JP4515363B2 - Aluminum alloy plate excellent in formability and method for producing the same - Google Patents

Aluminum alloy plate excellent in formability and method for producing the same Download PDF

Info

Publication number
JP4515363B2
JP4515363B2 JP2005268774A JP2005268774A JP4515363B2 JP 4515363 B2 JP4515363 B2 JP 4515363B2 JP 2005268774 A JP2005268774 A JP 2005268774A JP 2005268774 A JP2005268774 A JP 2005268774A JP 4515363 B2 JP4515363 B2 JP 4515363B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
aluminum alloy
shear
temperature
alloy plate
plate
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
JP2005268774A
Other languages
Japanese (ja)
Other versions
JP2007077472A (en
Inventor
健 工藤
桂 梶原
Original Assignee
株式会社神戸製鋼所
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 株式会社神戸製鋼所 filed Critical 株式会社神戸製鋼所
Priority to JP2005268774A priority Critical patent/JP4515363B2/en
Publication of JP2007077472A publication Critical patent/JP2007077472A/en
Application granted granted Critical
Publication of JP4515363B2 publication Critical patent/JP4515363B2/en
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Description

本発明は、高強度でかつ成形性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法に関し、曲げ加工性を劣化させること無く、優れた伸びフランジ性を有するアルミニウム合金板と、このアルミニウム合金板を確実に得ることのできる製造方法に関するものである。本発明アルミニウム合金板は、特に、伸びフランジ性が要求されるフランジ部を有する成形パネル用に適している。
本発明で言うアルミニウム合金板とは、冷延板を溶体化処理した後のアルミニウム合金板を言う。また、以下、アルミニウムを単にAlとも言う。
The present invention relates to an aluminum alloy plate having high strength and excellent formability and a method for producing the same, and an aluminum alloy plate having excellent stretch flangeability without deteriorating bending workability, and the aluminum alloy plate The present invention relates to a manufacturing method that can be obtained. The aluminum alloy sheet of the present invention is particularly suitable for a molded panel having a flange portion that requires stretch flangeability.
The aluminum alloy plate referred to in the present invention refers to an aluminum alloy plate after the cold-rolled plate is subjected to a solution treatment. Hereinafter, aluminum is also simply referred to as Al.
近年、排気ガス等による地球環境問題に対して、自動車などの輸送機の車体の軽量化による燃費の向上が追求されている。このため、特に、自動車の車体に対し、従来から使用されている鋼材に代わって、圧延板や押出形材、あるいは鍛造材など、より軽量なAl合金材の適用が増加しつつある。   In recent years, with respect to global environmental problems caused by exhaust gas and the like, improvement in fuel efficiency has been pursued by reducing the weight of the body of a transport aircraft such as an automobile. For this reason, the application of lighter Al alloy materials such as rolled plates, extruded shapes, or forged materials, in place of steel materials that have been used in the past, is increasing especially for automobile bodies.
この内、自動車のフード、フェンダー、ドア、ルーフ、トランクリッドなどのパネル構造体の、アウタパネル (外板) やインナパネル(内板) 等のパネルには、高強度なAl-Mg-Si系のAA乃至JIS 6000系 (以下、単に6000系と言う) のAl合金板の使用が検討されている。   Of these, panels such as automobile hoods, fenders, doors, roofs, and trunk lids, such as outer panels (outer plates) and inner panels (inner plates), are made of high-strength Al-Mg-Si. The use of Al alloy plates of AA to JIS 6000 series (hereinafter simply referred to as 6000 series) is being studied.
6000系Al合金板は、基本的には、Si、Mgを必須として含み、優れた時効硬化能を有しているため、プレス成形や曲げ加工時には低耐力化により成形性を確保するとともに、成形後のパネルの塗装焼付処理などの、比較的低温の人工時効( 硬化) 処理時の加熱により時効硬化して耐力が向上し、必要な強度を確保できるBH性 (ベークハード性、人工時効硬化能、塗装焼付硬化性) がある。   The 6000 series Al alloy sheet basically contains Si and Mg as essential and has excellent age-hardening ability. BH properties (bake hardness, artificial age hardening ability) that can ensure the required strength by age hardening by heating at the time of processing, such as paint baking treatment of the subsequent panel, and heat resistance during treatment. Paint bake hardenability).
また、6000系Al合金板は、Mg量などの合金量が多い、他の5000系のAl合金などに比して、合金元素量が比較的少ない。このため、これら6000系Al合金板のスクラップを、Al合金溶解材 (溶解原料) として再利用する際に、元の6000系Al合金鋳塊が得やすく、リサイクル性にも優れている。   Further, the 6000 series Al alloy plate has a relatively small amount of alloy elements as compared with other 5000 series Al alloys having a large amount of alloy such as Mg. For this reason, when the scraps of these 6000 series Al alloy sheets are reused as an Al alloy melting material (melting raw material), the original 6000 series Al alloy ingot is easily obtained and the recyclability is also excellent.
ただし、6000系Al合金板は、5000系Al合金板に比べてプレス成形性が良くないため、改善策としてMgやSi以外の第三、四元素を添加し、或いは合金元素の添加に併せて結晶粒径や晶析出物の分散状態を制御する方法が試みられてきた。   However, the 6000 series Al alloy sheet is not as good as the press formability compared to the 5000 series Al alloy sheet. Therefore, the third and fourth elements other than Mg and Si are added as an improvement measure. Attempts have been made to control the crystal grain size and the dispersion state of crystal precipitates.
しかしこれらの方法でも、近年ますます厳しさを増している需要者の要望を満たすまでには至っておらず、更なるプレス成形性の向上が求められている。   However, even these methods have not yet met the demands of consumers, which have become increasingly severe in recent years, and further improvements in press formability are required.
プレス成形性の向上のために、6000系Al合金板の伸びフランジ性を改善することが従来から提案されている。例えば、穴拡げ率λ60%以上を確保する為に、板の r値の異方性を以下の条件で規定することが提案されている(特許文献1参照)。 r≦-0.722×Δr+0.5739 [ここで、r=1/4 ×(r0+2r45+r90) 、Δr=1/2 ×(r0+r90-2r45) を意味する] 。このような組織を得るために、特許文献1は、熱延後で冷延前に、昇温速度100 ℃/min以上、温度450 ℃以上で焼鈍を行い、この焼鈍後に冷却速度600℃/min以上で冷却している。そして、最終焼鈍前の冷延率を65%以上として冷延している。ただ、この特許文献1によるλは60〜70%程度のレベルである。 In order to improve press formability, it has been conventionally proposed to improve stretch flangeability of a 6000 series Al alloy plate. For example, in order to ensure a hole expansion rate of λ60% or more, it has been proposed to define the r-value anisotropy of the plate under the following conditions (see Patent Document 1). r ≦ −0.722 × Δr + 0.5739 [where r = 1/4 × (r 0 + 2r 45 + r 90 ), Δr = 1/2 × (r 0 + r 90 −2r 45 )]. In order to obtain such a structure, Patent Document 1 discloses that annealing is performed at a temperature rising rate of 100 ° C./min or higher and a temperature of 450 ° C. or higher after hot rolling and before cold rolling, and a cooling rate of 600 ° C./min after this annealing. It is cooling above. And it cold-rolls by making the cold rolling rate before final annealing 65% or more. However, λ according to Patent Document 1 is about 60 to 70%.
また、穴拡げ加工用アルミニウム合金板として、打ち抜き穴内表面より1mmの範囲内での、後述する硬化率を20%以下とすることが提案されている(特許文献2参照)。硬化率(%)=(打ち抜き穴加工部の硬さ-母材部の硬さ)×100/母材の硬さ。このような組織を得るために、特許文献2では、打ち抜き穴部を、加熱炉、誘導加熱、高温体接触及びバーナー加熱などで、200〜600℃×2 時間以下の加熱を行なっている。   In addition, as an aluminum alloy plate for hole expansion processing, it has been proposed that a hardening rate described later is 20% or less within a range of 1 mm from the inner surface of the punched hole (see Patent Document 2). Curing rate (%) = (Hardness of punched hole processed portion−Hardness of base material portion) × 100 / Hardness of base material. In order to obtain such a structure, in Patent Document 2, the punched hole is heated at 200 to 600 ° C. for 2 hours or less by a heating furnace, induction heating, high temperature body contact, burner heating, or the like.
更に、穴拡げ加工用アルミニウム合金圧延板及びその製造方法として、Mg量5.5〜9.5wt.%、Cu量0.3〜1.5wt.% を各々含有し、圧延方向と平行方向の結晶粒径が100μm以下、圧延方向と平行方向の平均結晶粒径/板圧方向の平均結晶粒径が2以下とすることが提案されている(特許文献3参照)。このような組織を得るために、特許文献3では、以下の式で規定した温度で熱間圧延を行った後、1回または中間焼鈍を挟んだ2回の冷延を施し、さらに最終冷延の冷延率は20%以上としている。熱延温度(℃)=凝固開始温度(℃)-25×Mg量(wt.%)+15×Cu量(wt.%)+10×Zn量(wt.%)。ただ、この特許文献3によるλの最大値は67%程度である。   Furthermore, as an aluminum alloy rolled plate for hole expansion processing and a method for producing the same, Mg content of 5.5 to 9.5 wt.%, Cu content of 0.3 to 1.5 wt.% Are contained, respectively, and the crystal grain size in the direction parallel to the rolling direction is 100 μm or less. It has been proposed that the average crystal grain size in the direction parallel to the rolling direction / the average crystal grain size in the plate pressure direction be 2 or less (see Patent Document 3). In order to obtain such a structure, in Patent Document 3, hot rolling is performed at a temperature defined by the following formula, and then cold rolling is performed once or twice with intermediate annealing, and then the final cold rolling is performed. The cold rolling rate is over 20%. Hot rolling temperature (° C.) = Solidification start temperature (° C.)-25 × Mg amount (wt.%) + 15 × Cu amount (wt.%) + 10 × Zn amount (wt.%). However, the maximum value of λ according to Patent Document 3 is about 67%.
一方、6000系Al合金板の曲げ加工性を改善することも従来から提案されている。例えば、Mg-Si系化合物の最大径が10μm以上、2〜10μm径の化合物数が1000個/mm2以下とし、内側限界曲げ半径が0.5mm以下とすることが提案されている(特許文献4参照)。このような組織を得るために、特許文献4では、均熱条件は1 回目が450 ℃以上の、2 段階、または2 回の均熱を行なっている。 On the other hand, it has been conventionally proposed to improve the bending workability of the 6000 series Al alloy plate. For example, it has been proposed that the maximum diameter of the Mg-Si compound is 10 μm or more, the number of compounds having a diameter of 2 to 10 μm is 1000 / mm 2 or less, and the inner limit bending radius is 0.5 mm or less (Patent Document 4). reference). In order to obtain such a structure, in Patent Document 4, soaking conditions are performed in two stages or twice soaking at 450 ° C. for the first time.
更に、板の曲げ加工性やヘム加工性を改善する方法としては、6000系Al合金板の集合組織に異方性を持たせる方法が種々提案されている。例えば、板の集合組織を結晶粒方位差によって規定することが提案されている (特許文献5、8参照)。また、Cube方位の強度比、密度などや、 r値の異方性で規定することが提案されている (特許文献6、7、9、10、11、12参照)。   Furthermore, as a method for improving the bending workability and hemming workability of the plate, various methods for giving anisotropy to the texture of the 6000 series Al alloy plate have been proposed. For example, it has been proposed that the texture of a plate is defined by the difference in crystal grain orientation (see Patent Documents 5 and 8). Further, it has been proposed to define the intensity ratio, density, and the like of the Cube orientation and the anisotropy of the r value (see Patent Documents 6, 7, 9, 10, 11, and 12).
そして、6000系Al合金板の集合組織に異方性を持たせるための製造方法も、上記特許文献5、8などでは、Al合金鋳塊を、500 ℃以上融点未満の温度で均質化処理した後、500 ℃以上の温度から350 〜450 ℃の温度範囲まで冷却して熱間圧延を開始する(2段均熱) か、500 ℃以上の温度から一旦室温まで冷却し、350 〜450 ℃の温度範囲まで再加熱して熱間圧延を開始する(2回均熱) 、段階的な均質化処理方法が提案されている。   As for the manufacturing method for giving anisotropy to the texture of the 6000 series Al alloy plate, in the above Patent Documents 5 and 8, etc., the Al alloy ingot is homogenized at a temperature of 500 ° C. or higher and lower than the melting point. After that, cool it down from a temperature of 500 ° C or higher to a temperature range of 350 to 450 ° C and start hot rolling (two-stage soaking), or cool it from a temperature of 500 ° C or higher to room temperature and then 350 to 450 ° C. A stepwise homogenization method has been proposed in which hot rolling is started after reheating to a temperature range (two soaking).
また、これに対して、熱間圧延されたAl-Mg-Si系Al合金板を、10〜50% の圧下率で冷間圧延後、210 〜440 ℃の温度で中間焼鈍し、更に70% 以上の圧下率で冷間圧延した後、溶体化および焼入れ処理して、Al合金板の集合組織に異方性を持たせることも提案されている (特許文献13参照)。
特開2003-129156 号公報 (特許請求の範囲) 特開2004-197184号公報( 特許請求の範囲) 特許第3066091号公報 (特許請求の範囲) 特開2002-356730号公報 (特許請求の範囲) 特開2003-171726号公報 (特許請求の範囲) 特開2003-277869 号公報 (特許請求の範囲) 特開2003-277870 号公報 (特許請求の範囲) 特開2003-166029 号公報 (特許請求の範囲) 特開2003-226926 号公報 (特許請求の範囲) 特開2003-226927 号公報 (特許請求の範囲) 特開2003-321723 号公報 (特許請求の範囲) 特開2003-268475 号公報 (特許請求の範囲) 特開2003-321754 号公報 (特許請求の範囲)
On the other hand, hot-rolled Al-Mg-Si-based Al alloy sheets are cold-rolled at a rolling reduction of 10 to 50%, and then subjected to intermediate annealing at a temperature of 210 to 440 ° C, and an additional 70% It has also been proposed to provide anisotropy to the texture of the Al alloy sheet by performing cold rolling at the above rolling reduction, followed by solution treatment and quenching (see Patent Document 13).
JP 2003-129156 A (Claims) JP 2004-197184 A (Claims) Japanese Patent No. 3060991 (Claims) JP 2002-356730 A (Claims) JP 2003-171726 A (Claims) JP 2003-277869 A (Claims) JP 2003-277870 A (Claims) JP 2003-166029 A (Claims) JP 2003-226926 A (Claims) JP 2003-226927 A (Claims) JP 2003-321723 A (Claims) JP 2003-268475 A (Claims) JP 2003-321754 A (Claims)
前記した伸びフランジ性改善のための一連の従来技術(特許文献1〜3)では、伸びフランジ性は改善されるものの、曲げ加工性の改善が十分ではない。また特許文献2では、打ち抜き穴部の加熱のために、製造コストが増したり、付随設備が必要となったりする。更に、特許文献3は、実質的には5000系合金板であり、6000系Al合金板についての開示が無い。   In the series of conventional techniques for improving the stretch flangeability (Patent Documents 1 to 3), the stretch flangeability is improved, but the bending workability is not sufficiently improved. Moreover, in patent document 2, a manufacturing cost increases for the heating of a punching hole part, or an accompanying facility is needed. Further, Patent Document 3 is substantially a 5000 series alloy plate, and there is no disclosure about a 6000 series Al alloy plate.
