JP4022497B2 - Method for manufacturing aluminum alloy panel - Google Patents

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【0001】
【発明の属する技術分野】
本発明は、ルミニウム合金パネルの製造方法(以下、アルミニウムをAlとも言う)に関するものである。
【0002】
【従来の技術】
従来から、アルミニウム合金板を難加工形状のパネルに成形するために、アルミニウム合金板を加熱して、460 〜550 ℃の高温領域で高い伸びの特性を生じさせて高成形性を得るような、高速超塑性成形などの高温成形方法が検討されている。
【0003】
これら高温成形用のアルミニウム合金板としては、AA乃至JIS 規格でいう 5000 系 (以下、単に5000系と言う) の Al-Mg系アルミニウム合金が主流となっている。このため、高速超塑性成形用Al-Mg 系アルミニウム合金が従来から多数開発提案されている。
【0004】
これに対し、特に、自動車パネルなど、塗装焼付の際の焼付硬化性 (人工時効硬化性) に優れたAl-Mg-Si系のAA乃至JIS 規格でいう 6000 系 (以下、単に6000系と言う) のアルミニウム合金板の使用も、高温成形の分野で検討されている。これら6000系アルミニウム合金板は、合金元素量が多い他の5000系などのアルミニウム合金に比して、合金元素量が比較的少ない。このため、これら6000系アルミニウム合金パネルのスクラップを、Al合金溶解材 (溶解原料) として再利用する際に、元の6000系アルミニウム合金鋳塊が得やすく、リサイクル性にも優れているという利点もある。
【0005】
高温成形分野への6000系アルミニウム合金板の提案例として、例えば、6000系アルミニウム合金板の平均結晶粒径を15〜120 μm とし、また高速超塑性成形時のひずみ速度と成形温度とを特定の関係に制御して、高速超塑性成形時に高い伸びを得るとともに、成形後にT6処理を施して、引張強度300MPa以上の高い強度を得ることが提案されている (特許文献1参照)。また、溶体化処理などが施されていない6000系アルミニウム合金板を溶体化処理に必要な温度でブロー成形を行い、その後成形品に焼き戻し処理を施して、200MPa以上の高耐力を得ることも提案されている (特許文献2参照)。
【0006】
【特許文献1】
特開平11-131165 号公報
【特許文献2】
特開2001-58221号公報
【0007】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、特許文献2のように、溶体化処理に必要な温度で高速超塑性成形を行った場合、この高温下における6000系アルミニウム合金パネルの強度 (耐力) が著しく低下するという問題がある。これは、特許文献1のように、高速超塑性成形時のひずみ速度と成形温度とを特定の関係に制御して、高速超塑性成形時に高い伸びを得る場合でも同様である。
【0008】
このため、特許文献1も2も意図していない、高速超塑性成形の終了時に、金型から成形したパネルを離型するなど、成形パネルをハンドリングするに必要な強度 (耐力) が得られない、という新たな問題が生じる。また、ハンドリング時に成形パネルの変形などが生じる、という新たな問題もある。
【0009】
更に、成形後に人工時効硬化処理を施しても、200MPa以上の高耐力を得ることができないという新たな問題が生じる。この点、前記特許文献1でも、成形後に人工時効硬化処理を施して、200MPa以上の高耐力を得ることができるとしている。しかし、その人工時効硬化処理条件は、175 ℃という比較的高温で、しかも10時間という長時間の処理を行なっている。また、前記特許文献1には高速超塑性成形後のパネルの耐力の開示も無い。これに対して、実際の自動車パネルの塗装焼付処理の条件は、塗料の改善や自動車生産工程の効率化に伴い、150 〜180 ℃で20〜40分間保持する、比較的低温で短時間の人工時効硬化処理が主流となっている。このような、実際の比較的低温で短時間の人工時効硬化処理では、成形後の6000系アルミニウム合金パネルが200MPa以上の高耐力を得ることは到底できない。
【0010】
この点は、前記特許文献2でも全く同様である。即ち、前記特許文献2には、成形時の熱履歴を模擬して、530 ℃で14分間という高温長時間の溶体化処理後、冷却速度2 ℃/ 秒で冷却した後、常温に13.5時間放置してから、180 ℃で40分保持するという、比較的高温で長時間の人工時効硬化処理条件によって、170MPa以上の高耐力を得るとしている (図4 の成形温度毎の人工時効硬化処理時間と耐力との関係から読み取る) 。したがって、生産性を向上させるべく、成形時間の短時間化を図った場合、および/ または、より低温短時間の人工時効硬化処理では、成形後の6000系アルミニウム合金パネルが200MPa以上の高耐力を得ることは到底できない。この人工時効硬化処理後に高耐力を得られない傾向は、高温成形後に放冷などの緩冷却を行い、かつより低温短時間の人工時効硬化処理を行なった場合に著しい。
【0011】
本発明はこの様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、溶体化処理に必要な温度で高温成形を行っても、その高温下での耐力が高く、また、この高温成形後に緩冷却を行い、かつ比較的低温で短時間の人工時効硬化処理後を行なっても、人工時効硬化処理後のパネルの耐力が高いルミニウム合金パネルの製造方法を提供しようとするものである。
【0012】
【課題を解決するための手段】
この目的を達成するために、本発明アルミニウム合金パネルの製造方法の要旨は、 Si:0.6 1.3% Mg:0.3 0.9% Mn:0.01 0.65% Cu:0.4 1.0% を含み、かつ Si/Mg が質量比で 1.0 以上であり、残部 Al および不可避的不純物からなる Al-Mg-Si 系アルミニウム合金板を、 460 550 ℃の高温で成形してパネル化する際に、このパネルの前記高温成形時の最大流動応力を 25MPa 以上として成形し、更にこの高温成形後のパネルに 150 180 ℃で 20 40 分間保持する人工時効硬化処理を施し、この人工時効硬化処理後のパネルの 0.2% 耐力を 170MPa 以上とすることである。
【0014】
本発明では、6000系アルミニウム合金板の基本成分であるSiとMgの含有量とを各々特定の範囲とするとともに、SiとMgとの質量比Si/Mg を1.0 以上とした過剰Si型とする。そして更に、Cuを比較的多く含有させる。このような6000系アルミニウム合金の特定組成範囲の選択によって、高温成形性自体は阻害せずに、溶体化処理に必要な温度で高温成形を行っても、その高温下での耐力が高くすることができる。また、この高温成形後に放冷されるような緩冷却され、かつ比較的低温で短時間の人工時効硬化処理後を行なっても、人工時効硬化処理後のパネルの耐力を高くすることができる。なお、SiやMgの含有量を高めただけではこれらの効果が十分得られず、合わせてCuを比較的多量に含有しないとこれらの効果が得られない点が、この種高温成形の特異性であると言える。
【0015】
なお、本発明で言うアルミニウム合金板とは、熱延 (熱間圧延上がり) 板、冷延 (冷間圧延上がり) 板などの、溶体化および焼き入れ処理前の状態の板や、これらを溶体化および焼き入れ処理された板のことを言う。また、この溶体化および焼き入れ処理後任意の熱処理、例えば、後述する予備時効処理や、更に必要により施す時効処理などの種々の調質処理を施された板を含む。更に、この溶体化および焼き入れ処理は、パネル成形前に行うものであっても、パネル成形後に行うものであっても、板が溶体化処理温度される温度での高温成形のように、パネル成形と同時に行うものであっても良い。そして、本発明で言うアルミニウム合金板とは、板、コイル、切り板、などの適宜の形状状態を含む。
【0016】
また、本発明で言う高温成形とは、好ましくは、成形温度が成形される6000系アルミニウム合金板が溶体化処理される温度であって、460 〜550 ℃の高温領域で高い伸びの特性を生じさせて高成形性を得るような、高速超塑性成形などの高温成形のことを言う。
【0017】
本発明では、6000系アルミニウム合金板を上記特定の成分組成とする板素材側の改善だけでなく、パネルの製造方法として、これら成形側の高温成形時の成形条件および離型条件として、成形および離型温度、成形時間などを選択することによって、パネルの高温における最大流動応力を確実に25MPa 以上として成形することができる。また、更にこの高温成形後に前記緩冷却されたとしても、人工時効硬化処理を150 〜180 ℃で20〜40分間保持の条件範囲からより時効硬化しやすい条件を選択することによって、人工時効硬化処理後のパネルの0.2%耐力を確実に170MPa以上とすることができる。また、高温成形後に室温まで冷却された後、この冷却後から人工時効硬化処理まで室温で放冷される場合、その放置時間が長くなるほど、人工時効硬化処理後のパネルの耐力は低下する傾向があるため、室温での前記放置時間は短い方が好ましい。但し、放置時間が10時間以上の範囲ではその変化が小さくなる。
【0018】
【発明の実施の形態】
先ず、本発明アルミニウム合金板の化学成分組成の実施形態につき、以下に説明する。前記した通り、本発明では、アルミニウム合金板の化学成分組成を、Si:0.6〜1.3%、Mg:0.3〜0.9%、Mn:0.01 〜0.65% 、Cu:0.4〜1.0%を含み、かつSi/Mg が質量比で1.0 以上であり、残部Alおよび不可避的不純物からなるものとし、基本成分であるSiとMgの含有量とを各々特定の範囲とするとともに、SiとMgとの質量比を特定範囲とした過剰Si型とする。そして更に、Cuを比較的多く含有させる。なお、本発明での化学成分組成の% 表示は、前記請求項の% 表示も含めて、全て質量% の意味である。
【0019】
