JP4694770B2 - Aluminum alloy plate with excellent bending workability - Google Patents

Aluminum alloy plate with excellent bending workability Download PDF

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Description

【0001】
【発明の属する技術分野】
本発明は、板製造後に室温時効が進んだ場合でも、特にヘム加工などの曲げ加工性に優れ、プレス成形性や低温時効硬化能などの、パネル化に際して要求される他の諸特性にも優れたAl-Mg-Si系アルミニウム合金板(以下、アルミニウムを単にAlとも言う)に関するものである。
【0002】
【従来の技術】
従来から、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用として、成形加工性 (以下、単に成形性と言う) に優れたAl-Mg 系のAA乃至JIS 規格に規定された (規格を満足する)5000 系や、成形性や焼付硬化性に優れたAl-Mg-Si系のAA乃至JIS 6000系 (以下、単に5000系乃至6000系と言う) のAl合金材(圧延板材、押出形材、鍛造材などの各アルミニウム合金展伸材を総称する)が使用されている。
【0003】
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、より軽量なAl合金材の適用が増加しつつある。
【0004】
このAl合金材の中でも、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、薄肉でかつ高強度Al合金板として、過剰Si型の6000系のAl合金板の使用が検討されている。
【0005】
この過剰Si型の6000系Al合金は、基本的には、Si、Mgを必須として含み、かつSi/Mg が1 以上であるAl-Mg-Si系アルミニウム合金である。そして、この過剰Si型6000系Al合金は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時効硬化能がある。
【0006】
また、これら過剰Si型6000系Al合金材は、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合金材のスクラップを、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。
【0007】
しかし、これら過剰Si型6000系Al合金材は、その優れた時効硬化能ゆえに、Al合金材自体の製造後、前記各用途に使用されるまでの間に、室温 (常温) 時効が生じるという大きな問題がある。この室温時効の傾向は、本発明が対象とする過剰Si型6000系Al合金材で特に強い。
【0008】
例えば、この室温時効によって、過剰Si型6000系Al合金材自体の製造後2 週間経過後でも、20% 程度以上耐力が上昇するとともに、逆に伸びが10% 程度以上低下するような現象も生じる。
【0009】
そして、このような室温時効が生じた場合、製造直後には、過剰Si型6000系Al合金板が前記各用途の要求特性を満足したとしても、一定時間の経過後に、実際の用途に使用される際には、前記要求特性を満足できない問題を生じる。即ち、特にヘム加工性などの曲げ加工性を著しく低下させ、また、前記プレス成形性や前記比較的低温での時効硬化性などの他の諸特性も低下させ、パネルとしての必要な形状精度や強度が得られないこととなる。
【0010】
過剰Si型を含む6000系Al合金材の、これら室温時効抑制と低温時効硬化能向上の課題に対しては、6000系Al合金板材を溶体化および焼入れ処理した後に、70〜150 ℃の低温で0.5 〜50時間程度保持する熱処理 (時効処理) を施して改善することが提案されている(特許文献1、2参照) 。
【0011】
【特許文献1】
特開平10-219382 号公報
【特許文献2】
特開2000-273567 号公報
【0012】
これらの特許文献1、2では、過剰Si型を含む6000系Al合金材の低温時効硬化能を阻害している要因は、溶体化および焼入れ処理後の室温放置中に形成されるMg-Si クラスターであるとしている。即ち、この形成されたMg-Si クラスターが、塗装焼き付け時に再固溶するために熱エネルギーが消費され、強度上昇に寄与するGPゾーンの側の析出を阻害することであるとしている。
そして、特許文献1では、低温時効硬化能を阻害するMg-Si クラスターの生成量を規制するために、また、特許文献2では、成形性向上には寄与するMg-Si クラスターを低温時効硬化能を阻害しない範囲で一定量の存在 (活用) させるために、溶体化および室温まで焼入れ処理した後に、前記70〜150 ℃で0.5 〜50時間程度保持する低温熱処理を施している。この結果、室温時効抑制効果として、製造後100 日放置した後のAl合金パネル材の伸びが30% 以上、エリクセン値が10mm以上をもって、成形性が良く、室温時効が抑制されているとしている。
【0013】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、これら特許文献1、2などの実際の低温時効硬化能は、170 ℃×30分の塗装焼き付け条件でも、最大でも168MPa程度である。したがって、これら特許文献では170 ℃×30分の人工時効処理条件でも、170Pa 以下の過剰Si型6000系Al合金板しか得られていない。
【0014】
これに対し、近年では、前記成形後の自動車パネルの塗装焼付処理は、170 ℃×20分や160 ℃×20分などのより低温短時間となっているのが趨勢である。そして、これら低温短時間の塗装焼付条件 (人工時効処理条件) であっても、パネルとして、170MPa以上の高強度であることが求められている。
【0015】
また、プレス成形性やフラットヘム加工条件も、近年益々難しくなる傾向にあり、従来の成形加工側からの改善や素材板側からの改善では、対応できない場合が生じる。先ず、張出成形されるアウタパネル形状は、張出高さや張出面積などが大型化し、しかも形状が、伸びフランジ変形を伴うような湾曲部位を有するなど複雑化する傾向にある。このため、前記従来の成形加工側や素材板側からの改善でも、割れ、肌荒れなどの成形不良が生じ易い。
【0016】
次に、フラットヘム加工条件も、加工アウタパネルの端部形状も、直線的な単純形状ではなく、円弧形状やあるいは角部を有するような複雑形状化する傾向にある。また、アウタパネルのフラットヘム部 (縁曲部) に挿入されるインナパネルも、軽量化のために、1.0mm 以下の、例えば0.5mm 程度の板厚に益々薄肉化され傾向にある。これらの条件は全て、フラットヘム加工条件を厳しくしている。
【0017】
このように、過剰Si型6000系Al合金板において、Al合金板の室温時効抑制と、プレス成形性およびヘム加工性、更に低温時効硬化能などの向上は、相矛盾する技術課題であって、両立させることは中々難しい。例えば、Al合金板の耐力を下げてフラットヘム加工性を改善した場合、プレス成形性が低下したり、低温での人工時効硬化処理後の耐力が不足するなどの問題を生じる。
【0018】
このため、従来から種々提案されている晶出物や析出物の制御技術や、Cuなどを多量に添加する技術をもってしても、これらの特性を同時に達成することはかなり難しい技術課題となる。
【0019】
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、室温時効したとしても、ヘム加工などの曲げ加工性に特に優れ、プレス成形性や低温時効硬化能などの、パネル化に際して要求される他の諸特性にも優れた6000系Al合金板を提供しようとするものである。
【0020】
【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板の要旨は、質量% で、Si:0.4〜1.3%、Mg:0.2〜1.2%、Mn:0.01 〜0.65% 、Cu:0.001〜1.0%を含み、残部がAlおよび不可避的不純物である組成からなるAl-Mg-Si系アルミニウム合金板において、製造された板の室温時効後の特性として、板の圧延方向に対して平行方向の0.2%耐力が120 〜170MPaの範囲であり、かつ、板の圧延方向に対して45度方向の伸びδ1 が30% 以上であるとともに、このδ1 と板の圧延方向に対して平行方向の伸びδ2 との比δ1 / δ2 が1.2 以上であることとする。
【0021】
なお、本発明で言うAl合金板とは、冷間圧延後、調質処理を施した後に室温時効した板 (圧延板) を言う。したがって、上記各要件も、調質処理直後 (板製造直後) ではなく、調質処理後 (板製造後) からプレス成形乃至曲げ加工されるまでの任意の期間 (例えば板製造後から 1カ月以上経過後) における、充分室温時効したAl合金板の状態をさして言う。また、ここで言う調質処理とは、主として溶体化および焼き入れ処理を言うが、その後の任意の熱処理、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含めたものを示す。
【0022】
なお、以下の説明は、特に過剰Si型6000系Al合金板を中心に行う。本発明は過剰Si型以外のAl-Mg-Si系乃至6000系のAl合金板にも、課題としては過剰Si型ほど厳しくないものの、効果はあるため、本発明範囲に含みうる。また、同じく、以下の曲げ加工性の説明は、特にフラットヘムなどのヘム加工を中心に行うが、ヘム加工性が良好であれば、加工 (変形) の機構が共通する、他のハット型曲げ加工や90度曲げ加工などの曲げ加工性も良好となる。したがって、本発明は、ヘム加工以外の曲げ加工にも適用でき、本発明範囲に含みうる。
【0023】
本発明者らは、過剰Si型6000系Al合金板の室温時効自体は抑制されることが好ましいが、例え、Al合金板の製造後に室温時効したとしても、プレス成形性およびフラットヘムなどの曲げ加工、更に低温時効硬化能に優れた過剰Si型6000系Al合金板を得ることを課題とした。このために、本発明者らは、プレス成形性およびヘム加工性と過剰Si型6000系Al合金板の組織との関係について、改めて検討した。この結果、過剰Si型6000系Al合金板の圧延方向に対して45度方向の伸びδ1 の異方性が、特に張出成形性とフラットヘム加工性との両方に密接に相関することを知見した。
【0024】
即ち、前記δ1 を一定レベル以上高くするとともに、このδ1 をAl合金板の他の方向の伸び (板の圧延方向に対して平行方向の伸びδ2)に対して高くするような異方性を持たせることによって、過剰Si型6000系Al合金板が製造後に室温時効したとしても、相矛盾する特性である、張出成形性とフラットヘム加工性の両者とも改善されることを知見した。なお、この張出成形性とフラットヘム加工の改善によって、更に、絞りなどの他のプレス成形性やロープドヘムなどの他のヘム加工をも改善しうる。
【0025】
また、過剰Si型6000系Al合金板が製造後に室温時効したとしても、170 ℃×20分や160 ℃×20分などの、より低温短時間の塗装焼付条件 (人工時効処理条件) であっても、パネルとして170MPa以上の高強度を得ることができる。
【0026】
なお、過剰Si型6000系Al合金板の分野において、Al合金板自体の伸び、r 値、n 値などを向上させることで、プレス成形性やフラットヘムなどのヘム加工性を改善することは従来からも公知である。
【0027】
しかし、過剰Si型6000系Al合金板に、圧延方向に対して特に45度方向の伸びの異方性を持たせることによって、Al合金板製造後に室温時効したとしても、相矛盾する特性であるプレス成形性とヘム加工性の両者とも向上させることは公知ではない。また、同じく、低温短時間の人工時効処理条件で、170MPa以上の高強度を得ることができることも公知ではない。
【0028】
何故なら、これまでは、張出成形なども含めたプレス成形向上のために、通常の過剰Si型6000系Al合金板の伸びや耐力などの機械的性質は、本発明のような異方性を有する組織を持たさずに、板の圧延方向に対して平行方向、45度方向、90度方向の各々の各機械的性質はできるだけ等方性なり均一性を持たせる、という方が常識的であった。そして、機械的性質に異方性を持たせることは、むしろ、プレス成形性などにとって有害であるというのも、常識的であった。
【0029】
したがって、これまで常法で得られる通常の過剰Si型6000系Al合金板の機械的性質は、製造上のバラつきを除き、顕著な異方性を持たず、等方性なり均一性を有していた。このため、Al合金板の伸びや耐力などの機械的性質を言う場合、Al合金板の圧延方向に対して、平行方向または直角方向のいずれかの機械的性質で代表するのが常であった。
【0030】
また、本発明のような伸びの異方性を有するAl合金板組織を得るためには、後に詳述する製造方法のように、特別な工程条件の付加が必要である。ただ、本発明では、上記特別な工程条件の付加によっても、Al合金板の製造自体が煩雑になったり、製造コストが著しく高くなることはない。したがって、この点が本発明Al合金板の利点でもある。
【0031】
本発明では、室温時効したとしても、ヘム加工性、プレス成形性および低温時効硬化能などの板の諸特性を最低限保証するために、伸びの規定の観点から、前記δ1 とδ2 および板の圧延方向に対して直角方向の伸びδ3 との平均値である (2 ×δ1 +δ2 +δ3 )/4 が25% 以上であることが好ましい。
【0032】
また、板の前記諸特性をより優れたものとするために、過剰Si型6000系Al合金板の前記δ1 / δ2 を1.5 以上とすることが好ましい。
【0033】
本発明では上記特性を発揮するために、Al合金板の成分組成の観点から、Al合金板が、Si:0.4〜1.3%、Mg:0.2〜1.2%、Mn:0.01 〜0.65% 、Cu:0.001〜1.0%を含み、かつSi/Mg が質量比で1 以上であり、残部がAlおよび不可避的不純物である組成からなることが好ましい。
【0034】
また、プレス成形性などの他の特性を低下させずに、フラットヘム加工性をより向上させるために、Al合金板の前記Si含有量を0.6 〜1.0%とし、前記Mg含有量を0.2 〜0.8%とすることが好ましい。
【0035】
本発明では、低温短時間での人工時効硬化能をより保証する目的から、Al合金板組織中の析出物量を適量確保するために、更に、Al合金板の導電率を43〜47IACS% の範囲とすることが好ましい。また、Al合金板がプレス成形によってパネル化される際のオレンジピール不良などの肌荒れを防止するためには、Al合金板の結晶粒径を50μm 以下とすることが好ましい。
