JP5813358B2 - Highly formable Al-Mg-Si alloy plate and method for producing the same - Google Patents

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この発明は、自動車のボディシート、その他各種車両用部品や、電子・電気機器のシャーシやパネルなどの各種電子・電気機器部品等に使用される成形加工用のアルミニウム合金板の製造方法に関し、特に強度のみならず優れた成形性を有する高成形性Al−Mg−Si系合金板の製造方法に関するものである。   The present invention relates to a method of manufacturing an aluminum alloy plate for forming used for body parts of automobiles, various other vehicle parts, various electronic / electric equipment parts such as chassis and panels of electronic / electric equipment, etc. The present invention relates to a method for producing a highly formable Al—Mg—Si based alloy sheet having excellent formability as well as strength.

自動車のボディシートには、従来は冷延鋼板を使用することが多かったが、最近では地球温暖化抑制やエネルギコスト低減などのために、自動車を軽量化して燃費を向上させる要望が強まっている。そのため従来の冷延鋼板に代えて、冷延鋼板とほぼ同等の強度で比重が約1/3であるアルミニウム合金板を、自動車のボディシートに使用する傾向が増大しつつある。また自動車以外の電子・電気機器等のパネル、シャーシの如き成形加工部品についても、最近ではアルミニウム合金板を用いることが多くなっている。   Conventionally, cold rolled steel sheets were often used for automobile body sheets, but recently there has been a growing demand for lighter automobiles to improve fuel economy in order to reduce global warming and reduce energy costs. . Therefore, instead of the conventional cold-rolled steel sheet, there is an increasing tendency to use an aluminum alloy sheet having a strength substantially the same as that of the cold-rolled steel sheet and a specific gravity of about 1/3 for a body sheet of an automobile. Recently, aluminum alloy plates are often used for molded parts such as panels and chassis of electronic and electric devices other than automobiles.

各種アルミニウム合金のうちでも、Al−Mg−Si系合金は、軽量であるばかりでなく、成形後の塗装焼付け処理時(ベーク時)に強度が向上するという焼付け硬化性、すなわちベークハード性(以下、BH性と記す)を有するところから、自動車のボディシートなどのプレス成形部品素材として、その有用性が増大しつつある。ここで、自動車ボディシート向けのAl−Mg−Si系合金としては、AA6016合金、AA6022合金、あるいはAA6111合金のT4処理材が多用されるようになっている。   Among various aluminum alloys, the Al-Mg-Si alloy is not only lightweight, but also has a bake hardenability (hereinafter referred to as bake hardness) in which strength is improved at the time of paint baking after forming (during baking). Therefore, its usefulness is increasing as a material for press-molded parts such as body sheets of automobiles. Here, as an Al—Mg—Si alloy for an automobile body sheet, a T4 treatment material of AA6016 alloy, AA6022 alloy, or AA6111 alloy is frequently used.

このようなAl−Mg−Si系アルミニウム合金からなる成形加工用素材の製造方法としては、一般には、DC鋳造法によって鋳造して均質化処理を施し、続いて熱間圧延してからさらに冷間圧延を行ない、その後に溶体化処理を行なう方法が適用されている。しかしながら上述のような従来の一般的な方法により製造されたAl−Mg−Si系の成形加工用アルミニウム合金板は、強度は冷延鋼板とほぼ同等ではあるものの、成形加工性、とりわけ深絞り性が冷延鋼板と比較して劣っているのが実情である。   As a method for producing a forming material made of such an Al—Mg—Si-based aluminum alloy, generally, it is cast by a DC casting method, subjected to a homogenization treatment, then hot-rolled, and then further cold-worked. A method is applied in which rolling is performed, followed by solution treatment. However, the Al—Mg—Si aluminum alloy sheet for forming work manufactured by the conventional general method as described above is almost the same as cold-rolled steel sheet, but its formability, especially deep drawability. Is inferior to cold-rolled steel sheets.

ところで冷延鋼板においては、成形加工性、とりわけ深絞り性の指標としてランクフォード値(r値)が従来から広く使用されており、このランクフォード値が高く、特に平均ランクフォード値(平均r値)が高いほど、深絞り性が優れると判断される。ここで平均r値とは、圧延方向に対して0°、45°、90°の各方向で測定したr値(それぞれr0、r45、r90とする。)の平均値であり、平均r値=(r0+2×r45+r90)/4で表わされる値である。   By the way, in cold-rolled steel sheets, the Rankford value (r value) has been widely used as an index of forming processability, particularly deep drawability, and this Rankford value is high, especially the average Rankford value (average r value). ) Is higher, the deep drawability is judged to be better. Here, the average r value is an average value of r values (r0, r45, and r90, respectively) measured in directions of 0 °, 45 °, and 90 ° with respect to the rolling direction, and the average r value = This is a value represented by (r0 + 2 × r45 + r90) / 4.

