JP2018178138A - High strength aluminum alloy sheet excellent in moldability, flexure processability and dent resistance, and manufacturing method therefor - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、自動車用ボディーパネル等に用いられる、成形性、曲げ加工性および耐デント性に優れた高強度の３０００系アルミニウム合金板及びその製造方法に関するものである。 The present invention relates to a high-strength 3000 series aluminum alloy sheet excellent in formability, bending workability and dent resistance, which is used for a body panel for automobiles and the like, and a method for producing the same.
自動車用ボディーシートとして、アルミニウム合金板を適用するためには、プレス金型によって所望の形状に成形する必要があり、集合組織を制御した、いわゆるプレス成形性に優れた５０００系アルミニウム合金板が開発されてきた。５０００系アルミニウム合金板は、マトリックスにＭｇが固溶することで強度が高く、さらに集合組織を制御することでプレス成形性にも優れているため、従来から自動車用ボディーシート材料として使用されてきた。 In order to apply an aluminum alloy sheet as a body sheet for an automobile, it is necessary to form it into a desired shape with a press die, and so-called 5000 series aluminum alloy sheet excellent in so-called press formability with controlled texture. It has been. The 5000 series aluminum alloy sheet has high strength due to the solid solution of Mg in the matrix, and also has excellent press formability by controlling the texture, so it has been conventionally used as a body sheet material for automobiles .
例えば、特許文献１では、Ａｌ−Ｍｇ系合金板であって、２ｗｔ％≦Ｍｇ≦６ｗｔ％のＭｇを含有し、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、及びＣｕの内から選ばれる１種以上を総和で０．０３ｗｔ％以上（Ｃｕが選択される場合はＣｕとして０．２ｗｔ％以上）含有し、且つ個々の元素の含有率の上限がＦｅ≦０．２ｗｔ％、Ｍｎ≦０．６ｗｔ％、Ｃｒ≦０．３ｗｔ％、Ｚｒ≦０．３ｗｔ％、Ｃｕ≦１．０％であり、残部がＡｌおよび不可避不純物である組成であり、ＣＵＢＥ方位の体積分率とＳ方位の体積分率の比（Ｓ／Ｃｕｂｅ）が１以上、ＧＯＳＳ方位が５％以下の集合組織を有し、且つ結晶粒径が２０〜１００μｍの範囲にあることを特徴とする深絞り成形性に優れるＡｌ−Ｍｇ系合金板が記載されている。特許文献１では、限界絞り比（ＬＤＲ）と集合組織との関係について詳細に研究されており、上記のような集合組織を有するアルミニウム合金板は、深絞り成形性の指標とされる限界絞り比（ＬＤＲ）の大きいことが示されている。 For example, in patent document 1, it is an Al-Mg type alloy plate, contains Mg of 2 wt% ≦ Mg ≦ 6 wt%, and sums one or more selected from Fe, Mn, Cr, Zr, and Cu. And contains 0.03 wt% or more (0.2 wt% or more as Cu when Cu is selected), and the upper limit of the content of each element is Fe ≦ 0.2 wt%, Mn ≦ 0.6 wt%, Cr Composition of ≦ 0.3 wt%, Zr ≦ 0.3 wt%, Cu ≦ 1.0%, the balance being Al and unavoidable impurities, and the ratio of the volume fraction of CUBE orientation to the volume fraction of S orientation ( Al-Mg-based alloy sheet excellent in deep drawability characterized by having a texture of S / Cube) of 1 or more and GOSS orientation of 5% or less and crystal grain diameter in the range of 20 to 100 μm Is described. In Patent Document 1, the relationship between the critical draw ratio (LDR) and the texture is studied in detail, and the aluminum alloy sheet having the texture as described above is a critical draw ratio which is regarded as an index of deep drawability. (LDR) is shown to be large.
さらに自動車用ボディーシートは、プレス成形後に焼き付け塗装されるため、いわゆる焼付け塗装性に優れたものが要求されている。このため、引張り強度、耐力を制御した、成形加工性、塗装焼付硬化性に優れた６０００系アルミニウム合金板も開発されてきた。 Furthermore, since a car body sheet is baked and applied after press molding, a sheet having excellent so-called bakeability is required. For this reason, 6000 series aluminum alloy sheets having controlled formability and paint bake hardenability, which control tensile strength and proof stress, have also been developed.
例えば、特許文献２には、重量％で、Ｍｇ：０．４〜１．２％、Ｓｉ：０．４〜１．２％、Ｃｕ：０．２５〜１．０％を含有し、かつ１．２％≦Ｍｇ＋Ｓｉ≦１．８％なる関係式を満足し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなり、（ＴＳ−ＹＳ）の値が１３０ＭＰａ以上であるアルミニウム合金板に、めっき層中の不純物としてＰｂが１５０ｐｐｍ以下、Ａｓが１００ｐｐｍ以下、Ｓｎが１００ｐｐｍ以下、Ｃｄが１０００ｐｐｍ以下、Ｔｌが１００ｐｐｍ以下およびＣｕが５００ｐｐｍ以下の亜鉛系めっきを施したアルミニウム合金板が記載されている。ここで、ＴＳは引張強さ、ＹＳは０．２％耐力（単位：ＭＰａ）である。
これによると、成形加工性、塗装焼付硬化性、化成処理性および耐食性に優れたアルミニウム合金板が得られるとされている。
For example, Patent Document 2 contains, by weight, Mg: 0.4 to 1.2%, Si: 0.4 to 1.2%, Cu: 0.25 to 1.0%, and 1 .2% ≦ Mg + Si ≦ 1.8%, and the balance is Al and unavoidable impurities, and the value of (TS-YS) is 130 MPa or more. There is described an aluminum alloy plate plated with zinc, which contains 150 ppm or less, As is 100 ppm or less, Sn is 100 ppm or less, Cd is 1000 ppm or less, Tl is 100 ppm or less and Cu is 500 ppm or less. Here, TS is tensile strength and YS is 0.2% proof stress (unit: MPa).
According to this, it is supposed that an aluminum alloy sheet excellent in molding processability, paint baking hardenability, chemical conversion treatment property and corrosion resistance can be obtained.
ところで、自動車用ボディーシートは、アウターパネルとインナーパネルとをカシメて一体化させるため、ヘム曲げ加工を施す必要がある。しかしながら、６０００系アルミニウム合金板は５０００系アルミニウム合金板に比べ、いわゆる曲げ加工性などが劣るため、曲げ加工後の微小割れや肌荒れを防止することが必要となっている。さらに薄肉高強度化が要求される中で、プレス成形性を向上させるとともに、焼付け塗装後の耐力を高く維持する必要も生じている。特に高温成形加工では、マトリックス中に固溶する遷移元素のため、動的回復が阻害されて高温での局部伸びが低下するケースも多く見られ、遷移元素の固溶量、金属組織の第二相粒子の個数密度を適切に制御することも課題となっている。 By the way, in order to integrate a car body sheet with an outer panel and an inner panel by caulking, it is necessary to perform hemm bending processing. However, since the 6000 series aluminum alloy sheet is inferior to the 5000 series aluminum alloy sheet in so-called bending workability and the like, it is necessary to prevent micro cracks and roughening after bending. Furthermore, while thin-walled high-strengthening is required, it is necessary to improve the press formability and to maintain a high yield strength after baking coating. In particular, in high temperature forming processing, there are many cases where dynamic recovery is inhibited and local elongation at high temperature is reduced due to transition elements dissolved in the matrix, and the solid solution amount of transition elements, metal structure second Proper control of the number density of phase particles is also an issue.
特許文献３には、Ｍｎ：０．８〜２．５質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、Ｍｎ固溶量が１．０質量％以下、かつ、Ｍｎ固溶量／Ｍｎ析出量が２．０以下であるアルミニウム合金板において、粒子径が０．５〜５．０μｍのＭｎ系化合物の個数密度が１０００個／ｍｍ２以上１０５００個／ｍｍ２以下、かつ、平均結晶粒径が３０μｍ以下であることを特徴とするアルミニウム合金板が記載されている。
これによると、アルミニウム合金板のＭｎ固溶量、Ｍｎ固溶量／Ｍｎ析出量、Ｍｎ系化合物の個数密度、平均結晶粒径を適切に制御することにより、高温成形性がより一層向上するとされている。
Patent Document 3 is composed of an aluminum alloy containing 0.8 to 2.5% by mass of Mn and the balance being Al and unavoidable impurities, and the solid solution amount of Mn is 1.0% by mass or less, and Mn In an aluminum alloy sheet having a solid solution amount / Mn precipitation amount of 2.0 or less, a number density of a Mn-based compound having a particle diameter of 0.5 to 5.0 μm is 1000 pieces / mm 2 or more and 10500 pieces / mm 2 or less And, an aluminum alloy plate characterized in that the average crystal grain size is 30 μm or less is described.
According to this, it is supposed that the high temperature formability is further improved by appropriately controlling the Mn solid solution amount, the Mn solid solution amount / Mn precipitation amount, the number density of the Mn compound and the average crystal grain size of the aluminum alloy sheet. ing.
特許文献４には、Ｆｅを１．０〜２．０質量％、さらにＭｎを２．０質量％以下含有し、残部がアルミニウムおよび不可避不純物からなり、当該不可避不純物としてのＴｉが０．０１質量%以下に制限された成分組成を有するとともに、平均結晶粒径が２０μｍ以下、{１１０}方位結晶の面積率が２５％以上に調整された組織を有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が記載されている。
これによると、電磁撹拌しながらＤＣ鋳造することで、３５％以上の伸び、０．８５以上の平均ｒ値、３３ｍｍ以上の球頭張出高さ、および２．１７以上の限界絞り比の全てを達成できるとされている。
Patent Document 4 contains 1.0 to 2.0% by mass of Fe, and 2.0% by mass or less of Mn, and the balance is aluminum and unavoidable impurities, and 0.01 mass of Ti as the inevitable impurities. Aluminum having an excellent crystallizing property characterized by having a component composition limited to 10% or less, and having a structure in which the average crystal grain size is adjusted to 20 μm or less and the area ratio of {110} oriented crystals is adjusted to 25% or more. Alloy plates are described.
According to this, by performing DC casting with electromagnetic stirring, all of elongation of 35% or more, average r value of 0.85 or more, ball head overhang height of 33 mm or more, and critical drawing ratio of 2.17 or more It is believed that you can achieve
特許文献５には、Ｍｎ：１．０〜１．６質量％、Ｆｅ：０．１〜０．８質量％、Ｓｉ：０．５〜１．０質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０質量％を含有し、不純物としてのＭｇを０．１０質量％未満に規制し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、金属組織は、円相当径１μｍ以上の第二相粒子の面積率が１．５〜３．５％であり、平均結晶粒径が２０〜５０μｍ、板面に平行な｛１００｝方位結晶の面積率と板面に平行な｛１２３｝＜６３４＞方位結晶の面積率との比であるＡＲ｛１００｝／ＡＲ｛１２３｝＜６３４＞比が４．８以上である再結晶集合組織を呈するとともに、引張強度１５５ＭＰａ以上、０.２％耐力１００ＭＰａ以下、伸び２６％以上である曲げ加工性および形状凍結性に優れたアルミニウム合金板が記載されている。
これによると、自動車用ボディーシートに適用可能な高強度を有しており、圧延集合組織を焼鈍して得られた再結晶集合組織を調整し、成形性、特に曲げ加工性および形状凍結性に優れた３０００系アルミニウム合金板を提供できるとされている。
In Patent Document 5, Mn: 1.0 to 1.6% by mass, Fe: 0.1 to 0.8% by mass, Si: 0.5 to 1.0% by mass, Ti: 0.005 to 0.. It has a component composition containing 10% by mass, Mg as an impurity limited to less than 0.10% by mass, and the balance being Al and unavoidable impurities, and the metal structure has a second phase having an equivalent circle diameter of 1 μm or more. The area ratio of grains is 1.5 to 3.5%, the average grain size is 20 to 50 μm, the area ratio of {100} oriented crystals parallel to the plate surface, and {123} <634> parallel to the plate surface While exhibiting a recrystallized texture with an AR {100} / AR {123} <634> ratio, which is the ratio to the area ratio of oriented crystals, of 4.8 or more, the tensile strength is 155 MPa or more and 0.2% proof stress is 100 MPa or less , Aluminum alloy excellent in bending workability and shape freezeability with an elongation of 26% or more Plate have been described.