また、集合組織に異方性を持たせた一連の従来技術(特許文献4〜13)では、6000系Al合金板のCube方位を集積させて、大傾角粒界に比して小傾角粒界の割合を増し、粒界段差を少なく、あるいは生じなくする。この結果、曲げの際に、粒界段差が割れの起点とならず、板の曲げ加工性やヘム加工性を改善できる。   In addition, in a series of conventional techniques (Patent Documents 4 to 13) in which the texture is made anisotropic, the Cube orientations of the 6000 series Al alloy plates are accumulated, and the small tilt grain boundary is larger than the large tilt grain boundary. To reduce or eliminate the grain boundary step. As a result, at the time of bending, the grain boundary step does not become the starting point of cracking, and the bending workability and hem workability of the plate can be improved.
しかし、特許文献4〜13は、共通して、伸びフランジ性の開示が無いとともに、伸びフランジ性の改善が十分ではない。これに対して、前記した自動車パネルの内、ルーフ、サンルーフなどのフランジ部を有する成形パネルには、プレス成形時のフランジ部での割れを防止するために、特に優れた伸びフランジ性が要求される。   However, Patent Documents 4 to 13 have no disclosure of stretch flangeability in common and improvement of stretch flangeability is not sufficient. On the other hand, among the above-described automobile panels, molded panels having flange portions such as roofs and sunroofs are required to have particularly excellent stretch flangeability in order to prevent cracking at the flange portions during press molding. The
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、曲げ加工性を劣化させること無く、優れた伸びフランジ性を有するAl合金板と、このAl合金板を確実に得ることのできる製造方法を提供しようとするものである。   The present invention has been made paying attention to such circumstances, and its purpose is to ensure that the Al alloy plate having excellent stretch flangeability without degrading the bending workability and the Al alloy plate. An object of the present invention is to provide a production method that can be obtained.
この目的を達成するための成形性に優れたアルミニウム合金板の要旨は、質量% で、Si:0.1〜2.5%、Mg:0.1〜3.0%を含み、残部がAlおよび不純物からなるアルミニウム合金板であって、このアルミニウム合金板の下記打ち抜き試験によって設けた円形穴壁面の下記せん断面率が50%以上であるとともに、 1μm 以上のMg-Si 系化合物の面積率が0.15%以下であり、更に、このアルミニウム合金板の耐力が135MPa以上であることとする。
上記打ち抜き試験は、厚さ1mm のアルミニウム合金板に対して、ポンチ:径10.0mmφ- 肩R8mm、ダイス:径10.2mmφ- 肩R8mmのプレスを用いて円形の穴をあける。
上記せん断面率は、上記円形穴壁面の内、圧延方向に対して45°方向部分の壁面を100 倍の光学顕微鏡により写真撮影し、この写真上の任意の5 点の板厚方向に平行なせん断面の長さl を各々測定して、せん断面率= (せん断面長さl/板厚t)×100(%) により算出する各せん断面率を平均化する。
The gist of an aluminum alloy plate excellent in formability to achieve this purpose is an aluminum alloy plate containing, by mass%, Si: 0.1 to 2.5%, Mg: 0.1 to 3.0%, the balance being Al and impurities. In addition, the following shear surface ratio of the circular hole wall provided by the following punching test of this aluminum alloy plate is 50% or more, and the area ratio of Mg-Si based compound of 1 μm or more is 0.15% or less, The proof stress of this aluminum alloy plate is 135 MPa or more.
In the punching test, a circular hole is punched in a 1 mm thick aluminum alloy sheet using a punch with a diameter of 10.0 mmφ-shoulder R8 mm and a die with a diameter of 10.2 mmφ-shoulder R8 mm.
The shear surface ratio was measured by taking a photo of the wall surface at 45 ° in the rolling direction of the circular hole wall surface with a 100x optical microscope, and parallel to the plate thickness direction of any of the five points on this photograph. Each of the shear surface lengths l is measured, and the respective shear surface ratios calculated by the shear surface ratio = (shear surface length 1 / sheet thickness t) × 100 (%) are averaged.
また、上記目的を達成するための成形性に優れたアルミニウム合金板の製造方法の要旨は、上記要旨または後述する好ましい態様のアルミニウム合金板を得る方法であって、質量% で、Si:0.1〜2.5%、Mg:0.1〜3.0%を含み、残部がAlおよび不純物からなるアルミニウム合金鋳塊を、500 ℃以上、融点未満の温度で均質化熱処理後に、一旦200 ℃以下の温度まで冷却して390 〜480 ℃の温度まで再加熱するか、または390 〜480 ℃の温度まで冷却し、いずれもこの温度範囲で保持後に熱間圧延を開始するとともに、熱間圧延の終了温度を170 〜300 ℃として熱延板を製作し、更に、この熱延板を470℃以上の温度で焼鈍を施した後に、100℃/s以上の速度で冷却する処理を行なった後に、冷間圧延を行なって冷延板を製作し、この冷延板を560℃以上の温度で溶体化処理および焼入れ処理し、この処理後のアルミニウム合金板の下記打ち抜き試験によって設けた円形穴壁面の下記せん断面率を50%以上とするとともに、 1μm 以上のMg-Si 系化合物の面積率を0.15%以下とし、更に、このアルミニウム合金板の耐力を135MPa以上とすることである。
上記打ち抜き試験は、厚さ1mm のアルミニウム合金板に対して、ポンチ:径10.0mmφ- 肩R8mm、ダイス:径10.2mmφ- 肩R8mmのプレスを用いて円形の穴をあける。
上記せん断面率は、上記円形穴壁面の内、圧延方向に対して45°方向部分の壁面を100 倍の光学顕微鏡により写真撮影し、この写真上の任意の5 点の板厚方向に平行なせん断面の長さl を各々測定して、せん断面率= (せん断面長さl/板厚t)×100(%) により算出する各せん断面率を平均化する。
Further, the gist of a method for producing an aluminum alloy plate excellent in formability for achieving the above object is a method for obtaining an aluminum alloy plate of the above gist or a preferred embodiment described later, and in mass%, Si: 0.1 to An aluminum alloy ingot containing 2.5% and Mg: 0.1-3.0%, the balance being Al and impurities, is subjected to homogenization heat treatment at a temperature of 500 ° C. or higher and lower than the melting point, and then cooled to a temperature of 200 ° C. or lower once. Reheat to a temperature of ~ 480 ° C or cool to a temperature of 390 ~ 480 ° C, both start hot rolling after holding in this temperature range, and set the end temperature of hot rolling to 170 ~ 300 ° C After producing a hot-rolled sheet and further annealing the hot-rolled sheet at a temperature of 470 ° C. or higher and then cooling at a rate of 100 ° C./s or higher, cold rolling is performed to perform cold rolling. A sheet is manufactured, and this cold-rolled sheet is solution treated at a temperature of 560 ° C or higher. In addition, the following shear surface ratio of the circular hole wall provided by the following punching test of the aluminum alloy plate after this treatment is set to 50% or more, and the area ratio of Mg-Si based compound of 1 μm or more is 0.15% or less Furthermore, the proof stress of this aluminum alloy plate is set to 135 MPa or more.
In the punching test, a circular hole is punched in a 1 mm thick aluminum alloy sheet using a punch with a diameter of 10.0 mmφ-shoulder R8 mm and a die with a diameter of 10.2 mmφ-shoulder R8 mm.
The shear surface ratio was measured by taking a photo of the wall surface at 45 ° in the rolling direction of the circular hole wall surface with a 100x optical microscope, and parallel to the plate thickness direction of any of the five points on this photograph. Each of the shear surface lengths l is measured, and the respective shear surface ratios calculated by the shear surface ratio = (shear surface length 1 / sheet thickness t) × 100 (%) are averaged.
本発明者らの知見によれば、6000系アルミニウム合金板の伸びフランジ性 (λ) を評価する穴拡げ試験時において、穴拡げ部分のクラックの発生方向は圧延方向に対して概ね45°方向となる。したがって、このクラックの発生方向である、板の圧延方向に対して45°方向の均一伸びを高めることによって、高い伸びフランジ性を得ることができる。   According to the knowledge of the present inventors, in the hole expansion test for evaluating the stretch flangeability (λ) of the 6000 series aluminum alloy plate, the direction of occurrence of cracks in the hole expanded portion is approximately 45 ° with respect to the rolling direction. Become. Therefore, high stretch flangeability can be obtained by increasing the uniform elongation in the 45 ° direction with respect to the rolling direction of the plate, which is the direction in which the cracks are generated.
本発明では、この圧延方向に対して45°方向の均一伸びを向上させるために、先ず、 6000 系アルミニウム合金板の上記粗大なMg-Si 系化合物の面積率を規制する。この方法によれば、6000系アルミニウム合金板の伸びフランジ性を向上させた上で、曲げ加工性を低下させない。   In the present invention, in order to improve the uniform elongation in the direction of 45 ° with respect to the rolling direction, first, the area ratio of the coarse Mg—Si compound of the 6000 series aluminum alloy plate is regulated. According to this method, the stretch flangeability of the 6000 series aluminum alloy plate is improved and the bending workability is not lowered.
前記した通り、通常、伸びフランジ性と曲げ加工性とは、相矛盾する関係にあり、伸びフランジ性改善のための前記一連の従来技術では曲げ加工性が低下し、曲げ加工性改善のための前記一連の従来技術では伸びフランジ性が低下するという問題がある。   As described above, stretch flangeability and bending workability are usually in a contradictory relationship, and the series of conventional techniques for improving stretch flangeability deteriorates bending workability, and improves bending workability. The series of prior arts has a problem that stretch flangeability deteriorates.
これに対して、本発明のように、6000系アルミニウム合金板の上記粗大なMg-Si 系化合物を規制して、圧延方向に対して45°方向の均一伸びを向上させる方法によれば、伸びフランジ性を向上させることができるとともに、曲げ加工性を低下させることが無い。   On the other hand, according to the method of controlling the coarse Mg-Si compound of the 6000 series aluminum alloy sheet and improving the uniform elongation in the 45 ° direction relative to the rolling direction as in the present invention, Flangeability can be improved and bending workability is not reduced.
ただ、6000系アルミニウム合金板の上記粗大なMg-Si 系化合物を規制して、圧延方向に対して45°方向の均一伸びを向上させる方法だけでは、特に、耐力が135MPa以上の高強度6000系アルミニウム合金板における伸びフランジ性を60%以上の十分高いレベルには向上できない。これは、前記した従来技術の、板の r値の異方性の抑制や、板のr値の平均値の向上でも同様である。   However, the high-strength 6000 series with a proof stress of 135 MPa or more can be achieved only by regulating the coarse Mg-Si series compounds in the 6000 series aluminum alloy sheet and improving the uniform elongation in the 45 ° direction relative to the rolling direction. The stretch flangeability of the aluminum alloy plate cannot be improved to a sufficiently high level of 60% or more. The same applies to the suppression of the anisotropy of the r value of the plate and the improvement of the average value of the r value of the plate in the prior art described above.
この理由は、伸びフランジ変形のメカニズムによる。伸びフランジ変形時には、ポンチとダイスによって、初期穴が打ち抜かれた後に、穴拡げ変形される。前記した圧延方向に対して45°方向の均一伸びを向上させることや、板の r値の異方性の抑制あるいは板のr値の平均値の向上は、上記伸びフランジ変形時における穴拡げ変形には有効である。   The reason is due to the mechanism of stretch flange deformation. When the elongated flange is deformed, the initial hole is punched out by a punch and a die, and then the hole is expanded and deformed. Improvement of uniform elongation in the direction of 45 ° with respect to the rolling direction, suppression of the r-value anisotropy of the plate, or improvement of the average value of the r-value of the plate is due to hole expansion deformation at the time of deformation of the stretch flange. Is effective.
但し、本発明者らが知見したところによれば、上記初期穴が打ち抜かれた際のせん断面が小さくなり、クラックである破断面が大きくなるような場合には、圧延方向に対して45°方向の均一伸びを向上させても、特に、耐力が135MPa以上の高強度6000系アルミニウム合金板における伸びフランジ性を60%以上の十分高いレベルには向上できない。また、前記粗大なMg-Si 系化合物を抑制し、圧延方向に対して45°方向の均一伸びを向上させても、上記せん断面率が50%未満と小さくなり、クラックである破断面が50%を越えて大きくなるような場合は必然的に起こりうる。   However, according to the findings of the present inventors, the shear surface when the initial hole is punched out becomes small, and in the case where the fracture surface that is a crack becomes large, 45 ° with respect to the rolling direction. Even if the uniform elongation in the direction is improved, the stretch flangeability in a high-strength 6000 series aluminum alloy sheet having a proof stress of 135 MPa or more cannot be improved to a sufficiently high level of 60% or more. Further, even if the coarse Mg—Si compound is suppressed and the uniform elongation in the 45 ° direction with respect to the rolling direction is improved, the shear surface ratio is reduced to less than 50%, and the fracture surface which is a crack is 50%. It can happen inevitably when it becomes larger than%.
このため、高強度6000系アルミニウム合金板における伸びフランジ性を向上させるための手段として、前記粗大なMg-Si 系化合物抑制の他に、上記初期穴が打ち抜かれた際のせん断面が大きくなり、クラックである破断面が小さくなるような材料特性が必要となる。   For this reason, as a means for improving stretch flangeability in the high-strength 6000 series aluminum alloy sheet, in addition to the coarse Mg-Si compound suppression, the shear surface when the initial hole is punched becomes large, Material characteristics are required to reduce the fracture surface, which is a crack.
ただ、上記初期穴が打ち抜かれた際のクラックである破断面が多くなる理由は、6000系アルミニウム合金板の高強度化に伴う硬度の上昇や、Mg-Si 系化合物あるいはAl-Fe-Si系などの化合物の増加など、多くの要因が挙げられる。この要因中には、せん断面形成との具体的な相関が不明な要因も多い。このため、これら関係する (であろう) 要因を全て規定して、上記初期穴が打ち抜かれた際のせん断面を大きく制御することは、現時点では非常に難しい。   However, the reason why the fracture surface, which is a crack when the initial hole is punched, increases, is because of the increase in hardness accompanying the increase in strength of 6000 series aluminum alloy sheets, Mg-Si series compounds or Al-Fe-Si series. There are many factors such as an increase in the number of compounds. Among these factors, there are many factors whose specific correlation with shear plane formation is unknown. For this reason, it is very difficult at the present time to specify all these related factors and to control the shear plane when the initial hole is punched out.
一方で、上記初期穴が打ち抜かれた際のせん断面を大きく制御することは、上記本発明製造方法によって可能である。   On the other hand, it is possible to largely control the shear plane when the initial hole is punched by the manufacturing method of the present invention.
したがって、本発明では、高強度6000系アルミニウム合金板における伸びフランジ性向上のための要件として、伸びフランジ性の評価基準とも言える、上記穴拡げ試験、言い換えると、穴拡げ試験における打ち抜きによって設けた円形穴壁面におけるせん断面率を規定し、伸びフランジ性を保証する。   Therefore, in the present invention, as a requirement for improving stretch flangeability in a high-strength 6000 series aluminum alloy plate, the above-mentioned hole expansion test, in other words, a circle provided by punching in the hole expansion test, which can be said to be an evaluation standard for stretch flangeability Defines the shearing area ratio on the hole wall surface and guarantees stretch flangeability.
以下に、本発明の実施態様につき具体的に説明する。   Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail.
(Al合金板化学成分組成)
先ず、本発明が対象とする6000系Al合金板の化学成分組成について説明する。本発明が対象とする6000系Al合金板は、前記した自動車材などとして、優れた成形性やBH性、強度、溶接性、耐食性などの諸特性が要求される。このような要求を満足するために、Al合金板の基本組成は、質量% で、Si:0.1〜2.5%、Mg:0.1〜3.0%を含み、残部がAlおよび不純物からなるものとする。
(Al alloy plate chemical composition)