【0036】
本発明では、従来のように、Al合金板の圧延方向に対して平行方向の0.2%耐力を140MPa以下の低強度とせずとも、特にフラットヘムなどのヘム加工性や張出成形性が優れる。この結果、室温時効後のAl合金板の0.2%耐力を前記140MPaを越える高強度にすることができ、成形後のパネル塗装工程などにおける、160 ℃×20分の低温人工時効硬化処理でも、170MPaを越えるような高強度のパネルを得ることができる。
【0037】
また、本発明Al合金板は、ヘム加工などの曲げ加工性に特に優れ、プレス成形性や低温時効硬化能などの、パネル化に際して要求される他の諸特性にも優れるので、Al合金板が張出成形後にヘム加工される場合に適用されて好ましい。
【0038】
同様に、本発明Al合金板は、ヘム加工がフラットヘム加工である厳しい条件の場合に適用されて好ましい。
【0039】
本発明は以上のような効果を有するため、張出成形後にヘム加工され、張出成形性とともに、フラットヘム加工の要求が厳しい、特に自動車アウタパネルに適用されて好適である。
【0040】
【発明の実施の形態】
先ず、本発明Al合金板の組織の要件につき、以下に説明する。
本発明では、過剰Si型6000系Al合金板の圧延方向に対して45度方向の伸びδ1 が30% 以上であるとともに、板の圧延方向に対して平行方向の伸びδ2 との比δ1 / δ2 が1.2 以上、より好ましくは、1.5 以上とする。このような伸びの異方性を持たせることによって、過剰Si型6000系Al合金板が、製造後に室温時効したとしても、プレス成形性とヘム加工性の両者とも向上させることができる。
【0041】
板の圧延方向に対して45度方向の伸びδ1 が30% 未満では、製造後に室温時効した際の、特にフラットヘムなどのヘム加工性と張出などのプレス成形性の向上効果がない。
【0042】
かつ、より重要なことには、板の圧延方向に対して平行方向の伸びδ2 との比δ1 / δ2 が1.5 未満では、板の圧延方向に対して平行方向、45度方向、90度方向の各々の各機械的性質をできるだけ均一とした、従来乃至通常のAl合金板の等方性組織と大差がなくなり、製造後に室温時効した際の、特にフラットヘムなどのヘム加工性と張出などのプレス成形性の向上効果がない。また、製造後に室温時効した際の、低温短時間の人工時効処理条件での高強度化が図れない。
【0043】
なお、前記δ1 とδ1 / δ2 は高い乃至大きいほど良く、ヘム加工性と張出成形性の向上効果からの上限はない。ただ、6000系Al合金板の化学成分組成と製造工程の冶金的な制約によって、前記δ1 とδ1 / δ2 とも、高くなし得る数値には自ずと限界がある。
【0044】
また、室温時効したとしても、ヘム加工性、プレス成形性および低温時効硬化能などの板の諸特性を最低限保証するために、前記δ1 とδ2 および板の圧延方向に対して直角方向の伸びδ3 との平均値である (2 ×δ1 +δ2 +δ3 )/4 が25% 以上であることが好ましい。この平均値が25% 未満では、δ2 かδ3 の伸びの値が極端に低い場合を意味し、前記伸びの異方性を持たせたとしても、板の圧延方向に対し、種々の方向から加工されうるヘム加工やプレス成形に対して、各々良好な加工性を発揮出来なくなる可能性が生じる。
【0045】
また、本発明では、Al合金板表面の導電率を43〜47IACS% の範囲とすることが好ましい。この導電率範囲とすることによって、人工時効処理時に形成される結晶粒内のGPゾーンなどの化合物相の量を確保し、前記低温短時間での人工時効処理時に170MPa以上の必要強度を得ることを保証する。なお、導電率測定対象Al合金板は0.05〜0.1mm 機械研磨した後電解エッチングし、その表面の導電率を測定する。
【0046】
導電率が43 IACS%未満の場合には、フラットヘム加工性が低下する可能性がある。また、張出などのプレス成形性も低下する可能性がある。したがって、導電率の下限は43 IACS%と規定することが好ましい。
【0047】
一方、導電率が前記47IACS% を越えた場合には、前記人工時効処理時に形成される結晶粒内のGPゾーンなどの化合物相の量が少なくなる可能性がある。このため、人工時効硬化能が低下し、特に、成形加工後のパネルの前記低温短時間の人工時効処理によって、170MPa以上の耐力が得られなくなる可能性がある。したがって、板厚が1.0mm 以下の薄板であっても、自動車用などのパネル外板としての耐デント性などの剛性や強度を保証するために、導電率の上限を47 IACS%と規定することが好ましい。
【0048】
本発明では、また、Al合金板の結晶粒径を50μm 以下と規定することが好ましい。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、フラットヘム加工性や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、フラットヘム加工性や張出などのプレス成形性が著しく低下し、ヘム部での割れなどの不良や、プレス成形時の肌荒れなどの不良が生じ易い。
【0049】
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。この結晶粒径を、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とした。
【0050】
本発明Al合金板では、製造後に室温時効した際の、板の圧延方向に対して平行方向の0.2%耐力を120 〜170MPaの範囲とする。従来、フラットヘム加工性が特に重視されるパネル用の場合には、あるいは前記厳しいフラットヘム加工条件用の場合には、溶体化処理温度をより低温側とし、前記0.2%耐力をできるだけ低耐力とするなどしていた。
【0051】
しかし、本発明では、前記低耐力とせずとも、製造後に室温時効した際の、特にフラットヘムなどのヘム加工性や張出などのプレス成形性が優れる。このため、本発明では、室温時効後の板の圧延方向に対して平行方向の0.2%耐力を120MPa以上に高めることができる。
【0052】
ただ、室温時効後の前記0.2%耐力が170MPaを越えた場合、本発明Al合金板であっても強度が高過ぎ、やはり、特にフラットヘムなどのヘム加工性が低下する。一方、前記0.2%耐力が120MPa未満では、アウタパネルのデント特性などに必要な前記低温短時間での人工時効処理時で、170MPa以上の必要強度を得ることが難しくなる。
【0053】
次に、本発明Al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。
本発明Al合金板の基本組成は、上記伸びや組織などの規定、また諸特性を確保するために、Al-Mg-Si系(6000 系)Al 合金とする。Al-Mg-Si系(6000 系)Al 合金の範囲でなければ、本発明で規定する上記伸びや組織などにならず、また、諸特性が発揮されない。
【0054】
また、上記伸びや組織などの規定および板としての必要諸特性を確保するために、Si:0.4〜1.3%、Mg:0.2〜1.2%、Mn:0.01 〜0.65% 、Cu:0.001〜1.0%を含み、かつSi/Mg が質量比で1 以上とした過剰Si型のAl-Mg-Si系Al合金とすることが好ましい。そして、上記組織の規定や諸特性を確保するために、より厳密には、前記規定各成分以外の残部を、Alおよび不可避的不純物とすることが好ましい。なお、本発明での化学成分組成の% 表示は、前記請求項の記載% 表示も含めて、全て質量% の意味である。
【0055】
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。
【0056】
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:0.4〜1.3%。
Siは、固溶強化と、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170MPa以上の必要強度を得るための必須の元素である。したがって、本発明過剰Si型6000系Al合金板にあって、プレス成形性、ヘム加工性などの諸特性を兼備させるための最重要元素である。
【0057】
また、前記低温短時間での人工時効処理時 (パネルへの成形後の塗装焼き付け処理、評価試験としては2%ストレッチ付与後160 ℃×20分の低温時効処理) 時の耐力を170MPa以上という、優れた低温時効硬化能を発揮させるためにも、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。
【0058】
Si量が0.4%未満では、前記時効硬化能、更には、各用途に要求される、プレス成形性、ヘム加工性などの諸特性を兼備することができない。一方、Siが1.3%を越えて含有されると、特にヘム加工性や曲げ加工性が著しく阻害される。更に、溶接性を著しく阻害する。したがって、Siは0.4 〜1.3%の範囲とするのが好ましい。なお、アウタパネルでは、ヘム加工性が特に重視されるため、プレス成形性などの他の特性を低下させずに、フラットヘム加工性をより向上させるために、Si含有量を0.6 〜1.0%と、より低めの範囲とすることが好ましい。
【0059】
Mg:0.2〜1.2%。
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、パネルとしての170MPa以上の必要強度を得るための必須の元素である。
【0060】
Mgの0.2%未満 (質量% 、以下同じ) 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前記必要強度が得られない。
【0061】
一方、Mgが1.2%を越えて含有されると、プレス成形性や曲げ加工性 (ヘム加工性) 等の成形性が著しく阻害される。したがって、Mgの含有量は、0.2 〜1.2%の範囲で、かつSi/Mg が1.0 以上となるような量とする。また、フラットヘム加工性をより向上させるために、Si含有量を前記0.6 〜1.0%のより低めの範囲とする場合には、これに対応して過剰Si型6000系Al合金組成とするために、Mg含有量も0.2 〜0.8%と低めの範囲とすることが好ましい。
【0062】
Cu:0.001〜1.0%
Cuは、本発明の比較的低温短時間の人工時効処理の条件で、Al合金材組織の結晶粒内へのGPゾーンなどの化合物相の析出を促進させる効果がある。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。Cu含有量が0.001%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、耐食性が重視される構造材用途などの場合には0.8%以下、自動車外板用などのパネル用途などの場合には、耐糸さび性の発現が顕著となる0.1%以下の量とすることが好ましい。
【0063】
Mn:0.01 〜0.65%
Mnには、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。前記した通り、本発明Al合金板のプレス成形性やヘム加工性はAl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。
【0064】
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、Al合金板の機械的性質を低下させる原因となる。また、特に、前記複雑形状や薄肉化、あるいはインナパネル端部とアウタパネル縁曲部内面との間の隙間の存在などによって、加工条件が厳しくなったフラットヘム加工では、Mn含有量が0.25% を越えた場合、ヘム加工性が低下する。このため、Mnは0.01〜0.65% の範囲とし、加工条件が厳しくなったフラットヘム加工では、より好ましくは0.01〜0.25% の範囲とする。
【0065】
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、前記加工条件が厳しくなったフラットヘム加工ではヘム加工性が低下する。したがって、Cr、Zrの含有量も0.15% 以下に規制することが好ましい。
【0066】
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。
【0067】
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、前記加工条件が厳しくなったフラットヘム加工性およびプレス成形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、0.08〜0.50% とすることが好ましい。
【0068】
Zn。
Znは0.5%を越えて含有されると、耐蝕性が顕著に低下する。したがって、Znの含有量は好ましくは0.5%以下とすることが好ましい。
【0069】
(成形加工)
本発明Al合金板が対象とするヘム加工は、特にフラットヘム加工を意図している。即ち、アウタパネルの縁をポンチなどの工具により90°に近い角度まで折り曲げるダウンフランジ工程、アウタパネルの縁を更に約135 °まで内側に折り曲げるプリヘム工程を経て、インナパネル端部をアウタパネルの折り曲げ部内に収容 (挿入) し、アウタパネルの縁を工具により更に180 °の角度まで内側に折り曲げてフラットヘムが形成される。このフラットヘムでは、インナパネルと、アウタパネルの180 °折り曲げ部とが接合、密着され、フラットな曲げ部形状を有する。
【0070】
しかし、本発明Al合金板は厳しい条件であるフラットヘム加工性に優れるので、それよりも一段緩い条件である、前記折り曲げ部が円弧状に膨らんだロープ状の断面形状を有しいるロープヘムなどの加工性にも当然優れる。また、加工 (変形) の機構が共通する、前記他のハット型曲げ加工や90度曲げ加工などの曲げ加工性や、あるいは、一般的にV 曲げ、U 曲げ、端曲げ、波曲げ、引張曲げなどと称される曲げ加工性にも優れる。したがって、本発明は、他のロープヘムなどのヘム加工も対象とし、ヘム加工以外の曲げ加工も対象とする。
【0071】
また、ヘム加工は、前記した、ダウンフランジ工程、プリヘム工程、フラットヘム乃至ロープヘム工程により行われる通常のヘム加工だけでなく、最終的にヘムが形成されるものであれば、ローラーヘムなど、工程や工程条件が異なるものもヘム加工として対象とするし、適用可能である。
【0072】
なお、フラットヘムなどのヘム加工が、本発明Al合金板の4 周囲に対して全て行われるか、選択される辺 (側縁部) のみに対して行われか、また、ヘム加工されるアウタパネルの端部形状が直線形状か、円弧形状やあるいは角部を有するような複雑形状かは、アウタパネルなどの部材設計に応じて、適宜選択される。