上記合金元素以外の、Cr、Zr、Ti、B 、Fe、Zn、Ni、V など、その他の合金元素は基本的には不純物元素である。しかし、リサイクルの観点から、溶解材として、高純度Al地金だけではなく、6000系合金やその他のAl合金スクラップ材、低純度Al地金などを溶解原料として使用して、本発明Al合金組成を溶製する場合には、これら他の合金元素は必然的に含まれることとなる。したがって、本発明では、目的とする本発明効果を阻害しない範囲で、これら他の合金元素が含有されることを許容する。
【0020】
各元素の好ましい含有範囲と意義、あるいは許容量について以下に説明する。
Si:0.6 〜1.3%。
Siは、高温成形後のパネルの、塗装焼き付け処理などの、前記低温短時間での人工時効処理時に、MgとともにGPゾーンなどの化合物相を形成して時効硬化能を発揮し、パネルとしての必要強度を得るための必須の元素である。具体的には、高温成形を模擬した、500 ℃で3 分間保持の熱処理後に、急冷ではなく、500 〜200 ℃の範囲を平均冷却速度10℃/s以下で室温まで放冷するような緩冷却であっても、170 ℃で30分間保持する人工時効硬化処理を施した後の0.2%耐力を170MPa以上を確保するために必須の元素である。
【0021】
これらのSiの効果を発揮するためには、更に、Si/Mg を質量比で1.0 以上とし、SiをMgに対し過剰に含有させた過剰Si型6000系Al合金組成とする。Si量が0.6%未満およびSi/Mg が質量比で1.0 未満では、前記高温成形後に放冷された際のパネルの耐力と、前記高温成形後に放冷された際の低温短時間の人工時効硬化能 (パネルの耐力) を兼備することができない。
【0022】
一方、Siが1.3%を越えて含有されると、前記高温成形後に放冷された際に、粒界上にSi、MgSiなどが析出しやすくなる。このため、特に、自動車のアウターパネル (外板) では、高温成形後のヘム (ヘミング、180 度曲げ) 加工時や曲げ加工時に、割れの起点となり易く、ヘム加工性や曲げ加工性が著しく低下する。更に、スポットなどの溶融溶接性も著しく阻害する。したがって、Siは0.6 〜1.3%の範囲とする。
【0023】
Mg:0.3〜0.9%。
Mg は固溶強化により、高温成形時の強度を確保する。具体的には、高温成形を模擬した、500 ℃の温度でかつ歪み速度:10 -1/sの条件で高温引張試験をした際の最大流動応力で25MPa 以上を確保する。また、460 〜550 ℃の高温で板を成形してパネル化する際の、このパネルの高温成形時の最大流動応力で25MPa 以上を確保する。
【0024】
また、高温成形後のパネルの、塗装焼き付け処理などの、前記低温短時間での人工時効処理時に、SiとともにGPゾーンなどの化合物相を形成して時効硬化能を発揮し、パネルとしての必要強度を得るための必須の元素である。具体的には、高温成形を模擬した、500 ℃で3 分間保持の熱処理後に、急冷ではなく、500 〜200 ℃の範囲を平均冷却速度10℃/s以下で室温まで放冷するような緩冷却であっても、170 ℃で30分間保持する人工時効硬化処理を施した後の0.2%耐力を170MPa以上を確保するために必須の元素である。
【0025】
Mgの0.3%未満の含有では、絶対量が不足するため、人工時効処理時に前記化合物相を形成できず、前記高温成形後に放冷された際の強度と、前記高温成形後に放冷された際の低温短時間の人工時効硬化能を兼備することができない。
【0026】
一方、Mgが0.9%を越えて含有されると、前記高温成形後に放冷された際に、粒界上にSi、MgSiなどが析出しやすくなる。このため、特に、自動車のアウターパネル (外板) では、高温成形後のヘム加工時や曲げ加工時に、割れの起点となり易く、ヘム加工性や曲げ加工性が著しく低下する。更に、スポットなどの溶融溶接性も著しく阻害する。したがって、Mgの含有量は、0.3 〜0.9%の範囲で、かつSi/Mg が質量比で1.0 以上となるような量とする。
【0027】
Cu:0.4〜1.0%
Cuは高温成形での高温強度を確保する重要な元素である。具体的には、高温成形を模擬した、500 ℃の温度でかつ歪み速度:10 -1/sの条件で高温引張試験をした際の最大流動応力で25MPa 以上を確保する。また、460 〜550 ℃の高温で板を成形してパネル化する際の、このパネルの高温成形時の最大流動応力で25MPa 以上を確保する。Cuは、更に高温成形後のパネルの、塗装焼き付け処理などの、前記低温短時間での人工時効処理時に、組織の結晶粒にGPゾーンなどの化合物相をAl、Si、Mgとともに形成し、人工時効硬化処理後の強度を高める効果がある。前記した通り、上記SiやMgの含有量を高めただけではこれらの効果が十分得られず、Cuを比較的多量に含有しないとこれらの効果が得られない。
【0028】
Cu含有量が0.4%未満ではこの効果がない。一方、1.0%を越えると、耐応力腐食割れ性や、塗装後の耐食性の内の耐糸さび性、また溶接性を著しく劣化させる。このため、Cuは0.4 〜1.0%の範囲とする。
【0029】
Mn:0.01 〜0.65%
Mnには、板の均質化熱処理時に分散粒子 (分散相) を生成し、これらの分散粒子には再結晶後の粒界移動を妨げる効果があるため、微細な結晶粒を得ることができる効果がある。これにより、高温成形後のパネルにおいても、肌荒れなどのない良好な表面性状を得ることができる。また、高温成形後の低温短時間での人工時効硬化処理時のパネルの耐力は、アルミニウム合金組織の結晶粒が微細なほど向上する。この点、Mn含有量が0.01% 未満ではこれらの効果が無い。
【0030】
一方、Mn含有量が多くなった場合、溶解、鋳造時に粗大なAl-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr) 系の金属間化合物や晶析出物を生成しやすく、破壊の起点となり易いため、アルミニウム合金板の機械的性質を低下させる原因となる。また、特に、加工条件が厳しくなったフラットヘムなどの曲げ加工では、Mn含有量が0.25% を越えた場合、曲げ加工性が低下する。このため、Mnは0.01〜0.65% の範囲とする。
【0031】
Cr 、Zr。
これらCr、Zrの遷移元素には、Mnと同様、均質化熱処理時に分散粒子 (分散相) を生成し、微細な結晶粒を得ることができる効果がある。しかし、Cr、Zrも、0.15% を越える含有では、前記フラットヘム加工や曲げ加工を著しく低下させる。したがって、Cr、Zrの含有量も、0.20% 以下に規制することが好ましい。
【0032】
Ti 、B 。
Ti、B は、Ti:0.1% 、B:300ppmを各々越えて含有すると、粗大な晶出物を形成し、成形性を低下させる。但し、Ti、B には微量の含有で、鋳塊の結晶粒を微細化し、プレス成形性を向上させる効果もある。したがって、Ti:0.1% 以下、B:300ppm以下までの含有は許容する。
【0033】
Fe。
溶解原料から混入して、不純物として含まれるFeは、Al7Cu2Fe、Al12(Fe,Mn)3Cu2 、(Fe,Mn)Al6などの晶出物を生成する。これらの晶出物は再結晶粒の核となり、Feが0.08% 以上含まれた場合に、結晶粒の粗大化を阻止して、結晶粒を50μm 以下の微細粒とする役割を果たす。しかし、一方で、これらの晶出物は、破壊靱性および疲労特性、更には、前記ヘム加工性や曲げ加工性を著しく劣化させる。これらの劣化特性は、Feの含有量が0.50% を越えると顕著になる。このため、含有させる場合のFeの含有量は0.50% 以下のできるだけ少量とすることが好ましい。
【0034】
Zn。
Znは0.5%を越えて含有されると、耐食性が顕著に低下する。したがって、Znの含有量は0.5%以下のできるだけ少量とすることが好ましい。
【0035】
以上のような本発明アルミニウム合金板の化学成分組成とすることで、高温成形性は阻害せずに、溶体化処理に必要な温度で高温成形を行っても、高温成形における高温下でのパネルの最大流動応力を高くでき、また、高温成形後に放冷するような緩冷却され、かつ比較的低温で短時間の人工時効硬化処理後を行なっても、人工時効硬化処理後のパネルの耐力を高くすることができる。
【0036】
次に、本発明における板の特性評価について以下に説明する。
本発明では、先ず、高温成形における高温下でのパネルの耐力を確保する評価基準として、溶体化処理に必要な温度での高温成形を模擬した、500 ℃の温度でかつ歪み速度:10 -1/sの条件で高温引張試験をした際の、最大流動応力が25MPa 以上であると規定する。この最大流動応力は、アルミニウム合金板の高温引張試験において、板 (試験片) 断面の応力が一定の限界値を越えた際に、断面が減少を開始し、最終的に破断 (延性破壊) に到る際の、前記断面の応力の限界値を測定するもので、高温での強度を示す指標である。したがって、この最大流動応力が高いほど、高温成形後のパネルの金型からの取り外しなどのハンドリング性が良くなる。また、最大流動応力が25MPa 以上である場合に、このハンドリング時にパネルに負荷される応力に耐えて、成形品が著しく変形したり、破断しにくくなる。
【0037】
この高温引張試験条件は、6000系アルミニウム合金板が溶体化処理される温度が成形温度であって、460 〜550 ℃の高温領域で高い伸びの特性を生じさせて高成形性を得るような、高速超塑性成形などの高温成形を模擬する条件であって、これらの高温成形に対応する条件を選択している。
【0038】
この高温引張試験をした際の最大流動応力が25MPa 未満では、高温成形の終了時において、金型から成形したパネルを離型するなど、成形パネルをハンドリングするに必要な強度が不足し、ハンドリング時に成形パネルの変形や破断などが生じる可能性もある。
【0039】
本発明では、前記基準とともに、高温成形後に緩冷却された場合でも、その後の低温短時間の人工時効硬化処理後のパネルの耐力を確保する評価基準として、500 ℃で3 分間保持した後、500 〜200 ℃の範囲を平均冷却速度10℃/s以下で室温まで放冷する熱処理後、更に170 ℃で30分間保持する人工時効硬化処理を施した後の0.2%耐力が170MPa以上であると規定する。前半の熱処理条件の規定は、上記高速超塑性成形などの高温成形を模擬する条件であって、これらの高温成形でかつ高温成形後に緩冷却された場合に対応する条件を選択している。また、後半の人工時効硬化処理条件の規定は、上記低温短時間のパネルの焼付け塗装処理を模擬し、かつ対応させた条件である。