First, the chemical component composition of the 6000 series Al alloy plate targeted by the present invention will be described. The 6000 series Al alloy plate targeted by the present invention is required to have various properties such as excellent formability, BH property, strength, weldability, and corrosion resistance as the above-mentioned automobile material. In order to satisfy such requirements, the basic composition of the Al alloy plate is, in mass%, Si: 0.1-2.5%, Mg: 0.1-3.0%, and the balance is made of Al and impurities.
なお、その他の元素(Fe 、Mn、 Cr 、Zr、V 、Ti、Zn、Cu) は、AA乃至JIS 規格などに沿った各不純物レベルの含有量 (許容量) とするが、後述する実施例で示した各元素の最も大きい値までは許容され、例えばFe:0.10%、Mn:0.10%、Cr:0.05%、Zn:0.10%、Cu:0.15%を各許容量とし、これらその他の元素の1 種または2 種以上を含んでも良い。 In Examples other elements (Fe, Mn, Cr, Zr , V, Ti, Zn, Cu) is the content of each impurity levels along like AA or JIS standards (tolerance), which will be described later Are allowed up to the maximum value of each element, for example Fe: 0.10%, Mn: 0.10%, Cr: 0.05%, Zn: 0.10%, Cu: 0.15% 1 type or 2 types or more may be included.
上記合金元素以外のその他の合金元素やガス成分も不純物である。しかし、リサイクルの観点から、溶解材として、高純度Al地金だけではなく、6000系合金やその他のAl合金スクラップ材、低純度Al地金などを溶解原料として使用して、本発明Al合金組成を溶製する場合には、これら他の合金元素は必然的に含まれることとなる。したがって、本発明では、目的とする本発明効果を阻害しない範囲で、これら不純物元素が含有されることを許容する。   Other alloy elements and gas components other than the above alloy elements are also impurities. However, from the viewpoint of recycling, not only high-purity Al ingots but also 6000 series alloys and other Al alloy scrap materials, low-purity Al ingots, etc. are used as melting raw materials as melting materials. In the case of melting, these other alloy elements are necessarily included. Therefore, in the present invention, these impurity elements are allowed to be contained within a range that does not hinder the intended effect of the present invention.
上記6000系Al合金における、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:0.1〜2.5%。
SiはMgとともに、固溶強化と、塗装焼き付け処理などの前記低温での人工時効処理時に、GPゾーンなどの化合物相を形成して、時効硬化能を発揮し、自動車パネルとして必要な、例えば170MPa以上の必要強度を得るための必須の元素である。更に、本発明6000系Al合金板にあって、伸びフランジ性及び曲げ性などの諸特性を兼備させるための最重要元素である。
The preferable content range and significance of each element in the 6000 series Al alloy, or the allowable amount will be described below.
Si: 0.1-2.5%.
Si, together with Mg, forms a compound phase such as GP zone at the time of artificial aging treatment at low temperatures such as solid solution strengthening and paint baking treatment, exhibits age-hardening ability, and is necessary as an automotive panel, for example, 170 MPa It is an essential element for obtaining the above required strength. Furthermore, in the 6000 series Al alloy plate of the present invention, it is the most important element for combining various properties such as stretch flangeability and bendability.
また、パネルへの成形後の低温塗装焼き付け処理後(2% ストレッチ付与後170 ℃×20分の低温時効処理時) の耐力を高くする、優れた低温時効硬化能を発揮させるためには、Si/Mg を質量比で1.0 以上とし、SiをMgに対し過剰に含有させた過剰Si型6000系Al合金組成とすることが好ましい。   In order to demonstrate the excellent low-temperature age-hardening ability to increase the yield strength after low-temperature paint baking after molding on the panel (at the time of low-temperature aging treatment at 170 ° C for 20 minutes after applying 2% stretch), Si It is preferable to have an excess Si type 6000 series Al alloy composition in which / Mg is 1.0 or more by mass and Si is excessively contained with respect to Mg.
Si量が0.1%未満では、前記時効硬化能、更には、自動車パネル用途などに要求される、伸びフランジ性及び曲げ性、あるいはプレス成形性などの諸特性を兼備することができない。一方、Siが2.5%を越えて含有されると、粗大な化合物が増加して破壊の起点になり、伸びフランジ性及び曲げ性を低下させる。更に、溶接性をも著しく阻害する。したがって、Siは0.1 〜2.5%の範囲とする。なお、自動車のアウタパネルなどでは、ヘム加工性が特に重視されるため、フラットヘム加工性などの曲げ性をより向上させるためには、Si含有量を0.6 〜2.0%と、より低めの範囲とすることが好ましい。   If the Si amount is less than 0.1%, the age-hardening ability, and further, various properties such as stretch flangeability and bendability, or press formability, which are required for automobile panel applications, etc. cannot be provided. On the other hand, if Si is contained in excess of 2.5%, coarse compounds increase and become the starting point of fracture, and stretch flangeability and bendability are deteriorated. Furthermore, the weldability is significantly impaired. Therefore, Si is in the range of 0.1 to 2.5%. In addition, in the outer panel of automobiles, hem workability is particularly important. Therefore, in order to further improve the bendability such as flat hem workability, the Si content is set to a lower range of 0.6 to 2.0%. It is preferable.
Mg:0.1〜3.0%。
Mgは、固溶強化と、塗装焼き付け処理などの前記人工時効処理時に、SiとともにGPゾーンなどの化合物相を形成して、時効硬化能を発揮し、パネルとして、例えば170MPa以上の必要強度を得、更に、伸びフランジ性及び曲げ性を得るための必須の元素である。
Mg: 0.1-3.0%.
Mg forms a compound phase such as GP zone together with Si during the above-mentioned artificial aging treatment such as solid solution strengthening and paint baking treatment, and exhibits age hardening ability, and as a panel, for example, the required strength of 170 MPa or more is obtained. Furthermore, it is an essential element for obtaining stretch flangeability and bendability.
Mgの0.1%未満の含有では、絶対量が不足するため、人工時効処理時に前記化合物相を形成できず、時効硬化能を発揮できない。このためパネルとして必要な170MPa以上の必要強度が得られない。   If the Mg content is less than 0.1%, the absolute amount is insufficient, so that the compound phase cannot be formed during the artificial aging treatment, and the age hardening ability cannot be exhibited. For this reason, the required strength of 170 MPa or more necessary for a panel cannot be obtained.
一方、Mgが3.0%を越えて含有されると、却って、粗大な化合物が増加して破壊の起点になり、伸びフランジ性及び曲げ性を低下させる。したがって、Mgの含有量は、0.1 〜3.0%の範囲とする。また、自動車のアウタパネルなどで重視されるフラットヘムなどのヘム加工性をより向上させるために、Si含有量を前記0.6 〜2.0%のより低めの範囲とする場合には、これに対応して、Mg含有量も0.4 〜2.5%と低めの範囲とすることが好ましい。   On the other hand, if the Mg content exceeds 3.0%, on the contrary, coarse compounds increase to become a starting point of fracture, and stretch flangeability and bendability are deteriorated. Therefore, the Mg content is in the range of 0.1 to 3.0%. Also, in order to further improve the hem workability such as flat hem, which is important in automobile outer panels, etc., when the Si content is set to a lower range of 0.6 to 2.0%, in response to this, The Mg content is also preferably in the lower range of 0.4 to 2.5%.
Fe:1.5% 以下、Mn:1.0% 以下、 Cr:0.5%以下、Zr:0.5% 以下、V:0.3%以下、Ti:0.2% 以下、Zn=1.5% 以下。
これらの元素は、スクラップなど溶解原料などから混入しやすい元素であるが、結晶粒の微細化効果もあり、加工性の向上効果もある。但し、含有量が多すぎると、粗大な化合物を形成し、それが破壊の起点として作用するため、却って加工性が劣化する。したがって、各々、上記上限までの含有は許容する。
Fe: 1.5% or less, Mn: 1.0% or less, Cr: 0.5% or less, Zr: 0.5% or less, V: 0.3% or less, Ti: 0.2% or less, Zn = 1.5% or less.
These elements are easily mixed from melting raw materials such as scrap, but have an effect of refining crystal grains and an effect of improving workability. However, if the content is too large, a coarse compound is formed, which acts as a starting point of destruction, and the workability deteriorates on the contrary. Therefore, the content up to the upper limit is allowed.
Cu:1.0%以下。
Cuもスクラップなど溶解原料などから混入しやすい元素であるが、人工時効処理の条件で、Al合金材組織の結晶粒内へのGPIIやβ" 相析出を促進させる効果もある。また、時効処理状態で固溶したCuは成形性を向上させる効果もある。一方、1.0%を越えると、粗大な化合物が増加して破壊の起点になり、伸びフランジ性及び曲げ性を低下させる。また、耐応力腐食割れ性や、塗装後の耐蝕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、1.0%以下の範囲での含有は許容する。
Cu: 1.0% or less.
Cu is also an element easily mixed from melting raw materials such as scrap, but under the conditions of artificial aging treatment, it also has the effect of promoting GPII and β "phase precipitation in the crystal grains of the Al alloy material structure. Cu dissolved in the state also has the effect of improving the formability, while if it exceeds 1.0%, coarse compounds increase and become the starting point of fracture, and the stretch flangeability and bendability are reduced. Stress corrosion cracking resistance, post-coating corrosion resistance, thread rust resistance, and weldability are significantly deteriorated, so inclusion in the range of 1.0% or less is allowed.
(Al合金板組織)
次ぎに、本発明6000系Al合金板の組織の要件について説明する。
(Al alloy plate structure)
Next, the requirements for the structure of the 6000 series Al alloy sheet of the present invention will be described.
(Mg-Si 系化合物)
本発明では、6000系Al合金板の組織における1 μm 以上のMg-Si 系化合物の面積率を0.15%以下とする。 1μm 以上の粗大なMg-Si 系化合物を、面積率で0.15%以下に抑制することによって、圧延方向に対して45°方向の均一伸びが向上する。これによって、後述するせん断面率の規定との相乗効果で、耐力が135MPa以上の高強度6000系アルミニウム合金板における伸びフランジ性を60%以上の十分高いレベルに向上させることができる。
(Mg-Si compound)
In the present invention, the area ratio of the Mg-Si based compound of 1 μm or more in the structure of the 6000 series Al alloy plate is set to 0.15% or less. By suppressing the coarse Mg-Si based compound of 1 μm or more to an area ratio of 0.15% or less, the uniform elongation in the 45 ° direction with respect to the rolling direction is improved. This makes it possible to improve the stretch flangeability of a high-strength 6000 series aluminum alloy plate having a proof stress of 135 MPa or more to a sufficiently high level of 60% or more by a synergistic effect with the regulation of the shearing area ratio described later.
これら 1μm 以上の粗大なMg-Si 系化合物の面積率が0.15%を超えた場合には、圧延方向に対して45°方向の均一伸びが低下し、伸びフランジ性が著しく低下する。   When the area ratio of these coarse Mg-Si compounds of 1 μm or more exceeds 0.15%, the uniform elongation in the 45 ° direction with respect to the rolling direction is lowered, and the stretch flangeability is significantly lowered.
(Mg-Si 系化合物の面積率測定)
本発明におけるMg-Si 系化合物の面積率の測定箇所は板厚方向の直角断面とし、アルミニウム合金板の表面から板厚方向1/4部の任意の点で測定する。即ち、最終焼鈍後の板厚断面の1/4部の任意の点を通り、板表面に平行な面について、500 倍のSEM(Scanning Electron Microscope)を用いて測定する。
(Measurement of area ratio of Mg-Si compounds)
In the present invention, the area of the Mg—Si compound is measured at a right-angle cross section in the plate thickness direction, and is measured at an arbitrary point of 1/4 part in the plate thickness direction from the surface of the aluminum alloy plate. That is, a surface parallel to the plate surface passing through an arbitrary point of 1/4 part of the plate thickness cross section after final annealing is measured using a 500 times SEM (Scanning Electron Microscope).
より具体的には、上記部位から複数サンプリングした板断面試料表面を機械研磨して、板表面から約0.25mmを機械研磨により削り落とし、更に、バフ研磨を行なって表面を調整した試料を用意する。次に、反射電子像を撮影し、写真を自動解析装置によりMg-Si系化合物の面積率を測定する。測定部位は試料研磨表面、測定領域は1000μm×1000μmの領域とする。解析画像の解像度は1ピクセル=0.65μmとする。Mg-Si 系化合物以外の、例えばAl-Fe系化合物との区別は、化合物の明暗により行い、予め点分析により化合物粒子を確認して、Mg-Si系化合物のみが検出できるレベルに検出条件を選定した後に、自動解析によりMg-Si系化合物の面積率を測定する。   More specifically, a plurality of sampled plate cross-section sample surfaces from the above part are mechanically polished, about 0.25 mm from the plate surface is scraped off by mechanical polishing, and further, a sample whose surface is adjusted by buffing is prepared. . Next, a backscattered electron image is taken, and the area ratio of the Mg-Si compound is measured with an automatic analyzer. The measurement site is the sample polishing surface, and the measurement area is an area of 1000 μm × 1000 μm. The resolution of the analysis image is 1 pixel = 0.65 μm. Differentiation from other compounds than Mg-Si compounds, such as Al-Fe compounds, is done by the brightness of the compound, and the compound particles are confirmed in advance by point analysis, and the detection conditions are set so that only the Mg-Si compound can be detected. After selection, the area ratio of the Mg-Si compound is measured by automatic analysis.
(穴拡げ試験時のせん断面率)
本発明では、前記粗大なMg-Si 系化合物を抑制した上で、更に、穴拡げ試験時における打ち抜きによって設けた円形穴壁面のせん断面率を50%以上とすることによって、耐力が135MPa以上の高強度6000系アルミニウム合金板における伸びフランジ性を60%以上の十分高いレベルに向上させる。
(Shear area ratio during hole expansion test)
In the present invention, the coarse Mg-Si compound is suppressed, and the shear surface ratio of the wall surface of the circular hole provided by punching during the hole expansion test is set to 50% or more, whereby the proof stress is 135 MPa or more. The stretch flangeability of high-strength 6000 series aluminum alloy sheets is improved to a sufficiently high level of 60% or more.
前記粗大なMg-Si 系化合物を抑制し、圧延方向に対して45°方向の均一伸びを向上させても、上記せん断面率が50%未満と小さくなり、クラックである破断面が50%を越えて大きくなるような場合が生じる。このような場合には、前記粗大なMg-Si 系化合物を抑制し、圧延方向に対して45°方向の均一伸びを向上させても、特に、耐力が135MPa以上の高強度6000系アルミニウム合金板における伸びフランジ性を60%以上の十分高いレベルには向上できない。   Even if the coarse Mg-Si compound is suppressed and the uniform elongation in the 45 ° direction with respect to the rolling direction is improved, the shear surface ratio is reduced to less than 50%, and the fracture surface that is a crack is reduced to 50%. In some cases, it becomes larger than that. In such a case, even if the coarse Mg-Si based compound is suppressed and the uniform elongation in the 45 ° direction with respect to the rolling direction is improved, the high strength 6000 series aluminum alloy sheet having a proof stress of 135 MPa or more is particularly good. The stretch flangeability cannot be improved to a sufficiently high level of 60% or more.
図1に、上記せん断面率を求める穴拡げ (打ち抜き) 試験の状態を示す。この穴拡げ試験における打ち抜きは、せん断面率測定に再現性を持たせるために、再現性を保証できるだけの試験条件を具体的に規定する。   FIG. 1 shows the state of the hole expansion (punching) test for obtaining the shear surface ratio. The punching in this hole expansion test specifically defines test conditions that can guarantee reproducibility in order to provide reproducibility in measuring the shear surface ratio.
