロファイルを、前記したSchmidtraniらによる公知の解析方法を用いて解析して、X線小角散乱法で測定された微細粒子(MgZnクラスタ)の粒度分布を求めた。そして、この粒度分布の平均粒子直径R(nm)と、この粒度分布のピークサイズの数密度D(×10-4/nm)とを求めた。 The X-ray scattering intensity profile of FIG. 1 was analyzed using a known analysis method by Schmidtrani et al. Described above, and the particle size distribution of fine particles (MgZn clusters) measured by the X-ray small angle scattering method was obtained. And the average particle diameter R (nm) of this particle size distribution and the number density D ( x10 < -4 > / nm < 3 >) of the peak size of this particle size distribution were calculated | required.
(機械的特性)
前記板の機械的特性の調査として、上記各試験片の引張試験を行い、引張強さ(MPa)、伸び(%)を各々測定した。これらの結果を表3に示す。試験条件は、圧延方向に対して直角方向のJISZ2201の5号試験片(25mm×50mmGL×板厚)を採取し、引張試験を行った。引張試験は、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。この際、初期歪み速度は2.0×10-1/s、クロスヘッド速度は2mm/分として、試験片が破断するまで一定の速度で行った。
(Mechanical properties)
As an investigation of the mechanical properties of the plate, the above test pieces were subjected to a tensile test, and tensile strength (MPa) and elongation (%) were measured. These results are shown in Table 3. As test conditions, a No. 5 test piece (25 mm × 50 mmGL × sheet thickness) of JISZ2201 in a direction perpendicular to the rolling direction was sampled and subjected to a tensile test. The tensile test was performed at room temperature of 20 ° C. based on JISZ2241 (1980) (metal material tensile test method). At this time, the initial strain rate was 2.0 × 10 −1 / s, the crosshead speed was 2 mm / min, and the test was performed at a constant rate until the test piece broke.
(組織)
念のために、SSマーク特性に大きく影響する、最大長さが1μm以上の粗大なMgZnクラスタの有無を確認するために、各例とも、板の組織調査として、前記試験片をFE−TEMにより倍率30万倍にて組織観察した。その結果を表3に示す。なお、前記した最大長さが数十nm程度のη相やθ相、T相などがまだ準安定な状態として存在するMgZnクラスタが存在しても、SSマーク特性には大きく影響しないために、これらの有無が調査しなかった。ただ、これらのη相やθ相、T相などがまだ準安定な状態として存在するMgZnクラスタがあまり多くなると、本発明のX線小角散乱測定による微細粒子(MgZnクラスタ)の存在が減り、微細粒子の数が不足する可能性があるので、少ない方が好ましい。
(Organization)
As a precaution, in order to confirm the presence or absence of coarse MgZn clusters having a maximum length of 1 μm or more, which greatly affects the SS mark characteristics, in each case, the test piece was subjected to FE-TEM as a plate structure investigation. The structure was observed at a magnification of 300,000 times. The results are shown in Table 3. Note that the presence of MgZn clusters in which the η phase, θ phase, T phase, etc. whose maximum length is about several tens of nanometers are still in a metastable state does not greatly affect the SS mark characteristics. The presence or absence of these was not investigated. However, if there are too many MgZn clusters in which these η phase, θ phase, T phase, etc. still exist in a metastable state, the presence of fine particles (MgZn clusters) by the X-ray small angle scattering measurement of the present invention decreases, Since the number of particles may be insufficient, a smaller number is preferable.
(SSマーク発生評価)
同時に、前記板のプレス成形性としてのSSマーク発生評価のために、前記引張試験時における、降伏伸び(%)と、前記応力−歪曲線上の鋸歯状のセレーションが発生する歪み量(臨界歪み量:%)を調べた。その結果を表3に示す。
(SS mark generation evaluation)
At the same time, for the SS mark generation evaluation as the press formability of the plate, the yield elongation (%) and the amount of strain that generates serrated serrations on the stress-strain curve during the tensile test (critical strain amount) :%). The results are shown in Table 3.