【0040】
また、高温成形後に人工時効硬化処理まで放置される雰囲気温度および時間は人工時効硬化処理後のパネルの耐力に大きな影響を及ぼす。この点、より低温、短時間の人工時効硬化処理後のパネルの耐力を高くするためには、低温、短時間の保持 (放置) が望ましいが、本発明においては、特に、この放置を低温、短時間とせずとも、170 ℃で30分間保持する人工時効硬化処理を施した後に、170MPa以上の0.2%耐力が得られる利点もある。
【0041】
この本発明における板の特性評価基準によって、素材板側や、パネル側あるいはパネル成形側において、実際に高温成形を行わずとも、前記高温成形時の強度や人工時効硬化性などの特性が改良されているか否かが分かる。
【0042】
以下に、本発明におけるアルミニウム合金板の製造方法 (工程) につき説明する。本発明におけるアルミニウム合金板の製造方法は常法により可能である。先ず、溶解、鋳造工程は、本発明成分規格範囲内に溶解調整されたAl合金溶湯を、連続鋳造圧延法、半連続鋳造法(DC鋳造法)等の通常の溶解鋳造法を適宜選択して鋳造する。
【0043】
次いで、このAl合金鋳塊に、鋳塊の偏析除去や、合金組織の均質化、Mg2Si 成分の固溶などのために、500 ℃以上の温度で均質化熱処理を施す。この均質化熱処理に続く熱間圧延によって熱延板として、あるいは更に必要により冷間圧延されて、所望の板厚とされる。なお、パネルによって厚板が必要な場合には、冷間圧延を省略して、アルミニウム合金板を熱間圧延上がりとしても良い。
【0044】
過剰Si型6000系などのアルミニウム合金板は、これら冷延板乃至熱延板を、調質処理として、溶体化および焼入れ処理されて、前記した諸特性が発揮される。即ち、溶体化および焼入れ処理は、後のパネルの塗装焼き付け硬化処理などの人工時効硬化処理によりGPゾーンなどの化合物相を十分粒内に析出させるために重要な工程である。但し、前記した通り、高温成形の温度が、アルミニウム合金板が溶体化処理される温度であれば、この高温成形が溶体化処理を兼ねることができる。したがって、高温成形するアルミニウム合金板は、予め溶体化および焼入れ処理されても良く、溶体化および焼入れ処理されなくても良い。
【0045】
ただ、高温成形前の溶体化および焼入れ処理を行なうと、粗大なMg2Si 金属間化合物を十分固溶させることができる。溶体化処理後に、この粗大なMg2Si 金属間化合物が固溶していない場合、高温下における強度 (最大流動応力) 低下の原因となる。これらの効果を出すための溶体化処理条件は、500 〜560 ℃の温度範囲で行うのが好ましい。また、溶体化処理温度は560 ℃を超えた、局部溶融が生じるような高温に高める必要は無い。
【0046】
本発明が対象とする高温成形では、高速超塑性成形など、460 〜550 ℃の高温領域でかつ歪み速度が10-2〜100/s に達する条件での、高い伸びの特性を生じさせて高成形性を得るような、板をパネルに成形するための任意のプレス成形方法、金型成形方法が選択される。更に、車体パネルの用途や形状に応じて、高温成形前に、あるいは高温成形後に、冷間でプレス成形されたり、アウタパネルとしてのフラットヘムなどのヘミング加工や、曲げ加工、トリミング等の加工を適宜付加される場合を含む。
【0047】
但し、パネルの高温成形での高温下における最大流動応力を確実に25MPa 以上とするために、前記した通り、板素材側の改善だけでなく、パネルの製造方法として、これら高温成形時の成形条件および離型条件として、成形および離型温度、成形時間などを選択することが好ましい。また、人工時効硬化処理(ベークハード)後の耐力をできるだけ高くするためには、高温成形後の人工時効硬化処理までの放置時間は短く、放置温度は低い方が好ましい。
【0048】
この高温成形の際、溶体化処理を兼ねる場合の高温成形の昇温 (加熱) 速度は、200 ℃/ 分以上など、できるだけ早い方が結晶粒の微細化のために好ましい。この昇温速度が遅いと結晶粒が粗大に成長して、溶体化処理後のアルミニウム合金板あるいはパネルの結晶粒を20μm 以下に微細化できなくなる可能性がある。
【0049】
溶体化処理を兼ねる場合の高温成形後の冷却の際には、粒界上へのSi、MgSiの析出を抑制し、前記低温短時間の人工時効硬化処理後の耐力をより高耐力とするために、冷却速度を50℃/ 分以上の急冷とすることが好ましい。特に、アウタパネルとしてのフラットヘム加工性や曲げ加工性をり向上させるためにも、上記冷却速度が速い方が好ましい。但し、本発明では、前記した通り、高温成形後の冷却が緩冷却となっても、低温短時間の人工時効硬化処理後の耐力を高耐力とできる。
【0050】
本発明では、成形パネルの塗装焼き付け工程などの人工時効硬化処理での時効硬化性をより高めるため、溶体化処理を兼ねる場合の高温成形後の冷却後に、クラスターの生成を抑制し、GPゾーンの析出を促進するために、予備時効処理をしても良い。この予備時効処理は、50〜100 ℃、好ましくは60〜90℃の温度範囲に、1 〜24時間の必要時間保持することが好ましい。また、予備時効処理後の冷却速度は、1 ℃/hr 以下であることが好ましい。この予備時効処理として、溶体化処理を兼ねる場合の高温成形後の冷却終了温度を50〜100 ℃と高くした後に、直ちに再加熱乃至そのまま保持して行う。あるいは、溶体化処理後常温までの焼入れ処理の後に、直ちに50〜100 ℃に再加熱して行う。
【0051】
更に、室温時効抑制のために、前記予備時効処理後に、時間的な遅滞無く、比較的低温での熱処理 (人工時効処理) を行い、GPゾーンを更に生成させても良い。前記時間的な遅滞があった場合、予備時効処理後でも、時間の経過とともに室温時効 (自然時効) が生じ、この室温時効が生じた後では、前記比較的低温での熱処理による効果が発揮しにくくなる。なお、用途や必要特性に応じて、更に高温での人工時効処理や安定化処理を行い、より高強度化などを図ることなども勿論可能である。
【0052】
【実施例】
次に、本発明の実施例を説明する。表1 に示すA 〜F の本発明範囲内、G 〜L の本発明範囲外、各々2 種類の6000系のAl合金鋳塊をDC鋳造法にて溶製し、面削後に470mmtの厚みとして、昇温速度40°/hr にて加熱して550 ℃×4 時間の均質化熱処理後、この温度で熱間圧延を開始し5mmtの厚みの板に熱間圧延した。
【0053】
熱間粗圧延は、リバース式粗圧延機を用いて粗圧延した。また、続く熱間仕上げ圧延では、量産に用いる4 段4 タンデム式の仕上げ圧延機列を用いて(4回のパスによって) 仕上げ圧延してコイル化した。
その後、各熱間圧延板 (コイル) を冷間圧延し、共通して厚さ1.0mm のAl合金冷延板 (コイル) を作成した。
【0054】
更に、上記各冷延板 (冷延コイルから採取) を以下の同じ条件で調質処理したものと、調質処理しない冷延板も合わせて準備した。調質処理は、先ず、上記冷延板を570 ℃に保持した空気炉に投入し、各試験片が550 ℃の溶体化処理温度に到達した時点で10秒保持し、80℃の温水に焼き入れする処理を行った。前記焼入れ処理の際の冷却速度は200 ℃/ 秒とし、焼入れ終了温度 (焼入れ温度) は共通して80℃とし、焼入れ後にこの温度で2 時間保持する予備時効処理 (保持後は冷却速度0.6 ℃/hr で徐冷) を行った。
【0055】
これら供試板から各例とも試験片を採取し、板の圧延(L) 方向の平均結晶粒径を測定した。結果は、各発明例、比較例とも全て平均結晶粒径は50μm 以下に微細化されていた。この平均結晶粒径の測定は、アルミニウム合金板を0.05〜0.1mm 機械研磨した後電解エッチングした表面を、200 倍の光学顕微鏡を用いて観察し、前記L 方向に、ラインインターセプト法で測定する。1 測定ライン長さは0.95mmとし、1 視野当たり各3 本で合計5 視野を観察することにより、全測定ライン長さを0.95×15mmとした。
【0056】
これら調質処理後の各アルミニウム合金板および調質処理しない各アルミニウム合金板から、各例とも試験片を採取し、高速超塑性成形を評価するために、高温特性を供試板の高温引張試験により評価した。高温特性の内の、最大流動応力(MPa) 、伸び(%) の測定のための高温引張試験は温度500 ℃で行なった。そして、この温度で、昇温速度:100℃/ 分、歪み速度:10 -1/s、平行部長さ: 15mm、幅:5mm、評点間距離:10mm の試験片形状、の条件で高温引張試験を行った。また、試験片が破断するまで一定の上記歪み速度で行った。そして、これら特性は、各供試板の圧延方向に対し平行方向で測定した。これらの結果を表2 に示す。なお表2 の合金番号は表1 の合金番号に対応している。
【0057】
また、キャビティ面積率を測定して高温特性を評価した。高温成形においては、晶出物周辺および粒界3 重点などからキャビティ( 空隙) が発生する。このキャビティ発生 (量) は、高温成形品の実質的な断面積を減少させるため、成形品の機械的な性質および疲労強度を低下させる。したがって、キャビティ面積率は極力少ない方が好ましい。
【0058】
キャビティ面積率の測定は、上記温度500 ℃で高温引張試験を行なった後の、破断した試験片について行った。即ち、この試験片の板厚減少率が50% の (板厚が1/2 に減じた) 箇所の、板の圧延方向に平行な断面組織について、400 倍の光学顕微鏡を用いてキャビティを観察し、キャビティ面積率を画像処理にて測定するとともに、視野数4 視野で平均化した。これらの結果、発明例、比較例ともに差はなく、キャビティ面積率は全て1%以下の少ない値であった。
【0059】