即ち、打ち抜きは、1辺が70mmの正方形で、厚さ1mm のアルミニウム合金板に対して、直径10mmの円形の穴をあけることとする。これに使用するプレスとしては、ポンチ:径10.0mmφ- 肩R8mm、ダイス:径10.2mmφ- 肩R8mmのプレスを用い、ポンチ(上型)とダイス(ダイ:下型)とを相対的に移動させて、上記円形の穴をあける。この際のポンチとダイスとのクリアランスは0.2mm である。   In other words, punching is performed by making a circular hole with a diameter of 10 mm in an aluminum alloy plate with a side of 70 mm and a thickness of 1 mm. The press used for this is a punch with a diameter of 10.0mmφ-shoulder R8mm and a die with a diameter of 10.2mmφ-shoulder R8mm, and the punch (upper die) and die (die: lower die) are moved relatively. Drill the circular hole. At this time, the clearance between the punch and the die is 0.2 mm.
また、この円形穴壁面のせん断面率の測定も、測定に再現性を持たせるために、測定条件を具体的に規定する。即ち、図1に部分的に拡大して示すように、上記せん断面率は、上記円形穴壁面の内、圧延方向に対して45°方向部分の壁面( ミクロ組織) を100 倍の光学顕微鏡により写真撮影し、この写真上の任意の5 点の板厚方向に平行なせん断面の長さl を各々測定して、せん断面率= (せん断面長さl/板厚t)×100(%) により算出する各せん断面率を平均化する。   The measurement of the shear surface ratio of the circular hole wall surface also specifically defines the measurement conditions in order to make the measurement reproducible. That is, as shown in a partially enlarged view in FIG. 1, the shear surface ratio is determined by measuring the wall surface (microstructure) in the 45 ° direction portion of the circular hole wall surface with a 100 × optical microscope. Take a photograph and measure the length l of the shear plane parallel to the plate thickness direction at any five points on this photo. Shear surface ratio = (Shear plane length l / plate thickness t) x 100 (% ) Average the shear surface ratios calculated by
図2に、板の打ち抜きの状態を経時的に示すように、ポンチ(パンチ)が下降してアルミニウム合金板に接触し、更に下降すると、アルミニウム合金板のポンチおよびダイスの刃面側に、先ずダレが発生する。更にポンチが下降すると、ポンチおよびダイスの刃先よりのアルミニウム合金板にクラックが発生する。この時、ポンチおよびダイスの刃側面側がせん断面となり、上記クラックが破断面となる。そして、ポンチ側クラックおよびダイス側クラックとがつながり、打ち抜きが完了する。   As shown in FIG. 2, the punching state of the plate over time, the punch (punch) descends to contact the aluminum alloy plate, and when further lowered, Sagging occurs. When the punch is further lowered, a crack is generated in the aluminum alloy plate from the punch and the cutting edge of the die. At this time, the blade side surface side of the punch and die becomes a shear surface, and the crack becomes a fracture surface. And a punch side crack and a die side crack are connected, and punching is completed.
ここで、図示するように、ダレ部は滑らかなR形状を有し、せん断面部は光沢を持つ縦筋を有し、破断面部は材料をむしりとった様子であり、これらは、ギザギザなバリ (かえり) とともに、互いに明確に識別できる。   Here, as shown in the figure, the sag portion has a smooth R shape, the shearing surface portion has a vertical vertical line with gloss, and the fractured surface portion has a state where the material is peeled off. And can be clearly distinguished from each other.
(45 °方向の均一伸び)
本発明では、6000系Al合金板の組織における 1μm 以上の粗大なMg-Si 系化合物を面積率で0.15%以下に抑制することによって、圧延方向に対して45°方向の均一伸びを向上させる。
(Uniform elongation in 45 ° direction)
In the present invention, the uniform elongation in the 45 ° direction with respect to the rolling direction is improved by suppressing the coarse Mg—Si based compound of 1 μm or more in the structure of the 6000 series Al alloy sheet to an area ratio of 0.15% or less.
従来から、6000系アルミニウム合金板において、伸び特性が高いほど伸びフランジ性が向上することが知られている。しかし、6000系アルミニウム合金板の伸びフランジ性 (λ) を評価する穴拡げ試験時において、穴拡げ部分のクラックの発生方向は圧延方向に対して概ね45°方向となることまでは知られていない。したがって、このクラックの発生方向の板特性を改善し、板の45°方向の均一伸びを高めることによって、高い伸びフランジ性を得ることができることまでは知られていない。   Conventionally, in a 6000 series aluminum alloy plate, it is known that stretch flangeability improves as the stretch property increases. However, during the hole expansion test to evaluate the stretch flangeability (λ) of 6000 series aluminum alloy sheets, it is not known that the direction of crack generation at the hole expansion part is approximately 45 ° to the rolling direction. . Therefore, it has not been known that high stretch flangeability can be obtained by improving the plate characteristics in the crack generation direction and increasing the uniform elongation in the 45 ° direction of the plate.
この粗大なMg-Si 系化合物抑制による、圧延方向に対して45°方向の均一伸び向上の目安として、即ち、60%以上の高い伸びフランジ性を得る目安として、6000系アルミニウム合金板の圧延方向に対して45°方向の均一伸びを24%以上、好ましくは26%以上とすることが好ましい。この均一伸びが低いと60%以上の高い伸びフランジ性が得られない可能性が高い。   Rolling direction of 6000 series aluminum alloy sheet as a standard for improving uniform elongation in the direction of 45 ° to the rolling direction by suppressing this coarse Mg-Si compound, that is, as a standard for obtaining high stretch flangeability of 60% or more. The uniform elongation in the 45 ° direction is preferably 24% or more, and preferably 26% or more. If this uniform elongation is low, there is a high possibility that high stretch flangeability of 60% or more cannot be obtained.
(r値の異方性)
本発明では 6000 系アルミニウム合金板において、伸びフランジ性を向上させるために、更に、板の r値 (ランクフォード値) の異方性を抑制することが好ましい。但し、板のr 値の異方性 (ランクフォード値の異方性) が小さくなり過ぎると、却って曲げ性が低下するので、r0とr90 に対するr45 の異方性を示す指標であるΔrを0.2 〜0.6 の範囲とすることが好ましい。
(Anisotropy of r value)
In the present invention, in order to improve stretch flangeability in a 6000 series aluminum alloy plate, it is preferable to further suppress the anisotropy of the r value (Rankford value) of the plate. However, if the anisotropy of the r-value of the plate (anisotropy of the Rankford value) becomes too small, the bendability decreases on the contrary, and this is an index showing the anisotropy of r 45 with respect to r 0 and r 90 Δr is preferably in the range of 0.2 to 0.6.
ここで、r0 は圧延方向に対して0 °方向のr値を、r45は圧延方向に対して45°方向のr値、r90は圧延方向に対して90°方向のr値である。そして、Δrは、r0とr90 に対するr45 の異方性を示す指標として、Δr=(r0 −2×r45+r90)/2で表される。 Here, r 0 is the r value in the 0 ° direction relative to the rolling direction, r 45 is the r value in the 45 ° direction relative to the rolling direction, and r 90 is the r value in the 90 ° direction relative to the rolling direction. . Δr is expressed as Δr = (r 0 −2 × r 45 + r 90 ) / 2 as an index indicating the anisotropy of r 45 with respect to r 0 and r 90 .
Δrが0.2 未満では良好な曲げ性が得られない可能性がある。反対に、Δrが0.6 を超えた場合、穴拡げ時の局所的な板厚減少が著しくなり、くびれの発生が促進され、伸びフランジ性が低下する可能性がある。   If Δr is less than 0.2, good bendability may not be obtained. On the other hand, when Δr exceeds 0.6, the local thickness reduction during hole expansion becomes significant, the occurrence of constriction is promoted, and stretch flangeability may be reduced.
(r値の平均値)
なお、曲げ加工性を保証するためには、前記各r値に対し、(r0 +2×r45+r90)/4で表されるr値の平均値が0.5 以上とすることが好ましい。 r値の平均値が0.50より小さいと、r 値が小さくなり過ぎ、曲げ加工性を保証できない可能性がある。言い換えると、伸びフランジ性と曲げ加工性とを兼備できない可能性がある。したがって、好ましくは、r 値の平均値は0.50以上とする。
(Average r value)
In order to guarantee bending workability, it is preferable that the average value of r values represented by (r 0 + 2 × r 45 + r 90 ) / 4 is 0.5 or more for each r value. If the average r value is less than 0.50, the r value becomes too small, and bending workability may not be guaranteed. In other words, stretch flangeability and bending workability may not be combined. Therefore, preferably, the average value of r values is 0.50 or more.
これらr 値の測定は、板について、圧延方向に対する角度がそれぞれ0、45および90°方向を長手方向とする引張試験片を採取し、これら各引張試験片について、各々はじめに試験片中央部の板幅及び板厚を測定し、次に、JIS5号引張試験により歪み量を15%与えた段階での板幅及び板厚をそれぞれ測定し、下記式に代入することで、r0 、r45、r90のr値を各々得る。なお、各r値については3回の試験を行った平均値とした。なお、Δr 、r 値の平均値は、これらの各r 値を上記式に各々代入することで求められる。
r=ln(W0/W)/ln(t0/t)。ここで、W0、t0:引張試験前の幅及び厚さ、W 、t :15% 引張後の幅及び厚さ。
These r-values were measured by collecting tensile test pieces whose longitudinal directions were 0, 45, and 90 ° with respect to the rolling direction of the plate. Measure the width and thickness, then measure the plate width and thickness at the stage where 15% strain was given by the JIS No. 5 tensile test, and substitute them into the following equations to obtain r 0 , r 45 , Obtain r values of r 90 respectively. In addition, about each r value, it was set as the average value which performed the test 3 times. The average value of Δr and r values is obtained by substituting each of these r values into the above equation.
r = ln (W 0 / W) / ln (t 0 / t). Here, W0, t0: width and thickness before tensile test, W, t: 15% width and thickness after tensile test.
(平均結晶粒径)
Al合金板の平均結晶粒径は50μm 以下の微細化させることが好ましい。結晶粒径をこの範囲に細かく乃至小さくすることによって、伸びフランジ性及び曲げ性、あるいはプレス成形性が確保乃至向上される。結晶粒径が50μm を越えて粗大化した場合、伸びフランジ性及び曲げ性、あるいはプレス成形性が著しく低下する可能性が高い。
(Average crystal grain size)
The average crystal grain size of the Al alloy plate is preferably refined to 50 μm or less. By making the crystal grain size fine or small within this range, stretch flangeability and bendability, or press formability can be ensured or improved. When the crystal grain size becomes larger than 50 μm, the stretch flangeability and bendability, or press formability are likely to deteriorate significantly.
なお、ここで言う結晶粒径とは板の長手(L) 方向の結晶粒の最大径である。この結晶粒径は、Al合金板を0.05〜0.1mm 機械研磨した後電解エッチングした表面を、光学顕微鏡を用いて観察し、前記L 方向に、ラインインターセプト法で測定する。1 測定ライン長さは0.95mmとし、1 視野当たり各3 本で合計5 視野を観察することにより、全測定ライン長さを0.95×15mmとする。   The crystal grain size referred to here is the maximum diameter of crystal grains in the longitudinal (L) direction of the plate. The crystal grain size is measured by a line intercept method in the L direction by observing the surface of the Al alloy plate that has been mechanically polished by 0.05 to 0.1 mm and then electrolytically etched using an optical microscope. 1 The measurement line length is 0.95mm, and the total measurement line length is 0.95 x 15mm by observing a total of 5 fields with 3 lines per field.
(製造方法)
次ぎに、本発明Al合金板の製造条件について以下に説明する。通常のAl合金板は鋳造→均質化熱処理→熱間圧延→中間焼鈍→冷間圧延→最終焼鈍の各工程を経て製造される。しかし、Al合金板の化学組成や各工程の設定条件によって得られる板の、粗大な再結晶粒や粒界における析出相の形成状況や、板の異方性の状態は変わるので、一連の製造工程として総合的に条件を選択して決定すべきである。以下に、本発明で意図する、優れた伸びフランジ性及び曲げ性を有するAl合金を確実に得るための好ましい条件について説明する。
(Production method)
Next, production conditions for the Al alloy sheet of the present invention will be described below. A normal Al alloy sheet is manufactured through each process of casting → homogenization heat treatment → hot rolling → intermediate annealing → cold rolling → final annealing. However, since the formation of coarse recrystallized grains and the precipitation phase at grain boundaries and the state of anisotropy of the plate change depending on the chemical composition of the Al alloy plate and the setting conditions of each process, a series of production The conditions should be selected and determined comprehensively as a process. Hereinafter, preferable conditions for reliably obtaining an Al alloy having excellent stretch flangeability and bendability intended in the present invention will be described.
先ず、溶解、鋳造工程では、上記6000系成分規格範囲内に溶解調整されたAl合金溶湯を、連続鋳造圧延法、半連続鋳造法(DC鋳造法)等の通常の溶解鋳造法を適宜選択して鋳造する。   First, in the melting and casting process, a normal melt casting method such as a continuous casting rolling method and a semi-continuous casting method (DC casting method) is appropriately selected for the molten Al alloy melt adjusted within the above-mentioned 6000 component standard range. And cast.
(均質化熱処理)
このAl合金鋳塊に500 ℃以上融点未満の温度で均質化熱処理を施す。この均質化熱処理は組織の均質化、すなわち、鋳塊組織中の結晶粒内の偏析をなくすことを目的とする。熱処理温度が500℃より低いと鋳塊の粒内偏析を十分になくすことができず、これが破壊の起点として作用するため、伸びフランジ性及び曲げ性が劣化する。また、熱処理時間は、鋳塊の厚みにもよるが、2hr 以上とすることが好ましい。2hr より低いと鋳塊の粒内偏析を十分になくすことができず、これが破壊の起点として作用するため、伸びフランジ性及び曲げ性が劣化する可能性がある。
(Homogenization heat treatment)
The Al alloy ingot is subjected to a homogenization heat treatment at a temperature of 500 ° C. or higher and lower than the melting point. The purpose of this homogenization heat treatment is to homogenize the structure, that is, to eliminate segregation in the crystal grains in the ingot structure. When the heat treatment temperature is lower than 500 ° C., intragranular segregation of the ingot cannot be sufficiently eliminated, and this acts as a starting point of fracture, so that stretch flangeability and bendability deteriorate. Further, the heat treatment time is preferably 2 hours or more, although it depends on the thickness of the ingot. If it is lower than 2 hours, intragranular segregation in the ingot cannot be sufficiently eliminated, and this acts as a starting point of fracture, so that stretch flangeability and bendability may be deteriorated.
この均質化熱処理(1回目の均質化熱処理) 後に、一旦200 ℃以下の温度まで冷却して390 〜480 ℃の温度まで再加熱する均質化熱処理(2回均熱) を行なうか、または、前記均質化熱処理後に、390 〜480 ℃の温度まで冷却し、いずれもこの温度範囲で保持する均質化熱処理(2段均熱) を行なった後に、熱間圧延を開始する。これによって、1 回のみの均質化熱処理に比して、伸びフランジ性及び曲げ性がより向上する。   After this homogenization heat treatment (first homogenization heat treatment), a homogenization heat treatment (twice soaking) is performed in which the mixture is once cooled to a temperature of 200 ° C or lower and reheated to a temperature of 390 to 480 ° C. After the homogenization heat treatment, it is cooled to a temperature of 390 to 480 ° C., and after performing the homogenization heat treatment (two-stage soaking) in which all of these temperatures are maintained, hot rolling is started. As a result, stretch flangeability and bendability are further improved as compared with a single homogenization heat treatment.