一方、一般に成形加工用素材では、深絞り性が集合組織によって大きな影響を受けることが良く知られている。そして体心立方格子構造を有する冷延鋼板では、圧延集合組織の板面に平行な主方位面が{111}面となり、その{111}面の方位集積密度を高めることによって、平均r値が上がり、深絞り性が向上することが知られている。そして冷延鋼板では、冷間圧延・再結晶熱処理によって得られる結晶方位が前述のように{111}面であることから、{111}面の方位集積密度を高めて深絞り性を向上させることが容易であり、そのための方法も既に十分に確立している。   On the other hand, in general, it is well known that deep drawability is greatly influenced by the texture in a forming material. And in the cold-rolled steel sheet having a body-centered cubic lattice structure, the main orientation plane parallel to the plane of the rolled texture becomes the {111} plane, and the average r value is increased by increasing the orientation density of the {111} plane. It is known that the deep drawability is improved. And in cold-rolled steel sheets, the crystal orientation obtained by cold rolling / recrystallization heat treatment is the {111} plane as described above, so the orientation density of the {111} plane is increased to improve the deep drawability. Is easy, and a method for that is already well established.

これに対して面心立方格子構造を有するアルミニウム合金の場合は、従来の一般的な方法により製造すれば、成形性向上に有効な{111}面が形成されないばかりでなく、むしろ成形性を阻害する{100}面の方位密度が主方位となってしまって、平均r値を十分に上げることができず、成形性、特に深絞り性を向上させることが困難であった。   On the other hand, in the case of an aluminum alloy having a face-centered cubic lattice structure, if manufactured by a conventional general method, not only the {111} plane effective for improving the formability is formed, but also the formability is inhibited. The orientation density of the {100} plane becomes the main orientation, and the average r value cannot be sufficiently increased, and it is difficult to improve the moldability, particularly the deep drawability.

そこで最近に至り、アルミニウム合金に剪断変形を与えることにより{111}集合組織を形成させて、平均r値および深絞り性を向上させる技術が、例えば非特許文献1において提唱されている。この非特許文献1には、{111}集合組織の材料でr値が高くなるとの理論解析が開示されており、さらに{111}集合組織を形成するための具体的手法として、熱間圧延と冷間圧延の中間的な温度で圧延する温間圧延や、圧延時における上下の圧延ロールの周速を異ならしめる異周速圧延を適用して、剪断変形を導入する方法が提案されている。   Therefore, recently, for example, Non-Patent Document 1 proposes a technique for forming a {111} texture by applying shear deformation to an aluminum alloy to improve the average r value and deep drawability. This Non-Patent Document 1 discloses a theoretical analysis that the r value becomes high with a material of {111} texture, and as a specific method for forming {111} texture, hot rolling and There have been proposed methods of introducing shear deformation by applying warm rolling in which the rolling is performed at an intermediate temperature of cold rolling or different peripheral speed rolling in which the peripheral speeds of the upper and lower rolling rolls are different during rolling.

一方特許文献としては、例えば特許文献1では、通常の熱間圧延後に、熱間、温間もしくは冷間で異周速圧延を適用することによる集合組織{111}方位の集積とそれによる深絞り性の改善が提案されているが、異周速圧延条件を施す以前の製造工程条件および異周速圧延の条件が必ずしも明確ではない。また特許文献2〜4では、温間異周速圧延を適用することにより、それぞれ{111}集合組織を形成して深絞り性を向上させる技術が提案されている。   On the other hand, as Patent Literature, for example, in Patent Literature 1, accumulation of texture {111} orientation and application of deep drawing by applying different peripheral speed rolling hot, warm or cold after normal hot rolling Although improvement of the property has been proposed, the manufacturing process conditions before the application of the different peripheral speed rolling conditions and the conditions for the different peripheral speed rolling are not necessarily clear. Further, Patent Documents 2 to 4 propose techniques for improving the deep drawability by forming a {111} texture by applying warm different circumferential speed rolling, respectively.