【0073】
本発明Al合金板は、また、ヘム加工性と同時に、上記張出などのプレス成形を対象とする。そして、プレス成形の中でも、特に、アウタパネルなどにおける、前記した形状が大型化、複雑化した際の張出成形を対象とする。ただ、これらの張出成形性に優れることは、加工条件が比較的緩やかな、他の絞りなどの成形性に優れることを意味する。したがって、本発明Al合金板は、特に張出成形、また張出成形で代表できる他のプレス成形をも対象とする。
【0074】
(製造方法)
以上の本発明Al合金板の製造方法について説明する。
前記した通り、過剰Si型6000系Al合金板の圧延方向に対して45度方向の伸びδ1 が30% 以上であるとともに、板の圧延方向に対して平行方向の伸びδ2 との比δ1 / δ2 が1.2 以上、より好ましくは、1.5 以上とするような伸びの異方性を持つ組織を得るためには、上記成分組成などの他に下記の冷間圧延条件と、冷間圧延後の焼鈍付加など、特別な工程の付加や工程条件の付加が必要である。この点、常法で得られる通常のAl合金板は、前記した通り、基本的に本発明のような伸びの異方性はないし、伸びの異方性は得られない。
【0075】
前記伸びの異方性を有する組織を得るためには、先ず、圧下率を70% 以上のできるだけ高い圧下率で冷間圧延する。冷間圧延での圧下率をこのように高くすることで、冷間圧延板に十分な歪みエネルギーを蓄積できる。この結果、後述する焼鈍や溶体化を含む調質処理で、前記伸びの異方性を有する組織を得ることができる。冷間圧延での圧下率が低いと、常法材と変わりなくなり、後述する調質処理で、前記伸びの異方性を有する組織が蓄積できない。一方、冷間圧延での圧下率が高くなるほど、耳割れが生じるなど加工自体が困難となるので、圧下率の上限は95% 程度とするのが好ましい。
【0076】
次いで、冷間圧延板は、前記伸びの異方性を有する組織を得るために、300 ℃以下、好ましくは150 〜250 ℃の温度で、例えば1 〜50時間焼鈍されることが好ましい。この焼鈍によって、最終の溶体化処理で、前記伸びの異方性を有する組織が発達し易くなり、プレス成形性とともにヘム加工性が著しく向上する。前記焼鈍温度が150 ℃未満では、この効果がなく、前記伸びの異方性を有する組織とすることができない。この結果、従来のAl合金板結晶粒組織と大差がなくなり、プレス成形性とともにフラットヘムなどのヘム加工性の向上効果がない。
【0077】
一方、焼鈍温度が300 ℃ (より厳しくは250 ℃) を越えた場合、結晶粒が粗大化しやすく、プレス成形やヘム加工時に肌荒れが生じ易くなり、Al合金板の張出成形や絞り成形などのプレス成形性が著しく低下する。この焼鈍はバッチ炉、連続焼鈍炉を用いて行うことができる。
【0078】
その他の工程条件は常法で可であるが、アウタパネルなどとしての、フラットヘム加工性や他の特性を向上させるための好ましい条件もあり、以下に説明する。
【0079】
先ず、溶解、鋳造工程では、本発明成分規格範囲内に溶解調整された、過剰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。
【0080】
次いで、このAl合金鋳塊に均質化熱処理を施した後、熱間圧延、前記高い圧下率での冷間圧延を行い、コイル状、板状などの板形状に加工する。その際、前記した条件の焼鈍なども施す。
【0081】
加工後のAl合金板は、調質処理として、先ず、必須に溶体化および焼入れ処理される。溶体化および焼入れ処理は、後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。こ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。
【0082】
従来、フラットヘム加工性が特に重視されるパネル用の場合には、あるいは前記厳しいフラットヘム加工条件用の場合には、前記溶体化処理温度を500 〜530 ℃のより低温側としていた。しかし、本発明では、前記した通り、従来のように、Al合金板の0.2%耐力を140MPa以下の低強度とせずとも、特にフラットヘムなどのヘム加工性やプレス成形性が優れる。
【0083】
このため、溶体化処理温度を530 〜560 ℃の範囲の高温側で行い、Al合金板の0.2%耐力を140MPaを越える高強度にして、後の板成形後のパネル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ようにし、成形後の塗装工程などにおける前記低温短時間の人工時効硬化処理でも170MPaを越えるような高強度のパネルとすることが好ましい。
【0084】
溶体化処理後の焼入れの際、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170MPa以上の高耐力を確保できない。
【0085】
また、粒界上にSi、MgSiなどが析出しやすくなり、プレス成形やフラットヘム加工時の割れの起点となり易く、これら成形性が低下する。この冷却速度を確保するために、焼入れ処理は、ファンなどの空冷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。
【0086】
本発明では、前記した通り、室温時効自体は許容するものの、室温時効を抑制しても良い。即ち、溶体化焼入れ処理後、室温時効の原因となる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。
【0087】
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。
【0088】
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。
【0089】
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、比較的低温での亜時効処理を行い、GPゾーンを生成させても良い。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、亜時効処理による効果が発揮しにくくなる。
【0090】
これらの効果を得るためには、Al合金材の前記組成範囲において、時効処理温度を80〜120 ℃の亜時効処理範囲とし、時効処理時間は必要時間、好ましくは1 〜24時間の範囲とし、この範囲の中から、前記組成に応じて、時効処理効果が得られる温度と時間を選択することが好ましい。また、この亜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。時効処理温度が80℃未満では、また、保持時間が短過ぎると、GPゾーンを生成させることができない。このため、室温時効抑制効果や低温時効硬化能が得られない。一方、120 ℃を越える温度では通常の時効処理と大差なくなり、β" 相も析出して時効が進み過ぎ、強度が高くなりすぎる。この点は、時効処理の保持時間が長過ぎても同じである。なお、前記予備時効処理温度を、後述する時効処理並に高めとし、時効処理と合わせた乃至連続した熱処理としても良い。
【0091】
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。
【0092】
【実施例】
次に、本発明の実施例を説明する。表1 に示す、各6000系組成範囲のAl合金板について、Al合金板の圧延方向に対して45度方向の伸びδ1 が30% 以上であるとともに、板の圧延方向に対して平行方向の伸びδ2 との比δ1 / δ2 が1.2 以上とするような伸びの異方性を持つ組織を得るために、表2 に示すように冷間圧延の圧下率と冷間圧延後の焼鈍温度を変えて、厚さ1.0mm のAl合金板を作成した。更には、溶体化処理温度を変えて、導電率と結晶粒径も種々変えた。
【0093】
冷間圧延圧下率と冷間圧延後の焼鈍条件、更には溶体化処理温度以外のAl合金板の作製は、下記冷間圧延の圧下率を変化させるための熱間圧延板の板厚を除き、ほぼ同じ条件で行った。即ち、表1 に示す各組成範囲の400mm 厚の鋳塊を、DC鋳造法により溶製後、540 ℃×4 時間の均質化熱処理を施し、終了温度300 ℃で厚さ2.3 〜8mmtまで板厚を種々変えて熱間圧延した。この熱間圧延板を、更に、厚さ1.0mm まで、各圧下率を変えて冷間圧延した。
【0094】
これら冷延板を以下の条件で調質処理した。先ず、各試験片サイズに切断後、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 (保持時間 0秒) 、70℃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70℃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。各例の冷間圧延圧下率と冷間圧延後の焼鈍条件、溶体化処理温度を表2 に示す。
【0095】
これらのAl合金板から試験用の幅500mm ×長さ500mm の供試板 (ブランク) を複数枚切り出し、調質処理直後のAl合金板の元のAl合金板の圧延方向に平行な(L方向の) 引張強さ (σB ) 、耐力 (σ0.2)を測定した。また、伸び(%)は、Al合金板の圧延方向に対して45度方向の伸びδ1 、板の圧延方向に対して平行方向の伸びδ2 、板の圧延方向に対して直角方向の伸びδ3 とを各々測定した。そして、45度方向の伸びの異方性を見るため、δ1 / δ2 を求めた。更に、δ1 とδ2 およびδ3 との平均値であるδ= (2×δ1 +δ2 +δ3 )/4 を求めた。これらの結果を表3 に示す。
【0096】
そして、調質処理後に十分室温時効したAl合金板がプレス成形およびヘム加工されることを想定および考慮して、前記調質処理後 4カ月間 (120 日間) の室温時効後の、各供試板の導電率(IACS%) 、結晶粒径、更に、圧延方向に平行な引張強さ (σB ) および耐力 (σ0.2)と、Al合金板の伸びとして、δ1 、δ2 、δ3 とを各々測定した。そして、δ1 / δ2 と、δ1 、δ2 、δ3 の平均値であるδ= (2×δ1 +δ2 +δ3 )/4 を求めた。これらの結果を表4 に示す。
【0097】
なお、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。
【0098】
また、室温時効したAl合金板を自動車パネルとしてプレス成形やヘム加工されることを模擬して、前記室温時効後の供試板を成形試験した。より具体的には、張出成形試験、張出成形後のフラットヘム加工試験を行い、成形性を評価した。これらの結果を表4 に示す。
【0099】
先ず、張出成形試験の条件は、前記室温時効後のAl合金板から一辺が500mm の正方形の供試板 (ブランク) を複数枚切り出し、中央部に一辺が300mm で、高さが30mmと高い角筒状の張出部と、この張出部の四周囲に平坦なフランジ部 (幅30mm) を有するハット型のパネルに、メカプレスにより、ビード付き金型を用いて張出成形した。
【0100】
張出成形試験は、しわ押さえ力は49kN、潤滑油は一般防錆油、成形速度は20mm/ 分の同じ条件で3 回行い、3 回とも成形ハット型パネルの張出部角部などに割れがなく正常に成形できた例を〇、3 回とも全て割れが生じて成形できなかったものを×として評価した。
【0101】
成形時の外観評価は成形ハット型パネル表面のオレンジピールの発生状況により行い、前記3 回の成形ハット型パネル表面を観察し、3 回とも全て肌荒れが生じていないものを〇、1 回でも肌荒れが生じているものを×と評価した。
【0102】
次に、フラットヘム加工試験は以下の通りとした。前記プレス成形されたAl合金パネルを、アウターパネルとしてヘム加工されることを模擬して、パネルの前記平坦なフランジ部の内、圧延方向と平行なフランジ部の端部全面 (幅130mm)を以下の条件でフラットヘム加工した。
【0103】
まず、Al合金パネル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、Al合金パネルの縁を90度の角度となるまで折り曲げた。この際、Al合金パネルの90°曲げ半径は0.8 とした。次に、プリヘム工程模擬して、Al合金パネルの縁を更に135 °の角度まで内側に折り曲げた。
【0104】
その後、厳しいフラットヘム加工条件を模擬して、敢えてインナパネルを前記Al合金パネル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、パネル面に密着させるフラットヘム加工を行った。なお、フラットヘム加工方向は、元のAl合金板の圧延方向と一致するようにした。
【0105】
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、1;肌荒れや微小な割れも無く良好、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ない、3;微小な割れが発生、4;大きな割れが発生、5;大きな割れが複数乃至多数発生、の5 段階の評価をした。この評価として、ヘム加工性が良好 (使用可) と判断されるのは1 〜2 段階までで、3 段階以上はヘム加工性が劣る (使用不可) と判断される。
【0106】
更に、低温時効処理能を調査するため、前記プレス成形されたAl合金パネルから供試板を採取して、160 ℃×20分の低温短時間の人工時効硬化処理し、処理後の各供試板の (元のAl合金板の) 圧延方向に平行な(L方向の) 引張強さ (ABσB ) と、耐力 (ABσ0.2)、を測定した。これらの結果を表5 に示す。
【0107】
本発明6000系Al合金組成範囲内であって、かつSi/Mg が質量比で1 以上の過剰Si型6000系Al合金1 〜3(表1)を用いた発明例1 〜7 は、表3 、4 に示す通り、Al合金板が45°方向の伸びについて所定の異方性を有し、伸びの平均値(2×δ1 +δ2 +δ3 )/4 も25% 以上である。この結果、表3 、4 との比較において、前記 4カ月間 (120 日間) の室温時効後で、調質直後に比して耐力が高くなり、成形性や時効硬化性に不利となった条件でも、表5 から明らかな通り、フラットヘム加工性、張出成形性、時効硬化性に優れている。
【0108】
しかも、前記フラットヘム加工性の試験条件と評価は、自動車アウタパネルなどの実際の厳しい加工条件でのフラットヘム加工性の評価につながるものである。したがって、発明例1 〜9 は、実際のフラットヘムなどのヘム加工でも、十分加工できることを示している。
【0109】
また、前記張出成形の試験条件と評価は、自動車アウタパネルなどの実際の厳しい加工条件での張出成形の評価につながるものである。したがって、発明例1 〜11は、実際の張出成形や絞り成形などのプレス成形で、張出高さや張出面積などが大型化しても、張出成形性が優れ、十分加工できることを示している。