これら2 回均熱あるいは2 段均熱のいずれの場合においても、上記1 回目および、上記2 回目あるいは2 段目の均質化熱処理における、前記各温度範囲での保持によって、熱間圧延前の組織が最適化される。この保持温度が低いと、粒界における析出相の形成が促進され、伸びフランジ性及び曲げ性が劣化する。一方、保持温度が高過ぎると、強度が大きくなりすぎ、伸び特性が低下する為に伸びフランジ性も低下する。   In either case of the two-stage soaking or the two-stage soaking, the structure before the hot rolling is maintained by holding in each temperature range in the first and second or second homogenization heat treatment. Is optimized. When this holding temperature is low, formation of a precipitated phase at the grain boundary is promoted, and stretch flangeability and bendability deteriorate. On the other hand, if the holding temperature is too high, the strength becomes too high, and the stretch characteristics deteriorate, so the stretch flangeability also decreases.
上記1 回目および、上記2 回目あるいは2 段目の均質化熱処理における、保持時間は 2〜15hrを目安とする。保持時間が2hr より短いと、強度が大きくなりすぎ、伸び特性が低下する為に伸びフランジ性も低下する可能性がある。一方、保持時間が15hrより長いと、粒界における析出相の形成が促進され、却って伸びフランジ性及び曲げ性が劣化する可能性がある。   The retention time in the first and second or second homogenization heat treatment is 2 to 15 hours as a guide. If the holding time is shorter than 2 hours, the strength becomes too high, and the elongation characteristics deteriorate, so the stretch flangeability may also deteriorate. On the other hand, if the holding time is longer than 15 hours, the formation of a precipitated phase at the grain boundary is promoted, and the stretch flangeability and bendability may be deteriorated.
(熱間圧延)
これらの均質化熱処理後に、390 〜480 ℃の温度で熱間圧延を開始する。熱間圧延開始温度が480 ℃を超えた場合、再結晶が生じて熱間圧延時に粗大な再結晶粒が生成し、伸びフランジ性及び曲げ性が劣化する。また、熱間圧延開始温度が390 ℃未満の場合、熱間圧延自体が困難となる。
(Hot rolling)
After these homogenization heat treatments, hot rolling is started at a temperature of 390 to 480 ° C. When the hot rolling start temperature exceeds 480 ° C., recrystallization occurs and coarse recrystallized grains are generated during hot rolling, and stretch flangeability and bendability deteriorate. In addition, when the hot rolling start temperature is less than 390 ° C., the hot rolling itself becomes difficult.
更に、熱間圧延の終了温度を170 〜300 ℃として、コイル状、板状などの熱延板を製作する。熱間圧延終了温度が300 ℃を超えた場合、SiとMgとの質量比Si/Mg が1 以上であるような過剰Si型の6000系Al合金板は再結晶しやすく、伸びフランジ性及び曲げ性が劣化する。熱間圧延の終了温度が170 ℃未満では、熱間圧延自体が困難となる。   Further, the hot rolling finished temperature is set to 170 to 300 ° C. to produce a hot rolled sheet such as a coil or plate. When the hot rolling finish temperature exceeds 300 ° C, the excess Si type 6000 series Al alloy sheet with a Si / Mg mass ratio of Si / Mg of 1 or more tends to recrystallize, stretch flangeability and bending Deteriorates. If the end temperature of hot rolling is less than 170 ° C., hot rolling itself becomes difficult.
(熱延板の焼鈍)
この熱延板を、冷間圧延前に、470 ℃以上の温度で焼鈍 (荒鈍) を施した後に、100 ℃/s以上の速度で冷却する処理を行なう。荒鈍温度が470 ℃より低いと、粒界における析出相の形成が促進され、伸びフランジ性及び曲げ性が劣化する。また、上記冷却速度が100 ℃/sより小さいと、冷却過程で粒界における析出相の形成が促進され、伸びフランジ性及び曲げ性が劣化する。
(Hot rolled sheet annealing)
The hot-rolled sheet is annealed (roughened) at a temperature of 470 ° C. or higher before cold rolling, and then cooled at a rate of 100 ° C./s or higher. When the rough temperature is lower than 470 ° C., formation of a precipitated phase at the grain boundary is promoted, and stretch flangeability and bendability deteriorate. On the other hand, if the cooling rate is less than 100 ° C./s, the formation of a precipitated phase at the grain boundary is promoted in the cooling process, and the stretch flangeability and bendability deteriorate.
伸びフランジ性及び曲げ性を兼備させるためには、前記2 回均熱あるいは2 段均熱とともに、この条件下での荒鈍工程が必須である。従来の伸びフランジ性向上を意図した技術が、曲げ性を兼備できていなかったのは、均熱条件が前記2 回均熱あるいは2 段均熱となっていなかったせいでもある。また、従来の曲げ性向上を意図した技術が、伸びフランジ性を兼備できていなかったのは、この荒鈍工程が無かった (荒鈍工程を省略して冷間圧延を行なっていた) せいでもある。   In order to have both stretch flangeability and bendability, a roughening process under these conditions is indispensable in addition to the two-step soaking or the two-step soaking. The conventional technology intended to improve stretch flangeability does not have bendability because the soaking condition is not the above-described two-step soaking or two-stage soaking. In addition, the conventional technology intended to improve bendability did not have stretch flangeability even because of the absence of this roughening process (the cold rolling was performed without the roughening process). is there.
(冷間圧延)
この荒鈍後に、引き続き冷間圧延を行なって、所望の板厚の冷延板 (コイルも含む) を製作する。
(Cold rolling)
After the roughening, cold rolling is subsequently performed to produce a cold-rolled sheet (including a coil) having a desired thickness.
(溶体化および焼入れ処理)
冷延後の板は、調質処理として、必須に溶体化および焼入れ処理されてAl合金板とされる。この溶体化および焼入れ処理は、6000系Al合金板の組織における1 μm 以上のMg-Si 系化合物の面積率を0.15%以下とし、更に、穴拡げ試験時のせん断面率を50%以上とするために重要な工程である。また、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も重要な工程である。
(Solution and quenching)
The plate after cold rolling is essentially subjected to solution treatment and quenching treatment as a tempering treatment to obtain an Al alloy plate. In this solution treatment and quenching treatment, the area ratio of Mg-Si compound of 1 μm or more in the structure of 6000 series Al alloy sheet is set to 0.15% or less, and the shearing area ratio in the hole expansion test is set to 50% or more. This is an important process. It is also an important process for sufficiently depositing a compound phase such as a GP zone in a grain by an artificial age hardening treatment such as a paint baking hardening treatment.
この効果を出すために、本発明では、溶体化処理における化合物の固溶量を増大させることが必要である。そして、この化合物の固溶量を増すために、本発明では、冷延板を560℃以上の比較的高い温度で溶体化処理する。   In order to exert this effect, in the present invention, it is necessary to increase the amount of the compound in the solution treatment. In order to increase the solid solution amount of this compound, in the present invention, the cold-rolled sheet is subjected to a solution treatment at a relatively high temperature of 560 ° C. or higher.
通常の溶体化処理温度は560 ℃よりも低い温度で行なわれる。このように溶体化処理温度が560 ℃未満の場合、溶体化処理直後の焼入れ処理において、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ことはできる。しかし、本発明のように、1 μm 以上の粗大なMg-Si 系化合物の面積率を0.15%以下とし、更に、穴拡げ試験時のせん断面率を50%以上とすることは困難となる。   The normal solution treatment temperature is lower than 560 ° C. Thus, when the solution treatment temperature is less than 560 ° C., in the quenching treatment immediately after the solution treatment, the compound phase such as the GP zone can be sufficiently precipitated in the grains by an artificial age hardening treatment such as a paint baking hardening treatment. . However, as in the present invention, it is difficult to make the area ratio of a coarse Mg—Si compound having a size of 1 μm or more 0.15% or less and further to make the shearing area ratio in a hole expansion test 50% or more.
この理由は、溶体化処理温度が560 ℃未満と、560℃以上とでは、化合物の固溶量に大きな差があるためである。溶体化処理温度が560 ℃未満では、1 μm 以上の粗大なMg-Si 系化合物の面積率を0.15%以下とするに十分な固溶量を確保できない。また、Mg-Si 系化合物だけでなく、他のAl-Fe-Si系などの化合物の固溶量も不足する。このため、溶体化処理直後の焼入れ処理において析出する、Mg-Si 系化合物やAl-Fe-Si系などの化合物が粗大化する。この結果、 1μm 以上の粗大なMg-Si 系化合物の面積率を0.15%以下とし、更に、穴拡げ試験時のせん断面率を50%以上とできない可能性が高くなる。   This is because there is a large difference in the solid solution amount between the solution treatment temperature of less than 560 ° C. and 560 ° C. or more. If the solution treatment temperature is less than 560 ° C, it is not possible to secure a sufficient amount of solid solution to make the area ratio of coarse Mg-Si compounds of 1 µm or more 0.15% or less. In addition, not only Mg—Si based compounds but also other Al—Fe—Si based compounds are insufficient. For this reason, Mg-Si based compounds and Al-Fe-Si based compounds that precipitate in the quenching treatment immediately after the solution treatment are coarsened. As a result, there is a high possibility that the area ratio of a coarse Mg-Si compound having a size of 1 μm or more is set to 0.15% or less, and the shearing area ratio during the hole expansion test cannot be set to 50% or more.
溶体化処理後の焼入れの際には、冷却速度は50℃/ 分以上の急冷とすることが好ましい。冷却速度が50℃/ 分未満の遅い場合には、焼入れ後の強度が低くなり、時効硬化能が不足し、前記低温短時間の低温での人工時効処理により135MPa以上の高耐力を確保できない。   In quenching after the solution treatment, the cooling rate is preferably 50 ° C./min or higher. When the cooling rate is slow at less than 50 ° C./min, the strength after quenching is low, the age hardening ability is insufficient, and the high proof stress of 135 MPa or more cannot be ensured by the artificial aging treatment at low temperature for a short time.
また、粒界上にSi、Mg2Si などが析出しやすくなり、プレス成形や曲げ加工時の割れの起点となり易く、Al合金板の伸びフランジ性及び曲げ性が低下する。この冷却速度を確保するために、焼入れ処理は、ファンなどの空冷でもよいが冷却速度が遅くなる可能性が大きく、ミスト、スプレー、浸漬等の水冷手段から選択して行うことが好ましい。 In addition, Si, Mg 2 Si and the like are likely to be precipitated on the grain boundary, which is likely to be a starting point of cracking during press forming and bending, and the stretch flangeability and bendability of the Al alloy plate are deteriorated. In order to ensure this cooling rate, the quenching process may be air cooling such as a fan, but there is a high possibility that the cooling rate will be slow, and it is preferable to perform the quenching process by selecting from water cooling means such as mist, spray, and immersion.
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高めるため、溶体化焼入れ処理後の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。   In the present invention, in order to enhance age-hardening in an artificial age-hardening treatment such as a paint baking process of a molded panel, in order to suppress the formation of clusters after solution hardening and to promote the precipitation of GP zone, pre-aging It may be processed. 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.
この予備時効処理として、溶体化処理後の焼入れ終了温度を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。   As the preliminary aging treatment, the quenching end temperature after the solution treatment is increased to 50 to 100 ° C., and then immediately reheated or kept as it is. Alternatively, it is immediately reheated to 50 to 100 ° C. after quenching to room temperature after solution treatment.
また、連続溶体化焼入れ処理の場合には、前記予備時効の温度範囲で焼入れ処理を終了し、そのままの高温でコイルに巻き取るなどして行う。なお、コイルに巻き取る前に再加熱しても、巻き取り後に保温しても良い。また、常温までの焼入れ処理の後に、前記温度範囲に再加熱して高温で巻き取るなどしてもよい。   Further, in the case of continuous solution quenching, the quenching process is completed within the temperature range of the preliminary aging, and the coil is wound around a coil at the same high temperature. In addition, you may reheat before winding up to a coil, and you may heat-retain after winding. Moreover, after the quenching process to room temperature, it may be reheated to the above temperature range and wound at a high temperature.
この他、用途や必要特性に応じて、更に高温の時効処理や安定化処理を行い、より高強度化などを図ることなども勿論可能である。   In addition to this, it is of course possible to further increase the strength by performing aging treatment or stabilization treatment at a higher temperature according to the application or required characteristics.
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。   EXAMPLES Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to examples. However, the present invention is not limited by the following examples, but may be appropriately modified within a range that can meet the purpose described above and below. It is also possible to implement, and they are all included in the technical scope of the present invention.
次に、本発明の実施例を説明する。表1 に示す1 〜27の各組成の6000系Al合金をDC鋳造によって鋳造した400mm 厚の鋳塊を、表2 に示す種々の条件で、均質化熱処理 (均熱とも略記) および熱間圧延を行う。得られた各熱延板について、表2 に示す種々の条件で、荒鈍、冷間圧延、溶体化および焼入れ処理を行い、厚さ1mmの最終製品板を得た。なお、表1 中の各元素の含有量の表示において、「−」の表示は、検出限界以下であることを示す。   Next, examples of the present invention will be described. A 400mm-thick ingot obtained by DC casting of a 6000 series Al alloy with each composition of 1 to 27 shown in Table 1 is subjected to homogenization heat treatment (abbreviated as soaking) and hot rolling under various conditions shown in Table 2. I do. Each of the obtained hot rolled sheets was subjected to roughing, cold rolling, solution treatment and quenching treatment under various conditions shown in Table 2 to obtain a final product sheet having a thickness of 1 mm. In addition, in the display of the content of each element in Table 1, “−” indicates that the content is below the detection limit.
より具体的に、均熱処理は、表2 に示す加熱温度と保持時間の1 回目の均熱の後に、一旦室温まで冷却した後、更に表2 に示す加熱温度と保持時間の2 回目の均熱を行なう2 回均熱と、表2 に示す加熱温度と保持時間の1 回目の均熱の後に、更に表2 に示す温度まで冷却して保持を行なって、2 回目の均熱を行なう2 段均熱との2 種類とした。   More specifically, after the first soaking of the heating temperature and holding time shown in Table 2, the soaking is once cooled to room temperature, and then the second soaking of the heating temperature and holding time shown in Table 2. After the first soaking of the heating temperature and holding time shown in Table 2, it is further cooled to the temperature shown in Table 2 and held, and then the second soaking is performed. Two types of soaking were used.