According to this, it has high strength applicable to an automobile body sheet, adjusts the recrystallization texture obtained by annealing a rolling texture, and is able to be formed, in particular bending workability and shape freezing. It is said that an excellent 3000 series aluminum alloy sheet can be provided.
確かに５０００系、６０００系のアルミニウム合金板は、成形性に優れており、自動車用ボディーシートとしての特性を備えている。しかしながら、Ｍｇを必須元素として含むアルミニウム合金板では、表面に生成される酸化皮膜が比較的厚く、プレス成形前に酸洗い等の表面処理が必要とされる場合がある。さらに、５０００系のアルミニウム合金板では、プレス成形時にストレッチャ・ストレインマークや、リジングなどの表面模様が発生する場合がある。また、６０００系のアルミニウム合金板は、最終板製造後の自然時効によって、その機械的特性が経時変化することが懸念される。 Certainly, the 5000 series and 6000 series aluminum alloy sheets are excellent in formability and have the characteristics as a body sheet for automobiles. However, in an aluminum alloy sheet containing Mg as an essential element, the oxide film formed on the surface is relatively thick, and surface treatment such as acid washing may be required before press forming. Furthermore, in the case of a 5000 series aluminum alloy sheet, surface patterns such as stretcher / strain marks and ridging may occur during press forming. In addition, there is a concern that mechanical properties of the 6000 series aluminum alloy sheet may change over time due to natural aging after final plate production.
また、特許文献３には、Ｍｎ固溶量、Ｍｎ固溶量／Ｍｎ析出量、Ｍｎ系化合物の個数密度、平均結晶粒径を適切に制御した高温成形性に優れたＡｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金板が記載されているが、高温成形後の成形品の機械的特性について述べられていない。 Further, in Patent Document 3, an Al-Mn-based aluminum alloy excellent in high-temperature formability, in which the amount of solid solution of Mn, the amount of solid solution of Mn / the amount of precipitation of Mn, the number density of Mn compounds and the average crystal grain size are appropriately controlled. Plates are described but not the mechanical properties of the shaped articles after hot forming.
また、特許文献４には、必須元素としてＭｇを含有しない３０００系、８０００系のアルミニウム合金板が記載されているが、得られた鋳塊の両面を面削した後、均質化熱処理、圧延加工、最終焼鈍する必要があり、工程数が多くコスト高となっていた。さらに、電磁撹拌しながらＤＣ鋳造することで、優れた成形性を有するアルミニウム合金板を得ることができるが、成形加工後の強度不足が懸念される。 Moreover, although the 3000 series and the 8000 series aluminum alloy plate which does not contain Mg as an essential element is described in patent document 4, after carrying out the facing of the both surfaces of the obtained ingot, homogenization heat treatment and rolling process are carried out. , It is necessary to perform final annealing, and the number of processes is large and the cost is high. Furthermore, although it is possible to obtain an aluminum alloy sheet having excellent formability by performing DC casting while electromagnetically stirring, there is a concern about insufficient strength after forming.
さらに、引用文献５には、工程数の少ない連続鋳造法によって製造され、成形性、特に曲げ加工性および形状凍結性に優れた３０００系の自動車用アルミニウム合金板が記載されているが、プレス成形後の成形品の機械的特性について述べられていない。 Furthermore, although cited reference 5 describes a 3000-series aluminum alloy sheet for automobiles, which is manufactured by a continuous casting method with a small number of steps and is excellent in formability, particularly bending workability and shape freezing, press forming No mention is made of the mechanical properties of the later moldings.
以上のことから、自動車用ボディーシートとして使用する場合には、優れた成形性、特に曲げ加工性を備えることは当然のこととして、さらなる薄肉化が要求されることもあり、プレス成形及び焼付け塗装後の耐デント性を高める必要もある。したがって、成形性、曲げ加工性および耐デント性に優れた高強度の３０００系アルミニウム合金板の開発が望まれている。 From the above, when used as a body sheet for an automobile, it is a matter of course that further excellent thinning is required as well as providing excellent formability, particularly bending processability, and press forming and baking coating It is also necessary to improve the later dent resistance. Therefore, development of a high-strength 3000 series aluminum alloy sheet excellent in formability, bending workability and dent resistance is desired.
このような課題を解決するために案出されたものであり、自動車用ボディーシートに適用可能な高強度を有しており、冷延焼鈍材の０．２％耐力について１００ＭＰａを超えるように調整し、成形性、曲げ加工性および耐デント性に優れた３０００系アルミニウム合金板を提供することを目的とするものである。 It was devised in order to solve such a subject, and it has high strength applicable to a car body sheet, and it adjusts so that the 0.2% proof stress of a cold-rolled annealing material exceeds 100MPa. It is an object of the present invention to provide a 3000 series aluminum alloy sheet excellent in formability, bending workability and dent resistance.
本発明の高強度アルミニウム合金板は、その目的を達成するために、Ｍｎ：１．００〜１．２５質量％、Ｆｅ：０．３０〜０．７０質量％、Ｓｉ：０．５０〜０．８５質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０質量％を含有し、不純物としてのＭｇが０．１０質量％未満に規制され、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、導電率が４２％ＩＡＣＳ以下であり、伸びが２８％以上であり、０.２％耐力（ＹＳ１）が１００ＭＰａを超え、２％予ひずみ導入後に１７０℃×２０分間の時効処理を施した後の０．２％耐力（ＹＳ２）が１１０ＭＰａを超え、且つΔＹＳ＝（ＹＳ２−ＹＳ１）が１０ＭＰａ以上であることを特徴とする。強度を高めるために、さらに、Ｃｕ：０．８０質量％未満含有するものであってもよい。 In order to achieve the object, the high strength aluminum alloy sheet of the present invention has Mn: 1.00 to 1.25% by mass, Fe: 0.30 to 0.70% by mass, Si: 0.50 to 0.. Containing 85% by mass, Ti: 0.005 to 0.10% by mass, Mg as an impurity is regulated to less than 0.10% by mass, and the balance has a component composition consisting of Al and unavoidable impurities, and is conductive Rate is 42% IACS or less, elongation is 28% or more, 0.2% proof stress (YS 1 ) exceeds 100 MPa, and after 2% prestrain introduction, aging treatment is performed at 170 ° C. for 20 minutes It is characterized in that 0.2% proof stress (YS 2 ) exceeds 110 MPa, and ΔYS = (YS 2 −YS 1 ) is 10 MPa or more. In order to increase the strength, Cu may be further contained in an amount of less than 0.80% by mass.
また、本発明の高強度アルミニウム合金板は、円相当径１μｍ以上の第二相粒子の個数密度が８．０×１０３〜１６．０×１０３個/ｍｍ２であり、平均結晶粒径が３０〜５０μｍの金属組織であることが好ましい。 In the high-strength aluminum alloy sheet of the present invention, the number density of second phase particles having a circle equivalent diameter of 1 μm or more is 8.0 × 10 3 to 16.0 × 10 3 / mm 2 , and the average grain size is Preferably has a metal structure of 30 to 50 μm.
本発明の高強度アルミニウム合金板の製造方法は、Ｍｎ：１．００〜１．２５質量％、Ｆｅ：０．３０〜０．７０質量％、Ｓｉ：０．５０〜０．８５質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０質量％を含有し、不純物としてのＭｇが０．１０質量％未満に規制され、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる成分組成を有するアルミニウム合金溶湯を薄スラブ連続鋳造機を用いて、厚み２〜１５ｍｍのスラブを連続的に鋳造し、前記スラブに均質化処理及び熱間圧延を施すことなく直接ロールに巻き取った後、中間焼鈍を施すことなく最終冷延率７０〜９５％の冷間圧延を施した後、最終焼鈍を施して、さらにテンションレベラーによる歪矯正を施すことを特徴とする。
前記最終焼鈍として、保持温度４５０〜５６０℃で１０〜６０秒保持する連続焼鈍を施すことが望ましい。
The method for producing a high strength aluminum alloy sheet according to the present invention comprises: Mn: 1.00 to 1.25% by mass, Fe: 0.30 to 0.70% by mass, Si: 0.50 to 0.85% by mass, Ti : Continuous casting thin slab aluminum alloy melt containing 0.005 to 0.10% by mass, Mg as an impurity limited to less than 0.10% by mass, and having a component composition consisting of Al and unavoidable impurities Machine continuously cast slabs of 2 to 15 mm in thickness and wind them directly onto rolls without homogenization and hot rolling, and then final cold rolling ratio without intermediate annealing After subjecting to 70 to 95% cold rolling, final annealing is performed, and further, distortion correction by a tension leveler is performed.
As the final annealing, it is desirable to perform continuous annealing which is held at a holding temperature of 450 to 560 ° C. for 10 to 60 seconds.
本発明の高強度アルミニウム合金板は、自動車車体用パネルに好適に使用される。 The high-strength aluminum alloy sheet of the present invention is suitably used for an automobile body panel.
本発明の高強度アルミニウム合金板は、高い強度を有するとともに伸び値も高い。しかも、耐力（ＹＳ１）が１００ＭＰａを超え、導電率が４２％ＩＡＣＳ以下であるため、２％予ひずみ導入後に１７０℃×２０分間の時効処理を施した後の０.２％耐力（ＹＳ２）が１１０ＭＰａを超え、且つ、ΔＹＳ＝（ＹＳ２−ＹＳ１）が１０ＭＰａ以上である。その結果、プレス成形及び焼付け塗装後の耐デント性に優れている。
したがって、本発明により、自動車用ボディーパネル等に適用可能な成形性、曲げ加工性および耐デント性に優れた高強度アルミニウム合金板が廉価で提供される。
また、本発明の高強度アルミニウム合金板の製造方法によれば、上記のような本発明の高強度アルミニウム合金板を製造することができる。
The high strength aluminum alloy sheet of the present invention has high strength and a high elongation value. Moreover, since the proof stress (YS 1 ) exceeds 100 MPa and the conductivity is 42% IACS or less, 0.2% proof stress (YS 2 ) after aging treatment at 170 ° C. for 20 minutes after introduction of 2% strain ) Exceeds 110 MPa, and ΔYS = (YS 2 -YS 1 ) is 10 MPa or more. As a result, it is excellent in dent resistance after press molding and baking coating.
Therefore, according to the present invention, a high-strength aluminum alloy sheet excellent in formability, bendability and dent resistance applicable to automobile body panels and the like can be provided inexpensively.
Moreover, according to the method for producing a high strength aluminum alloy sheet of the present invention, the high strength aluminum alloy sheet of the present invention as described above can be produced.
従来の３０００系アルミニウム合金板は、高強度であっても、特に曲げ加工では、微小割れや外観肌荒れなどの不良が発生するケースも多く見られる。しかも、３０００系アルミニウム合金板は、その成分組成あるいは製造工程にもよるが耐力が低い場合もあり、焼付け塗装後に耐力が低くなりすぎるという、いわゆる耐デント性の問題もある。したがって、用いる材料として、高強度で、伸びが高く、耐力も比較的高く、導電率（固溶量）を適切に制御したものが求められる。 Even when the conventional 3000 series aluminum alloy sheet has high strength, in many cases, defects such as micro cracks and surface roughening occur often in bending. Furthermore, the 3000 series aluminum alloy sheet may have a low proof stress depending on its component composition or manufacturing process, and also has a problem of so-called dent resistance that the proof stress becomes too low after baking coating. Therefore, a material to be used is required to have high strength, high elongation, relatively high proof stress, and appropriately controlled conductivity (solid solution amount).