【0110】
更に、発明例1 〜7 は、160 ℃×20分の低温短時間の人工時効硬化処理であっても、AB耐力が170MPa以上ある。これは、自動車車体製造工程などで現在主流の170 ℃×20分の塗装焼き付け工程では、200MPa以上のAB耐力が得られることを意味する。
【0111】
なお、これら発明例の中でも、冷間圧延後の焼鈍温度が高めである発明例6 は、結晶粒径が比較的大きく、前記厳しい条件での張出成形が可能であるものの、表5 に示す通り、他の発明例に肌荒れが生じていないのに対し、若干の肌荒れ( オレンジピール) が生じていた。
【0112】
一方、発明例10、12は、表3 、4 に示す通り、上記発明例1 〜7 と同様に、Al合金板が45°方向の伸びについて所定の異方性を有し、伸びの平均値(2×δ1 +δ2 +δ3 )/4 も25% 以上である。したがって発明例10、12は上記発明例1 〜7 と同様に、フラットヘム加工性、張出成形性に優れている。
【0113】
ただ、発明例10、12は、本発明6000系Al合金組成範囲内であっても、Si含有量とMg含有量とがバランスしているAl合金4Si含有量が0.4%未満と比較的少ないAl合金6 ( いずれも表1)を、各々用いている。
【0114】
このため、発明例10、12は、表3 、4 との比較において、上記発明例1 〜7 に比して、前記 4カ月間の室温時効後での耐力の経時増加は比較的少ない。ただ、室温時効によって耐力が高くなって時効硬化性に不利となった条件では、表5 から明らかな通り、上記発明例1 〜7 に比して、低温短時間の人工時効硬化処理後のAB耐力が170MPa未満と低い。特に、Si含有量が0.4%未満と少ない発明例12は、AB耐力が160MPaレベルとなっている。したがって、低温短時間の人工時効硬化処理後のAB耐力を170MPa以上とするためには、Si/Mg が質量比で1 以上の過剰Si型6000系Al合金とし、かつ、Si含有量は0.4%以上、またMg含有量は0.2%以上とすることが好ましい。
【0115】
これら発明例に対し、冷間圧延率が低すぎる比較例14、15、16、17は、各々発明例と対応する同じ合金組成であるにも関わらず、表4 において、4 カ月間の室温時効後で、δ1 およびδ1 / δ2 が本発明範囲よりも低めに外れた結果となっている。このため比較例14、15、16、17は、表5 から明らかな通り、特にフラットヘム加工性が、発明例に比して著しく低い。なお、比較例の内、特に、常法により製造された板と言える比較例14、15はδ1 / δ2 が1.0 であり、伸びの異方性が殆ど無い。
【0116】
そして、興味あることに、これら比較例のδ2 やδ3 の値は、前記発明例のδ2 やδ3 よりもむしろ高いにもかかわらず、比較例のフラットヘム加工性は、前記発明例に比して著しく低い。したがって、これらの結果から、本発明における伸びの異方性の規定 (δ1 およびδ1 / δ2)の臨界的な意義と、この伸びの異方性の規定を満たす組織を作るための、冷間圧延率などの製造条件の意義が分かる。
【0117】
【表1】
【0118】
【表2】
【0119】
【表3】
【0120】
【表4】
【0121】
【表5】
【0122】
【発明の効果】
本発明によれば、厳しい条件でのフラットヘム加工などの曲げ加工性に特に優れ、プレス成形性や低温時効硬化能などの、パネル化に際して要求される他の諸特性にも優れたAl-Mg-Si系Al合金板を提供することができる。したがって、Al合金板のパネル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 invention is excellent in bending workability such as hem processing even when room temperature aging has progressed after plate production, and is excellent in other properties required for paneling such as press formability and low temperature aging hardening ability. In addition, the present invention relates to an Al-Mg-Si aluminum alloy plate (hereinafter, aluminum is also simply referred to as Al).
[0002]
[Prior art]
Conventionally, Al-Mg-based AA to JIS with excellent processability (hereinafter simply referred to as formability) for automobiles, ships, vehicles and other transport equipment, home appliances, buildings, and structural members and parts. 5000 series (satisfying the standard) specified in the standard, Al-Mg-Si series AA to JIS 6000 series (hereinafter simply referred to as 5000 series to 6000 series) with excellent formability and bake hardenability Alloy materials (a general term for each aluminum alloy wrought material such as a rolled plate material, an extruded shape material, and a forged material) are used.
[0003]
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, in particular, the application of lighter Al alloy materials instead of steel materials that have been used in the past is increasing for automobile bodies.
[0004]
Among these Al alloy materials, panels such as the outer panel (outer plate) and inner panel (inner plate) of panel structures such as automobile hoods, fenders, doors, roofs, and trunk lids are thin and high-strength Al. As an alloy plate, use of an excess Si type 6000 series Al alloy plate has been studied.
[0005]
This excess Si type 6000 series Al alloy is basically an Al—Mg—Si series aluminum alloy containing Si and Mg as essential elements and having Si / Mg of 1 or more. And this excess Si type 6000 series Al alloy has excellent age-hardening ability, so at the time of press molding and bending processing, it secures formability by reducing the yield strength, and paint baking treatment of the panel after molding etc. It is age-hardened by heating at the time of relatively low-temperature artificial aging treatment to improve proof stress, and has age-hardening ability that can secure the required strength.
[0006]
Further, these excess Si type 6000 series Al alloy materials have 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 materials 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.
[0007]
However, these excess Si-type 6000 series Al alloy materials have a large aging effect at room temperature (room temperature) after the production of the Al alloy material itself until it is used in the above-mentioned applications because of its excellent age-hardening ability. There's a problem. This tendency of room temperature aging is particularly strong in the excess Si type 6000 series Al alloy material which is the subject of the present invention.
[0008]
For example, due to this room temperature aging, even after two weeks have passed since the production of excess Si type 6000 series Al alloy material itself, the yield strength increases by about 20% or more, and conversely the elongation decreases by about 10% or more. .
[0009]
And when such room temperature aging occurs, immediately after manufacturing, even if the excess Si type 6000 series Al alloy plate satisfies the required characteristics of each application, it will be used for actual applications after a certain period of time. In this case, there arises a problem that the required characteristics cannot be satisfied. That is, the bending workability such as hem workability is remarkably reduced, and other properties such as the press formability and the age-hardening property at a relatively low temperature are also reduced, and the necessary shape accuracy as a panel is reduced. Strength will not be obtained.
[0010]
In response to the problems of room temperature aging suppression and low temperature aging hardenability improvement of 6000 series Al alloy materials including excess Si type, after solution treatment and quenching treatment of 6000 series Al alloy sheet, at a low temperature of 70-150 ℃ It has been proposed to improve by applying a heat treatment (aging treatment) for about 0.5 to 50 hours (see Patent Documents 1 and 2).
[0011]
[Patent Document 1]
Japanese Patent Laid-Open No. 10-219382
[Patent Document 2]
JP 2000-273567 A
[0012]
In these Patent Documents 1 and 2, the factor inhibiting the low-temperature age-hardening ability of the 6000 series Al alloy material containing excess Si type is the Mg-Si cluster formed during standing at room temperature after solution treatment and quenching treatment. It is said that. That is, the formed Mg-Si clusters are dissolved again at the time of coating baking, so that heat energy is consumed and the precipitation on the side of the GP zone contributing to the strength increase is inhibited.