更に、上記各試験片の高速超塑性成形後の人工時効硬化処理後の強度を評価した。このため、各例とも上記各各アルミニウム合金板から試験片を採取し、溶体化処理に必要な温度での高温成形 (高速超塑性成形) 後に急冷ではなく放冷などの緩冷却されることを模擬して、試験片を500 ℃で3 分間保持後、500 〜200 ℃の範囲を平均冷却速度5 ℃/s以下で室温まで放冷する熱処理を行なった。その後、実際の自動車パネルを想定し、高速超塑性成形後に塗装焼き付け硬化処理されることを模擬して、この熱処理後の試験片を更に170 ℃×30分の人工時効硬化処理した後 (ベークハード後) の試験片の0.2%耐力を測定した。なお、耐力測定のための引張試験はJIS Z 2201にしたがって行うとともに、試験片形状はJIS 5 号試験片で行った。また、クロスヘッド速度は5mm/分で、試験片が破断するまで一定の速度で行った。
【0060】
そして、上記人工時効硬化処理した後の試験片の、自動車のアウタパネルとして特に必要な耐デント性を更に評価した。耐デント性試験は、この試験片の中央部に対し、先端のR が50mmΦの球頭ポンチにて、245MPaの荷重を加えた際の、荷重点の凹み量を測定することにより行なった。そして、凹み量が0.3mm 未満のものを〇、凹み量が0.3mm 以上のものを×として評価した。これらの結果も表2 に示す。
【0061】
また、高温成形後にアウターパネルとしてヘム加工されることを模擬して、上記各板から採取した試験片を、500 ℃で3 分間保持後、500 〜200 ℃の範囲を平均冷却速度5 ℃/s以下で室温まで放冷する熱処理を行なった後、試験片を以下の条件でフラットヘム加工した。試験片のフラットヘム加工代 (ヘム加工後のパネルの内側に折り曲げられた端部から折り曲げ部の端部までの距離) を12mmとしてダウンフランジ工程を模擬し、試験片の一辺の縁を90度の角度となるまで折り曲げた。この際、90°曲げ半径は0.8 とした。次に、プリヘム工程を模擬して、試験片縁を更に135 °の角度まで内側に折り曲げた。その後、フラットヘム加工条件を模擬して、インナパネル (板) を前記試験片の折り曲げ部に挿入せずに、折り曲げ部を内側に180 度折り曲げる曲げ加工を行った。
【0062】
そして、このフラットヘムの縁曲部の、肌荒れ、微小な割れ、大きな割れの発生などの表面状態を目視観察した。評価は、○; 肌荒れや微小な割れも無く良好、△; 肌荒れや微小な割れが発生、×; 大きな割れが発生、とした。これらの結果も表2 に示す。
【0063】
表1 、2 から明らかな通り、本発明組成範囲内であるA 〜F の過剰Si型6000系アルミニウム合金板は、溶体化処理に必要な温度で高温成形を行っても、最大流動応力が25MPa 以上である。このため、高温成形後のパネルの金型からの取り外しなどのハンドリング性に優れる。また、高温成形後に緩冷却されたパネルであっても、そして比較的低温で短時間の人工時効硬化処理後を行なっても、人工時効硬化処理後のパネルの耐力が170MPa以上と高い。なお、高温成形前に調質処理したアルミニウム合金板例である発明例1 、2 と高温成形前に調質処理しないアルミニウム合金板例である発明例7 、8 との対比においては、調質処理しない発明例7 、8 の方が、人工時効硬化性について、発明例1 、2 よりも若干劣る。したがって、高温成形前に調質処理するか否かは、この程度の差を考慮して、パネル要求特性に合わせて、適宜選択する。
【0064】
これに対し、Cuが0.3%と下限を外れて低過ぎる合金G を用いた比較例9 は、Cuが0.4%と下限である合金B を用いた発明例2 に比して、最大流動応力が25MPa 未満であり、高温成形後のパネルのハンドリング性が著しく劣る。また、高温成形後に緩冷却されたパネルでは、比較的低温で短時間の人工時効硬化処理後の場合に、人工時効硬化処理後のパネルの耐力が170MPa未満と著しく劣る。
【0065】
Siが0.5%と下限を外れて低過ぎる合金H を用いた比較例10も、Siが0.6%と下限である合金 Cを用いた発明例3 に比して、高温成形後に緩冷却されたパネルでは比較的低温で短時間の人工時効硬化処理した場合に、人工時効硬化処理後のパネルの耐力が170MPa未満と著しく劣る。
【0066】
Mgが0.2%と下限を外れて低過ぎる合金J を用いた比較例12も、Mgが0.3%と下限である合金E を用いた発明例5 に比して、最大流動応力が25MPa 未満であり、高温成形後のパネルのハンドリング性が著しく劣る。また、高温成形後に緩冷却されたパネルでは、比較的低温で短時間の人工時効硬化処理後の場合に、人工時効硬化処理後のパネルの耐力が170MPa未満と著しく劣る。
【0067】
Siが1.4%と上限を外れて高過ぎる合金I を用いた比較例11や、Mgが1.0%と上限を外れて高過ぎる合金K を用いた比較例13は、最大流動応力が25MPa 以上である。しかし、比較例11と比較例13は、は自動車アウタパネルとして使用される際に必要なヘム加工性が、Siが1.3%と上限値である合金D を用いた発明例4 や、Mgが1.0%と上限値である合金F を用いた発明例6 に比して、著しく劣る。また、比較例13は、人工時効硬化処理後のパネルの0.2%耐力が170MPa未満である。
【0068】
また、Siを1.3%と上限値まで増やし、Mgを1.0%と上限値まで増やしても、Cuを有効量乃至実質量含まない合金L を用いた比較例14は、最大流動応力が25MPa 未満であり、高温時の耐力が発明例に比して著しく劣る。また、高温成形後に緩冷却されたパネルでは、比較的低温で短時間の人工時効硬化処理後の場合に、人工時効硬化処理後のパネルの0.2%耐力が170MPa未満と著しく劣る。したがって、本発明の課題に対する、SiやMgの増量効果の低さに比べて、Cuの格段に優れた特異な効果が分かる。また、これらの結果から、高温強度、高温成形後のパネルのハンドリング性、高温成形後に緩冷却された場合の比較的低温で短時間の人工時効硬化性、あるいはヘム加工性に対する、本発明成分組成範囲の臨界的な意義が分かる。
【0069】
【表1】
【0070】
【表2】
【0071】
【発明の効果】
本発明によれば、溶体化処理に必要な温度で高温成形を行っても、高温成形温度下におけるパネル強度が高く、また、この高温成形後に緩冷却を行って、かつ比較的低温で短時間の人工時効硬化処理後を行なっても、人工時効硬化処理後のパネルの耐力が高いルミニウム合金パネルの製造方法を提供することができる。しかも、このアルミニウム合金板を従来の板製造工程を変更せずに製造することができる。したがって、6000系アルミニウム合金板のパネル成形用途への拡大を図ることができる点で、多大な工業的な価値を有するものである。
[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
  The present inventionAThe present invention relates to a method for producing a ruthenium alloy panel (hereinafter, aluminum is also referred to as Al).
[0002]
[Prior art]
Conventionally, in order to form an aluminum alloy plate into a difficult-to-process panel, the aluminum alloy plate is heated to produce a high elongation property in a high temperature region of 460 to 550 ° C., thereby obtaining high formability. High temperature forming methods such as high-speed superplastic forming have been studied.
[0003]
As the aluminum alloy plate for high temperature forming, the 5000 series (hereinafter simply referred to as 5000 series) Al-Mg aluminum alloy in the AA to JIS standards is the mainstream. For this reason, a number of Al-Mg aluminum alloys for high-speed superplastic forming have been developed and proposed.
[0004]
In contrast, the 6000 series (hereinafter simply referred to as the 6000 series) in the Al-Mg-Si series AA or JIS standard, which has excellent bake hardenability (artificial age hardening) during paint baking, such as automobile panels. The use of aluminum alloy sheets is also being studied in the field of high temperature forming. These 6000 series aluminum alloy plates have a relatively small amount of alloy elements as compared to other 5000 series aluminum alloys having a large amount of alloy elements. For this reason, when these scraps of 6000 series aluminum alloy panels are reused as Al alloy melting material (melting raw material), it is easy to obtain the original 6000 series aluminum alloy ingot, and there is also an advantage of excellent recyclability. is there.