前述のように、アルミニウム合金板の成形性、特に曲げ加工性を制御するために、例えば、製造工程に工夫を凝らして、再結晶集合組織を制御する方法もある。いずれにしても、自動車用ボディーシートに使用する３０００系アルミニウム合金板において、成形性、曲げ加工性および耐デント性を向上させるためには、最終板における導電率（固溶量）を適切な範囲に制御しておくことが必要である。 As described above, there is also a method of controlling recrystallization texture by, for example, devising the manufacturing process in order to control the formability of an aluminum alloy sheet, in particular bending workability. In any case, in order to improve formability, bending workability and dent resistance in a 3000 series aluminum alloy sheet used for an automobile body sheet, the conductivity (solid solution amount) in the final sheet is in an appropriate range It is necessary to control the
また一方、曲げ加工性の評価方法として、従来は曲げ試験において試験片の曲げ部の外観を評価見本と照合し、例えば、５段階で評価することが一般的に普及している。しかしながら、この場合の評価は、見本と照合するという手法を採用しているものの、曲げ部の外観については目視に頼らざるを得ない。したがって、曲げ加工における微小割れや外観肌荒れなどの不良発生率を低減するためには、曲げ試験による曲げ加工性評価を定量的に評価しておくことが重要になる。本発明者等は、曲げ加工性評価として割れ深さ（μｍ）を採用した。 On the other hand, as an evaluation method of bending workability, conventionally, it is generally widely used to collate the appearance of a bent portion of a test specimen with an evaluation sample in a bending test, for example, to evaluate in five stages. However, although evaluation in this case adopts a method of collating with a sample, the appearance of the bent portion can not but rely on visual inspection. Therefore, in order to reduce the incidence of defects such as micro cracks and surface roughness in bending, it is important to quantitatively evaluate bending workability evaluation by a bending test. The present inventors adopted the crack depth (μm) as the bending workability evaluation.
本発明者等は、特許文献５に提示されたアルミニウム合金板について鋭意検討する中で、テンションレベラーによって焼鈍板を歪矯正することで耐力が向上し、さらにその歪矯正済みの板をプレス成形した後に焼付け塗装を施しても、耐力は低下することはなく、むしろ耐力が高くなることを見出した。そこで、耐デント性を定量的に評価するために、歪矯正済みの板（最終板）から採取した引張り試験片に対して、プレス成形を模擬して２％予歪を導入し、さらに塗装焼付けを模擬して時効処理（１７０℃×２０分間）を施した後の０．２％耐力を測定し、最終板における導電率と比較することにより、成形性、曲げ加工性および耐デント性に優れたアルミニウム合金板を得るべく鋭意検討を重ね、本発明に到達した。
以下にその内容を説明する。
The inventors of the present invention intensively studied the aluminum alloy plate presented in Patent Document 5, and by correcting the strain of the annealed plate with a tension leveler, the yield strength was improved, and the plate after the strain correction was press-formed. It was found that even if baking is applied later, the yield strength does not decrease, but rather the yield strength increases. Therefore, in order to quantitatively evaluate dent resistance, a 2% pre-strain is introduced to simulate a press forming on a tensile test specimen collected from a plate (final plate) subjected to strain correction, and then a baking is applied. The 0.2% proof stress after aging treatment (170 ° C × 20 minutes) is simulated to be excellent in formability, bending workability and dent resistance by comparing with the conductivity in the final plate The present invention has been achieved by intensive studies to obtain an aluminum alloy sheet.
The contents are described below.
まず、本実施形態の３０００系アルミニウム合金板に含まれる各元素の作用、適切な含有量等について説明する。 First, the action of each element contained in the 3000 series aluminum alloy sheet of the present embodiment, an appropriate content, and the like will be described.
［Ｍｎ：１．００〜１．２５質量％］
Ｍｎは、アルミニウム合金板の強度を増加させる元素であり、一部はマトリックス中に固溶して固溶体強化を促進するため、必須元素である。また、Ｍｎは、本実施形態の合金組成の範囲内では、鋳造時にＡｌ-（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の微細な金属間化合物を構成する元素でもあり、さらに最終焼鈍時には、マトリックスに固溶していたＭｎも、一部微細な金属間化合物として析出し、強度を高くする。
[Mn: 1.00 to 1.25 mass%]
Mn is an element that increases the strength of the aluminum alloy sheet, and is an essential element because a part thereof is in solid solution in the matrix to promote solid solution strengthening. In addition, Mn is also an element constituting a fine intermetallic compound such as Al- (Fe · Mn) -Si at the time of casting within the range of the alloy composition of the present embodiment, and at the time of final annealing Also, the Mn which has been precipitated is partly precipitated as a fine intermetallic compound to increase the strength.
Ｍｎ含有量が１．２５質量％を超えると、アルミニウム合金板の伸びが低くなりすぎて、成形性が低下するため、好ましくない。さらに、最終焼鈍時に再結晶させるために必要な温度が高くなり過ぎ、生産性が低下するため好ましくない。また、Ｍｎ含有量が１．００質量％未満であると、最終板におけるＭｎ固溶量が減少し、耐デント性が低下するため好ましくない。 If the Mn content exceeds 1.25% by mass, the elongation of the aluminum alloy sheet becomes too low, and the formability decreases, which is not preferable. Furthermore, the temperature required for recrystallization at the final annealing is too high, which is not preferable because the productivity is reduced. In addition, when the Mn content is less than 1.00% by mass, the amount of the solid solution of Mn in the final plate decreases, which is not preferable because dent resistance is lowered.
したがって、好ましいＭｎ含有量は、１．００〜１．２５質量％の範囲とする。より好ましいＭｎ含有量は、１．００〜１．２０質量％の範囲である。さらに好ましいＭｎ含有量は、１．０５〜１．２０質量％の範囲である。 Therefore, the preferable Mn content is in the range of 1.00 to 1.25% by mass. A more preferable Mn content is in the range of 1.00 to 1.20% by mass. A further preferable Mn content is in the range of 1.05 to 1.20% by mass.
［Ｆｅ：０．３０〜０．７０質量％］
Ｆｅは、鋳塊鋳造時の冷却速度にもよるが、Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の微細な金属間化合物を晶出させ、アルミニウム合金板の強度を増加させる。また、最終焼鈍時には、マトリックスに固溶するＭｎの一部がこれら金属間化合物に拡散吸収されるので、最終板の耐力を低下させるとともに伸びを高める。これら微細な金属間化合物が最終焼鈍時において再結晶粒の核として作用して、再結晶の結晶粒径を所定の範囲に調整することにより、プレス成形後の肌荒れを防止することができるので、必須の元素である。
[Fe: 0.30 to 0.70 mass%]
Although Fe depends on the cooling rate at the time of ingot casting, it crystallizes fine intermetallic compounds such as Al- (Fe.Mn) -Si and increases the strength of the aluminum alloy sheet. Further, at the time of final annealing, a part of Mn solid-solved in the matrix is diffused and absorbed by these intermetallic compounds, so that the yield strength of the final plate is lowered and the elongation is enhanced. Since these fine intermetallic compounds act as nuclei of recrystallized grains at the time of final annealing, and by adjusting the crystal grain size of recrystallization to a predetermined range, it is possible to prevent surface roughness after press forming, It is an essential element.
Ｆｅ含有量が０．３０質量％未満であると、Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の金属間化合物のサイズと数が減少する。それにより、第二相粒子の個数密度が減少し、再結晶粒の微細化効果が弱まり、さらにマトリックスに固溶するＭｎの再結晶阻止作用によって、所定の再結晶組織が得られず、好ましくない。Ｆｅ含有量が０．７０質量％を超えると、Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の金属間化合物のサイズと数が増加する。それにより、第二相粒子の個数密度が増加し、最終焼鈍時にマトリックスにおけるＭｎ固溶量が減少して、伸びは高くなるものの、曲げ加工性は低下するため、好ましくない。 If the Fe content is less than 0.30% by mass, the size and number of intermetallic compounds such as Al- (Fe.Mn) -Si decrease. As a result, the number density of the second phase particles is reduced, the refining effect of recrystallized grains is weakened, and further, the recrystallization inhibiting action of Mn solid-solved in the matrix makes it impossible to obtain a predetermined recrystallized structure. . When the Fe content exceeds 0.70% by mass, the size and the number of intermetallic compounds such as Al- (Fe.Mn) -Si increase. As a result, the number density of the second phase particles increases, and the amount of solid solution of Mn in the matrix decreases at the final annealing, and although the elongation becomes high, the bending workability decreases, which is not preferable.
したがって、Ｆｅ含有量は、０．３０〜０．７０質量％の範囲とする。より好ましいＦｅ含有量は、０．３０〜０．６５質量％の範囲である。さらに好ましいＦｅ含有量は、０．３５〜０．６５質量％の範囲である。 Therefore, the Fe content is in the range of 0.30 to 0.70% by mass. A more preferable Fe content is in the range of 0.30 to 0.65% by mass. More preferable Fe content is in the range of 0.35 to 0.65% by mass.
［Ｓｉ：０．５０〜０．８５質量％］
Ｓｉは、鋳塊鋳造時の冷却速度にもよるが、Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の微細な金属間化合物を晶出させ、アルミニウム合金板の強度を増加させる。また、一部はマトリックス内に固溶し、強度を高める。最終焼鈍時には、マトリックスに固溶するＭｎの一部がこれら金属間化合物に拡散吸収されるので、最終板の耐力を低下させるとともに伸びを高める。これら微細な金属間化合物が最終焼鈍時において再結晶粒の核として作用して、再結晶の結晶粒径を所定の範囲に調整することにより、プレス成形後の肌荒れを防止することができるので、必須の元素である。
[Si: 0.50 to 0.85 mass%]
Although Si depends on the cooling rate at the time of ingot casting, it crystallizes fine intermetallic compounds such as Al- (Fe.Mn) -Si and increases the strength of the aluminum alloy sheet. In addition, a part is dissolved in the matrix to increase the strength. At the time of final annealing, a part of Mn solid-solved in the matrix is diffused and absorbed by these intermetallic compounds, thereby reducing the yield strength of the final plate and increasing the elongation. Since these fine intermetallic compounds act as nuclei of recrystallized grains at the time of final annealing, and by adjusting the crystal grain size of recrystallization to a predetermined range, it is possible to prevent surface roughness after press forming, It is an essential element.
Ｓｉ含有量が０．５０質量％未満であると、Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の金属間化合物のサイズと数が減少する。それにより、第二相粒子の個数密度が減少し、再結晶粒の微細化効果が弱まり、さらにマトリックスに固溶するＭｎの再結晶阻止作用によって、所定の再結晶組織が得られず、好ましくない。Ｓｉ含有量が０．８５質量％を超えると、アルミニウム合金板の強度は高くなるものの、曲げ加工性が低下するため、好ましくない。 If the Si content is less than 0.50% by mass, the size and number of intermetallic compounds such as Al- (Fe.Mn) -Si decrease. As a result, the number density of the second phase particles is reduced, the refining effect of recrystallized grains is weakened, and further, the recrystallization inhibiting action of Mn solid-solved in the matrix makes it impossible to obtain a predetermined recrystallized structure. . When the Si content exceeds 0.85% by mass, although the strength of the aluminum alloy plate is increased, bending workability is reduced, which is not preferable.
したがって、Ｓｉ含有量は、０．５０〜０．８５質量％の範囲とする。より好ましいＳｉ含有量は、０．５５〜０．８５質量％の範囲である。さらに好ましいＳｉ含有量は、０．５５〜０．８０質量％の範囲である。 Therefore, the Si content is in the range of 0.50 to 0.85% by mass. A more preferable Si content is in the range of 0.55 to 0.85% by mass. A further preferable Si content is in the range of 0.55 to 0.80% by mass.
［Ｔｉ：０．００５〜０．１０質量％］
Ｔｉは鋳塊鋳造時に結晶粒微細化剤として作用し、鋳造割れを防止することができるので、必須の元素である。勿論、Ｔｉは単独で添加してもよいが、Ｂと共存することによりさらに強力な結晶粒の微細化効果を期待できるので、Ａｌ−５％Ｔｉ−１％Ｂなどのロッドハードナーでの添加であってもよい。
[Ti: 0.005 to 0.10 mass%]
Ti is an essential element because it acts as a grain refining agent at the time of ingot casting and can prevent casting cracking. Of course, Ti may be added alone, but by coexisting with B, since a stronger effect of grain refinement can be expected, addition with a rod hardener such as Al-5% Ti-1% B etc. It may be.