これらのうち、特許文献1では、一般的な製造工程にしたがって熱間圧延まで行なった板に対し、異周速圧延を行なうことが示されており、異周速圧延自体は熱間、温間、冷間のいずれでも良いとされている。また特許文献2には、鋳塊に対して再結晶を伴なう熱間圧延を行なって、得られた熱間圧延板(再結晶板)に対して温間で異周速圧延を行なうことが示されている。そしてまた特許文献3には、熱間圧延板、もしくは連続鋳造板などの鋳塊に対して、85%以上の高圧下率で温間異周速圧延を施すことが示されている。さらに特許文献4においては、温間異周速圧延の前工程として、通常の圧延により、βファイバーと称されるアルミニウム合金圧延集合組織として一般的な集合組織を安定的に形成し、その後に50%以下の圧下率での温間異周速圧延を適用することにより、目的とする成形性に有利な集合組織を形成することとされている。   Among these, Patent Document 1 shows that different circumferential speed rolling is performed on a plate that has been subjected to hot rolling in accordance with a general manufacturing process. It can be either cold or cold. Further, in Patent Document 2, hot rolling with recrystallization is performed on an ingot, and the obtained hot rolled plate (recrystallized plate) is warmly subjected to different peripheral speed rolling. It is shown. Further, Patent Document 3 discloses that warm inferior speed rolling is performed on an ingot such as a hot rolled plate or a continuous cast plate at a high pressure reduction rate of 85% or more. Furthermore, in Patent Document 4, a general texture is stably formed as an aluminum alloy rolling texture called β fiber by ordinary rolling as a pre-process of warm differential circumferential rolling, and then 50 By applying warm differential rolling at a rolling reduction of not more than%, a texture that is advantageous for the target formability is formed.

特開2003−305503号公報JP 2003-305503 A 特開2005−139495号公報JP-A-2005-139495 特開2008−006484号公報JP 2008-006484 A 特開2008−063623号公報JP 2008-063633 A

軽金属学会第50回シンポジウムテキスト、「再結晶・集合組織の解析と制御」(1996)、P18Textbook of the 50th Symposium of the Japan Institute of Light Metals, “Analysis and Control of Recrystallization and Texture” (1996), P18

前述のように、従来の提案でも異周速圧延により剪断変形を与えることがアルミニウム合金における成形性向上のための集合組織制御に有効であることが示されている。従来の提案方法では、板面{111}方位の結晶粒を作り出し、かつ{100}方位結晶粒の形成を抑制して高r値を達成するというのが考え方の基本となっている。   As described above, the conventional proposals also indicate that applying shear deformation by different circumferential speed rolling is effective for texture control for improving formability in an aluminum alloy. In the conventional proposed method, the basis of the idea is to produce crystal grains with {111} orientation on the plate surface and suppress the formation of {100} orientation crystal grains to achieve a high r value.

しかしながら、異周速圧延したAl−Mg−Si系合金板において同じように{111}に近い方位の集積があっても、平均r値が高い場合と低い場合があることが、本発明者らの検討により判明した。更に、同様の異周速圧延した合金板で{111}方位が集合組織上の最大集積を示す方位ではないことも、本発明者らの検討によって判明した。そこで、{111}方位結晶粒と{100}方位結晶粒を制御するという従来の考え方だけでは、安定して高r値を得られないことが判明したのである。   However, the present inventors have found that the average r-value may be high or low even if there is an accumulation of orientations close to {111} in the Al-Mg-Si-based alloy plate subjected to different peripheral speed rolling. It became clear by examination. Furthermore, the inventors have also found out that the {111} orientation is not the orientation showing the maximum accumulation on the texture in the same alloy plate rolled at different speeds. Thus, it has been found that a high r value cannot be stably obtained only by the conventional idea of controlling {111} -oriented crystal grains and {100} -oriented crystal grains.

また、異周速圧延は、未だ工業的なアルミニウム合金製造のための一般的圧延方法としては確立されていないのが実情であり、特許文献1〜4の提案の技術も、少なくとも工業的な量産規模での製造に関しては、健全な板材を得るための技術として完成しているとは言えず、これらの文献を参照しても、工業的な量産規模の製造において、確実かつ安定して集合組織を制御し、深絞り性が安定して優れたアルミニウム合金板を得ることは困難であった。   Further, different speed rolling is not yet established as a general rolling method for producing an industrial aluminum alloy, and the techniques proposed in Patent Documents 1 to 4 are at least industrial mass production. In terms of manufacturing on a scale, it cannot be said that it has been completed as a technique for obtaining sound plate materials, and even with reference to these documents, a reliable and stable texture in industrial mass production scale manufacturing. It was difficult to obtain an aluminum alloy plate having excellent deep drawability with stable control.