表1、2の通り、各発明例は、本発明の組成規定を満足し、前記好ましい製造条件で製造されている。この結果、表3の通り、各発明例は、前記図1のX線の散乱強度プロファイルにおいて、横軸のギニエ半径が1q/nm-1から10q/nm-1の間での図の上側に凸な前記ピークがあり、微細粒子(MgZnクラスタ)の存在が裏付けられる。そして、各発明例は、X線小角散乱法で測定された微細粒子の粒度分布の平均粒子直径R(nm)と、この粒度分布のピークサイズの数密度D(×10-4/nm)とが本発明範囲内にある。 As shown in Tables 1 and 2, each of the inventive examples satisfies the composition rule of the present invention and is manufactured under the preferable manufacturing conditions. As a result, as shown in Table 3, each of the examples of the invention, the scattering intensity profile of the X-ray of FIG. 1, Guinier radius on the horizontal axis in the upper figure in between 1q / nm -1 of 10q / nm -1 There is a convex peak, which supports the presence of fine particles (MgZn clusters). And each invention example is the average particle diameter R (nm) of the particle size distribution of the fine particle measured by the X-ray small angle scattering method, and the number density D (× 10 −4 / nm 3 ) of the peak size of this particle size distribution. Are within the scope of the present invention.
これによって、表3の通り、各発明例は、アルミニウム合金板の応力−歪曲線上のセレーション発生の臨界歪みが8%以上であり、高いものは10.0%、あるいは15.0%以上である。しかも、これらの優れたSSマーク特性を、JIS5052合金やJIS5182合金等の5000系アルミニウム合金板の有する引張強さや伸びなどの、優れた機械的な特性レベルを落とすこと無しに達成できている。   Accordingly, as shown in Table 3, in each of the inventive examples, the critical strain of serration generation on the stress-strain curve of the aluminum alloy plate is 8% or more, and the high one is 10.0% or 15.0% or more. . In addition, these excellent SS mark characteristics can be achieved without degrading excellent mechanical characteristic levels such as tensile strength and elongation of 5000 series aluminum alloy plates such as JIS 5052 alloy and JIS 5182 alloy.
一方、比較例22〜30は、発明例1と同じ表1の合金番号1を用いながら、表2の通り、調質条件が好ましい範囲から各々外れている。比較例22はスキンパスを行っておらず予歪みを与えていない。比較例23は溶体化処理温度が低すぎる。比較例24は溶体化処理後の焼き入れ時の冷却速度が低すぎる。比較例25は低温の人工時効処理を施していない。比較例26は室温までの焼き入れ処理完了後、スキンパス開始までの所要時間が長すぎる。比較例27は人工時効処理温度が高すぎ、粗大な時効析出物が生成している。比較例28〜30はスキンパス後、人工時効処理までの室温での時効処理時間が短すぎる。   On the other hand, as for Comparative Examples 22-30, using the alloy number 1 of Table 1 which is the same as that of Invention Example 1, as shown in Table 2, the tempering conditions are out of the preferred ranges. In Comparative Example 22, no skin pass was performed and no predistortion was applied. In Comparative Example 23, the solution treatment temperature is too low. In Comparative Example 24, the cooling rate during quenching after the solution treatment is too low. Comparative Example 25 is not subjected to low-temperature artificial aging treatment. In Comparative Example 26, the time required to start the skin pass after completion of the quenching process to room temperature is too long. In Comparative Example 27, the artificial aging treatment temperature is too high, and coarse aging precipitates are generated. In Comparative Examples 28 to 30, the aging treatment time at room temperature after the skin pass until the artificial aging treatment is too short.
一方、比較例31〜34は、調質条件が好ましい範囲であるが、表1の合金組成が発明範囲を外れている。比較例31はZnを含有していない(表1の合金15)。比較例32はZnを含有しているものの、含有量が少なすぎる(表1の合金16)。比較例33はZnの含有量が多すぎる(表1の合金17)。比較例34はMgの含有量が多すぎる(表1の合金18)。   On the other hand, in Comparative Examples 31 to 34, the tempering conditions are in a preferable range, but the alloy composition in Table 1 is outside the scope of the invention. Comparative Example 31 does not contain Zn (Alloy 15 in Table 1). Although the comparative example 32 contains Zn, there is too little content (alloy 16 of Table 1). Comparative Example 33 has too much Zn content (Alloy 17 in Table 1). Comparative Example 34 has too much Mg content (Alloy 18 in Table 1).