Ｔｉ含有量が、０．００５質量％未満であると、鋳塊鋳造時の微細化効果が不十分なため、鋳造割れを招くおそれがあり、好ましくない。Ｔｉ含有量が、０．１０質量％を超えると、鋳塊鋳造時にＴｉＡｌ３等の粗大な金属間化合物が晶出して、最終板におけるプレス成形性や曲げ加工性を低下させるおそれがあるため、好ましくない。 If the Ti content is less than 0.005% by mass, the refining effect at the time of ingot casting is insufficient, which may cause casting cracks, which is not preferable. If the Ti content exceeds 0.10% by mass, coarse intermetallic compounds such as TiAl 3 may be crystallized during ingot casting, which may lower the press formability and bending workability of the final plate, Not desirable.
したがって、Ｔｉ含有量は、０．００５〜０．１０質量％の範囲とする。より好ましいＴｉ含有量は、０．００５〜０．０７質量％の範囲である。さらに好ましいＴｉ含有量は、０．０１〜０．０５質量％の範囲である。 Therefore, the Ti content is in the range of 0.005 to 0.10 mass%. A more preferable Ti content is in the range of 0.005 to 0.07% by mass. A further preferable Ti content is in the range of 0.01 to 0.05% by mass.
［Ｍｇ：０．１０質量％未満］
Ｍｇは、最終板の表面に比較的厚い酸化皮膜を生成させる原因となり、その結果、最終板を十分に酸洗いする必要が生じコストアップの要因となる。さらに本実施形態の合金組成の範囲内では、Ｓｉ含有量が比較的高いため、Ｍｇを含有すると、鋳造時、焼鈍時或いは自然時効によりＭｇ２Ｓｉが晶析出するため、伸びが低くなり成形性を低下させるとともに、曲げ加工性を低下させる。このため、本実施形態において、Ｍｇ含有量は、０．１０質量％未満に規制する。好ましいＭｇ含有量は、０．０８質量％未満であり、より好ましいＭｇ含有量は、０．０５質量％未満である。
[Mg: less than 0.10 mass%]
Mg causes the formation of a relatively thick oxide film on the surface of the final plate, and as a result, the final plate needs to be sufficiently acid-washed, which causes an increase in cost. Furthermore, within the range of the alloy composition of the present embodiment, since the Si content is relatively high, when Mg is contained, Mg 2 Si crystallizes out during casting, annealing or natural aging, so the elongation decreases and the formability Lower the bending processability. For this reason, in the present embodiment, the Mg content is regulated to less than 0.10 mass%. The preferred Mg content is less than 0.08% by mass, and the more preferred Mg content is less than 0.05% by mass.
［Ｃｕ：０．８０質量％未満］
Ｃｕは、アルミニウム合金板の強度を増加させる元素であり、任意の元素である。本実施形態において、Ｃｕ含有量は、０．８０質量％未満の範囲であれば、曲げ加工性および成形性等の特性について低下することはない。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．８０質量％以上であると、耐食性が著しく低下する。したがって、好ましいＣｕの含有量は、０．８０質量％未満の範囲とする。より好ましいＣｕ含有量は、０．７５質量％未満の範囲である。さらに好ましいＣｕ含有量は、０．７０質量％未満の範囲である。
[Cu: less than 0.80 mass%]
Cu is an element that increases the strength of the aluminum alloy sheet, and is an arbitrary element. In the present embodiment, if the Cu content is in the range of less than 0.80 mass%, the characteristics such as bendability and formability do not decrease. However, when the Cu content is 0.80 mass% or more, the corrosion resistance is significantly reduced. Therefore, the preferable content of Cu is in the range of less than 0.80% by mass. A more preferable Cu content is in the range of less than 0.75% by mass. A further preferable Cu content is in the range of less than 0.70% by mass.
［その他の不可避的不純物］
不可避的不純物は原料地金、返り材等から不可避的に混入するもので、それらの許容できる含有量は、例えば、Ｃｒの０．２０質量％未満、Ｚｎの０．２０質量％未満、Ｎｉの０．１０質量％未満、Ｇａ及びＶの０．０５質量％未満、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｎａ、Ｃａ、Ｓｒについては、それぞれ０．０２質量％未満、その他各０．０５質量％未満であって、この範囲で管理外元素を含有しても本発明の効果を妨げるものではない。
[Other unavoidable impurities]
Unavoidable impurities are unavoidably mixed from raw metal, return material, etc., and their allowable content is, for example, less than 0.20 mass% of Cr, less than 0.20 mass% of Zn, Ni Less than 0.10% by mass, less than 0.05% by mass of Ga and V, less than 0.02% by mass and less than 0.05% by mass for Pb, Bi, Sn, Na, Ca and Sr Therefore, even if it contains an element outside the control in this range, the effect of the present invention is not hindered.
本実施形態の高強度アルミニウム合金板は、伸び２８％以上であり、０.２％耐力（ＹＳ１）が１００ＭＰａを超え、２％予ひずみ導入後に１７０℃×２０分間の時効処理を施した後の０.２％耐力（ＹＳ２）が１１０ＭＰａを超え、且つΔＹＳ＝（ＹＳ２−ＹＳ１）が１０ＭＰａ以上である。
ところで、３０００系アルミニウム合金板を自動車用ボディーシート等に適用するに当たっては、高強度と優れた成形性を有するだけでなく、プレス成形及び焼付け塗装後の耐デント性にも優れることが必要である。
最終板の成形性は、引張り試験の伸びの値で、また耐デント性は、最終板に２％予ひずみ導入後に１７０℃×２０分間の時効処理を施した後の０.２％耐力（ＹＳ２）およびΔＹＳ＝（ＹＳ２−ＹＳ１）（最終板の耐力：ＹＳ１）によって知ることができる。
The high-strength aluminum alloy sheet of the present embodiment has an elongation of 28% or more, 0.2% proof stress (YS 1 ) exceeding 100 MPa, and after 2% pre-strain introduced aging treatment at 170 ° C. for 20 minutes 0.2% proof stress (YS 2 ) of the above exceeds 110 MPa, and ΔYS = (YS 2 -YS 1 ) is 10 MPa or more.
By the way, when applying a 3000 series aluminum alloy sheet to a body sheet for automobiles etc., it is necessary to have not only high strength and excellent formability, but also excellent dent resistance after press forming and baking coating. .
The formability of the final plate is the elongation value of the tensile test, and the dent resistance is 0.2% proof stress (YS) after the final plate is subjected to aging treatment at 170 ° C for 20 minutes after introduction of 2% prestrain. 2 ) and ΔYS = (YS 2 -YS 1 ) (last plate strength: YS 1 ).
詳細は後記の実施例の記載に譲るとして、自動車用ボディーシート等に適用する本実施形態の３０００系アルミニウム合金板としては、最終板として、０.２％耐力が１００ＭＰａを超え、伸び２８％以上なる特性を有するものが好適である。 The details are as described in the examples below, and as a 3000 series aluminum alloy sheet of the present embodiment applied to a body sheet for automobile etc., 0.2% proof stress exceeds 100 MPa and elongation is 28% or more as a final plate. Those having the following characteristics are preferable.
［導電率：４２％ＩＡＣＳ以下］
導電率が４２％ＩＡＣＳ以下であれば、Ｍｎ等の添加元素の固溶量が十分大きく、プレス成形後に焼付け塗装した後の０．２％耐力（ＹＳ２）が高くなり、耐デント性に優れた成形品を得ることができる。
[Conductivity: 42% IACS or less]
When the conductivity is 42% IACS or less, the solid solution amount of the additive element such as Mn is sufficiently large, the 0.2% proof stress (YS 2 ) after baking and coating after press forming is high, and the dent resistance is excellent. Can be obtained.
いずれにしても、前記特定の成分組成を有し、且つ上記のような導電率を有していれば、最終板として、伸び２８％以上であり、０.２％耐力（ＹＳ１）が１００ＭＰａを超え、２％予ひずみ導入後に１７０℃×２０分間の時効処理を施した後の０.２％耐力（ＹＳ２）が１１０ＭＰａを超え、且つΔＹＳ＝（ＹＳ２−ＹＳ１）が１０ＭＰａ以上なる値を呈する。 In any case, if it has the specific component composition and the conductivity as described above, the final plate has an elongation of 28% or more and a 0.2% proof stress (YS 1 ) of 100 MPa. The 0.2% proof stress (YS 2 ) exceeds 110 MPa and ΔYS = (YS 2 -YS 1 ) becomes 10 MPa or more after aging at 170 ° C. for 20 minutes after introducing 2% prestrain. It takes on a value.
また、上記のような特性は、前記特定の成分組成を有する３０００系アルミニウム合金板の金属組織を細かく調整することにより発現されやすくなる。
具体的には、金属組織は、円相当径１μｍ以上の第二相粒子の個数密度が８．０×１０３〜１６．０×１０３個／ｍｍ２であり、平均結晶粒径を３０〜５０μｍである再結晶組織（金属組織）にすればよい。
In addition, the characteristics as described above can be easily expressed by finely adjusting the metal structure of a 3000 series aluminum alloy sheet having the specific component composition.
Specifically, in the metallographic structure, the number density of second phase particles having a circle equivalent diameter of 1 μm or more is 8.0 × 10 3 to 16.0 × 10 3 particles / mm 2 , and the average grain size is 30 to 30 The recrystallized structure (metal structure) may be 50 μm.
詳細は後記の実施例の記載に譲るとして、自動車用ボディーシート等に適用する本実施形態の３０００系高強度アルミニウム合金板としては、最終板として、円相当径１μｍ以上の第二相粒子の個数密度が８．０×１０３〜１６．０×１０３個／ｍｍ２であるものが好適である。円相当径１μｍ以上の第二相粒子の個数密度が８．０×１０３個／ｍｍ２未満であると、プレス成形時に十分な強度が得られないため、焼付け塗装した後の０．２％耐力（ＹＳ２）が低くなり、耐デント性が低下するおそれがある。また、３０００系アルミニウム合金では結晶粒径が５０μｍ以上に粗大化し、プレス成形時に肌荒れを生じやすくなる。円相当径１μｍ以上の第二相粒子の個数密度が１６．０×１０３個／ｍｍ２を超えると、結晶粒径は微細化しやすくなるが、曲げ性を低下させるおそれがある。本実施形態の高強度アルミニウム合金板において、円相当径１μｍ以上の第二相粒子の個数密度は、より好ましくは、８．０×１０３〜１５．０×１０３個／ｍｍ２であり、さらに好ましくは、８．０×１０３〜１４．０×１０３個／ｍｍ２である。 The details will be given in the description of Examples described later, and as the 3000 series high strength aluminum alloy plate of this embodiment applied to a body sheet for automobiles etc., the number of second phase particles having a circle equivalent diameter of 1 μm or more as a final plate. It is preferable that the density is 8.0 × 10 3 to 16.0 × 10 3 pieces / mm 2 . When the number density of the second phase particles having a circle equivalent diameter of 1 μm or more is less than 8.0 × 10 3 pieces / mm 2 , sufficient strength can not be obtained at the time of press molding, so 0.2% after baking coating The yield strength (YS 2 ) may be reduced, and dent resistance may be reduced. In addition, in the 3000 series aluminum alloy, the crystal grain size is coarsened to 50 μm or more, and it becomes easy to cause surface roughening during press molding. When the number density of the second phase particles having a circle equivalent diameter of 1 μm or more exceeds 16.0 × 10 3 pieces / mm 2 , the crystal grain diameter is easily refined but there is a possibility that the bendability may be lowered. In the high-strength aluminum alloy sheet of the present embodiment, the number density of second phase particles having a circle equivalent diameter of 1 μm or more is more preferably 8.0 × 10 3 to 15.0 × 10 3 pieces / mm 2 , More preferably, it is 8.0 × 10 3 to 14.0 × 10 3 pieces / mm 2 .
また、本実施形態の高強度アルミニウム合金板において、再結晶組織の平均結晶粒径は、より好ましくは３０〜４５μｍであり、さらに好ましくは３０〜４０μｍである。 Moreover, in the high-strength aluminum alloy sheet of the present embodiment, the average crystal grain size of the recrystallized structure is more preferably 30 to 45 μm, and still more preferably 30 to 40 μm.