[0005]
As an example of a proposal for 6000 series aluminum alloy sheets for the high temperature forming field, for example, the average grain size of 6000 series aluminum alloy sheets is set to 15 to 120 μm, and the strain rate and forming temperature during high speed superplastic forming are specified. It is proposed to control the relationship to obtain a high elongation during high-speed superplastic forming, and to perform a T6 treatment after forming to obtain a high strength with a tensile strength of 300 MPa or more (see Patent Document 1). It is also possible to perform blow molding of a 6000 series aluminum alloy plate that has not undergone solution treatment at a temperature required for solution treatment, and then temper the molded product to obtain a high yield strength of 200 MPa or more. It has been proposed (see Patent Document 2).
[0006]
[Patent Document 1]
Japanese Patent Laid-Open No. 11-131165
[Patent Document 2]
JP 2001-58221
[0007]
[Problems to be solved by the invention]
However, as in Patent Document 2, when high-speed superplastic forming is performed at a temperature necessary for the solution treatment, there is a problem that the strength (proof strength) of the 6000 series aluminum alloy panel at this high temperature is remarkably lowered. The same applies to the case of obtaining a high elongation during high-speed superplastic forming by controlling the strain rate and forming temperature during high-speed superplastic forming to a specific relationship as in Patent Document 1.
[0008]
For this reason, neither Patent Document 1 nor 2 intends, but at the end of high-speed superplastic forming, the strength (proof strength) necessary for handling the molded panel cannot be obtained, such as releasing the molded panel from the mold. A new problem arises. There is also a new problem that the molded panel is deformed during handling.
[0009]
Furthermore, even if an artificial age hardening treatment is performed after molding, a new problem arises that a high yield strength of 200 MPa or more cannot be obtained. In this respect, Patent Document 1 also states that an artificial age hardening treatment can be performed after molding to obtain a high yield strength of 200 MPa or more. However, the artificial age hardening treatment condition is a relatively high temperature of 175 ° C. and a long time treatment of 10 hours. Further, Patent Document 1 does not disclose the proof stress of the panel after high-speed superplastic forming. On the other hand, the actual baking conditions for automotive panels are relatively low-temperature, short-time artificial conditions that are maintained at 150-180 ° C for 20-40 minutes as paints are improved and automobile production processes become more efficient. Age hardening is the mainstream. In such an actual age-hardening treatment at a relatively low temperature for a short time, a 6000 series aluminum alloy panel after forming cannot obtain a high yield strength of 200 MPa or more.
[0010]
This is exactly the same in Patent Document 2. That is, in Patent Document 2, a heat history during molding is simulated, and after a solution treatment at a high temperature of 530 ° C. for 14 minutes for a long time, it is cooled at a cooling rate of 2 ° C./second and then left at room temperature for 13.5 hours. After that, it is said that a high proof stress of 170 MPa or more is obtained by the relatively high temperature and long-time artificial age hardening treatment condition of holding at 180 ° C for 40 minutes (the artificial age hardening treatment time for each molding temperature in Fig. 4 Read from the relationship with yield strength). Therefore, when shortening the molding time and / or artificial age hardening at a lower temperature and shorter time to improve productivity, the 6000 series aluminum alloy panel after molding has a high yield strength of 200 MPa or more. You can never get. The tendency that high proof stress cannot be obtained after this artificial age hardening treatment is remarkable when slow cooling such as cooling is performed after high temperature molding and when artificial age hardening treatment is performed at a lower temperature for a shorter time.
[0011]
  The present invention has been made by paying attention to such circumstances, and its purpose is to have high proof strength at high temperatures even when high temperature molding is performed at a temperature necessary for solution treatment. Even after performing slow cooling after molding and after a short period of artificial age hardening at a relatively low temperature, the strength of the panel after artificial age hardening is high.AAn object of the present invention is to provide a method for producing a ruthenium alloy panel.
[0012]
[Means for Solving the Problems]
  to this end,The gist of the manufacturing method of the aluminum alloy panel of the present invention is as follows: Si: 0.6 ~ 1.3% , Mg: 0.3 ~ 0.9% , Mn: 0.01 ~ 0.65% , Cu: 0.4 ~ 1.0% And including Si / Mg Is in mass ratio 1.0 And the rest Al And inevitable impurities Al-Mg-Si Aluminum alloy plate 460 ~ 550 When forming into a panel by molding at a high temperature of ℃, the maximum flow stress during the high temperature molding of this panel 25MPa Molded as above, and further into the panel after this high temperature molding 150 ~ 180 At ℃ 20 ~ 40 The artificial age-hardening treatment is held for a minute, and the panel after this artificial age-hardening treatment 0.2% Proof 170MPa That is all.
[0014]
In the present invention, the Si and Mg contents, which are the basic components of the 6000 series aluminum alloy plate, are each in a specific range, and the Si / Mg mass ratio Si / Mg is an excess Si type with 1.0 or more. . Further, a relatively large amount of Cu is contained. By selecting such a specific composition range of the 6000 series aluminum alloy, the high temperature formability itself is not hindered, and even if high temperature forming is performed at the temperature required for solution treatment, the proof stress at that high temperature should be increased. Can do. Further, the panel after the artificial age-hardening treatment can be increased in strength even after the artificial age-hardening treatment is performed at a relatively low temperature and after a short period of time after the artificial age-hardening treatment. It should be noted that these effects cannot be obtained simply by increasing the content of Si or Mg, and these effects cannot be obtained unless a relatively large amount of Cu is added. It can be said that.
[0015]
The aluminum alloy plate referred to in the present invention means a plate in a state before solution treatment and quenching treatment, such as a hot rolled (hot rolled up) plate, a cold rolled (cold rolled up) plate, and the like. This refers to a plate that has been processed and quenched. Further, it includes a plate subjected to various tempering treatments such as an optional heat treatment after the solution treatment and quenching treatment, for example, a preliminary aging treatment to be described later, and an aging treatment to be applied if necessary. Further, this solution treatment and quenching treatment may be performed before or after panel molding, as in high temperature molding at a temperature at which the plate is subjected to solution treatment temperature. It may be performed simultaneously with molding. And the aluminum alloy plate said by this invention includes appropriate shapes, such as a board, a coil, and a cutting board.
[0016]
Further, the high temperature forming referred to in the present invention is preferably a temperature at which the forming temperature of the 6000 series aluminum alloy plate is subjected to a solution treatment, and a high elongation property is produced in a high temperature region of 460 to 550 ° C. It refers to high-temperature molding such as high-speed superplastic molding that allows high moldability to be obtained.
[0017]
In the present invention, not only the improvement of the plate material side with the above-mentioned specific component composition of 6000 series aluminum alloy plate, but also as a manufacturing method of the panel, as molding conditions and mold release conditions at the time of high temperature molding on the molding side, By selecting the mold release temperature, molding time, etc., the maximum flow stress at a high temperature of the panel can be reliably molded at 25 MPa or more. In addition, even if it is slowly cooled after this high-temperature molding, the artificial age-hardening treatment is selected by selecting conditions that facilitate age-hardening from the condition range of holding the artificial age-hardening treatment at 150-180 ° C. for 20-40 minutes. The 0.2% proof stress of the rear panel can be reliably set to 170 MPa or more. In addition, after being cooled to room temperature after high temperature molding, if it is allowed to cool at room temperature from this cooling to artificial age hardening treatment, the proof stress of the panel after artificial age hardening treatment tends to decrease as the standing time increases. Therefore, it is preferable that the standing time at room temperature is short. However, the change becomes small when the standing time is 10 hours or more.
[0018]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
First, an embodiment of the chemical component composition of the aluminum alloy sheet of the present invention will be described below. As described above, in the present invention, the chemical composition of the aluminum alloy plate includes Si: 0.6 to 1.3%, Mg: 0.3 to 0.9%, Mn: 0.01 to 0.65%, Cu: 0.4 to 1.0%, and Si / Mg has a mass ratio of 1.0 or more, and the balance consists of Al and inevitable impurities. The basic components Si and Mg contents are specified ranges, and the mass ratio of Si and Mg is specified. Excess Si type in the range. Further, a relatively large amount of Cu is contained. In the present invention, the percentage display of the chemical component composition means the mass%, including the percentage display in the above claims.
[0019]
Other than the above alloy elements, other alloy elements such as Cr, Zr, Ti, B, Fe, Zn, Ni, and V are basically impurity elements. However, from the viewpoint of recycling, not only high-purity Al ingots but also 6000 series alloys and other Al alloy scrap materials, low-purity Al ingots, etc. are used as melting raw materials as melting materials. In the case of melting, these other alloy elements are necessarily included. Accordingly, the present invention allows these other alloy elements to be contained within a range not impairing the intended effect of the present invention.
[0020]
The preferable content range and significance of each element, or the allowable amount will be described below.
Si: 0.6 to 1.3%.
Si requires age hardening ability by forming a compound phase such as GP zone with Mg during the artificial aging treatment at a low temperature and short time, such as paint baking treatment of the panel after high temperature forming, and is necessary as a panel It is an essential element for obtaining strength. Specifically, after a heat treatment simulating high-temperature forming and holding at 500 ° C for 3 minutes, it is not rapid cooling, but rather slow cooling to a room temperature in the range of 500-200 ° C at an average cooling rate of 10 ° C / s or less. Even so, it is an indispensable element for securing a 0.2% proof stress of 170 MPa or more after performing an artificial age hardening treatment at 170 ° C. for 30 minutes.