And in patent document 1, in order to regulate the production | generation amount of Mg-Si cluster which inhibits low temperature age hardening ability, and patent document 2, Mg-Si cluster which contributes to a moldability improvement is made into low temperature age hardening ability. In order to allow a certain amount to exist (utilize) in a range that does not inhibit the above, after solution treatment and quenching to room temperature, low-temperature heat treatment is performed at 70 to 150 ° C. for about 0.5 to 50 hours. As a result, the room temperature aging suppression effect is that the elongation of the Al alloy panel material after standing for 100 days after production is 30% or more, the Erichsen value is 10 mm or more, and the formability is good and the room temperature aging is suppressed.
[0013]
[Problems to be solved by the invention]
However, the actual low-temperature age-hardening ability of these Patent Documents 1 and 2 is about 168 MPa at the maximum even under the baking condition of 170 ° C. × 30 minutes. Therefore, in these patent documents, only an excess Si type 6000 series Al alloy plate of 170 Pa or less can be obtained even under artificial aging treatment conditions of 170 ° C. × 30 minutes.
[0014]
On the other hand, in recent years, the paint baking treatment of the automobile panel after the molding tends to be performed at a low temperature and a short time such as 170 ° C. × 20 minutes or 160 ° C. × 20 minutes. Even under these low-temperature and short-time paint baking conditions (artificial aging treatment conditions), the panel is required to have a high strength of 170 MPa or more.
[0015]
In addition, press formability and flat hem processing conditions tend to become more and more difficult in recent years, and there are cases where conventional improvements from the molding process side and improvements from the material plate side cannot be handled. First, the outer panel shape to be stretched tends to be complicated, for example, the height and the area of the stretch are increased, and the shape has a curved portion with stretched flange deformation. For this reason, molding defects such as cracks and rough skin are likely to occur even when improvements are made from the conventional molding side or the material plate side.
[0016]
Next, the flat hem processing conditions and the shape of the end of the processed outer panel tend to be complicated shapes such as arc shapes or corner portions, not linear simple shapes. In addition, the inner panel inserted into the flat hem portion (curved edge portion) of the outer panel is apt to be thinned to a thickness of 1.0 mm or less, for example, about 0.5 mm, in order to reduce the weight. All of these conditions make the flat hem processing conditions stricter.
[0017]
Thus, in excess Si type 6000 series Al alloy plate, room temperature aging suppression of Al alloy plate, press formability and hem workability, and further improvement in low temperature age hardening ability are contradictory technical issues, It is difficult to achieve both. For example, when flat hem workability is improved by reducing the proof strength of an Al alloy plate, problems such as reduced press formability and insufficient proof strength after artificial age hardening at low temperatures occur.
[0018]
For this reason, it is a very difficult technical problem to achieve these characteristics at the same time even with various techniques for controlling crystallized substances and precipitates that have been proposed in the past and techniques for adding a large amount of Cu or the like.
[0019]
The present invention was made paying attention to such circumstances, and its purpose is particularly excellent in bending workability such as hem processing even if it is aged at room temperature, such as press formability and low-temperature age-hardening ability, It is intended to provide a 6000 series Al alloy plate that is excellent in other properties required for paneling.
[0020]
[Means for Solving the Problems]
  In order to achieve this object, the gist of the aluminum alloy sheet of the present invention is as follows:It is composed of Si: 0.4 to 1.3%, Mg: 0.2 to 1.2%, Mn: 0.01 to 0.65%, Cu: 0.001 to 1.0%, and the balance being Al and inevitable impurities.In Al-Mg-Si based aluminum alloy sheet, as a characteristic after room temperature aging of the manufactured sheet, 0.2% proof stress in the direction parallel to the rolling direction of the sheet is in the range of 120 to 170 MPa, and the rolling of the sheet Elongation in the direction of 45 degrees to the direction δ1Is over 30% and this δ1And elongation in the direction parallel to the rolling direction of the plate2Ratio δ with1/ δ2Is 1.2 or more.
[0021]
The Al alloy sheet referred to in the present invention refers to a sheet (rolled sheet) aged at room temperature after being subjected to a tempering treatment after cold rolling. Therefore, each of the above requirements is not immediately after the tempering treatment (immediately after the plate production), but any period from the tempering treatment (after the plate production) to the press molding or bending (for example, one month or more after the plate production). This refers to the state of an Al alloy plate sufficiently aged at room temperature. In addition, the tempering treatment referred to here mainly refers to solution treatment and quenching treatment, but various tempering treatments such as a subsequent arbitrary heat treatment, for example, a pre-aging treatment described later, and an aging treatment further applied as necessary. Indicates that includes.
[0022]
The following description will be focused on an excess Si type 6000 series Al alloy plate. In the present invention, Al—Mg—Si to 6000 series Al alloy plates other than the excess Si type are not as severe as the problem, but can be included in the scope of the present invention. Similarly, the following description of bending workability will be made mainly on hem processing such as flat hem. However, if the hem workability is good, other hat-type bends that have the same processing (deformation) mechanism are used. Bending workability such as processing and 90 degree bending is also improved. Therefore, the present invention can be applied to bending processing other than hem processing and can be included in the scope of the present invention.
[0023]
The present inventors preferably suppress the room temperature aging of the excess Si type 6000 series Al alloy plate itself, but even if it is aged at room temperature after the production of the Al alloy plate, the press formability and bending of flat hem, etc. It was an object to obtain an excess Si type 6000 series Al alloy plate excellent in processing and low temperature age hardening ability. For this reason, the present inventors have reexamined the relationship between press formability and hem workability and the structure of the excess Si-type 6000 series Al alloy plate. As a result, the elongation δ in the direction of 45 degrees with respect to the rolling direction of the excess Si type 6000 series Al alloy sheet1It has been found that the anisotropy of the correlates closely with both the stretch formability and the flat hemmability.
[0024]
That is, δ1Is raised above a certain level, and this δ1The elongation in the other direction of the Al alloy sheet (elongation in the direction parallel to the rolling direction of the sheet δ2), Even if the excess Si type 6000 series Al alloy sheet is aged at room temperature after manufacturing, it is a contradictory property, stretchability and flat hem workability Both of them were found to be improved. It should be noted that this press formability and flat hem processing can further improve other press formability such as drawing and other hem processing such as roped hem.
[0025]
Also, even if the excess Si type 6000 series Al alloy sheet is aged at room temperature after production, it can be applied at a lower temperature and shorter time for painting baking (artificial aging treatment conditions), such as 170 ° C × 20 minutes or 160 ° C × 20 minutes. However, high strength of 170 MPa or more can be obtained as a panel.
[0026]
In the field of excess Si-type 6000 series Al alloy sheets, improving the hemmability such as press formability and flat hem by improving the elongation, r value, n value, etc. of the Al alloy sheet itself has been conventional. Is also known.
[0027]
However, by giving the excess Si type 6000 series Al alloy sheet anisotropy of elongation in the 45 degree direction with respect to the rolling direction, even if it is aged at room temperature after the production of the Al alloy sheet, it is a contradictory characteristic. It is not known to improve both press formability and hemmability. Similarly, it is not known that high strength of 170 MPa or more can be obtained under low-temperature and short-time artificial aging treatment conditions.
[0028]
This is because, until now, mechanical properties such as elongation and proof stress of ordinary excess Si type 6000 series Al alloy sheets are anisotropic as in the present invention in order to improve press forming including overhang forming. It is common sense that each mechanical property in the direction parallel to the rolling direction of the plate, the 45 degree direction, and the 90 degree direction is as isotropic and uniform as possible without having a structure having there were. It was also common sense that imparting anisotropy to mechanical properties is rather harmful to press formability.
[0029]
Therefore, the mechanical properties of ordinary excess Si-type 6000 series Al alloy sheets obtained up to now by conventional methods are not isotropic and uniform, except for manufacturing variations. It was. For this reason, when referring to the mechanical properties such as elongation and proof stress of the Al alloy plate, it was usually represented by either the parallel or perpendicular mechanical properties to the rolling direction of the Al alloy plate. .
[0030]
Further, in order to obtain an Al alloy sheet structure having elongation anisotropy as in the present invention, it is necessary to add special process conditions as in the manufacturing method described in detail later. However, in the present invention, the addition of the above special process conditions does not complicate the production of the Al alloy plate itself, and does not significantly increase the production cost. Therefore, this point is also an advantage of the Al alloy plate of the present invention.
[0031]
In the present invention, even if aged at room temperature, in order to guarantee at least the various properties of the plate such as hemmability, press formability, and low-temperature age-hardening ability, the above-mentioned δ1And δ2And elongation δ in the direction perpendicular to the rolling direction of the plateThree(2 × δ1+ Δ2+ ΔThree) / 4 is preferably 25% or more.
[0032]
Further, in order to make the various properties of the plate more excellent, the δ of the excess Si type 6000 series Al alloy plate is used.1/ δ2Is preferably 1.5 or more.
[0033]
In the present invention, in order to exhibit the above characteristics, from the viewpoint of the composition of the Al alloy plate, the Al alloy plate is Si: 0.4 to 1.3%, Mg: 0.2 to 1.2%, Mn: 0.01 to 0.65%, Cu: 0.001 It is preferable that the composition is composed of ˜1.0%, Si / Mg is 1 or more by mass, and the balance is Al and inevitable impurities.
[0034]
Further, in order to further improve the flat heme workability without reducing other properties such as press formability, the Si content of the Al alloy plate is set to 0.6 to 1.0%, and the Mg content is set to 0.2 to 0.8. % Is preferable.
[0035]
In the present invention, for the purpose of further ensuring artificial age hardening ability at a low temperature in a short time, in order to ensure an appropriate amount of precipitates in the Al alloy plate structure, the conductivity of the Al alloy plate is further in the range of 43 to 47 IACS%. It is preferable that Moreover, in order to prevent rough skin such as poor orange peel when the Al alloy plate is formed into a panel by press molding, the crystal grain size of the Al alloy plate is preferably 50 μm or less.
[0036]
In the present invention, the hem workability such as flat hem and the stretch formability are particularly excellent even if the 0.2% proof stress in the direction parallel to the rolling direction of the Al alloy sheet is not as low as 140 MPa or less as in the prior art. As a result, the 0.2% proof stress of the Al alloy sheet after aging at room temperature can be increased to a high strength exceeding 140 MPa, and even at a low temperature artificial age hardening treatment at 160 ° C. × 20 minutes in the panel coating process after forming, etc. High-strength panels exceeding the above can be obtained.
[0037]
In addition, the Al alloy plate of the present invention is particularly excellent in bending workability such as hem processing, and is also excellent in other properties required for panel formation such as press formability and low-temperature age-hardening ability. It is preferably applied when hem processing is performed after the stretch forming.
[0038]
Similarly, the Al alloy sheet of the present invention is preferably applied in severe conditions where the hemming is flat hemming.
[0039]
Since the present invention has the effects as described above, it is suitable for being applied to an automobile outer panel, in particular, which is hemmed after stretch forming, and has a demand for flat hemm processing as well as stretch formability.
[0040]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
  First, the structural requirements of the Al alloy plate of the present invention will be described below.