次に、上記のようなプレス成形用アルミニウム合金板を製造する方法の一例について簡単に紹介する。
［溶解・溶製］
溶解炉に原料を投入し、所定の溶解温度に到達したら、フラックスを適宜投入して攪拌を行い、さらに必要に応じてランス等を使用して炉内脱ガスを行った後、鎮静保持して溶湯の表面から滓を分離する。
この溶解・溶製では、所定の合金成分とするため、母合金等再度の原料投入も重要ではあるが、前記フラックス及び滓がアルミニウム合金溶湯中から湯面に浮上分離するまで、鎮静時間を十分に取ることが極めて重要である。鎮静時間は、通常３０分以上取ることが望ましい。
Next, an example of a method for producing the above-described aluminum alloy sheet for press forming will be briefly introduced.
[Dissolving / Melting]
The raw materials are charged into the melting furnace, and when the predetermined melting temperature is reached, the flux is appropriately charged and stirred, and if necessary, degassing is performed in the furnace using a lance or the like, and then kept calm and held. Separate the crucible from the surface of the melt.
In this melting / melting process, it is important to feed the material again, such as the mother alloy, to obtain a predetermined alloy component, but sufficient sedation time is required until the flux and crucible float from the molten aluminum alloy to the surface of the molten metal. It is extremely important to take It is desirable to take 30 minutes or more for the sedation time normally.
溶解炉で溶製されたアルミニウム合金溶湯は、場合によって保持炉に一端移湯後、鋳造を行なうこともあるが、直接溶解炉から出湯し、鋳造する場合もある。より望ましい鎮静時間は４５分以上である。 In some cases, the molten aluminum alloy melted in the melting furnace may be cast after being temporarily transferred to a holding furnace depending on circumstances, but may also be cast directly from the melting furnace and cast. A more desirable sedation time is 45 minutes or more.
必要に応じて、インライン脱ガス、フィルターを通してもよい。インライン脱ガスは、回転ローターからアルミニウム溶湯中に不活性ガス等を吹き込み、溶湯中の水素ガスを不活性ガスの泡中に拡散させ除去するタイプのものが主流である。不活性ガスとして窒素ガスを使用する場合には、露点を例えば−６０℃以下に管理することが重要である。鋳塊の水素ガス量は、０．２０ｃｃ／１００ｇ（ｃｍ３／１００ｇ）以下に低減することが好ましい。 If necessary, inline degassing may be conducted through a filter. In-line degassing is mainly of a type in which an inert gas or the like is blown into the aluminum melt from a rotating rotor to diffuse and remove hydrogen gas in the melt into bubbles of the inert gas. When nitrogen gas is used as the inert gas, it is important to control the dew point to, for example, −60 ° C. or less. Hydrogen gas amount of the ingot is preferably reduced to less than 0.20cc / 100g (cm 3 / 100g ).
鋳塊の水素ガス量が多い場合には、鋳塊の最終凝固部にポロシティが発生するおそれがあるため、冷間圧延工程における１パス当たりの圧下率を例えば２０％以上に規制してポロシティを潰しておくことが好ましい。また、鋳塊に過飽和に固溶している水素ガスは、冷間ロールの焼鈍等熱処理条件にもよるが、最終板のプレス成形後であっても、例えばスポット溶接時に析出して、スポットビードに多数のブローホールを発生させる場合もある。このため、より好ましい鋳塊の水素ガス量は、０．１５ｃｃ／１００ｇ（ｃｍ３／１００ｇ）以下である。 If the ingot contains a large amount of hydrogen gas, porosity may occur in the final solidified portion of the ingot. Therefore, the rolling reduction per pass in the cold rolling process is regulated to, for example, 20% or more to control the porosity. It is preferable to crush it. In addition, although the hydrogen gas solid-solved in supersaturated form in the ingot depends on heat treatment conditions such as annealing of cold rolls, even after press forming of the final plate, for example, it precipitates at the time of spot welding and spot beads In some cases, a large number of blowholes may occur. Therefore, more hydrogen gas amount of preferred ingot is less than 0.15cc / 100g (cm 3 / 100g ).
［薄スラブ連続鋳造］
薄スラブ連続鋳造機は、双ベルト鋳造機、双ロール鋳造機の双方を含むものとする。
双ベルト鋳造機は、エンドレスベルトを備え上下に対峙する一対の回転ベルト部と、当該一対の回転ベルト部の間に形成されるキャビティーと、前記回転ベルト部の内部に設けられた冷却手段とを備え、耐火物からなるノズルを通して前記キャビティー内に金属溶湯が供給されて連続的に薄スラブを鋳造するものである。
[Thin slab continuous casting]
The thin slab continuous casting machine includes both a twin belt casting machine and a twin roll casting machine.
The twin-belt casting machine comprises an endless belt and a pair of rotating belts vertically opposed, a cavity formed between the pair of rotating belts, and a cooling means provided inside the rotating belt. The molten metal is supplied into the cavity through a nozzle made of a refractory to continuously cast a thin slab.
双ロール鋳造機は、エンドレスロールを備え上下に対峙する一対の回転ロール部と、当該一対の回転ロール部の間に形成されるキャビティーと、前記回転ロール部の内部に設けられた冷却手段とを備え、耐火物からなるノズルを通して前記キャビティー内に金属溶湯が供給されて連続的に薄スラブを鋳造するものである。 The twin roll caster includes an endless roll, a pair of rotating rolls facing each other up and down, a cavity formed between the pair of rotating rolls, and a cooling means provided inside the rotating roll. The molten metal is supplied into the cavity through a nozzle made of a refractory to continuously cast a thin slab.
薄スラブ連続鋳造機は、厚み２〜１５ｍｍの薄スラブを連続的に鋳造することが可能である。スラブ厚み２ｍｍ未満の場合には、鋳造が可能な場合であっても、最終板の板厚にもよるが、後述する最終圧延率７０〜９５％を実現することが困難となる。スラブ厚み１５ｍｍを超えると、スラブを直接ロールに巻き取ることが困難となる。このスラブ厚みの範囲であると、スラブの冷却速度は、スラブ厚さ１／４の付近で、４０〜１０００℃/ｓｅｃ程度となり、Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の金属間化合物が微細に晶出する。このため、最終板において円相当径１μｍ以上の金属間化合物（第二相粒子）の個数密度が８．０×１０３〜１６．０×１０３個／ｍｍ２である金属組織を発現することが可能となる。これらの微細な金属間化合物は、後述する冷延板の最終焼鈍時に再結晶粒の核となり、最終板における再結晶粒の平均結晶粒径を３０〜５０μｍに調整することが可能となる。 The thin slab continuous casting machine can continuously cast a thin slab of 2 to 15 mm in thickness. If the slab thickness is less than 2 mm, even if it is possible to cast, although depending on the thickness of the final plate, it becomes difficult to realize a final rolling ratio of 70 to 95% described later. When the slab thickness exceeds 15 mm, it becomes difficult to wind the slab directly on a roll. Within the slab thickness range, the cooling rate of the slab is about 40 to 1000 ° C./sec in the vicinity of the slab thickness 1⁄4, and intermetallic compounds such as Al- (Fe · Mn) -Si are fine. Crystallize. For this reason, the metal plate of which the number density of the intermetallic compound (second phase particles) having a circle equivalent diameter of 1 μm or more is 8.0 × 10 3 to 16.0 × 10 3 / mm 2 is developed in the final plate. Is possible. These fine intermetallic compounds become nuclei of recrystallized grains at the time of final annealing of a cold-rolled sheet to be described later, and it becomes possible to adjust the average grain size of recrystallized grains in the final sheet to 30 to 50 μm.
薄スラブ連続鋳造機を用いて、スラブを連続的に鋳造し、前記スラブに均質化処理及び熱間圧延を施すことなく直接ロールに巻き取った後、冷間圧延を施す。このため、従来の半連続鋳造ＤＣスラブに必要となる面削工程、均質化処理工程、熱間圧延工程を省略することができる。薄スラブを直接巻き取ったロールは、冷延機に通され、通常何パスかの冷間圧延が施される。 A thin slab continuous caster is used to continuously cast the slab, and the slab is directly wound into rolls without homogenization and hot rolling, and then cold rolling. For this reason, it is possible to omit the facing process, the homogenizing process and the hot rolling process which are required for the conventional semi-continuous cast DC slab. Rolls directly wound from thin slabs are passed through a cold rolling machine and usually subjected to several passes of cold rolling.
中間焼鈍を施すことなく最終冷延率７０〜９５％の冷間圧延を施した後、最終焼鈍を施す。前述したようにＭｎ固溶量を高く保ち、最終板における導電率を４２％ＩＡＣＳ以下とする必要がある。このため、冷間圧延工程中に中間焼鈍処理は行わない。また、最終冷延率がこの範囲であれば、焼鈍後の最終板における平均結晶粒径を３０〜５０μｍにして、伸びの値を２８％以上にすることができ、プレス成形後の外観肌を綺麗に仕上げることができる。したがって、加工コストを低く抑えるとともに、遷移金属元素の固溶量を確保しながら加工を加えることで転位が蓄積されて、最終焼鈍工程で３０〜５０μｍに調整された再結晶粒を得ることが可能となる。最終冷延率が７０％未満であると、冷間圧延時に蓄積される加工歪量が少なすぎて、最終焼鈍によって３０〜５０μｍの再結晶粒を得ることができない。最終冷延率が９５％を超えると、冷間圧延時に蓄積される加工歪量が多すぎて、加工硬化が激しく、エッジに耳割れを生じて圧延が困難となる。したがって、好ましい最終冷延率は、７０〜９５％の範囲である。より好ましい最終冷延率は、７５〜９５％の範囲である。さらに好ましい最終冷延率は、７５〜９０％の範囲である。 After final cold rolling ratio 70 to 95% cold rolling without intermediate annealing, final annealing is applied. As described above, it is necessary to keep the solid solution amount of Mn high and to make the conductivity in the final plate 42% IACS or less. Therefore, no intermediate annealing process is performed during the cold rolling process. Moreover, if the final cold rolling ratio is in this range, the average grain size in the final plate after annealing can be made 30 to 50 μm, and the elongation value can be made 28% or more, and the appearance skin after press forming It can be finished beautifully. Therefore, while suppressing the processing cost low, the dislocation is accumulated by processing while securing the solid solution amount of the transition metal element, and it is possible to obtain recrystallized grains adjusted to 30 to 50 μm in the final annealing step. It becomes. If the final cold rolling ratio is less than 70%, the amount of processing strain accumulated during cold rolling is too small to obtain 30 to 50 μm recrystallized grains by final annealing. If the final cold rolling ratio exceeds 95%, the amount of processing strain accumulated during cold rolling is too large, work hardening is severe, and edge cracking occurs to make rolling difficult. Therefore, the preferred final cold rolling rate is in the range of 70 to 95%. A more preferable final cold rolling rate is in the range of 75 to 95%. A further preferable final cold rolling rate is in the range of 75 to 90%.
最終焼鈍は、連続焼鈍炉によって４５０〜５６０℃の保持温度で１０〜６０秒保持する連続焼鈍処理が好ましい。その後急速に冷却すれば、溶体化処理を兼ねることもできる。金型成形工程におけるプレス成形性や曲げ加工性を高め、焼付け塗装後の耐デント性を高めるためには、溶体化処理材としておくことが必要である。最終焼鈍によってマトリックスに固溶させたＭｎは、析出することなく、焼鈍板の耐力を比較的高く維持した状態で、伸びを高める。同時に、平均結晶粒径が３０〜５０μｍに調整される。 The final annealing is preferably a continuous annealing process in which the continuous annealing furnace holds at a holding temperature of 450 to 560 ° C. for 10 to 60 seconds. If it cools rapidly after that, it can also serve as solution treatment. In order to enhance the press formability and bending processability in the mold forming process and to improve the dent resistance after baking coating, it is necessary to use a solution-treated material. Mn dissolved in the matrix by the final annealing does not precipitate and enhances the elongation while maintaining the yield strength of the annealed sheet relatively high. At the same time, the average grain size is adjusted to 30 to 50 μm.