この均熱後に、表2 に示す各開始温度と各終了温度で、厚さ5mmtまで熱間圧延した。この熱延板を、表2 に示す温度と冷却速度で荒鈍した後、冷間圧延を行い、厚さ1.0mmtの冷延板を得た。そして、この冷延板を、連続式の熱処理設備で、各例とも共通して、各溶体化処理温度に到達した時点で (保持時間 0秒) 、直ちに室温まで200 ℃/ 秒の急冷にて焼入れ、この焼入れ後直ちに、70℃の温度で1 時間保持する予備時効処理を行った (保持後は冷却速度0.6 ℃/hr で徐冷) 。   After this soaking, hot rolling was performed to a thickness of 5 mmt at each start temperature and each end temperature shown in Table 2. The hot-rolled sheet was roughened at the temperature and cooling rate shown in Table 2, and then cold-rolled to obtain a cold-rolled sheet having a thickness of 1.0 mmt. Then, this cold-rolled sheet is used in a continuous heat treatment facility, and in common with each example, when each solution treatment temperature is reached (holding time 0 second), it is immediately cooled rapidly to room temperature at 200 ° C / second. Quenching and immediately after this quenching, a pre-aging treatment was carried out at 70 ° C. for 1 hour (after cooling, slow cooling at a cooling rate of 0.6 ° C./hr).
(供試板要件)
これら調質処理後の各最終製品板から供試板 (ブランク) を切り出し、前記調質処理後 3カ月間 (90日間) の室温時効後の各供試板の特性要件として、1 μm 以上のMg-Si 系化合物の面積率(%) 、打ち抜き試験における円形穴壁面のせん断面率(%) を、前記した測定方法により各々測定した。
(Test plate requirements)
A test plate (blank) is cut out from each final product plate after the tempering treatment, and the characteristic requirement of each test plate after room temperature aging for 3 months (90 days) after the tempering treatment is 1 μm or more. The area ratio (%) of the Mg—Si compound and the shear surface ratio (%) of the circular hole wall surface in the punching test were measured by the measurement methods described above.
また、同じく、前記調質処理後 3カ月間の室温時効後の各供試板の特性として、Δr 、r 値の平均値、平均結晶粒径 (μm)、圧延方向に対し45°の方向の0.2%耐力 (MPa)と均一伸び(%) 、更に、伸びフランジ性 (λ:%) 、圧延方向に対し45°方向の曲げ性などを各々測定、評価した。これらの結果を表3 に示す。Δr 、 r値の平均値、平均結晶粒径 (μm)は各々前記した方法で求めた。   Similarly, as the characteristics of each test plate after aging at room temperature for 3 months after the tempering treatment, Δr, average value of r value, average grain size (μm), and 45 ° direction with respect to the rolling direction. 0.2% proof stress (MPa), uniform elongation (%), stretch flangeability (λ:%), bendability in the direction of 45 ° with respect to the rolling direction, and the like were measured and evaluated. These results are shown in Table 3. Δr, the average value of r and the average grain size (μm) were determined by the methods described above.
45°方向の0.2%耐力 (MPa)は、圧延方向に対する角度が45°方向を長手方向とするJIS 5 号引張試験片を採取し、JIS Z 2201にしたがって行った。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。各サンプルについて3回の試験を行い、その平均値を採用した。   The 0.2% proof stress (MPa) in the 45 ° direction was measured in accordance with JIS Z 2201 by collecting JIS No. 5 tensile test pieces whose longitudinal direction was 45 ° with respect to the rolling direction. The crosshead speed was 5 mm / min, and the test was performed at a constant speed until the test piece broke. Each sample was tested three times and the average value was adopted.
(供試板特性)
供試板の成形性として、伸びフランジ性評価のための穴拡げ性(λ)、張出し成形性評価のための割れ限界高さ(LDH0)および限界絞り比(LDR )、曲げ性を各々試験した。これらの結果を表3 に示す。
(Test plate characteristics)
As the formability of the test plate, hole expandability (λ) for stretch flangeability evaluation, crack limit height (LDH 0 ) and limit draw ratio (LDR) for bendability evaluation, and bendability were tested. did. These results are shown in Table 3.
穴拡げ試験は、上記せん断面率を求めた打ち抜き試験と同様に、1辺が70mmの正方形の供試板に直径10mmの円形の穴を、先ず打ち抜いた。そして、直径33mmの60°円錐ポンチを用いて、バリを上面(ダイス面)側として、しわ押さえ力3 トン、ポンチ速度10mm/minで穴拡げ試験を行い、前記打ち抜き穴の縁に破断が発生した段階でポンチを止め、破断後の穴内径(d s )と成型試験前の初期穴径(d0)から下記式によって穴拡げ率(λ)を求めた。
λ=(d s -d0)/d0 ×100(%)
破断後の穴内径については、圧延方向と、圧延方向に垂直な方向でそれぞれ測定し、穴拡げ率を各々求めた後に平均を取って、各サンプルの穴拡げ率とした。さらに、各サンプルについて3回の穴拡げ試験を行い、その平均値を最終的に穴拡げ率(λ:%)とした。
In the hole expansion test, a circular hole having a diameter of 10 mm was first punched in a square test plate having a side of 70 mm, as in the punching test in which the shear surface ratio was obtained. Then, using a 60 ° conical punch with a diameter of 33 mm, with a burr on the upper surface (die surface) side, a hole expansion test was performed at a wrinkle holding force of 3 tons and a punch speed of 10 mm / min, and breakage occurred at the edge of the punched hole At this stage, the punch was stopped, and the hole expansion rate (λ) was obtained from the following formula from the hole inner diameter (d s ) after fracture and the initial hole diameter (d 0 ) before the molding test.
λ = (d s -d 0 ) / d 0 × 100 (%)
About the hole internal diameter after a fracture | rupture, it measured in the rolling direction and the direction perpendicular | vertical to a rolling direction, respectively, calculated | required each hole expansion rate, and averaged it as the hole expansion rate of each sample. Further, three hole expansion tests were performed on each sample, and the average value was finally set as the hole expansion ratio (λ:%).
割れ限界高さ(LDH0)試験は、供試板を、長さ180mm 、幅110mm の試験片に切り、直径101.6mm の球状張出しパンチを用い、潤滑剤としてR-303Pを用いて、しわ押え圧力200kN 、パンチ速度4mm/S で張出し成形し、試験片が割れるときの高さ(mm)を求めた。各サンプルに対して3 回の試験を行い、その平均値を採用した。割れ限界高さが大きい程、張出し成形性に優れていることを意味し、例えば自動車用成形パネルに要求される張出し成形性を満足するためには、27.0mm以上であればよい。 For the crack limit height (LDH 0 ) test, the test plate was cut into a test piece with a length of 180 mm and a width of 110 mm, a spherical overhanging punch with a diameter of 101.6 mm was used, and R-303P was used as the lubricant. Stretching was performed at a pressure of 200 kN and a punching speed of 4 mm / S, and the height (mm) at which the test piece cracked was determined. Each sample was tested 3 times and the average value was adopted. The larger the crack limit height, the better the stretch formability. For example, in order to satisfy the stretch formability required for a molded panel for automobiles, it may be 27.0 mm or more.
限界絞り比(LDR )は、供試板から種々の直径の試験片を打抜きにより作製した上で、ポンチ:50mmφ- 肩R8mm、ダイス:53mmφ- 肩R8mm、潤滑材R-303Pを用いて、しわ押さえ圧300〜600kgf、試験速度20mm/minの条件で深絞り試験を行った。
そして、深絞り成形できない成形限界ブランク径を決定し、次の式により限界絞り比を算出した。限界絞り比=成形限界ブランク径/ ポンチ径。限界絞り比が大きいほど、深絞り成形性に優れている事を意味し、例えば自動車用成形パネルに要求される深絞り成形性を満足するためには、1.8 以上であればよい。
The limit drawing ratio (LDR) was obtained by punching test pieces of various diameters from the test plate, punching: 50mmφ-shoulder R8mm, die: 53mmφ-shoulder R8mm, and using the lubricant R-303P. A deep drawing test was performed under the conditions of a pressing pressure of 300 to 600 kgf and a test speed of 20 mm / min.
And the shaping | molding limit blank diameter which cannot be deep-drawn was determined, and the limit drawing ratio was computed by the following formula | equation. Limit drawing ratio = forming limit blank diameter / punch diameter. The larger the limit drawing ratio, the better the deep drawability. For example, in order to satisfy the deep drawability required for a molded panel for automobiles, it may be 1.8 or more.
曲げ性の評価は、供試板から長さ150mm ×幅30mmの曲げ加工試験片を採取し、フラットヘミング加工を想定した曲げ性を評価した。即ち、試験片に対して、15%の歪みを予め加えた後、角度180°の密着曲げ(内側曲げ半径R=約0.25mm)を行った。曲げ性の評価は、曲げ加工後の試験片縁曲部の割れ発生程度を目視で確認し、下記基準に基づいて5 段階で評価した。
0:肌荒れ、及び微小な割れが無い。
1:肌荒れが僅かに発生している。
2:肌荒れが発生しているものの微小なものを含めた割れは無い。
3:微小な割れが発生。
4:大きな割れが発生。
5:大きな割れが複数あるいは多数発生。
上記のランクの内、0〜2段階が合格で、3〜5段階は不合格である。
For the evaluation of bendability, a bend test specimen having a length of 150 mm and a width of 30 mm was taken from a test plate, and bendability assuming flat hemming was evaluated. That is, a 15% strain was preliminarily applied to the test piece, and then contact bending at an angle of 180 ° (inner bending radius R = about 0.25 mm) was performed. The evaluation of bendability was evaluated in five stages based on the following criteria by visually confirming the degree of cracking at the bent edge of the test piece after bending.
0: No rough skin or fine cracks.
1: Rough skin has occurred.
2: Although there is rough skin, there are no cracks including minute ones.
3: Small cracks occur.
4: Large cracks occur.
5: Multiple or many large cracks occurred.
Among the above ranks, 0 to 2 levels are acceptable and 3 to 5 are unacceptable.
表1 、2 に示す通り、発明例1 〜9 は、本発明成分組成範囲内で、かつ、溶体化処理など、本発明の好まし条件範囲で製造している。このため、表3 に示す通り、得られたアルミニウム合金板の前記せん断面率が50%以上であるとともに、1 μm 以上のMg-Si 系化合物の面積率が0.15%以下であり、更に、このアルミニウム合金板の耐力が135MPa以上となっている。   As shown in Tables 1 and 2, Invention Examples 1 to 9 are produced within the composition range of the present invention and within the preferred conditions of the present invention such as solution treatment. Therefore, as shown in Table 3, the shear rate of the obtained aluminum alloy plate is 50% or more, and the area ratio of Mg-Si compound of 1 μm or more is 0.15% or less. The proof stress of the aluminum alloy plate is 135 MPa or more.
更に、発明例1 〜9 は、好ましい要件であるΔrが0.2 〜0.6 の範囲内であるとともに、r値の平均値が0.5 以上であり、更に、このアルミニウム合金板の圧延方向に対して45°方向の均一伸びが24%以上である。   Furthermore, in Invention Examples 1 to 9, Δr, which is a preferable requirement, is in the range of 0.2 to 0.6, the average value of r values is 0.5 or more, and 45 ° with respect to the rolling direction of the aluminum alloy sheet. Uniform elongation in the direction is 24% or more.
この結果、発明例1 〜9 は、表3 に示す通り、伸びフランジ性λが60% 以上であり、曲げ加工性にも優れている。   As a result, as shown in Table 3, Invention Examples 1 to 9 have a stretch flangeability λ of 60% or more and are excellent in bending workability.
これに対して、比較例10〜30は各々発明条件を外れている。このため、伸びフランジ性、曲げ加工性、成形性のいずれかが発明例に比して著しく劣る。   On the other hand, Comparative Examples 10 to 30 are out of the invention conditions. For this reason, any of stretch flangeability, bending workability, and moldability is remarkably inferior to the inventive examples.
比較例10〜20は、本発明成分組成範囲内であるものの、製造条件が好ましい範囲を外れる。
比較例10は1 回目の均熱処理の温度が低過ぎる。
比較例11は1 回目の均熱処理の時間が短過ぎる。
比較例12は1 回のみの均熱処理であり、かつ、熱延開始温度が高過ぎる。
比較例13は2 回目の均熱処理の温度が低過ぎることに加えて、熱延開始温度が低過ぎる。
比較例14は2 回目の均熱処理の温度が高過ぎる。
比較例15は2 回目の均熱処理の時間が短過ぎる。
比較例16は2 回目の均熱処理の時間が長過ぎる。
Although Comparative Examples 10 to 20 are within the composition range of the present invention, the production conditions deviate from the preferred range.
In Comparative Example 10, the temperature of the first soaking is too low.
In Comparative Example 11, the time for the first soaking is too short.
Comparative Example 12 is a single soaking process, and the hot rolling start temperature is too high.
In Comparative Example 13, in addition to the temperature of the second soaking process being too low, the hot rolling start temperature is too low.
In Comparative Example 14, the temperature of the second soaking process is too high.
In Comparative Example 15, the time of the second soaking is too short.
In Comparative Example 16, the time for the second soaking process is too long.
比較例17は荒焼の温度が低過ぎる。
比較例18は荒焼後の冷却速度が低過ぎる。
比較例19は溶体化処理温度が低過ぎる。
比較例20は溶体化処理後の冷却速度が小さ過ぎる。
In Comparative Example 17, the temperature of rough firing is too low.
In Comparative Example 18, the cooling rate after rough firing is too low.
In Comparative Example 19, the solution treatment temperature is too low.
In Comparative Example 20, the cooling rate after the solution treatment is too small.
比較例21〜25は、製造条件は好ましい範囲内であるものの、本発明成分組成範囲を外れる。
比較例21はMg量が上限を超えて多過ぎる。
比較例22はSi量が上限を超えて多過ぎる。
比較例23はFe量が多過ぎる。
比較例24はCr量が多過ぎる。
比較例25はCu量が多過ぎる。
In Comparative Examples 21 to 25, although the production conditions are within the preferred range, they are outside the composition range of the present invention.
In Comparative Example 21, the amount of Mg exceeds the upper limit and is too large.
In Comparative Example 22, the amount of Si exceeds the upper limit and is too large.
Comparative Example 23 has too much Fe.
Comparative Example 24 has too much Cr.
Comparative Example 25 has too much Cu.
比較例26〜30は、本発明成分組成範囲内であるものの、ともに溶体化処理温度が低過ぎる。
比較例26、27は、更に1 回のみの均熱処理であり、熱延開始温度および熱延終了温度が高過ぎる。
比較例28、29は荒焼工程自体が無い。
Although Comparative Examples 26-30 are within the composition range of the present invention, the solution treatment temperature is too low.
In Comparative Examples 26 and 27, the soaking process is performed only once, and the hot rolling start temperature and the hot rolling end temperature are too high.
Comparative Examples 28 and 29 do not have a rough firing process itself.
したがって、以上の実施例の結果から、本発明の各要件の持つ臨界的な意義乃至効果が裏付けられる。   Therefore, the results of the above examples support the critical significance or effect of each requirement of the present invention.
本発明によれば、曲げ加工性を劣化させること無く、優れた伸びフランジ性を有するAl合金板と、このAl合金板を確実に得ることのできる製造方法を提供できる。この結果、自動車、船舶あるいは車両などの輸送機、家電製品、建築、構造物の部材や部品など、また、特に自動車パネルの内のルーフ、サンルーフなど、フランジ部を有し、優れた伸びフランジ性を要求される成形パネル用として、6000系Al合金材の適用を拡大できる。   According to the present invention, it is possible to provide an Al alloy plate having excellent stretch flangeability without deteriorating bending workability, and a production method capable of reliably obtaining this Al alloy plate. As a result, it has excellent stretch flangeability because it has flange parts such as automobiles, ships or vehicles, etc., home appliances, construction, structural members and parts, especially roofs and sunroofs of automobile panels. The application of 6000 series Al alloy materials can be expanded for use in molded panels that require high pressure.
せん断面率を求める穴拡げ試験の状態を示す説明図である。It is explanatory drawing which shows the state of the hole expansion test which calculates | requires a shearing area rate. 板の打ち抜きの状態を経時的に示す説明図である。It is explanatory drawing which shows the state of the punching of a board over time.