[0021]
In order to exert these Si effects, the Si / Mg composition should be 1.0 or more in terms of mass ratio, and an excess Si type 6000-based Al alloy composition containing Si in excess relative to Mg. When the amount of Si is less than 0.6% and Si / Mg is less than 1.0 by mass, the panel yield strength when cooled after the high temperature forming and the artificial age hardening of the low temperature for a short time when allowed to cool after the high temperature forming. No ability (panel proof stress).
[0022]
On the other hand, when Si exceeds 1.3%, Si, MgSi, etc. are likely to precipitate on the grain boundaries when allowed to cool after the high temperature molding. For this reason, in particular, the outer panel (outer plate) of an automobile is likely to become a starting point for cracking during hem (hemming, 180 degree bending) processing or bending after high-temperature molding, and hem workability and bending workability are significantly reduced. To do. Furthermore, the melt weldability such as spots is significantly inhibited. Therefore, Si is in the range of 0.6 to 1.3%.
[0023]
Mg: 0.3-0.9%.
Mg is solid solution strengthened to ensure strength during high temperature forming. Specifically, it simulates high-temperature forming, at a temperature of 500 ° C, and strain rate: 10-1Ensure a maximum flow stress of 25 MPa or more when performing a high-temperature tensile test under the conditions of / s. In addition, when forming a panel by forming a plate at a high temperature of 460 to 550 ° C., a maximum flow stress during the high-temperature forming of the panel is ensured to be 25 MPa or more.
[0024]
In addition, during the artificial aging treatment at a low temperature in a short time, such as paint baking treatment of the panel after high-temperature molding, it forms age-hardening ability by forming a compound phase such as GP zone with Si, and the required strength as a panel It is an essential element for obtaining. Specifically, after a heat treatment simulating high-temperature forming and holding at 500 ° C for 3 minutes, it is not rapid cooling, but rather slow cooling to a room temperature in the range of 500-200 ° C at an average cooling rate of 10 ° C / s or less. Even so, it is an indispensable element for securing a 0.2% proof stress of 170 MPa or more after performing an artificial age hardening treatment at 170 ° C. for 30 minutes.
[0025]
When the Mg content is less than 0.3%, the absolute amount is insufficient, so the compound phase cannot be formed during the artificial aging treatment, and the strength when cooled after the high temperature molding and when cooled after the high temperature molding. It cannot be combined with low-temperature and short-term artificial age hardening.
[0026]
On the other hand, if the Mg content exceeds 0.9%, Si, MgSi and the like are likely to precipitate on the grain boundaries when allowed to cool after the high temperature molding. For this reason, in particular, in an outer panel (outer plate) of an automobile, it is likely to become a starting point of cracking at the time of hem processing or bending after high-temperature molding, and the hem workability and bending workability are remarkably lowered. Furthermore, the melt weldability such as spots is significantly inhibited. Therefore, the Mg content is in the range of 0.3 to 0.9%, and Si / Mg is such that the mass ratio is 1.0 or more.
[0027]
Cu: 0.4-1.0%
Cu is an important element that ensures high temperature strength in high temperature forming. Specifically, it simulates high-temperature forming, at a temperature of 500 ° C, and strain rate: 10-1Ensure a maximum flow stress of 25 MPa or more when performing a high-temperature tensile test under the conditions of / s. In addition, when forming a panel by forming a plate at a high temperature of 460 to 550 ° C., a maximum flow stress during the high-temperature forming of the panel is ensured to be 25 MPa or more. Cu further artificially forms a compound phase such as GP zone in the crystal grains of the structure together with Al, Si, and Mg during the artificial aging treatment at a low temperature and short time, such as paint baking treatment of the panel after high temperature forming. There is an effect of increasing the strength after age hardening treatment. As described above, these effects cannot be sufficiently obtained only by increasing the content of Si and Mg, and these effects cannot be obtained unless Cu is contained in a relatively large amount.
[0028]
This effect is not achieved when the Cu content is less than 0.4%. On the other hand, if it exceeds 1.0%, the stress corrosion cracking resistance, the rust resistance of the corrosion resistance after coating, and the weldability are significantly deteriorated. For this reason, Cu is taken as 0.4 to 1.0% of range.
[0029]
Mn: 0.01 to 0.65%
Mn produces dispersed particles (dispersed phase) during the homogenization heat treatment of the plate, and these dispersed particles have the effect of hindering grain boundary movement after recrystallization, so that fine crystal grains can be obtained. There is. Thereby, also in the panel after high temperature shaping | molding, the favorable surface property without a rough skin etc. can be obtained. Moreover, the proof stress of the panel at the time of the artificial age hardening treatment in a low temperature and short time after the high temperature forming is improved as the crystal grains of the aluminum alloy structure are finer. In this respect, when the Mn content is less than 0.01%, these effects are not obtained.
[0030]
On the other hand, if the Mn content increases, coarse Al-Fe-Si- (Mn, Cr, Zr) -based intermetallic compounds and crystal precipitates are likely to be generated during melting and casting, which is likely to be the starting point of fracture. This causes a decrease in the mechanical properties of the aluminum alloy sheet. In particular, in bending work such as flat hem whose processing conditions have become strict, bending workability deteriorates when the Mn content exceeds 0.25%. For this reason, Mn is taken as 0.01 to 0.65% of range.
[0031]
Cr, Zr.
These Cr and Zr transition elements, like Mn, have the effect of producing dispersed particles (dispersed phase) during homogenization heat treatment and obtaining fine crystal grains. However, if the content of Cr and Zr exceeds 0.15%, the flat hem processing and bending processing are remarkably reduced. Therefore, the Cr and Zr contents are preferably regulated to 0.20% or less.
[0032]
Ti, B.
When Ti and B are contained in amounts exceeding Ti: 0.1% and B: 300 ppm, coarse crystallized substances are formed and formability is lowered. However, Ti and B are contained in a very small amount, and have the effect of reducing the crystal grains of the ingot and improving the press formability. Therefore, the content of Ti: 0.1% or less and B: 300ppm or less is allowed.
[0033]
Fe.
Fe mixed in from the melting raw material and contained as impurities is Al7Cu2Fe, Al12(Fe, Mn)ThreeCu2, (Fe, Mn) Al6A crystallized product such as These crystallized substances serve as nuclei of recrystallized grains, and when Fe is contained in an amount of 0.08% or more, the crystal grains are prevented from coarsening and the crystal grains are reduced to a fine grain of 50 μm or less. However, on the other hand, these crystallized substances significantly deteriorate the fracture toughness and fatigue characteristics, and further the hemmability and bending workability. These deterioration characteristics become significant when the Fe content exceeds 0.50%. For this reason, the Fe content in the case of inclusion is preferably as small as possible, 0.50% or less.
[0034]
Zn.
If the Zn content exceeds 0.5%, the corrosion resistance is significantly reduced. Therefore, the Zn content is preferably as small as possible, 0.5% or less.
[0035]
By adopting the chemical component composition of the aluminum alloy plate of the present invention as described above, the high temperature formability is not hindered, and even if high temperature forming is performed at the temperature necessary for the solution treatment, the panel at high temperature in high temperature forming The maximum flow stress of the panel can be increased, and it can be cooled slowly after being molded at high temperature, and the strength of the panel after the artificial age hardening treatment can be improved even after the artificial age hardening treatment at a relatively low temperature for a short time. Can be high.
[0036]
Next, the characteristic evaluation of the board in the present invention will be described below.
In the present invention, first, as an evaluation standard for ensuring the proof stress of the panel under high temperature in high temperature forming, a temperature of 500 ° C., which simulates high temperature forming at a temperature necessary for solution treatment, and a strain rate of 10-1It is specified that the maximum flow stress is 25 MPa or more when a high-temperature tensile test is performed under the conditions of / s. In the high temperature tensile test of an aluminum alloy plate, this maximum flow stress starts to decrease when the stress of the cross section of the plate (test piece) exceeds a certain limit value, and eventually breaks (ductile fracture). This is a measure of the limit value of the stress of the cross section when it arrives, and is an index indicating the strength at high temperature. Therefore, the higher the maximum flow stress is, the better the handling properties such as removal of the panel after high temperature molding from the mold. Further, when the maximum flow stress is 25 MPa or more, the molded product can withstand the stress applied to the panel during handling, and the molded product is significantly deformed or hardly broken.
[0037]
The high-temperature tensile test conditions are such that the temperature at which the 6000 series aluminum alloy plate is subjected to a solution treatment is the molding temperature, and a high elongation property is obtained in a high temperature region of 460 to 550 ° C. to obtain high formability. Conditions for simulating high-temperature forming such as high-speed superplastic forming, and conditions corresponding to these high-temperature forming are selected.
[0038]
If the maximum flow stress during this high-temperature tensile test is less than 25 MPa, the strength required to handle the molded panel is insufficient, such as releasing the molded panel from the mold at the end of high-temperature molding. There is a possibility that the molded panel may be deformed or broken.
[0039]
In the present invention, in addition to the above criteria, even when slowly cooled after high-temperature molding, as an evaluation criterion for ensuring the proof strength of the panel after the subsequent low-temperature short-time artificial age hardening treatment, after holding at 500 ° C. for 3 minutes, Stipulated that 0.2% proof stress is 170MPa or more after heat treatment to cool to room temperature at an average cooling rate of 10 ° C / s or less at an average cooling rate of ~ 200 ° C, followed by artificial age hardening treatment at 170 ° C for 30 minutes To do. The prescriptions for the heat treatment conditions in the first half are conditions for simulating high-temperature forming such as the above-mentioned high-speed superplastic forming, and the conditions corresponding to these high-temperature forming and slow cooling after high-temperature forming are selected. Further, the provision of the artificial age hardening treatment conditions in the latter half is a condition that simulates and copes with the low-temperature short-time panel baking coating treatment.