保持温度が４５０℃未満であると、再結晶組織を得ることが困難となるおそれがある。保持温度が５６０℃を超えると、熱歪が激しくなるとともに、合金組成にもよるがバーニングを起こすおそれがある。保持時間が１０秒未満であると、コイルの実体温度が所定の温度に到達せず焼鈍処理が不十分となるおそれがある。保持時間が６０秒を超えると、処理に時間がかかりすぎ、生産性が低下するおそれがある。より好ましい保持温度は、４７０〜５６０℃の範囲である。さらに好ましい保持温度は、４７０〜５４０℃の範囲である。また、より好ましい保持時間は、１０〜５０秒の範囲である。さらに好ましい保持時間は、１０〜４０秒の範囲である。 If the holding temperature is less than 450 ° C., it may be difficult to obtain a recrystallized structure. When the holding temperature exceeds 560 ° C., the thermal strain becomes severe and there is a possibility that burning may occur depending on the alloy composition. If the holding time is less than 10 seconds, the actual temperature of the coil may not reach a predetermined temperature, and the annealing may be insufficient. If the holding time exceeds 60 seconds, the process takes too much time and productivity may be reduced. A more preferred holding temperature is in the range of 470-560.degree. A further preferred holding temperature is in the range of 470-540. Moreover, a more preferable holding time is in the range of 10 to 50 seconds. A further preferred holding time is in the range of 10 to 40 seconds.
連続焼鈍処理が施されたコイルは、巻き解されるとともに、テンションレベラーによって歪矯正が施される。テンションレベラーによる歪矯正は、焼鈍板に対して軽度な塑性変形を繰り返すものであるから、歪矯正後の板（最終板）は焼鈍板に比べて耐力が高くなる。 The coil subjected to the continuous annealing treatment is unwound and strain correction is applied by a tension leveler. Since strain correction by a tension leveler repeats slight plastic deformation to the annealed plate, the plate (final plate) after strain correction has a higher yield strength than the annealed plate.
本実施形態の製造方法において最終焼鈍は必須の工程であり、この最終焼鈍によって冷延板を再結晶温度以上の温度で保持することで、平均結晶粒径３０〜５０μｍであり、さらに円相当径１μｍ以上の第二相粒子の個数密度：８．０×１０３〜１６．０×１０３個／ｍｍ２である再結晶組織を発現させることができる。このような再結晶組織を有する最終板は、第二相粒子が細かく分散された金属組織となっているため、曲げ加工性に優れている。しかも、平均結晶粒径が３０〜５０μｍに調整されているので、曲げ加工のような局部的な塑性加工に対しては、結晶粒内の可動転位の平均自由行程（mean free path）も、十分に大きくなっていると考えられる。また、本実施形態の製造方法においてテンションレベラーによる歪矯正は必須の工程であり、この歪矯正によって最終板の耐力を高め、プレス成形及び焼付け塗装後の耐力をさらに高めることが可能となる。
以上のような通常の連続鋳造工程を経ることにより、成形性、曲げ加工性および耐デント性に優れたアルミニウム合金板を得ることができる。
In the manufacturing method of this embodiment, the final annealing is an essential step, and by holding the cold-rolled sheet at a temperature higher than the recrystallization temperature by this final annealing, the average crystal grain size is 30 to 50 μm, and the circle equivalent diameter The number density of second phase particles of 1 μm or more: It is possible to express a recrystallized structure of 8.0 × 10 3 to 16.0 × 10 3 pieces / mm 2 . The final plate having such a recrystallized structure is excellent in bending workability because it has a metal structure in which second phase particles are finely dispersed. Moreover, since the average grain size is adjusted to 30 to 50 μm, the mean free path of mobile dislocations in the crystal grains is also sufficient for local plastic working such as bending. Is considered to be Further, in the manufacturing method of the present embodiment, strain correction by a tension leveler is an essential step, and by this strain correction, it is possible to increase the yield strength of the final plate and to further increase the yield strength after press forming and baking coating.
By passing through the above-mentioned normal continuous casting process, an aluminum alloy sheet excellent in formability, bending workability and dent resistance can be obtained.
本実施形態の高強度アルミニウム合金板は、自動車車体用パネル及び構造用部材等として好適である。例えば、図１に示すフード１０、ドア１１、フェンダー１２、ルーフ１３、トランク１４等のアウターパネル及びインナーパネルやレインフォース類が挙げられる。また、本実施形態の製造方法により製造されたアルミニウム合金板を用いた自動車車体用パネルにおいては、その部材の内面側に熱硬化型の樹脂製補強材を用いて、必要とされる強度まで補強することも可能である。
The high-strength aluminum alloy sheet of the present embodiment is suitable as a panel for an automobile body, a structural member and the like. For example, the
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。 Hereinafter, the present invention will be described in more detail by way of examples, but the present invention is not limited thereto.
［薄スラブ連続鋳造シミュレート材による実施例］
表１に示した１７水準の組成（合金Ｎｏ.１〜１７）に配合された各種インゴット各５ｋｇを＃２０坩堝内に挿入し、この坩堝を小型電気炉で加熱しインゴットを溶解した。次いで、溶湯中にランスを挿入して、Ｎ２ガスを流量１．０Ｌ／ｍｉｎで５分間吹き込んで脱ガス処理を行なった。その後３０分間の鎮静を行なって溶湯表面に浮上した滓を攪拌棒にて除去した。次に坩堝を小型電気炉から取り出して、溶湯を内寸法２００×２００×１６ｍｍの水冷金型に流し込み、薄スラブを作製した。坩堝中の溶湯から採取した各供試材（実施例１〜３、比較例１〜１４）のディスクサンプルは、発光分光分析によって組成分析を行なった。その結果を表１に示す。この薄スラブの両面を３ｍｍずつ面削加工して、厚さ１０ｍｍとした後、均質化処理、熱間圧延を施すことなく、冷間圧延を施して板厚１．０ｍｍの冷延材とした。なお、冷間圧延工程の間に中間焼鈍処理は行っていない。この場合の最終冷延率は９０％であった。
[Example with thin slab continuous casting simulation material]
5 kg of each ingot added to the 17 levels of compositions (Alloy Nos. 1 to 17) shown in Table 1 was inserted into # 20 crucible, and this crucible was heated in a small electric furnace to melt the ingot. Next, a lance was inserted into the molten metal, and N 2 gas was blown at a flow rate of 1.0 L / min for 5 minutes to perform degassing treatment. After that, the mixture was allowed to stand for 30 minutes and the crucible floating on the surface of the molten metal was removed by a stirring rod. Next, the crucible was taken out of the small electric furnace, and the molten metal was poured into a water-cooled mold with an inner size of 200 × 200 × 16 mm to produce a thin slab. The disk samples of the respective test materials (Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 14) collected from the molten metal in the crucible were subjected to compositional analysis by emission spectral analysis. The results are shown in Table 1. Both sides of this thin slab were surface-machined by 3 mm to a thickness of 10 mm, and then cold rolling was performed without homogenization and hot rolling to obtain a cold-rolled sheet with a thickness of 1.0 mm. . In addition, the intermediate annealing process is not performed during the cold rolling process. The final cold rolling rate in this case was 90%.
次にこの冷延材を所定の大きさに切断後、この冷延材をソルトバスに挿入して、５５０℃×１５ｓｅｃ保持し、ソルトバスから素早く供試材を取り出して水冷し溶体化処理を施した。このようにして得られた焼鈍板（供試材）を薄スラブ連続鋳造シミュレート材として、表１にその成分組成を示す。 Next, this cold-rolled material is cut into a predetermined size, and this cold-rolled material is inserted into a salt bath and held at 550 ° C. for 15 seconds, the sample is quickly taken out of the salt bath, water cooled, and solution treatment gave. The component composition of the annealed sheet (specimen material) thus obtained is shown in Table 1 as a thin slab continuous casting simulation material.
※）表中、「Ｂａｌ．」は、各合金の全体組成を１００質量％とした場合の残りを示す。
*) "Bal." Shows the remainder at the time of making 100 mass% the whole composition of each alloy in a table | surface.
次に、このようにして得られた焼鈍板（各供試材）について、金属組織の評価を行い、さらに諸特性の測定、評価を行った。 Next, the metallographic structure of the annealed sheet (each sample material) thus obtained was evaluated, and various characteristics were measured and evaluated.
（引張試験による諸特性の測定）
得られた焼鈍板（各供試材）の特性評価は、引張り試験の伸び（％）によって行った。具体的には、得られた供試材より、引張り方向が圧延方向に対して平行方向（０°方向）、４５°方向、９０°方向になるようにＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１に準じて引張り試験を行って、引張強度、０．２％耐力、伸び（破断伸び）を求めた。なお、これら引張り試験は、各供試材の各方向につき３回（ｎ＝３）行い、例えば伸び（Ｅｌ）については下式によりその平均値（Ｅｌａｖｅｒａｇｅ）で算出した。
Ｅｌａｖｅｒａｇｅ＝（Ｅｌ０°＋Ｅｌ９０°＋２×Ｅｌ４５°）／４
Ｅｌ０°：圧延方向に対して平行方向の伸び値（ｎ＝３，平均値）
Ｅｌ９０°：圧延方向に対して９０°方向の伸び値（ｎ＝３，平均値）
Ｅｌ４５°：圧延方向に対して４５°方向の伸び値（ｎ＝３，平均値）
焼鈍板において、伸びの値が２７％以上であった供試材を成形性評価良好とし、２７％未満であった供試材を成形性評価不良とした。評価結果を表２に示す。
(Measurement of various properties by tensile test)
The characteristic evaluation of the obtained annealed sheet (each test material) was performed by the elongation (%) of the tension test. Specifically, JIS No. 5 test pieces are collected from the obtained test material so that the tensile direction is parallel to the rolling direction (0 ° direction), 45 °, and 90 °, and JIS Z 2241 The tensile test was carried out in the same manner to determine tensile strength, 0.2% proof stress and elongation (break elongation). These tensile tests were performed three times (n = 3) in each direction of each test material, and for example, the elongation (El) was calculated by the average value (El average ) according to the following equation.
El average = (El 0 ° + El 90 ° + 2 x El 45 ° ) / 4
El 0 ° : Elongation value parallel to the rolling direction (n = 3, average value)
El 90 ° : Elongation value in the direction of 90 ° with respect to the rolling direction (n = 3, average value)
El 45 ° : Elongation value in the 45 ° direction with respect to the rolling direction (n = 3, average value)
In the annealed sheet, the test material whose elongation value was 27% or more was regarded as good in the formability evaluation, and the test material which was less than 27% was regarded as the poor formability evaluation. The evaluation results are shown in Table 2.
（曲げ試験による曲げ加工性の評価）
曲げ試験用の試験片として、各供試材について圧延方向に対して０°および９０°方向を長手方向として、ＪＩＳ５号試験片を採取し、プレス成形を模擬して８％まで引張り試験を行った。試験後、試験片の中央部から５０ｍｍ寸法の試験片を採取した。曲げ試験は、試験片の長手方向に対して９０°方向をポンチ径１ｍｍのポンチに押し当てた状態で、４０°から６０°に曲げたあと、試験片同士が密着するまで圧縮加工した。曲げ加工性の評価は、曲げ方向と平行方向の断面を切断、研磨後、実体顕微鏡を用いて密着曲げ後の曲げ部の断面の表面付近を観察し、曲げ部の表面から割れ（肌荒れ）の底部までの距離を割れ深さ（μｍ）として測定することにより行った。割れ深さが４０μｍ未満であった供試材を曲げ加工性評価良好とし、割れ深さが４０μｍ以上であった供試材を曲げ加工性評価不良とした。評価結果を表２に示す。
(Evaluation of bending workability by bending test)
As test pieces for bending test, JIS No. 5 test pieces are collected for each test material with 0 ° and 90 ° as the longitudinal direction with respect to the rolling direction, and the press forming is simulated to conduct a tensile test up to 8%. The After the test, a test piece of 50 mm in size was taken from the center of the test piece. In the bending test, the sample was bent from 40 ° to 60 ° in a state where the direction of 90 ° with respect to the longitudinal direction of the test piece was pressed against the punch having a punch diameter of 1 mm, and then compression processing was performed until the test pieces adhered. For evaluation of bending workability, the cross section in the direction parallel to the bending direction is cut and polished, and then the vicinity of the surface of the cross section of the bending portion after close contact bending is observed using a stereomicroscope, and cracking (rough surface) from the surface of the bending portion It was carried out by measuring the distance to the bottom as the crack depth (μm). The test material whose crack depth was less than 40 μm was evaluated as excellent in bending workability, and the test material whose crack depth was 40 μm or more was judged as poor bending workability evaluation. The evaluation results are shown in Table 2.