  In the present invention, the elongation δ in the direction of 45 degrees with respect to the rolling direction of the excess Si type 6000 series Al alloy sheet.1Is 30% or more and the elongation δ in the direction parallel to the rolling direction of the plate2Ratio δ with1/ δ2Is 1.2 or more, more preferably 1.5 or more. By providing such anisotropy of elongation, both the press formability and hem workability can be improved even if the excess Si type 6000 series Al alloy plate is aged at room temperature after production.The
[0041]
Elongation in the 45 ° direction relative to the rolling direction of the plate δ1If it is less than 30%, there is no effect of improving hem workability such as flat hem and press formability such as overhang when aged at room temperature after production.
[0042]
And more importantly, the elongation δ in the direction parallel to the rolling direction of the plate2Ratio δ with1/ δ2Is less than 1.5, the mechanical properties of each of the parallel direction, 45 degree direction and 90 degree direction in the rolling direction of the sheet are made as uniform as possible, and there is a large difference from the isotropic structure of the conventional or normal Al alloy sheet. In particular, there is no effect of improving hem workability such as flat hem and press formability such as overhang when aged at room temperature after production. In addition, it is not possible to increase the strength under low-temperature and short-time artificial aging treatment conditions when aging at room temperature after production.
[0043]
Note that δ1And δ1/ δ2Is better as it is higher or higher, and there is no upper limit from the effect of improving the hemmability and the stretchability. However, due to the chemical composition of the 6000 series Al alloy plate and the metallurgical restrictions of the manufacturing process, the δ1And δ1/ δ2However, there are limits to the numbers that can be set high.
[0044]
In addition, even when aged at room temperature, in order to guarantee at least the various properties of the plate such as hemmability, press formability, and low-temperature age-hardening ability,1And δ2And elongation δ in the direction perpendicular to the rolling direction of the plateThree(2 × δ1+ Δ2+ ΔThree) / 4 is preferably 25% or more. If this average is less than 25%, δ2Or δThreeThis means that the elongation value is extremely low, and even if the elongation anisotropy is given, for the hem processing and press molding that can be processed from various directions with respect to the rolling direction of the plate, respectively. There is a possibility that good workability cannot be exhibited.
[0045]
In the present invention, the conductivity of the Al alloy plate surface is preferably in the range of 43 to 47 IACS%. By setting this conductivity range, the amount of the compound phase such as the GP zone in the crystal grains formed during the artificial aging treatment is secured, and the required strength of 170 MPa or more is obtained during the artificial aging treatment at the low temperature and short time. Guarantee. The Al alloy plate to be measured for electrical conductivity is mechanically polished to 0.05 to 0.1 mm and then subjected to electrolytic etching, and the electrical conductivity of the surface is measured.
[0046]
If the conductivity is less than 43 IACS%, the flat heme workability may be reduced. In addition, press formability such as overhang may be reduced. Therefore, it is preferable to define the lower limit of conductivity as 43 IACS%.
[0047]
On the other hand, when the conductivity exceeds 47 IACS%, the amount of compound phase such as GP zone in the crystal grains formed during the artificial aging treatment may be reduced. For this reason, the artificial age hardening ability is lowered, and in particular, the artificial aging treatment at a low temperature for a short time of the panel after the molding process may not provide a yield strength of 170 MPa or more. Therefore, even for thin plates with a thickness of 1.0 mm or less, the upper limit of conductivity should be specified as 47 IACS% in order to guarantee rigidity and strength such as dent resistance as panel outer plates for automobiles etc. Is preferred.
[0048]
In the present invention, it is preferable that the crystal grain size of the Al alloy plate is specified to be 50 μm or less. By making the crystal grain size fine or small within this range, flat hem workability and press formability are ensured or improved. When the crystal grain size exceeds 50μm and becomes coarse, press formability such as flat hem workability and overhang is remarkably deteriorated, resulting in defects such as cracks in the hem part and rough skin during press molding. easy.
[0049]
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 the 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 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.
[0050]
In the Al alloy sheet of the present invention, the 0.2% yield strength in the direction parallel to the rolling direction of the sheet when aged at room temperature after production is in the range of 120 to 170 MPa. Conventionally, in the case of a panel for which flat hem workability is particularly important, or in the case of the severe flat hem processing conditions, the solution treatment temperature is set to a lower temperature side, and the 0.2% proof stress is as low as possible. I was doing.
[0051]
However, in the present invention, even when the low proof stress is not achieved, the hem workability such as flat hem and the press formability such as bulging are excellent when aged at room temperature after production. For this reason, in the present invention, the 0.2% proof stress in the direction parallel to the rolling direction of the plate after aging at room temperature can be increased to 120 MPa or more.
[0052]
However, when the 0.2% proof stress after aging at room temperature exceeds 170 MPa, even the Al alloy sheet of the present invention has too high strength, and again, hem workability such as flat hem is deteriorated. On the other hand, when the 0.2% proof stress is less than 120 MPa, it is difficult to obtain a required strength of 170 MPa or more during the artificial aging treatment at the low temperature and short time necessary for the dent characteristics of the outer panel.
[0053]
Next, an embodiment of the chemical composition of the Al alloy sheet of the present invention will be described below.
The basic composition of the Al alloy sheet of the present invention is an Al—Mg—Si (6000 series) Al alloy in order to ensure the above-mentioned definition of elongation and structure and various properties. If it is not within the range of the Al-Mg-Si (6000 series) Al alloy, the elongation and structure specified in the present invention will not be achieved, and various properties will not be exhibited.
[0054]
In addition, in order to ensure the above specifications such as elongation and structure and necessary properties as a plate, Si: 0.4 to 1.3%, Mg: 0.2 to 1.2%, Mn: 0.01 to 0.65%, Cu: 0.001 to 1.0% An excess Si-type Al—Mg—Si-based Al alloy containing Si / Mg at a mass ratio of 1 or more is preferable. In order to ensure the definition and various characteristics of the structure, more strictly, the remainder other than the specified components is preferably Al and inevitable impurities. In the present invention, the percentage display of the chemical component composition means the mass%, including the percentage display in the above claims.
[0055]
In addition to 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.
[0056]
The preferable content range and significance of each element, or the allowable amount will be described below.
Si: 0.4 to 1.3%.
Si forms a compound phase such as GP zone with Mg at the time of artificial aging treatment at a low temperature in a short time, such as solid solution strengthening and paint baking treatment, and exhibits age-hardening ability. It is an essential element for obtaining the required strength. Therefore, it is the most important element for combining various characteristics such as press formability and hemmability in the excess Si type 6000 series Al alloy plate of the present invention.
[0057]
In addition, the proof stress at the time of artificial aging treatment at a low temperature and short time (paint baking treatment after molding to a panel, as a evaluation test, 160 ° C. × 20 minutes low temperature aging treatment after applying 2% stretch) is 170 MPa or more, In order to exhibit excellent low-temperature age-hardening ability, it is preferable to have an excess Si type 6000-based Al alloy composition in which Si / Mg is 1.0 or more by mass and Si is excessively contained with respect to Mg.
[0058]
When the Si content is less than 0.4%, the age-hardening ability and further various properties such as press formability and hemmability required for each application cannot be obtained. On the other hand, when Si exceeds 1.3%, heme workability and bending workability are significantly impaired. Furthermore, weldability is significantly impaired. Therefore, Si is preferably in the range of 0.4 to 1.3%. In the outer panel, hem workability is particularly emphasized, so that the Si content is 0.6 to 1.0% in order to further improve the flat hem workability without degrading other properties such as press formability. A lower range is preferable.
[0059]
Mg: 0.2-1.2%.
Mg forms a compound phase such as a GP zone with Si during solid solution strengthening and artificial aging treatment such as paint baking treatment, and exhibits age-hardening ability to obtain the required strength of 170 MPa or more as a panel Is an essential element.
[0060]
If the Mg content is less than 0.2% (mass%, the same applies hereinafter), 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 required for the panel cannot be obtained.
[0061]
On the other hand, if the Mg content exceeds 1.2%, moldability such as press formability and bending workability (hem workability) is remarkably impaired. Therefore, the Mg content is in the range of 0.2 to 1.2% and Si / Mg is 1.0 or more. In order to further improve the flat heme workability, when the Si content is set to a lower range of 0.6 to 1.0%, in order to obtain an excess Si type 6000 series Al alloy composition correspondingly, Further, the Mg content is preferably set to a low range of 0.2 to 0.8%.
[0062]
Cu: 0.001 to 1.0%
Cu has the effect of promoting precipitation of a compound phase such as a GP zone in the crystal grains of the Al alloy material structure under the conditions of artificial aging treatment at a relatively low temperature and short time of the present invention. Moreover, Cu dissolved in the aging treatment state also has an effect of improving formability. This effect is not obtained when the Cu content is less than 0.001%. On the other hand, if it exceeds 1.0%, the stress corrosion cracking resistance, the thread rust resistance of the corrosion resistance after coating, and the weldability are significantly deteriorated. For this reason, it is 0.8% or less for structural material applications where corrosion resistance is important, and 0.1% or less for the appearance of yarn rust resistance in panel applications such as automotive exterior panels. It is preferable to do.
[0063]
Mn: 0.01 to 0.65%
Mn produces dispersed particles (dispersed phase) during the homogenization heat treatment, and these dispersed particles have the effect of preventing grain boundary movement after recrystallization, so that fine crystal grains can be obtained. . As described above, the press formability and hem workability of the Al alloy plate of the present invention improve as the crystal grains of the Al alloy structure become finer. In this respect, when the Mn content is less than 0.01%, these effects are not obtained.
[0064]
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 Al alloy sheet. In particular, in flat hem processing where the processing conditions are severe due to the complicated shape, thinning, or the presence of a gap between the inner panel edge and the inner edge of the outer panel edge, the Mn content is 0.25%. When it exceeds, heme workability will fall. For this reason, Mn is set in the range of 0.01 to 0.65%, and more preferably in the range of 0.01 to 0.25% in the flat hem processing in which the processing conditions are severe.
[0065]
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 Cr and Zr are contained in an amount exceeding 0.15%, the hemmability is lowered in flat hem processing in which the processing conditions are severe. Therefore, the Cr and Zr contents are preferably regulated to 0.15% or less.
[0066]
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.
[0067]
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 materials significantly deteriorate the fracture toughness and fatigue characteristics, and further, the flat hem workability and press formability in which the processing conditions are severe. These deterioration characteristics become significant when the Fe content exceeds 0.50%. For this reason, the content of Fe when contained is preferably 0.08 to 0.50%.
[0068]
Zn.
When Zn exceeds 0.5%, the corrosion resistance is remarkably lowered. Therefore, the Zn content is preferably 0.5% or less.
[0069]
(Molding)
The hemming targeted by the Al alloy sheet of the present invention is particularly intended for flat hemming. That is, the edge of the outer panel is folded down to an angle close to 90 ° with a tool such as a punch, and the edge of the outer panel is further folded inward to about 135 °, and the inner panel end is accommodated in the bent portion of the outer panel. (Insert) and the edge of the outer panel is further bent inward by a tool to an angle of 180 ° to form a flat hem. In this flat hem, the inner panel and the 180 ° bent portion of the outer panel are joined and brought into close contact with each other to have a flat bent portion shape.
[0070]
However, since the Al alloy sheet of the present invention is excellent in flat hem workability, which is a severe condition, the condition is one step looser than that, such as a rope hem having a rope-like cross-sectional shape in which the bent portion swells in an arc shape. Naturally, it is excellent in workability. In addition, the other work-type (deformation) mechanisms, such as the above-mentioned hat-shaped bending and 90-degree bending, and other bending workability, or in general, V-bending, U-bending, end bending, wave bending, tensile bending, etc. It is also excellent in bending workability called Therefore, the present invention is also intended for hem processing such as other rope hems, and also for bending processing other than hem processing.