この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、異周速圧延を適用して集合組織制御を行なって、Al−Mg−Si系合金のr値、特に平均r値を向上させ、深絞り性を向上させるための製造プロセスとして、工業的な量産規模での製造により、確実かつ安定して深絞り性が優れ、またBH性も優れた成形加工用アルミニウム合金板を得る方法を提供することを課題とするものである。   The present invention has been made against the background described above. The texture control is performed by applying different circumferential speed rolling to improve the r value, particularly the average r value, of the Al-Mg-Si alloy, and deep drawing. To provide a method for obtaining an aluminum alloy sheet for forming that is reliable, stable, excellent in deep drawability, and excellent in BH properties by manufacturing on an industrial mass production scale as a manufacturing process for improving the properties. Is an issue.

本発明者らは鋭意検討の結果、板面{111}以外の方位の結晶粒でも平均r値の向上にかなりの効果を示し、適切な製造条件を設定することによって板材組織中にその方位の結晶粒を大きな面積率で存在させることが可能なことを見出した。具体的には、板面と結晶の{432}面が平行である方位がそれにあたる。{111}、{100}方位の結晶粒の制御だけでなく、この{432}方位の結晶粒をある面積率以上で存在させることで、Al−Mg−Si合金板において安定した高r値を達成できるものである。   As a result of intensive studies, the present inventors have shown that a crystal grain having an orientation other than the plate surface {111} has a significant effect on improving the average r value. It has been found that crystal grains can be present in a large area ratio. Specifically, the orientation in which the plate surface and the {432} plane of the crystal are parallel corresponds to this. In addition to controlling the {111} and {100} orientation crystal grains, the presence of the {432} orientation crystal grains at a certain area ratio or more can provide a stable high r value in the Al-Mg-Si alloy sheet. It can be achieved.

本発明者らは、通常の圧延では形成できない特異な集合組織状態を形成するための工程に関しても検討を加えた。すなわち、Al−Mg−Si系合金を素材とし、異周速圧延の特徴を活かして十分な剪断変形を与え、確実かつ安定して成形性向上に適した集合組織を形成する方法および条件について検討した。これにより、工業的に実現性が高い本発明に係る高成形性AL−Mg−Si系合金板の製造方法を完成したものである。   The present inventors also examined a process for forming a unique texture state that cannot be formed by ordinary rolling. In other words, using Al-Mg-Si alloy as a raw material, taking advantage of the characteristics of different peripheral speed rolling, giving sufficient shear deformation, studying the method and conditions for forming a texture suitable for improving formability reliably and stably did. Thereby, the manufacturing method of the highly formable AL-Mg-Si-type alloy plate which concerns on this invention with high industrial feasibility is completed.

具体的には、請求項1の発明の高成形性Al−Mg−Si系合金板は、Mg0.3〜2.0%(mass%、以下同じ)、Si0.3〜2.5%を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなる組成を有し溶体化処理されたAl−Mg−Si系合金板であって、すべての結晶方位の結晶粒総面積に対して{432}面が板面と平行から9.0°以内の範囲にある結晶粒の面積比が0.15以上であり、{111}<112>、{332}<113>、{221}<114>および{221}<122>からなる方位の方位分布関数のうち最も高いものをαとし、{001}<100>および{001}<110>の方位分布関数の高い方をβとした時にα/βが2.0以上であり、平均ランクフォード値が0.9以上であることを特徴とする。   Specifically, the highly formable Al—Mg—Si based alloy sheet of the invention of claim 1 contains Mg 0.3 to 2.0% (mass%, the same shall apply hereinafter) and Si 0.3 to 2.5%. And the balance is an Al—Mg—Si based alloy plate having a composition comprising Al and inevitable impurities, and the {432} face is the plate relative to the total area of crystal grains in all crystal orientations. The area ratio of crystal grains in a range within 9.0 ° from parallel to the plane is 0.15 or more, and {111} <112>, {332} <113>, {221} <114> and {221} Of the azimuth distribution functions of <122>, the highest one is α, and the higher of the azimuth distribution functions of {001} <100> and {001} <110> is β. It is 0 or more, and the average rankford value is 0.9 or more. .