[0040]
In addition, the ambient temperature and time for which the artificial age-hardening treatment is left after the high-temperature molding has a great influence on the proof stress of the panel after the artificial age-hardening treatment. In this regard, in order to increase the proof stress of the panel after artificial age-hardening treatment at a lower temperature for a shorter time, it is desirable to hold (stand) at a lower temperature for a shorter time. There is also an advantage that a 0.2% proof stress of 170 MPa or more can be obtained after an artificial age hardening treatment that is maintained at 170 ° C. for 30 minutes, even if it is not short.
[0041]
According to the property evaluation criteria of the plate in the present invention, the properties such as strength at high temperature molding and artificial age-hardening property are improved on the material plate side, panel side or panel molding side without actually performing high temperature molding. You can see if it is.
[0042]
Below, the manufacturing method (process) of the aluminum alloy plate in this invention is demonstrated. The method for producing an aluminum alloy plate in the present invention can be performed by a conventional method. First, the melting and casting processes are performed by appropriately selecting a normal melting and casting method such as a continuous casting and rolling method or a semi-continuous casting method (DC casting method) for an Al alloy molten metal that has been adjusted to be within the component specification range of the present invention. Cast.
[0043]
Next, in this Al alloy ingot, segregation removal of the ingot, homogenization of the alloy structure, Mg2Homogenization heat treatment is performed at a temperature of 500 ° C or higher for solid solution of Si components. By hot rolling following this homogenization heat treatment, it is formed into a desired sheet thickness by hot rolling as a hot-rolled sheet or, if necessary, cold rolling. In addition, when a thick plate is required depending on the panel, the cold rolling may be omitted and the aluminum alloy plate may be hot rolled.
[0044]
An aluminum alloy plate such as excess Si type 6000 series is subjected to solution treatment and quenching treatment as a tempering treatment of these cold-rolled plate or hot-rolled plate to exhibit the above-described various characteristics. That is, the solution treatment and the quenching treatment are important steps for sufficiently depositing the compound phase such as the GP zone in the grains by an artificial age hardening treatment such as a subsequent paint baking hardening treatment of the panel. However, as described above, if the temperature of the high temperature forming is a temperature at which the aluminum alloy plate is subjected to a solution treatment, this high temperature forming can also serve as a solution treatment. Therefore, the aluminum alloy plate to be formed at a high temperature may be previously subjected to solution treatment and quenching treatment, or may not be subjected to solution treatment and quenching treatment.
[0045]
However, if solution treatment and quenching before high temperature forming are performed, coarse Mg2Si intermetallic compounds can be sufficiently dissolved. After solution treatment, this coarse Mg2If the Si intermetallic compound is not dissolved, it will cause a decrease in strength (maximum flow stress) at high temperatures. The solution treatment conditions for producing these effects are preferably performed in a temperature range of 500 to 560 ° C. Further, it is not necessary to raise the solution treatment temperature to a high temperature that exceeds 560 ° C. and causes local melting.
[0046]
In the high temperature molding targeted by the present invention, the strain rate is 10 in the high temperature region of 460 to 550 ° C. such as high-speed superplastic molding.-2~Ten0An arbitrary press molding method or mold molding method for molding a plate into a panel, which produces a high elongation characteristic under conditions reaching / s and obtains a high moldability, is selected. Furthermore, depending on the use and shape of the vehicle body panel, it may be cold-pressed before or after high-temperature molding, or hemming such as flat hem as an outer panel, or bending, trimming, etc. Including the case where it is added.
[0047]
However, in order to ensure that the maximum flow stress at high temperatures in panel high-temperature molding is 25 MPa or more, as described above, not only the improvement on the plate material side, but also the panel manufacturing method, these molding conditions during high-temperature molding As the mold release conditions, it is preferable to select molding and mold release temperature, molding time, and the like. Moreover, in order to make the yield strength after artificial age hardening (bake hard) as high as possible, it is preferable that the standing time until the artificial age hardening after high temperature molding is short and the standing temperature is low.
[0048]
At the time of this high temperature forming, the temperature rising (heating) rate of the high temperature forming when also serving as a solution treatment is preferably as fast as possible, such as 200 ° C./min or more, for refining crystal grains. If the rate of temperature rise is slow, the crystal grains grow coarsely, and there is a possibility that the crystal grains of the aluminum alloy plate or panel after the solution treatment cannot be refined to 20 μm or less.
[0049]
When cooling after high-temperature forming when also serving as a solution treatment, to suppress the precipitation of Si and MgSi on the grain boundary, to make the proof stress after artificial low temperature short-time artificial age hardening treatment higher In addition, it is preferable that the cooling rate is a rapid cooling of 50 ° C./min or more. In particular, in order to improve flat hem workability and bending workability as an outer panel, it is preferable that the cooling rate is fast. However, in the present invention, as described above, even if the cooling after the high-temperature molding is slow cooling, the proof stress after the artificial age hardening treatment at a low temperature and short time can be made high proof stress.
[0050]
In the present invention, in order to further improve the age-hardening property in the artificial age-hardening treatment such as the paint baking process of the molded panel, the formation of clusters is suppressed after cooling after the high-temperature forming when also serving as the solution treatment. In order to promote precipitation, preliminary aging treatment may be performed. This preliminary aging treatment is preferably held in a temperature range of 50 to 100 ° C., preferably 60 to 90 ° C., for a required time of 1 to 24 hours. The cooling rate after the pre-aging treatment is preferably 1 ° C./hr or less. As this preliminary aging treatment, the cooling end temperature after the high-temperature molding in the case of the solution treatment is increased to 50 to 100 ° C., and then immediately reheated or held as it is. Alternatively, it is immediately reheated to 50 to 100 ° C. after quenching to room temperature after solution treatment.
[0051]
Furthermore, in order to suppress aging at room temperature, a GP zone may be further generated by performing a heat treatment (artificial aging treatment) at a relatively low temperature without time delay after the preliminary aging treatment. When the time delay is present, room temperature aging (natural aging) occurs with time even after the preliminary aging treatment, and after the room temperature aging occurs, the effect of the heat treatment at the relatively low temperature is exhibited. It becomes difficult. Of course, it is possible to further increase the strength by performing artificial aging treatment and stabilization treatment at a higher temperature in accordance with the application and necessary characteristics.
[0052]
【Example】
Next, examples of the present invention will be described. Two types of 6000 series Al alloy ingots are melted by DC casting method within the scope of the present invention of A to F shown in Table 1 and outside the scope of the present invention of G to L, respectively. Then, after heating at a heating rate of 40 ° / hr and homogenizing heat treatment at 550 ° C. for 4 hours, hot rolling was started at this temperature and hot rolling was performed to a plate having a thickness of 5 mm.
[0053]
The hot rough rolling was roughly rolled using a reverse rough rolling machine. Also, in the subsequent hot finish rolling, it was coiled by finish rolling (by four passes) using a 4-stage 4-tandem finish rolling mill train used for mass production.
Thereafter, each hot-rolled sheet (coil) was cold-rolled to produce a 1.0 mm thick Al alloy cold-rolled sheet (coil) in common.
[0054]
Furthermore, the above-mentioned cold-rolled sheets (collected from the cold-rolled coil) were tempered under the same conditions as described below, and cold-rolled sheets that were not tempered were also prepared. In the tempering treatment, first, the cold-rolled plate was put into an air furnace maintained at 570 ° C., and when each test piece reached the solution treatment temperature of 550 ° C., it was held for 10 seconds and baked in hot water at 80 ° C. The process to put in. The cooling rate during the quenching process is 200 ° C / second, the quenching end temperature (quenching temperature) is 80 ° C in common, and pre-aging treatment is held at this temperature for 2 hours after quenching (cooling rate 0.6 ° C after holding) (Slow cooling at / hr).
[0055]
In each case, test pieces were collected from these test plates, and the average crystal grain size in the rolling (L) direction of the plates was measured. As a result, all the inventive examples and comparative examples were all refined to an average crystal grain size of 50 μm or less. The average crystal grain size is measured by observing the surface of the aluminum alloy plate that has been mechanically polished by 0.05 to 0.1 mm and then electrolytically etched using a 200 × optical microscope, and measuring in the L direction by the line intercept method. 1 The measurement line length was 0.95mm, and the total measurement line length was 0.95 x 15mm by observing a total of 5 fields with 3 lines per field.
[0056]
In order to evaluate high-speed superplastic forming, test specimens were collected from each aluminum alloy plate after tempering treatment and each aluminum alloy plate not subjected to tempering treatment. It was evaluated by. Among the high temperature properties, a high temperature tensile test for measuring maximum flow stress (MPa) and elongation (%) was conducted at a temperature of 500 ° C. And at this temperature, the heating rate: 100 ° C / min, strain rate: 10-1/ s, parallel part length: 15 mm, width: 5 mm, distance between grades: 10 mm test piece shape, high temperature tensile test was conducted. Further, the test was performed at a constant strain rate until the test piece broke. These characteristics were measured in a direction parallel to the rolling direction of each test plate. These results are shown in Table 2. The alloy numbers in Table 2 correspond to the alloy numbers in Table 1.
[0057]
Moreover, the cavity area ratio was measured and the high temperature characteristic was evaluated. In high temperature forming, cavities are generated around the crystallized substance and the triple point of grain boundaries. This generation (amount) of cavities reduces the substantial cross-sectional area of the high-temperature molded product, thus reducing the mechanical properties and fatigue strength of the molded product. Therefore, it is preferable that the cavity area ratio is as small as possible.