Claims (3)

  1. 質量% で、Si:0.1〜2.5%、Mg:0.1〜3.0%を含み、残部がAlおよび不純物からなるアルミニウム合金板であって、このアルミニウム合金板の下記打ち抜き試験によって設けた円形穴壁面の下記せん断面率が50%以上であるとともに、 1μm 以上のMg-Si 系化合物の面積率が0.15%以下であり、更に、このアルミニウム合金板の耐力が135MPa以上であることを特徴とする、成形性に優れたアルミニウム合金板。
    上記打ち抜き試験は、厚さ1mm のアルミニウム合金板に対して、ポンチ:径10.0mmφ- 肩R8mm、ダイス:径10.2mmφ- 肩R8mmのプレスを用いて円形の穴をあける。
    上記せん断面率は、上記円形穴壁面の内、圧延方向に対して45°方向部分の壁面を100 倍の光学顕微鏡により写真撮影し、この写真上の任意の5 点の板厚方向に平行なせん断面の長さl を各々測定して、せん断面率= (せん断面長さl/板厚t)×100(%) により算出する各せん断面率を平均化する。
    % By mass of Si: 0.1 to 2.5%, Mg: 0.1 to 3.0%, the balance being an aluminum alloy plate made of Al and impurities, and the following wall surface of the circular hole provided by the following punching test of this aluminum alloy plate Formability, characterized in that the shear area ratio is 50% or more, the area ratio of Mg-Si compound of 1μm or more is 0.15% or less, and the proof stress of this aluminum alloy sheet is 135MPa or more Excellent aluminum alloy plate.
    In the punching test, a circular hole is punched in a 1 mm thick aluminum alloy sheet using a punch with a diameter of 10.0 mmφ-shoulder R8 mm and a die with a diameter of 10.2 mmφ-shoulder R8 mm.
    The shear surface ratio was measured by taking a photo of the wall surface at 45 ° in the rolling direction of the circular hole wall surface with a 100x optical microscope, and parallel to the plate thickness direction of any of the five points on this photograph. Each of the shear surface lengths l is measured, and the respective shear surface ratios calculated by the shear surface ratio = (shear surface length 1 / sheet thickness t) × 100 (%) are averaged.
  2. 前記アルミニウム合金板がフランジ部を有する成形パネル用である請求項1に記載の成形性に優れたアルミニウム合金板。 The aluminum alloy plate excellent in formability according to claim 1 , wherein the aluminum alloy plate is for a molded panel having a flange portion .
  3. 請求項1乃至2のいずれかのアルミニウム合金板を得る方法であって、質量% で、Si:0.1〜2.5%、Mg:0.1〜3.0%を含み、残部がAlおよび不純物からなるアルミニウム合金鋳塊を、500 ℃以上、融点未満の温度で均質化熱処理後に、一旦200 ℃以下の温度まで冷却して390 〜480 ℃の温度まで再加熱するか、または390 〜480 ℃の温度まで冷却し、いずれもこの温度範囲で保持後に熱間圧延を開始するとともに、熱間圧延の終了温度を170 〜300 ℃として熱延板を製作し、更に、この熱延板を470 ℃以上の温度で焼鈍を施した後に、100 ℃/s以上の速度で冷却する処理を行なった後に、冷間圧延を行なって冷延板を製作し、この冷延板を560 ℃以上の温度で溶体化処理および焼入れ処理し、この処理後のアルミニウム合金板の下記打ち抜き試験によって設けた円形穴壁面の下記せん断面率を50%以上とするとともに、 1μm 以上のMg-Si 系化合物の面積率を0.15%以下とし、更に、このアルミニウム合金板の耐力を135MPa以上とすることを特徴とする、成形性に優れたアルミニウム合金板の製造方法。
    上記打ち抜き試験は、厚さ1mm のアルミニウム合金板に対して、ポンチ:径10.0mmφ- 肩R8mm、ダイス:径10.2mmφ- 肩R8mmのプレスを用いて円形の穴をあける。
    上記せん断面率は、上記円形穴壁面の内、圧延方向に対して45°方向部分の壁面を100 倍の光学顕微鏡により写真撮影し、この写真上の任意の5 点の板厚方向に平行なせん断面の長さl を各々測定して、せん断面率= (せん断面長さl/板厚t)×100(%) により算出する各せん断面率を平均化する。
    A method for obtaining an aluminum alloy plate according to any one of claims 1 to 2, comprising , by mass%, Si: 0.1-2.5%, Mg: 0.1-3.0%, the balance comprising Al and impurities. After the homogenization heat treatment at a temperature of 500 ° C. or higher and lower than the melting point, it is once cooled to a temperature of 200 ° C. or lower and reheated to a temperature of 390 to 480 ° C., or cooled to a temperature of 390 to 480 ° C. In addition, hot rolling is started after holding in this temperature range, a hot rolled sheet is manufactured at a hot rolling end temperature of 170 to 300 ° C, and the hot rolled sheet is annealed at a temperature of 470 ° C or higher. After cooling at a rate of 100 ° C / s or higher, cold rolling is performed to produce a cold-rolled sheet, and the cold-rolled sheet is subjected to solution treatment and quenching at a temperature of 560 ° C or higher. Wall surface of circular hole provided by the following punching test of the aluminum alloy plate after this treatment The following shear surface ratio is 50% or more, the area ratio of Mg-Si based compounds of 1 μm or more is 0.15% or less, and the proof stress of this aluminum alloy sheet is 135 MPa or more. A method for producing an aluminum alloy sheet having excellent properties.
    In the punching test, a circular hole is punched in a 1 mm thick aluminum alloy sheet using a punch with a diameter of 10.0 mmφ-shoulder R8 mm and a die with a diameter of 10.2 mmφ-shoulder R8 mm.
    The shear surface ratio was measured by taking a photo of the wall surface at 45 ° in the rolling direction of the circular hole wall surface with a 100x optical microscope, and parallel to the plate thickness direction of any of the five points on this photograph. Each of the shear surface lengths l is measured, and the respective shear surface ratios calculated by the shear surface ratio = (shear surface length 1 / sheet thickness t) × 100 (%) are averaged.
JP2005268774A 2005-09-15 2005-09-15 Aluminum alloy plate excellent in formability and method for producing the same Active JP4515363B2 (en)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2005268774A JP4515363B2 (en) 2005-09-15 2005-09-15 Aluminum alloy plate excellent in formability and method for producing the same