また請求項2に記載の発明は、請求項1に記載のAl−Mg−Si系合金板において、前記Al−Mg−Si系合金が、Mg0.3〜2.0%、Si0.3〜2.5%を含有し、さらにCu0.05〜1.5%、Mn0.01〜0.8%、Cr0.01〜0.3%、Zr0.01〜0.2%、V0.01〜0.2%のうちの1種または2種以上を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなることを特徴とする。   The invention according to claim 2 is the Al-Mg-Si based alloy plate according to claim 1, wherein the Al-Mg-Si based alloy is Mg 0.3-2.0%, Si 0.3-2. 0.5%, Cu 0.05-1.5%, Mn 0.01-0.8%, Cr 0.01-0.3%, Zr 0.01-0.2%, V0.01-0. 1 type or 2 types or more of 2% are contained, and the remainder consists of Al and an unavoidable impurity.

更に、請求項3の発明の高成形性Al−Mg−Si系合金板の製造方法は、Mg0.3〜2.0%、Si0.3〜2.5%を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなるAl合金の鋳造工程で鋳造される鋳塊に、150℃以上でしかも非再結晶温度域内の温度である265℃以下において、50%を越える圧下率で粗圧延を行ない、さらに150℃以上でしかも非再結晶温度域内にある温度において、ロール周速比が1.2〜4.0の範囲内の異周速圧延を、50%を越える圧下率で行なって最終板厚とし、その後溶体化処理を行ない、平均ランクフォード値が0.9以上のアルミニウム合金板を得ることを特徴とするものである。 Furthermore, the manufacturing method of the highly formable Al—Mg—Si based alloy sheet of the invention of claim 3 contains Mg 0.3 to 2.0%, Si 0.3 to 2.5%, with the balance being Al and inevitable. An ingot cast in an Al alloy casting process composed of mechanical impurities is subjected to rough rolling at a reduction rate exceeding 50% at 150 ° C. or more and 265 ° C. or less , which is a temperature in the non-recrystallization temperature range, and 150 At a temperature not lower than ° C. and in the non-recrystallization temperature range, the different peripheral speed rolling within the range of the roll peripheral speed ratio of 1.2 to 4.0 is performed at a reduction ratio exceeding 50% to obtain the final thickness. Thereafter, solution treatment is performed to obtain an aluminum alloy plate having an average Rankford value of 0.9 or more.

また請求項4に記載の発明は、請求項3に記載のAl−Mg−Si系合金板の製造方法において、前記鋳塊がMg0.3〜2.0%、Si0.3〜2.5%を含有し、さらにCu0.05〜1.5%、Mn0.01〜0.8%、Cr0.01〜0.3%、Zr0.01〜0.2%、V0.01〜0.2%のうちの1種または2種以上を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなるAl−Mg−Si系アルミニウム合金の鋳塊を用いることを特徴とするものである。更に請求項5に記載の発明は、請求項3又は4に記載のAl−Mg−Si系合金板の製造方法において、前記鋳造工程後で粗圧延の前に、鋳塊を均質化処理しこれを冷却することを更に含むことを特徴とするものである。 The invention according to claim 4 is the method for producing an Al—Mg—Si based alloy plate according to claim 3, wherein the ingot is Mg 0.3 to 2.0%, Si 0.3 to 2.5%. Further, Cu 0.05-1.5%, Mn 0.01-0.8%, Cr 0.01-0.3%, Zr 0.01-0.2%, V 0.01-0.2% It is characterized by using an ingot of an Al—Mg—Si-based aluminum alloy containing one or more of them and the balance being Al and inevitable impurities. Further, the invention according to claim 5 is the method for producing an Al-Mg-Si alloy sheet according to claim 3 or 4, wherein the ingot is homogenized after the casting step and before rough rolling. The method further includes cooling.

この発明の成形加工用アルミニウム合金板は、高いBH性を有し、かつ平均r値が高くて成形性、特に深絞り性に優れた健全なAl−Mg−Si系合金板であり、また本発明に係る製造方法により工業的に量産的規模で確実かつ安定して製造することができる。そのため、工業上顕著な効果を奏することができる。   The aluminum alloy plate for forming according to the present invention is a sound Al-Mg-Si alloy plate having high BH properties, a high average r value and excellent formability, particularly deep drawability. The production method according to the invention can be reliably and stably produced on an industrial mass production scale. Therefore, an industrially remarkable effect can be produced.