※）曲げ試験割れ深さ（μｍ）の欄における“−”の表示は、密着曲げ後の曲げ部の表面の割れが極端に深すぎて測定できなかったことを示す。
※）曲げ試験割れ深さ（μｍ）の欄における“２０”の表示は、結晶粒界における段差（肌荒れ）の測定値であり、割れは存在していなかったことを示す。
*) Bending test The indication of "-" in the column of crack depth (.mu.m) indicates that the surface of the bent portion after close contact bending could not be measured because it was extremely deep.
*) Bending test The indication of "20" in the column of crack depth (μm) is a measurement value of a step (roughness) at grain boundaries, and indicates that no crack was present.
（各供試材（シミュレート材）の評価結果）
供試材の特性評価結果を示す表２における実施例１〜３は、本発明の組成範囲内であり、伸び、曲げ加工性とも、基準値を満たしていた。具体的には、引張り試験における伸び：２７％以上、曲げ試験における割れ深さ：４０μｍ未満の基準値を満たしていた。なお、比較例１〜５については、曲げ試験において密着曲げ後の曲げ部の表面の割れが極端に深すぎて測定できなかった。
(Evaluation results of each test material (simulated material))
Examples 1-3 in Table 2 which show the characteristic evaluation result of a test material are in the composition range of this invention, and elongation and bending workability also satisfy | filled the standard value. Specifically, the standard value of elongation in a tensile test: 27% or more and crack depth in a bending test: less than 40 μm was satisfied. In Comparative Examples 1 to 5, in the bending test, the surface of the bent portion after close contact bending was extremely deep and could not be measured.
比較例１は、Ｍｇ含有量が０．２６質量％と高く、またＭｎ含有量が１．４６質量％と高く、合金組成が本発明の範囲外であり、成形性評価不良（×）、曲げ加工性評価不良（×）であった。 In Comparative Example 1, the Mg content is as high as 0.26% by mass, the Mn content is as high as 1.46% by mass, the alloy composition is out of the range of the present invention, and the formability evaluation failure (x), bending It was processability evaluation failure (x).
比較例２は、Ｍｇ含有量が０．２５質量％と高く、またＭｎ含有量が１．４８質量％と高く、合金組成が本発明の範囲外であり、成形性評価不良（×）、曲げ加工性評価不良（×）であった。 In Comparative Example 2, the Mg content is as high as 0.25 mass%, the Mn content is as high as 1.48 mass%, the alloy composition is out of the range of the present invention, and the formability evaluation failure (x), bending It was processability evaluation failure (x).
比較例３は、Ｍｇ含有量が０．３５質量％と高く、合金組成が本発明の範囲外であり、成形性評価不良（×）、曲げ加工性評価不良（×）であった。 In Comparative Example 3, the Mg content was as high as 0.35% by mass, the alloy composition was out of the range of the present invention, the formability evaluation failure (x), and the bending workability evaluation failure (x).
比較例４は、Ｍｇ含有量が０．３４質量％と高く、またＭｎ含有量が１．３０質量％と高く、合金組成が本発明の範囲外であり、成形性評価不良（×）、曲げ加工性評価不良（×）であった。 In Comparative Example 4, the Mg content is as high as 0.34% by mass, the Mn content is as high as 1.30% by mass, the alloy composition is out of the range of the present invention, and the formability evaluation failure (x), bending It was processability evaluation failure (x).
比較例５は、Ｍｇ含有量が０．５５質量％と高く、合金組成が本発明の範囲外であり、成形性評価不良（×）、曲げ加工性評価不良（×）であった。 In Comparative Example 5, the Mg content was as high as 0.55% by mass, the alloy composition was out of the range of the present invention, the formability evaluation failure (x), and the bending workability evaluation failure (x).
比較例６は、Ｆｅ含有量が０．１９質量％と低いが、Ｓｉ含有量が０．９８質量％と高く、またＭｎ含有量が１．５１質量％と高く、合金組成が本発明の範囲外であり、成形性評価不良（×）、曲げ加工性評価不良（×）であった。 In Comparative Example 6, the Fe content is as low as 0.19% by mass, but the Si content is as high as 0.98% by mass, and the Mn content is as high as 1.51% by mass, and the alloy composition is within the scope of the present invention It was outside, and moldability evaluation failure was (x) and bending workability evaluation failure (x).
比較例７は、Ｆｅ含有量が０．９４質量％と高く、Ｓｉ含有量が０．９６質量％と高く、またＭｎ含有量が１．５２質量％と高く、合金組成が本発明の範囲外であり、成形性評価不良（×）、曲げ加工性評価不良（×）であった。 In Comparative Example 7, the Fe content is as high as 0.94% by mass, the Si content is as high as 0.96% by mass, the Mn content is as high as 1.52% by mass, and the alloy composition is out of the range of the present invention It was a moldability evaluation failure (x) and bending workability evaluation failure (x).
比較例８は、Ｓｉ含有量が０．９２質量％と高く、合金組成が本発明の範囲外であり、曲げ加工性評価不良（×）であった。 In Comparative Example 8, the Si content was as high as 0.92% by mass, the alloy composition was out of the range of the present invention, and the bending workability evaluation was inferior (x).
比較例９は、Ｓｉ含有量が０．９７質量％と高く、またＭｎ含有量１．４８質量％と高く、合金組成が本発明の範囲外であり、成形性評価不良（×）であった。 In Comparative Example 9, the Si content was as high as 0.97% by mass, the Mn content was as high as 1.48% by mass, the alloy composition was out of the range of the present invention, and the formability evaluation was poor (×). .
比較例１０は、Ｓｉ含有量が１．４４質量％と高く、合金組成が本発明の範囲外であり、曲げ加工性評価不良（×）であった。 In Comparative Example 10, the Si content was as high as 1.44% by mass, the alloy composition was out of the range of the present invention, and the bending workability evaluation was inferior (x).
比較例１１は、Ｓｉ含有量が１．４３質量％と高く、またＭｎ含有量１．４９質量％と高く、合金組成が本発明の範囲外であり、曲げ加工性評価不良（×）であった。 In Comparative Example 11, the Si content is as high as 1.43% by mass, the Mn content is as high as 1.49% by mass, the alloy composition is out of the range of the present invention, and the bending workability evaluation failure (x) The
比較例１２は、Ｆｅ含有量が０．１９質量％と低いが、Ｓｉ含有量が１．４５質量％と高く、合金組成が本発明の範囲外であり、曲げ加工性評価不良（×）であった。 In Comparative Example 12, although the Fe content is as low as 0.19 mass%, the Si content is as high as 1.45 mass%, the alloy composition is out of the range of the present invention, and the bending workability evaluation failure (x) there were.
比較例１３は、Ｆｅ含有量が０．１９質量％と低いが、Ｓｉ含有量が１．４８質量％と高く、またＭｎ含有量が１．４８質量％と高く、合金組成が本発明の範囲外であり、曲げ加工性評価不良（×）であった。 In Comparative Example 13, the Fe content is as low as 0.19% by mass, but the Si content is as high as 1.48% by mass, and the Mn content is as high as 1.48% by mass, and the alloy composition is within the scope of the present invention It was outside, and bending process evaluation evaluation was unsatisfactory (x).
比較例１４は、Ｓｉ含有量が０．９３質量％と高く、またＦｅ含有量１．５０質量％と高く、合金組成が本発明の範囲外であり、曲げ加工性評価不良（×）であった。
以上のことから、前記特定の成分組成を有していれば、焼鈍板として、伸び２７％以上なる値を呈するとともに、曲げ加工性に優れることがわかる。
In Comparative Example 14, the Si content is as high as 0.93% by mass, and the Fe content is as high as 1.50% by mass, the alloy composition is out of the range of the present invention, and the bending workability evaluation failure (x) The
From the above, it can be seen that if it has the above-mentioned specific component composition, the annealed sheet exhibits a value of elongation of 27% or more and is excellent in bending workability.
（薄スラブ連続鋳造材，ＤＣ鋳造材（実機材）による実施例）
表３に示す組成（合金Ｎｏ．１８〜Ｎｏ．２１）の合金溶湯を溶解炉で溶製し、双ベルト鋳造機によって厚さ１０ｍｍの薄スラブを連続鋳造（Continuous Cast）して、これを直接コイルに巻き取った。このコイルを冷間圧延機に通し、中間焼鈍を施すことなく、何パスかの冷間圧延を施して最終板厚１ｍｍまで仕上げた。この場合の最終冷延率は、９０％である。このコイルを連続焼鈍炉（ＣＡＬ）に通し、急速に加熱後、５３０℃の温度に所定時間保持した後、ミストによって急速に冷却してコイルに巻き取った。次にこの焼鈍コイルをテンションレベラーに通し、連続焼鈍による熱歪を矯正し、コイルに巻き取った。このコイルから供試材（最終板）を採取した。
(Example of thin slab continuous casting material, DC casting material (actual equipment))
A molten alloy of the composition shown in Table 3 (Alloy No. 18 to No. 21) is melted in a melting furnace, and a thin slab of 10 mm in thickness is continuously cast (continuous cast) by a twin belt caster and directly cast. I wound it in a coil. The coil was passed through a cold rolling mill and subjected to several passes of cold rolling without intermediate annealing to a final plate thickness of 1 mm. The final cold rolling rate in this case is 90%. The coil was passed through a continuous annealing furnace (CAL), heated rapidly, and maintained at a temperature of 530 ° C. for a predetermined time, and then rapidly cooled by mist and wound into a coil. Next, the annealed coil was passed through a tension leveler to correct thermal strain due to continuous annealing, and wound into a coil. A test material (final plate) was collected from this coil.
表３に示す組成（合金Ｎｏ．２２，Ｎｏ．２３）の合金溶湯を溶解炉で溶製し、ＤＣ鋳造機によって、スラブを半連続鋳造（Direct Chill Cast）した。このスラブの両面を面削した後、クレーンで均質処理炉に挿入し、所定の保持温度で均質化処理後、熱間圧延機によって、熱間圧延を施して厚さ６ｍｍで巻き取った。このコイルを冷間圧延機に通し、中間焼鈍を施すことなく何パスかの冷間圧延を施して最終板厚１ｍｍまで仕上げた。このコイルを連続焼鈍炉（ＣＡＬ）に通し、急速に加熱後、所定の温度に所定時間保持した後、ミストによって急速に冷却してコイルに巻き取った。次にこの焼鈍コイルをテンションレベラーに通し、連続焼鈍による熱歪を矯正し、コイルに巻き取った。このコイルから供試材（最終板）を採取した。 The molten alloy of the composition (Alloy No. 22 and No. 23) shown in Table 3 was melted in a melting furnace, and the slab was subjected to semi-continuous casting (Direct Chill Cast) by a DC casting machine. After facing on both sides of this slab, the slab was inserted into a homogenization furnace with a crane, homogenized at a predetermined holding temperature, hot rolled by a hot rolling mill, and wound with a thickness of 6 mm. The coil was passed through a cold rolling mill and subjected to several passes of cold rolling without intermediate annealing to a final plate thickness of 1 mm. The coil was passed through a continuous annealing furnace (CAL), heated rapidly, and kept at a predetermined temperature for a predetermined time, and then rapidly cooled by mist and wound into a coil. Next, the annealed coil was passed through a tension leveler to correct thermal strain due to continuous annealing, and wound into a coil. A test material (final plate) was collected from this coil.
※）表中、「Ｂａｌ．」は、各合金の全体組成を１００質量％とした場合の残りを示す。
*) "Bal." Shows the remainder at the time of making 100 mass% the whole composition of each alloy in a table | surface.