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2005268774A JP4515363B2 (en) 2005-09-15 2005-09-15 Aluminum alloy plate excellent in formability and method for producing the same

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2007077472A JP2007077472A (en) 2007-03-29
JP4515363B2 true JP4515363B2 (en) 2010-07-28

Family

ID=37938073

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2005268774A Active JP4515363B2 (en) 2005-09-15 2005-09-15 Aluminum alloy plate excellent in formability and method for producing the same

Country Status (1)

Country Link
JP (1) JP4515363B2 (en)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101151563B1 (en) * 2007-03-30 2012-05-30 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 Method for producing aluminum alloy thick plate and aluminum alloy thick plate
ES2459307T3 (en) * 2011-09-15 2014-05-08 Hydro Aluminium Rolled Products Gmbh Production procedure for AlMgSi aluminum band
JP5739828B2 (en) * 2012-03-15 2015-06-24 株式会社神戸製鋼所 Aluminum alloy laminate
JP5882380B2 (en) * 2013-04-09 2016-03-09 株式会社神戸製鋼所 Manufacturing method of aluminum alloy sheet for press forming

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07197214A (en) * 1993-12-30 1995-08-01 Shinko Alcoa Yuso Kizai Kk Al-mg-si alloy sheet excellent in formability and its production
JP2000096175A (en) * 1998-09-24 2000-04-04 Kobe Steel Ltd Aluminum alloy sheet excellent in ridging mark resistance
JP2000144294A (en) * 1998-11-12 2000-05-26 Kobe Steel Ltd Aluminum alloy sheet excellent in press formability and hem workability
JP2003268472A (en) * 2002-03-11 2003-09-25 Nippon Steel Corp Aluminum alloy sheet for forming, and manufacturing method therefor
JP2004010982A (en) * 2002-06-07 2004-01-15 Kobe Steel Ltd Aluminum alloy sheet having excellent bending workability and press formability
JP2006257506A (en) * 2005-03-17 2006-09-28 Kobe Steel Ltd Aluminum alloy sheet having excellent extension flange formability and bending workability and method for producing the same

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07197214A (en) * 1993-12-30 1995-08-01 Shinko Alcoa Yuso Kizai Kk Al-mg-si alloy sheet excellent in formability and its production
JP2000096175A (en) * 1998-09-24 2000-04-04 Kobe Steel Ltd Aluminum alloy sheet excellent in ridging mark resistance
JP2000144294A (en) * 1998-11-12 2000-05-26 Kobe Steel Ltd Aluminum alloy sheet excellent in press formability and hem workability
JP2003268472A (en) * 2002-03-11 2003-09-25 Nippon Steel Corp Aluminum alloy sheet for forming, and manufacturing method therefor
JP2004010982A (en) * 2002-06-07 2004-01-15 Kobe Steel Ltd Aluminum alloy sheet having excellent bending workability and press formability
JP2006257506A (en) * 2005-03-17 2006-09-28 Kobe Steel Ltd Aluminum alloy sheet having excellent extension flange formability and bending workability and method for producing the same

Also Published As

Publication number Publication date
JP2007077472A (en) 2007-03-29

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6669773B2 (en) High-strength 6XXX aluminum alloy and method for producing the same
KR101006303B1 (en) Magnesium alloy plate and method for production thereof
JP6005544B2 (en) Aluminum alloy sheet with excellent bake hardenability
US8372220B2 (en) Aluminum alloy forgings and process for production thereof
JP4901757B2 (en) Aluminum alloy plate and manufacturing method thereof
JP6785772B2 (en) Highly moldable aluminum sheet for automobiles with reduced or no surface roping and its manufacturing method
JP4794862B2 (en) Method for producing 6000 series aluminum alloy plate excellent in paint bake hardenability
JP5342201B2 (en) Aluminum alloy plate with excellent formability
US7824607B2 (en) Aluminum alloy sheet
KR101667504B1 (en) Aluminum alloy plate exhibiting excellent baking finish hardening properties
JP6227222B2 (en) Aluminum alloy sheet with excellent bake hardenability
JP5882380B2 (en) Manufacturing method of aluminum alloy sheet for press forming
CN102732759B (en) Aluminum alloy plate for formation processing and manufacturing method thereof
JP4326009B2 (en) Al-Mg alloy plate with excellent press formability
KR101656419B1 (en) Aluminium alloy for producing semi-finished products or components for motor vehicles, method for producing an aluminium alloy strip consisting of this aluminium alloy, and an aluminium alloy strip and use for same
US20110240178A1 (en) Al-Mg-Si ALUMINUM ALLOY EXTRUDED PRODUCT EXHIBITING EXCELLENT FATIGUE STRENGTH AND IMPACT FRACTURE RESISTANCE
JP2007126706A (en) Cold rolled aluminum alloy sheet for bottle can having excellent formability of neck part
JP5203772B2 (en) Aluminum alloy sheet excellent in paint bake hardenability and suppressing room temperature aging and method for producing the same
JP5820315B2 (en) Aluminum alloy sheet with excellent hemmability and bake hardenability after aging at room temperature
KR101455606B1 (en) Aluminum alloy sheet for cold press forming, method of manufacturing the same, and cold press forming method for aluminum alloy sheet
JP4912877B2 (en) Automotive body exterior member made of Al-Si-Mg alloy plate fixed to steel structure
JP6273158B2 (en) Aluminum alloy plate for structural materials
KR101180226B1 (en) Aluminum-base alloy sheet
JP5985165B2 (en) Aluminum alloy sheet with excellent bake hardenability
KR102159857B1 (en) Aluminum alloy products and a method of preparation

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20070928

A977 Report on retrieval

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007

Effective date: 20100223

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20100302

A521 Written amendment

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20100415

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20100511

A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20100512

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 4515363

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130521

Year of fee payment: 3

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140521

Year of fee payment: 4