[0071]
In addition, the hem processing is not only the normal hem processing performed by the above-described down flange process, pre-hem process, flat hem or rope hem process, but a process such as a roller hem as long as hem is finally formed. Also, those with different process conditions are targeted and applicable as hem processing.
[0072]
In addition, hem processing such as flat hem is performed on all four sides of the Al alloy plate of the present invention, or only on selected sides (side edges), or an outer panel to be hemmed Whether the shape of the end portion is a linear shape, a circular arc shape, or a complicated shape having corners is appropriately selected according to the design of a member such as an outer panel.
[0073]
The Al alloy sheet of the present invention is also intended for press forming such as the above-described overhanging as well as hem workability. In press molding, in particular, it is intended for overhang molding when the above-described shape is enlarged and complicated in an outer panel or the like. However, these excellent stretch-formability means that the processing conditions are relatively gentle and that other drawability is excellent. Therefore, the Al alloy sheet of the present invention is also intended for particularly stretch forming and other press forming that can be represented by stretch forming.
[0074]
(Production method)
  The manufacturing method of the above Al alloy plate of the present invention will be described.
  As described above, the elongation δ in the direction of 45 degrees with respect to the rolling direction of the excess Si type 6000 series Al alloy sheet1Is 30% or more and the elongation δ in the direction parallel to the rolling direction of the plate2Ratio δ with1/ δ2In order to obtain a structure having an anisotropy of elongation such that is 1.2 or more, more preferably 1.5 or more, in addition to the above component composition, the following cold rolling conditionsAnd coldIt is necessary to add special processes and process conditions such as annealing after hot rolling. In this respect, as described above, a normal Al alloy sheet obtained by a conventional method basically has no elongation anisotropy as in the present invention, and an elongation anisotropy cannot be obtained.
[0075]
In order to obtain a structure having the elongation anisotropy, first, cold rolling is performed at a reduction ratio as high as possible of 70% or more. By increasing the rolling reduction in cold rolling in this way, sufficient strain energy can be accumulated in the cold rolled sheet. As a result, a structure having anisotropy of the elongation can be obtained by tempering treatment including annealing and solution treatment, which will be described later. If the rolling reduction in cold rolling is low, it will not be different from ordinary materials, and the structure having the elongation anisotropy cannot be accumulated by the tempering treatment described later. On the other hand, the higher the rolling reduction in cold rolling, the more difficult the processing itself, such as the occurrence of ear cracks, so the upper limit of the rolling reduction is preferably about 95%.
[0076]
  Next, the cold-rolled sheet is used to obtain a structure having the elongation anisotropy.30It is preferable that annealing is performed at a temperature of 0 ° C. or lower, preferably 150 to 250 ° C., for 1 to 50 hours, for example. By this annealing, a structure having the elongation anisotropy is easily developed in the final solution treatment, and the hem workability is remarkably improved together with the press formability. When the annealing temperature is less than 150 ° C., this effect is not obtained, and the structure having the elongation anisotropy cannot be obtained. As a result, there is no great difference from the crystal grain structure of the conventional Al alloy plate, and there is no effect of improving hem workability such as flat hem as well as press formability.
[0077]
On the other hand, if the annealing temperature exceeds 300 ° C (more severely 250 ° C), the crystal grains are likely to become coarse, and rough skin is likely to occur during press forming and hem processing. Press formability is significantly reduced. This annealing can be performed using a batch furnace or a continuous annealing furnace.
[0078]
Other process conditions can be used in a conventional manner, but there are also preferable conditions for improving the flat hem workability and other characteristics of the outer panel and the like, which will be described below.
[0079]
First, in the melting and casting process, an excess aluminum alloy melt adjusted within the specification range of the present invention is appropriately selected from ordinary melting and casting methods such as a continuous casting rolling method and a semi-continuous casting method (DC casting method). And cast.
[0080]
  Next, the Al alloy ingot is subjected to a homogenization heat treatment, followed by hot rolling and cold rolling at the above-described high reduction ratio, and processing into a plate shape such as a coil shape or a plate shape. ThatBeforeAnnealing under the conditions described is also applied.
[0081]
The processed Al alloy plate is first subjected to solution treatment and quenching treatment as a tempering treatment. The solution treatment and 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 bake hardening treatment. The solution treatment conditions for producing this effect are preferably performed in a temperature range of 500 to 560 ° C.
[0082]
Conventionally, in the case of a panel for which flat hemmability is particularly important, or in the case of the severe flat hemming condition, the solution treatment temperature is set to a lower temperature side of 500 to 530 ° C. However, in the present invention, as described above, the hem workability such as flat hem and the press formability are particularly excellent even if the 0.2% proof stress of the Al alloy plate is not as low as 140 MPa or less as in the prior art.
[0083]
For this reason, the solution treatment temperature is set on the high temperature side in the range of 530 to 560 ° C, the 0.2% proof stress of the Al alloy plate is set to a high strength exceeding 140 MPa, and the panel is subjected to GP by artificial age hardening treatment after the subsequent plate forming. It is preferable that a compound phase such as a zone is sufficiently precipitated in the grains, and a high-strength panel exceeding 170 MPa is obtained even in the low-temperature and short-time artificial age hardening treatment in the coating process after molding.
[0084]
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 170 MPa or more cannot be ensured by the artificial aging treatment at a low temperature for a short time.
[0085]
In addition, Si, MgSi and the like are likely to precipitate on the grain boundaries, which is likely to be the starting point of cracks during press molding and flat hem processing, and these moldability is reduced. 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.
[0086]
In the present invention, as described above, room temperature aging itself is allowed, but room temperature aging may be suppressed. That is, after the solution hardening treatment, a preliminary aging treatment may be performed to suppress the formation of clusters that cause room temperature aging and promote the precipitation of the GP zone. 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.
[0087]
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.
[0088]
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.
[0089]
Furthermore, in order to suppress aging at room temperature, a GP zone may be generated by performing sub-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 this room temperature aging occurs, the effect of the sub-aging treatment is hardly exhibited.
[0090]
In order to obtain these effects, in the composition range of the Al alloy material, the aging treatment temperature is set to a sub-aging treatment range of 80 to 120 ° C., and the aging treatment time is set to a necessary time, preferably 1 to 24 hours, From this range, it is preferable to select a temperature and a time at which an aging treatment effect is obtained according to the composition. The cooling rate after the sub-aging treatment is preferably 1 ° C./hr or less. If the aging treatment temperature is less than 80 ° C. and the holding time is too short, the GP zone cannot be generated. For this reason, the room temperature aging inhibitory effect and the low temperature age hardening ability cannot be obtained. On the other hand, when the temperature exceeds 120 ° C, it is not much different from the normal aging treatment, the β "phase is precipitated and aging progresses too much, and the strength becomes too high. This is the same even if the aging treatment holding time is too long. The preliminary aging treatment temperature may be set as high as the aging treatment described later, or a heat treatment combined with or continuous with the aging treatment.
[0091]
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.
[0092]
【Example】
Next, examples of the present invention will be described. For the Al alloy sheets of each 6000 series composition range shown in Table 1, the elongation δ in the direction of 45 degrees with respect to the rolling direction of the Al alloy sheet1Is 30% or more and the elongation δ in the direction parallel to the rolling direction of the plate2Ratio δ with1/ δ2In order to obtain a structure with an elongation anisotropy of 1.2 or more, as shown in Table 2, by changing the rolling reduction of cold rolling and the annealing temperature after cold rolling, An alloy plate was created. Furthermore, the conductivity and the crystal grain size were variously changed by changing the solution treatment temperature.
[0093]
The production of Al alloy sheets other than the cold rolling reduction ratio and annealing conditions after cold rolling, and the solution treatment temperature, except for the thickness of the hot rolled sheet to change the following cold rolling reduction ratio Performed under almost the same conditions. In other words, 400mm-thick ingots of each composition range shown in Table 1 were melted by DC casting method and then subjected to homogenization heat treatment at 540 ° C x 4 hours to a thickness of 2.3-8mmt at an end temperature of 300 ° C. Were hot rolled with various changes. This hot-rolled sheet was further cold-rolled to various thicknesses of 1.0 mm with various reduction ratios.
[0094]
These cold rolled sheets were tempered under the following conditions. First, after cutting into each test piece size, it was put into an air furnace maintained at 570 ° C, and when each test piece reached the solution treatment temperature of 550 ° C (holding time 0 second), it was baked in hot water at 70 ° C. The process to put in. The cooling rate during the quenching process is 200 ° C / second, the quenching end temperature (quenching temperature) is 70 ° 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). Table 2 shows the cold rolling reduction ratio, annealing conditions after cold rolling, and solution treatment temperature in each example.
[0095]
A plurality of test plates (blanks) 500 mm wide x 500 mm long for testing were cut out from these Al alloy plates, and parallel to the rolling direction of the original Al alloy plate of the Al alloy plate immediately after tempering treatment (L direction) Tensile strength (σ)B), Yield strength (σ0.2) Was measured. The elongation (%) is the elongation δ in the direction of 45 degrees with respect to the rolling direction of the Al alloy sheet.1, Elongation in the direction parallel to the rolling direction of the plate δ2, Elongation perpendicular to the rolling direction of the plate δThreeAnd were measured respectively. And in order to see the anisotropy of elongation in the 45 degree direction,1/ δ2Asked. Furthermore, δ1And δ2And δThreeΔ = (2 × δ1+ Δ2+ ΔThree) / 4. These results are shown in Table 3.
[0096]
Then, assuming and considering that Al alloy sheets sufficiently aged at room temperature after tempering treatment are press-formed and hemmed, each test after aging at room temperature for 4 months (120 days) after the tempering treatment was performed. Sheet conductivity (IACS%), grain size, and tensile strength parallel to rolling direction (σB) And yield strength (σ0.2) And the elongation of the Al alloy plate as δ1, Δ2, ΔThreeAnd were measured respectively. And δ1/ δ2And δ1, Δ2, ΔThreeIs the average value of δ = (2 × δ1+ Δ2+ ΔThree) / 4. These results are shown in Table 4.
[0097]
The tensile test 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.
[0098]
In addition, the test plate after the room temperature aging was subjected to a molding test by simulating press molding or hem processing using an Al alloy plate aged at room temperature as an automobile panel. More specifically, a stretch forming test and a flat hem processing test after the stretch forming were performed to evaluate the formability. These results are shown in Table 4.
[0099]
First, the conditions of the stretch forming test were as follows: a plurality of square test plates (blanks) each having a side of 500 mm were cut out from the Al alloy plate after aging at room temperature, and the side was 300 mm on one side and the height was as high as 30 mm. A hat-shaped panel having a rectangular tubular projecting portion and flat flange portions (width 30 mm) around the four portions of the projecting portion was stretch-molded by a mechanical press using a die with a bead.
[0100]
In the overhang forming test, the wrinkle holding force is 49 kN, the lubricating oil is general rust preventive oil, and the forming speed is 3 times under the same conditions of 20 mm / min. Examples where there were no defects and were able to be molded normally were evaluated as x.
[0101]
Appearance evaluation at the time of molding is performed according to the occurrence of orange peel on the surface of the molded hat panel, and the surface of the molded hat panel is observed three times. What produced was evaluated as x.