[0058]
The cavity area ratio was measured on the test piece that had been fractured after the high-temperature tensile test was performed at the temperature of 500 ° C. In other words, the cavity was observed using a 400x optical microscope for the cross-sectional structure parallel to the rolling direction of the plate at the point where the plate thickness reduction rate of this specimen was 50% (the plate thickness was reduced to 1/2). The cavity area ratio was measured by image processing and averaged over 4 fields of view. As a result, there was no difference between the inventive example and the comparative example, and the cavity area ratios were all small values of 1% or less.
[0059]
Furthermore, the strength of each test piece after the artificial age hardening treatment after high-speed superplastic forming was evaluated. For this reason, in each example, a specimen was taken from each of the above aluminum alloy plates, and after the high temperature forming (high-speed superplastic forming) at the temperature required for the solution treatment, it was confirmed that the sample was cooled slowly, such as by cooling. In a simulated manner, after holding the test piece at 500 ° C. for 3 minutes, a heat treatment was performed in which the test piece was allowed to cool to room temperature in the range of 500 to 200 ° C. at an average cooling rate of 5 ° C./s or less. After that, assuming an actual automobile panel, the specimen after this heat treatment was further subjected to artificial aging hardening treatment at 170 ° C for 30 minutes (baking hard), simulating the paint baking and hardening treatment after high-speed superplastic forming. The 0.2% proof stress of the latter test piece was measured. The tensile test for measuring the proof stress was performed according to JIS Z 2201, and the shape of the test piece was a JIS No. 5 test piece. The crosshead speed was 5 mm / min, and the test piece was run at a constant speed until the test piece broke.
[0060]
And the dent resistance especially required as an outer panel of a motor vehicle of the test piece after the above-mentioned artificial age hardening treatment was further evaluated. The dent resistance test was carried out by measuring the amount of dent at the load point when a load of 245 MPa was applied to the central part of the test piece with a ball head punch having a tip R of 50 mmΦ. Then, evaluation was made with a dent amount of less than 0.3 mm as ◯ and a dent amount of 0.3 mm or more as x. These results are also shown in Table 2.
[0061]
In addition, simulating that hemming as an outer panel after high temperature molding, holding specimens collected from each of the above plates at 500 ° C for 3 minutes, then setting the range of 500 to 200 ° C to an average cooling rate of 5 ° C / s After performing heat treatment to cool to room temperature below, the test piece was flat-hemmed under the following conditions. The test piece's flat hem processing allowance (distance from the end folded to the end of the panel after hem processing to the end of the bent portion) is 12 mm, simulating the down flange process, and the edge of one side of the test piece is 90 degrees Folded until the angle was. At this time, the 90 ° bending radius was set to 0.8. Next, the test piece edge was further bent inward to an angle of 135 ° by simulating the prehem process. Thereafter, the flat hem processing conditions were simulated, and bending was performed in which the bent portion was bent 180 degrees inward without inserting the inner panel (plate) into the bent portion of the test piece.
[0062]
Then, the surface state of the flat hem, such as rough skin, minute cracks, and large cracks, was visually observed. The evaluation was as follows: ○: good without rough skin and fine cracks, Δ: rough skin and fine cracks occurred, ×: large cracks occurred. These results are also shown in Table 2.
[0063]
As is apparent from Tables 1 and 2, the excess Si type 6000 series aluminum alloy plate of A to F within the composition range of the present invention has a maximum flow stress of 25 MPa even when high temperature forming is performed at a temperature required for solution treatment. That's it. For this reason, it is excellent in handling property, such as removal from the metal mold | die of the panel after high temperature shaping | molding. Moreover, even if the panel is slowly cooled after high temperature molding and after a short period of artificial age hardening at a relatively low temperature, the yield strength of the panel after artificial age hardening is as high as 170 MPa or more. In contrast to Invention Examples 1 and 2, which are examples of aluminum alloy sheets tempered before high temperature forming, and Invention Examples 7, 8 which are examples of aluminum alloy sheets not tempered before high temperature forming, Inventive Examples 7 and 8 are slightly inferior to Inventive Examples 1 and 2 in terms of artificial age hardening. Accordingly, whether or not the tempering treatment is performed before the high-temperature molding is appropriately selected in accordance with the panel required characteristics in consideration of this difference.
[0064]
In contrast, Comparative Example 9 using Alloy G with Cu being 0.3%, which is too low below the lower limit, has a maximum flow stress higher than that of Invention Example 2 using Alloy B with Cu being 0.4% and the lower limit. It is less than 25MPa, and the handleability of the panel after high temperature forming is remarkably inferior. In addition, a panel that has been slowly cooled after high-temperature molding has a significantly low proof stress of less than 170 MPa after the artificial age-hardening treatment at a relatively low temperature for a short time after the artificial age-hardening treatment.
[0065]
The comparative example 10 using the alloy H whose Si is too low and lower than the lower limit of 0.5% is also a panel which is slowly cooled after the high temperature forming, as compared with the inventive example 3 using the alloy C whose Si is 0.6% and the lower limit. Then, when artificial age hardening treatment is performed at a relatively low temperature for a short time, the strength of the panel after the artificial age hardening treatment is remarkably inferior to less than 170 MPa.
[0066]
Comparative Example 12, which uses Alloy J with Mg being 0.2% too low below the lower limit, also has a maximum flow stress of less than 25 MPa compared to Invention Example 5 using Alloy E with Mg being 0.3% and the lower limit. The handleability of the panel after high-temperature molding is extremely inferior. In addition, a panel that has been slowly cooled after high-temperature molding has a significantly low proof stress of less than 170 MPa after the artificial age-hardening treatment at a relatively low temperature for a short time after the artificial age-hardening treatment.
[0067]
Comparative Example 11 using Alloy I with Si exceeding 1.4% and too high, and Comparative Example 13 using Alloy K with Mg exceeding 1.0% and too high has a maximum flow stress of 25 MPa or more. . However, in Comparative Example 11 and Comparative Example 13, hemmability required when used as an automobile outer panel is Invention Example 4 using Alloy D in which Si is 1.3% and the upper limit, and Mg is 1.0%. Compared with Invention Example 6 using the upper limit alloy F. In Comparative Example 13, the 0.2% proof stress of the panel after the artificial age hardening treatment is less than 170 MPa.
[0068]
Further, even if Si is increased to 1.3% and the upper limit is increased to 1.3%, and Mg is increased to 1.0% and the upper limit, Comparative Example 14 using the alloy L containing no effective amount or substantial amount of Cu has a maximum flow stress of less than 25 MPa. Yes, the yield strength at high temperatures is significantly inferior to that of the inventive examples. In addition, a panel that has been slowly cooled after high-temperature molding has a remarkably inferior 0.2% proof stress of less than 170 MPa after the artificial age-hardening treatment at a relatively low temperature for a short time. Therefore, it can be seen that the unique effect of Cu is remarkably superior to the low effect of increasing Si and Mg with respect to the problems of the present invention. In addition, from these results, the composition of the present invention for high-temperature strength, panel handling properties after high-temperature molding, artificial age-curing properties at a relatively low temperature in a short time when cooled slowly after high-temperature molding, or hemmability You can see the critical significance of the range.
[0069]
[Table 1]
[0070]
[Table 2]
[0071]
【The invention's effect】
  According to the present invention, even if high-temperature molding is performed at a temperature necessary for the solution treatment, the panel strength is high under the high-temperature molding temperature. Even after the artificial age hardening treatment of the panel, the strength of the panel after the artificial age hardening treatment is highAA method for producing a ruthenium alloy panel can be provided. Moreover, this aluminum alloy plate can be manufactured without changing the conventional plate manufacturing process. Therefore, it has a great industrial value in that it can be expanded to panel forming applications of 6000 series aluminum alloy plates.

Claims (2)

  1. Si:0.6Si: 0.6 ~ 1.3%1.3% , Mg:0.3Mg: 0.3 ~ 0.9%0.9% , Mn:0.01 Mn: 0.01 ~ 0.65% 0.65% , Cu:0.4Cu: 0.4 ~ 1.0%1.0% を含み、かつAnd including Si/Mg Si / Mg が質量比でIs in mass ratio 1.0 1.0 以上であり、残部And the rest AlAl および不可避的不純物からなるAnd inevitable impurities Al-Mg-SiAl-Mg-Si 系アルミニウム合金板を、Aluminum alloy plate 460 460 ~ 550 550 ℃の高温で成形してパネル化する際に、このパネルの前記高温成形時の最大流動応力をWhen forming into a panel by molding at a high temperature of ℃, the maximum flow stress during the high temperature molding of this panel 25MPa 25MPa 以上として成形し、更にこの高温成形後のパネルにMolded as above, and further into the panel after high temperature molding 150 150 ~ 180 180 ℃でAt ℃ 2020 ~ 4040 分間保持する人工時効硬化処理を施し、この人工時効硬化処理後のパネルのThe artificial age-hardening treatment is held for a minute, and the panel after this artificial age-hardening treatment 0.2%0.2% 耐力をYield strength 170MPa170MPa 以上とすることを特徴とするアルミニウム合金パネルの製造方法。The manufacturing method of the aluminum alloy panel characterized by the above.
  2. 前記高温成形の温度が成形されるThe temperature of the high temperature molding is molded Al-Mg-SiAl-Mg-Si 系アルミニウム合金板が溶体化処理される温度である請求項1に記載のアルミニウム合金パネルの製造方法。The method for producing an aluminum alloy panel according to claim 1, wherein the temperature is a temperature at which the aluminum alloy plate is subjected to a solution treatment.
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