この結果、表3の通り、各比較例は、前記X線小角散乱法で測定された微細粒子の粒度分布の平均粒子直径R(nm)と、この粒度分布のピークサイズの数密度D(×10-4/nm)とが本発明範囲から外れる。また、アルミニウム合金板の応力−歪曲線上のセレーション発生の臨界歪みが8%未満と低く、比較的粗大な時効析出物が生成した例(比較例23、24、27)もある。このため、各比較例は、前記粗大な時効析出物が生成した例を除き、強度や伸びなどの機械的な特性は発明例と大差ないものの、SSマーク特性は、発明例に比して著しく低い。 As a result, as shown in Table 3, each comparative example shows the average particle diameter R (nm) of the particle size distribution of the fine particles measured by the X-ray small angle scattering method and the number density D (× 10 −4 / nm 3 ) is out of the scope of the present invention. In addition, there is an example (Comparative Examples 23, 24, and 27) in which the critical strain of serration generation on the stress-strain curve of the aluminum alloy plate is as low as less than 8% and relatively coarse aging precipitates are generated. For this reason, each comparative example, except for the example in which the coarse aging precipitates are formed, has mechanical characteristics such as strength and elongation that are not significantly different from those of the inventive example, but the SS mark characteristics are significantly higher than those of the inventive example. Low.
以上の実施例から、本発明各要件あるいは好ましい条件のSSマーク特性に対する臨界的な意義が裏付けられる。   The above examples support the critical significance of each requirement or preferred condition of the present invention for the SS mark characteristics.
以上説明したように、本発明によれば、ストレッチャーストレインマーク(SSマーク)の発生が少なく、成形性に優れたZnを含むAl−Mg系アルミニウム合金板を提供できる。この結果、板をプレス成形して使用される、前記した自動車などの多くの用途へのAl−Mg系アルミニウム合金板の適用を広げるものである。   As described above, according to the present invention, it is possible to provide an Al—Mg-based aluminum alloy plate containing Zn which has few stretcher strain marks (SS marks) and has excellent formability. As a result, the application of the Al—Mg-based aluminum alloy plate to many uses such as the automobile described above, which is used by press-molding the plate, is expanded.

Claims (2)

  1. 質量%で、Mg:0.5〜7.0%、Zn:1.0〜4.0%を含み、残部がAlおよび不可避的不純物からなるAl−Mg系アルミニウム合金板であって、この板の組織とプレス成形性との関係を表す指標として、X線小角散乱法で測定された微細粒子の粒度分布の平均粒子直径が0.1nm以上10.0nm以下であるとともに、前記粒度分布のピークサイズの数密度が1.0×10-4/nm以上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。 An Al—Mg-based aluminum alloy plate containing, by mass%, Mg: 0.5 to 7.0%, Zn: 1.0 to 4.0%, the balance being Al and inevitable impurities, The average particle diameter of the fine particle size distribution measured by the X-ray small angle scattering method is 0.1 nm or more and 10.0 nm or less, and the peak of the particle size distribution An aluminum alloy plate having excellent formability, wherein the number density of the size is 1.0 × 10 −4 / nm 3 or more.
  2. 前記アルミニウム合金板が、更に、質量%で、Fe:1.0%以下、Si:0.5%以下、Mn:1.0%以下、Cr:0.3%以下、Zr:0.3%以下、V:0.3%以下、Ti:0.1%以下、Cu:1.0%以下、の内から選ばれる一種また二種以上を含有する請求項1に記載の成形性に優れたアルミニウム合金板。   The aluminum alloy plate is further mass%, Fe: 1.0% or less, Si: 0.5% or less, Mn: 1.0% or less, Cr: 0.3% or less, Zr: 0.3% 2. The moldability according to claim 1, which contains one or more selected from V: 0.3% or less, Ti: 0.1% or less, and Cu: 1.0% or less. Aluminum alloy plate.
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