次に、このようにして得られた最終板（各供試材）について、金属組織の評価を行い、さらに諸特性の測定、評価を行った。
（引張試験による諸特性の測定）
得られた最終板（各供試材）の特性評価は、引張り試験の０．２％耐力、伸び（％）によって行った。
具体的には、得られた供試材より、引張り方向が圧延方向に対して平行方向（０°方向）、４５°方向、９０°方向になるようにＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１に準じて引張り試験を行って、引張強度、０．２％耐力（Ｙ１）、伸び（破断伸び）を求めた。なお、これら引張り試験は、各供試材の各方向につき３回（ｎ＝３）行い、例えば伸び（Ｅｌ）については下式によりその平均値（Ｅｌａｖｅｒａｇｅ）で算出した。
Ｅｌａｖｅｒａｇｅ＝（Ｅｌ０°＋Ｅｌ９０°＋２×Ｅｌ４５°）／４
Ｅｌ０°：圧延方向に対して平行方向の伸び値（ｎ＝３，平均値）
Ｅｌ９０°：圧延方向に対して９０°方向の伸び値（ｎ＝３，平均値）
Ｅｌ４５°：圧延方向に対して４５°方向の伸び値（ｎ＝３，平均値）
Next, the metal structure of the final plate (each sample material) thus obtained was evaluated, and various characteristics were measured and evaluated.
(Measurement of various properties by tensile test)
The characteristic evaluation of the obtained final board (each test material) was performed by 0.2% proof stress of a tension test, elongation (%).
Specifically, JIS No. 5 test pieces are collected from the obtained test material so that the tensile direction is parallel to the rolling direction (0 ° direction), 45 °, and 90 °, and JIS Z 2241 The tensile test was carried out in the same manner to determine tensile strength, 0.2% proof stress (Y 1 ) and elongation (break elongation). These tensile tests were performed three times (n = 3) in each direction of each test material, and for example, the elongation (El) was calculated by the average value (El average ) according to the following equation.
El average = (El 0 ° + El 90 ° + 2 x El 45 ° ) / 4
El 0 ° : Elongation value parallel to the rolling direction (n = 3, average value)
El 90 ° : Elongation value in the direction of 90 ° with respect to the rolling direction (n = 3, average value)
El 45 ° : Elongation value in the 45 ° direction with respect to the rolling direction (n = 3, average value)
最終板において、伸びの値が２８％以上であった供試材を成形性評価良好とし、２８％未満であった供試材を成形性評価不良とした。評価結果を表４に示す。 In the final plate, the test material in which the elongation value was 28% or more was regarded as good in the formability evaluation, and the test material in which the elongation value was less than 28% was regarded as the poor formability evaluation. The evaluation results are shown in Table 4.
次に、得られた供試材より、引張り方向が圧延方向に対して平行方向になるようにＪＩＳ５号試験片を採取し、この試験片に２％の予歪を導入した後、アニーラーに挿入して１７０℃×２０分間保持し時効処理を施した後空冷した。これらのＪＩＳ５号試験片について、ＪＩＳＺ２２４１に準じて引張り試験を行って、０．２％耐力（Ｙ２）を求めた。なお、これら引張り試験は、各供試材につき３回（ｎ＝３）行い、その平均値で算出した。 Next, JIS No. 5 test pieces are collected from the obtained test material so that the tensile direction is parallel to the rolling direction, and a 2% pre-strain is introduced into the test pieces, and then inserted into the annealer. Then, it was maintained at 170 ° C. for 20 minutes, subjected to aging treatment, and then air cooled. These JIS No. 5 test pieces were subjected to a tensile test according to JIS Z 2241 to determine 0.2% proof stress (Y 2 ). These tensile tests were performed three times (n = 3) for each test material, and the average value was calculated.
最終板において、０.２％耐力（ＹＳ１）が１００ＭＰａを超え、２％予ひずみ導入後に１７０℃×２０分間の時効処理を施した後の０.２％耐力（ＹＳ２）が１１０ＭＰａを超え、且つΔＹＳ＝（ＹＳ２−ＹＳ１）が１０ＭＰａ以上であった供試材を耐デント性評価良好とし、これらの条件のいずれかを満足しなかった供試材を耐デント性評価不良とした。評価結果を表４に示す。 In the final plate, 0.2% proof stress (YS 1 ) exceeds 100 MPa, 0.2% proof stress (YS 2 ) after 110% aging treatment at 170 ° C. for 20 minutes after introduction of 2% prestrain, exceeds 110 MPa And, ΔYS = (YS 2 -YS 1 ) the test material which was 10MPa or more was regarded as good dent resistance evaluation, and the test material which did not satisfy any of these conditions was regarded as dent resistance evaluation failure . The evaluation results are shown in Table 4.
（曲げ試験による曲げ加工性の評価）
曲げ試験用の試験片として、各供試材について圧延方向に対して０°および９０°方向を長手方向としてＪＩＳ５号試験片を採取し、プレス成形を模擬して８％まで引張り試験を行った。試験後、試験片の中央部から５０ｍｍ寸法の試験片を採取した。曲げ試験は、試験片の長手方向に対して９０°方向をポンチ径１ｍｍのポンチに押し当てた状態で、４０°から６０°に曲げたあと、試験片同士が密着するまで圧縮加工した。曲げ加工性の評価は、曲げ方向と平行方向の断面を切断、研磨後、実体顕微鏡を用いて密着曲げ後の曲げ部の断面の表面付近を観察し、曲げ部の表面から割れ（肌荒れ）の底部までの距離を割れ深さ（μｍ）として測定することにより行った。割れ深さが４０μｍ未満であった供試材を曲げ加工性評価良好とし、割れ深さが４０μｍ以上であった供試材を曲げ加工性評価不良とした。評価結果を表４に示す。
(Evaluation of bending workability by bending test)
As test pieces for bending tests, JIS No. 5 test pieces were taken for each test material with the 0 ° and 90 ° directions as the longitudinal direction with respect to the rolling direction, and the press forming was simulated to conduct a tensile test up to 8%. . After the test, a test piece of 50 mm in size was taken from the center of the test piece. In the bending test, the sample was bent from 40 ° to 60 ° in a state where the direction of 90 ° with respect to the longitudinal direction of the test piece was pressed against the punch having a punch diameter of 1 mm, and then compression processing was performed until the test pieces adhered. For evaluation of bending workability, the cross section in the direction parallel to the bending direction is cut and polished, and then the vicinity of the surface of the cross section of the bending portion after close contact bending is observed using a stereomicroscope, and cracking (rough surface) from the surface of the bending portion It was carried out by measuring the distance to the bottom as the crack depth (μm). The test material whose crack depth was less than 40 μm was evaluated as excellent in bending workability, and the test material whose crack depth was 40 μm or more was judged as poor bending workability evaluation. The evaluation results are shown in Table 4.
（導電率の測定）
導電率(％ＩＡＣＳ)は、導電率計（ＡＵＴＯＳＩＧＭＡ ２０００ 日本ホッキング株式会社製）にて、測定を実施した。測定結果を併せて表４に示す。
(Measurement of conductivity)
The conductivity (% IACS) was measured with a conductivity meter (AUTOSIGMA 2000 manufactured by Nippon Hocking Co., Ltd.). The measurement results are also shown in Table 4.
（金属組織における円相当径１μｍ以上の第２相粒子の個数密度の測定）
得られた最終板の圧延方向に平行な縦断面（ＬＴ方向に垂直な断面）を切り出して、熱可塑性樹脂に埋め込んで鏡面研磨し、フッ化水素酸水溶液にてエッチングを施して、金属組織観察を行った。ミクロ金属組織を光学顕微鏡にて写真撮影し（１視野当たりの面積；０．０１７ｍｍ２、各試料２０視野撮影）、写真の画像解析を行い、円相当径１μｍ以上の第２相粒子の個数密度（個／ｍｍ２）を求めた。測定結果を、表５に示す。
(Measurement of number density of second phase particles with equivalent circle diameter of 1 μm or more in metallographic structure)
A longitudinal cross section (a cross section perpendicular to the LT direction) parallel to the rolling direction of the final plate obtained is cut out, embedded in a thermoplastic resin, mirror-polished, and etched with an aqueous solution of hydrofluoric acid to observe the metal structure Did. The micro metallographic structure is photographed with an optical microscope (area per field of view: 0.017 mm 2 , 20 samples of each sample), image analysis of the photograph is carried out, and the number density of second phase particles of equivalent circle diameter 1 μm or more (Piece / mm 2 ) was determined. The measurement results are shown in Table 5.
（平均結晶粒径の測定）
得られた最終板(各供試材)について、光学顕微鏡による結晶粒径測定を行った。得られた各供試材から圧延方向に平行な縦断面を切出して鏡面研磨を施し、ホウフッ化水素酸水溶液中で陽極酸化処理を施して、再結晶組織の観察を行った。再結晶組織を偏光顕微鏡にて写真撮影し（１視野当たりの面積；０．１３５ｍｍ２、各試料３視野撮影）、交線法を用いて平均結晶粒径を測定した。評価結果を、表５に示す。
(Measurement of average grain size)
The crystal grain size was measured by an optical microscope for the obtained final plate (each test material). A longitudinal section parallel to the rolling direction was cut out from each of the obtained test materials, mirror-polished, anodized in a borohydrofluoric acid aqueous solution, and a recrystallized structure was observed. The recrystallized structure was photographed with a polarization microscope (area per field of view; 0.135 mm 2 , three fields of view of each sample), and the average crystal grain size was measured using the cross line method. The evaluation results are shown in Table 5.
※）曲げ試験割れ深さ（μｍ）の欄における“２０”の表示は、結晶粒界における段差（肌荒れ）の測定値であり、割れは存在していなかったことを示す。
*) Bending test The indication of "20" in the column of crack depth (μm) is a measurement value of a step (roughness) at grain boundaries, and indicates that no crack was present.
以上のことから、前記特定の成分組成を有しており、且つ所定の導電率を呈していれば、最終板として、伸び２８％以上なる値を呈し、０.２％耐力（ＹＳ１）が１００ＭＰａを超え、２％予ひずみ導入後に１７０℃×２０分間の時効処理を施した後の０．２％耐力（ＹＳ２）が１１０ＭＰａを超え、且つΔＹＳ＝（ＹＳ２−ＹＳ１）が１０ＭＰａ以上を示し、成形性、曲げ加工性および耐デント性に優れることがわかる。 From the above, if it has the above-mentioned specific component composition and exhibits a predetermined conductivity, the final plate exhibits a value of elongation of 28% or more and 0.2% proof stress (YS 1 ) 0.2% proof stress (YS 2 ) exceeds 100MPa and after aging treatment at 170 ° C for 20 minutes after introducing 2% prestrain, ΔYS = (YS 2 -YS 1 ) is 10MPa or more It shows that it is excellent in moldability, bending workability, and dent resistance.
Claims (6)
導電率が４２％ＩＡＣＳ以下であり、伸びが２８％以上であり、０.２％耐力（ＹＳ１）が１００ＭＰａを超え、２％予ひずみ導入後に１７０℃×２０分間の時効処理を施した後の０．２％耐力（ＹＳ２）が１１０ＭＰａを超え、且つ、ΔＹＳ＝（ＹＳ２−ＹＳ１）が１０ＭＰａ以上であることを特徴とする成形性、曲げ加工性および耐デント性に優れた高強度アルミニウム合金板。 Mn: 1.00 to 1.25% by mass, Fe: 0.30 to 0.70% by mass, Si: 0.50 to 0.85% by mass, Ti: 0.005 to 0.10% by mass , Mg as an impurity is regulated to less than 0.10% by mass, and the remainder has a component composition consisting of Al and unavoidable impurities,
Conductivity is 42% IACS or less, elongation is 28% or more, 0.2% proof stress (YS 1 ) exceeds 100 MPa, and after 2% pre-strain introduced aging treatment at 170 ° C for 20 minutes 0.2% proof stress (YS 2 ) of more than 110MPa, and ΔYS = (YS 2 -YS 1 ) is 10MPa or more, high in formability, bendability and dent resistance Strength aluminum alloy sheet.
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