[0102]
Next, the flat hem processing test was as follows. Simulating that the press-formed Al alloy panel is hem-processed as an outer panel, the entire end face (width 130 mm) of the flange portion parallel to the rolling direction of the flat flange portion of the panel is as follows: The flat hem was processed under the conditions.
[0103]
First, the flat hemming allowance of the Al alloy panel (distance from the end folded to the end of the panel after hemming to the end of the bent portion) is set to 12 mm, the down flange process is simulated, and the edge of the Al alloy panel is simulated. Was bent to a 90 degree angle. At this time, the 90 ° bend radius of the Al alloy panel was set to 0.8. Next, by simulating a prehem process, the edge of the Al alloy panel was further bent inward to an angle of 135 °.
[0104]
Then, simulating severe flat hem processing conditions, flat hem processing was performed in which the inner panel was not inserted into the bent portion of the Al alloy panel, but the bent portion was bent inward by 180 degrees and adhered to the panel surface. The flat hem processing direction was made to coincide with the rolling direction of the original Al alloy sheet.
[0105]
Then, the surface state of the flat hem, such as rough skin, minute cracks, and large cracks, was visually observed. Evaluation: 1; good with no rough skin or fine cracks, 2; rough skin, but no cracks including fine ones, 3; small cracks occurred, 4; large cracks occurred, 5 ; Evaluated in 5 grades from multiple or large cracks. In this evaluation, it is judged that heme workability is good (usable) in 1 to 2 stages, and that heme workability is inferior in 3 stages or more (unusable).
[0106]
Furthermore, in order to investigate the low temperature aging treatment ability, a test plate was collected from the press-formed Al alloy panel and subjected to artificial aging hardening treatment at a low temperature of 160 ° C x 20 minutes for a short time. Tensile strength (ABσ) parallel to the rolling direction (in the L direction) of the plate (of the original Al alloy plate)B) And yield strength (ABσ0.2). These results are shown in Table 5.
[0107]
  Invention Example 1 using excess Si-type 6000 series Al alloys 1 to 3 (Table 1) within the composition range of the 6000 series Al alloy and having a Si / Mg mass ratio of 1 or more~ 7 isAs shown in Tables 3 and 4, the Al alloy plate has a predetermined anisotropy with respect to elongation in the 45 ° direction, and the average value of elongation (2 × δ1+ Δ2+ ΔThree) / 4 is also more than 25%. As a result, in comparison with Tables 3 and 4, after the above four months (120 days) aging at room temperature, the yield strength was higher than immediately after tempering, and the conditions were disadvantageous for formability and age hardening. However, as is clear from Table 5, it is excellent in flat hem processability, stretch formability, and age hardening.
[0108]
Moreover, the test conditions and evaluation of the flat hem workability lead to the evaluation of the flat hem workability under actual severe processing conditions such as an automobile outer panel. Therefore, Invention Examples 1 to 9 indicate that sufficient processing can be performed even by hem processing such as actual flat hem.
[0109]
In addition, the test conditions and evaluation of the stretch forming lead to the evaluation of the stretch forming under actual severe processing conditions such as an automobile outer panel. Therefore, Invention Examples 1 to 11 show that even if the overhang height, the overhang area, etc. are increased in press forming such as actual overhang forming or draw forming, the overhang formability is excellent and can be sufficiently processed. Yes.
[0110]
  Furthermore, Invention Example 1~ 7 isEven in the case of artificial age hardening at 160 ° C. × 20 minutes for a short time, the AB yield strength is 170 MPa or more. This means that an AB proof stress of 200 MPa or more can be obtained in the current mainstream 170 ° C x 20 minutes paint baking process, such as in the automobile body manufacturing process.
[0111]
Of these invention examples, Invention Example 6 having a higher annealing temperature after cold rolling has a relatively large crystal grain size and can be stretched under the above-mentioned severe conditions, but is shown in Table 5. As described above, the other examples of the invention did not cause rough skin, while some rough skin (orange peel) occurred.
[0112]
  On the other hand, invention example10 and 12As shown in Tables 3 and 4, Invention Example 1 above~ 7Similarly, the Al alloy plate has a predetermined anisotropy with respect to elongation in the 45 ° direction, and the average value of elongation (2 × δ1+ Δ2+ ΔThree) / 4 is also more than 25%. Therefore invention example10 and 12Invention Example 1~ 7As well as, it is excellent in flat hem workability and stretch formability.
[0113]
  However, invention examples10 and 12The Al alloy 4 in which the Si content and the Mg content are balanced even within the composition range of the present invention 6000 series Al alloy,Al alloy with less Si content of less than 0.4%6 (In each case, Table 1) is used.
[0114]
  For this reason, the invention example10 and 12In comparison with Tables 3 and 4, Invention Example 1 above~ 7In comparison with the above, the increase in yield strength with time after aging at room temperature for 4 months is relatively small. However, under the conditions where the yield strength was increased by room temperature aging and was disadvantageous for age hardening, as shown in Table 5, the invention example 1~ 7Compared to JIS, the AB yield strength after artificial age hardening at a low temperature for a short time is as low as less than 170 MPa. In particular, invention examples with low Si content of less than 0.4%12 isThe AB proof strength is 160MPa level. Therefore, in order to make the AB yield strength after artificial age hardening treatment at a low temperature for a short time to 170 MPa or more, Si / Mg is an excess Si type 6000 series Al alloy with a mass ratio of 1 or more, and the Si content is 0.4%. In addition, the Mg content is preferably 0.2% or more.
[0115]
In contrast to these inventive examples, Comparative Examples 14, 15, 16, and 17 in which the cold rolling rate is too low are the same alloy compositions corresponding to the inventive examples, respectively, but in Table 4, room temperature aging is performed for 4 months. Later, δ1And δ1/ δ2However, the result is out of the range of the present invention. Therefore, as is apparent from Table 5, Comparative Examples 14, 15, 16, and 17 have remarkably lower flat hem processability than the inventive examples. Of the comparative examples, in particular, Comparative Examples 14 and 15 which can be said to be plates produced by a conventional method are δ1/ δ2Is 1.0 and there is almost no anisotropy of elongation.
[0116]
And interestingly, the δ of these comparative examples2And δThreeThe value of δ in the above invention example2And δThreeDespite being rather high, the flat hem processability of the comparative example is significantly lower than the inventive example. Therefore, from these results, the definition of elongation anisotropy in the present invention (δ1And δ1/ δ2) And the significance of manufacturing conditions such as the cold rolling rate to produce a structure that satisfies the anisotropy of elongation.
[0117]
[Table 1]
[0118]
[Table 2]
[0119]
[Table 3]
[0120]
[Table 4]
[0121]
[Table 5]
[0122]
【The invention's effect】
According to the present invention, Al-Mg is particularly excellent in bending workability such as flat heme processing under severe conditions, and excellent in other properties required for panel formation, such as press formability and low-temperature age-hardening ability. -Si based Al alloy sheet can be provided. Therefore, it has a great industrial value in that the Al alloy plate can be expanded to panel applications.

Claims (9)

  1. 質量% で、Si:0.4〜1.3%、Mg:0.2〜1.2%、Mn:0.01 〜0.65% 、Cu:0.001〜1.0%を含み、残部がAlおよび不可避的不純物である組成からなるAl-Mg-Si系アルミニウム合金板において、製造された板の室温時効後の特性として、板の圧延方向に対して平行方向の0.2%耐力が120 〜170MPaの範囲であり、かつ、板の圧延方向に対して45度方向の伸びδ1 が30% 以上であるとともに、このδ1 と板の圧延方向に対して平行方向の伸びδ2 との比δ1 / δ2 が1.2 以上であることを特徴とする曲げ加工性に優れたアルミニウム合金板。Al-Mg- consisting of a composition containing Si: 0.4 to 1.3%, Mg: 0.2 to 1.2%, Mn: 0.01 to 0.65%, Cu: 0.001 to 1.0% with the balance being Al and inevitable impurities In the Si-based aluminum alloy plate, as a characteristic after the room temperature aging of the manufactured plate, the 0.2% proof stress in the direction parallel to the rolling direction of the plate is in the range of 120 to 170 MPa, and the rolling direction of the plate with 45-degree direction elongation [delta] 1 is 30% or more, the ratio [delta] 1 / [delta] 2 of the [delta] 1 and elongation [delta] 2 in the parallel direction to the rolling direction of the plate is equal to or 1.2 or more Aluminum alloy plate with excellent bending workability.
  2. 前記δ1 とδ2 および板の圧延方向に対して直角方向の伸びδ3 との平均値である (2 ×δ1 +δ2 +δ3 )/4 が25% 以上である請求項1に記載の曲げ加工性に優れたアルミニウム合金板。 2. The average value of the δ 1 and δ 2 and the elongation δ 3 in the direction perpendicular to the rolling direction of the plate is (2 × δ 1 + δ 2 + δ 3 ) / 4 is 25% or more. Aluminum alloy plate with excellent bending workability.
  3. 前記δ1 / δ2 が1.5 以上である請求項1または2に記載の曲げ加工性に優れたアルミニウム合金板。The aluminum alloy sheet having excellent bending workability according to claim 1 or 2, wherein the δ 1 / δ 2 is 1.5 or more.
  4. 前記アルミニウム合金板が、Si:0.4〜1.3%、Mg:0.2〜1.2%、Mn:0.01 〜0.65% 、Cu:0.001〜1.0%を含み、かつSi/Mg が質量比で1 以上であり、残部がAlおよび不可避的不純物である組成からなる請求項1乃至3のいずれか1項に記載の曲げ加工性に優れたアルミニウム合金板。  The aluminum alloy plate contains Si: 0.4 to 1.3%, Mg: 0.2 to 1.2%, Mn: 0.01 to 0.65%, Cu: 0.001 to 1.0%, and Si / Mg is 1 or more by mass, and the balance The aluminum alloy plate excellent in bending workability according to any one of claims 1 to 3, wherein the aluminum alloy plate is composed of Al and inevitable impurities.
  5. 前記Si含有量を0.6 〜1.0%とし、前記Mg含有量を0.2 〜0.8%とした請求項4に記載の曲げ加工性に優れたアルミニウム合金板。  The aluminum alloy plate excellent in bending workability according to claim 4, wherein the Si content is 0.6 to 1.0% and the Mg content is 0.2 to 0.8%.
  6. 前記アルミニウム合金板の導電率が43〜47IACS% の範囲であるとともに、結晶粒径が50μm 以下である請求項1乃至5のいずれか1項に記載の曲げ加工性に優れたアルミニウム合金板。  The aluminum alloy plate excellent in bending workability according to any one of claims 1 to 5, wherein the conductivity of the aluminum alloy plate is in a range of 43 to 47 IACS% and the crystal grain size is 50 µm or less.
  7. 前記アルミニウム合金板が張出成形後にヘム加工される請求項1乃至6のいずれか1項に記載の曲げ加工性に優れたアルミニウム合金板。  The aluminum alloy plate excellent in bending workability according to any one of claims 1 to 6, wherein the aluminum alloy plate is hemmed after bulge forming.
  8. 前記ヘム加工がフラットヘム加工である請求項7に記載の曲げ加工性に優れたアルミニウム合金板。The aluminum alloy plate excellent in bending workability according to claim 7, wherein the hem processing is flat hem processing.
  9. 前記アルミニウム合金板が自動車アウタパネル用である請求項1乃至8のいずれか1項に記載の曲げ加工性に優れたアルミニウム合金板。  The aluminum alloy plate excellent in bending workability according to any one of claims 1 to 8, wherein the aluminum alloy plate is for an automobile outer panel.
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