先ず、この発明で対象とするAl−Mg−Si系合金の成分およびその限定理由について説明する。   First, the components of the Al—Mg—Si based alloy targeted by the present invention and the reasons for limitation will be described.

Mg:
Mgは、Siとともに析出硬化性、BH性および強度、延性、成形性の向上に寄与する。Mg量が0.3%未満では、BH性および強度が不十分となり、また延性や成形性も劣ることになり、一方Mg量が2.0%を越えれば、強度が高くなり過ぎて成形性が低下する。ここでMg量は、0.3〜2.0%の範囲内とした。
Mg:
Mg contributes to the improvement of precipitation hardenability, BH property and strength, ductility, and formability together with Si. If the Mg content is less than 0.3%, the BH properties and strength are insufficient, and the ductility and formability are also inferior. On the other hand, if the Mg content exceeds 2.0%, the strength becomes too high and the moldability is low. Decreases. Here, the amount of Mg was within a range of 0.3 to 2.0%.

Si:
Siは、Mgとともに強度やBH性の向上に寄与する。Si量が0.3%未満では、BH性および強度が不十分となり、一方Si量が2.5%を越えれば、強度が高くなり過ぎて成形性、延性が低下する。そこでSi量は、0.3〜2.5%の範囲内とした。
Si:
Si contributes to improvement of strength and BH property together with Mg. If the Si amount is less than 0.3%, the BH property and the strength are insufficient. On the other hand, if the Si amount exceeds 2.5%, the strength becomes too high and the formability and ductility are deteriorated. Therefore, the Si amount is set in the range of 0.3 to 2.5%.

この発明では、Al−Mg−Si系合金として、前記Mg、Siのほか、さらにCu0.05〜1.5%、Mn0.01〜0.8%、Cr0.01〜0.3%、Zr0.01〜0.2%、およびV0.01〜0.2%のうちから選ばれた1種または2種以上を選択的に含有する合金を用いることもできる。これらの選択元素の限定理由を以下に説明する。   In the present invention, as the Al—Mg—Si based alloy, besides Mg and Si, Cu 0.05 to 1.5%, Mn 0.01 to 0.8%, Cr 0.01 to 0.3%, Zr0. An alloy that selectively contains one or more selected from 01-0.2% and V0.01-0.2% can also be used. The reasons for limiting these selective elements will be described below.

Cu:
Cuは、強度およびBH性の向上に寄与する。Cu量が0.05%未満では、強度向上の効果が得られず、一方Cu量が1.5%を越えれば、成形性や耐食性が低下する。そこでCu量は0.05〜1.5%の範囲内とした。
Cu:
Cu contributes to improvement in strength and BH property. If the amount of Cu is less than 0.05%, the effect of improving the strength cannot be obtained. On the other hand, if the amount of Cu exceeds 1.5%, the formability and corrosion resistance deteriorate. Therefore, the amount of Cu is set in the range of 0.05 to 1.5%.

Mn:
Mnも強度向上に効果があり、また熱処理時の再結晶粒微細化に効果がある。Mn量が0.01%未満では、強度向上と再結晶粒微細化の効果が得られず、一方Mn量が0.8%を越えれば、組織中に粗大な金属間化合物が形成され、成形性に悪影響を与える。そこでMn量は0.01〜0.8%の範囲内とした。
Mn:
Mn is also effective in improving the strength and is effective in recrystallizing grains during heat treatment. If the amount of Mn is less than 0.01%, the effect of improving the strength and recrystallizing grains cannot be obtained. On the other hand, if the amount of Mn exceeds 0.8%, a coarse intermetallic compound is formed in the structure, and molding is performed. Adversely affects sex. Therefore, the amount of Mn is set within a range of 0.01 to 0.8%.

Cr:
Crも強度向上と熱処理時の再結晶粒微細化に効果がある。Cr量が0.01%未満では、強度向上と再結晶粒微細化の効果が得られず、一方Cr量が0.3%を越えれば、組織中に粗大な金属間化合物が形成され、成形性に悪影響を与える。そこでCr量は0.01〜0.3%の範囲内とした。
Cr:
Cr is also effective in improving the strength and recrystallizing grains during heat treatment. If the Cr content is less than 0.01%, the effect of improving the strength and recrystallizing grains cannot be obtained. On the other hand, if the Cr content exceeds 0.3%, a coarse intermetallic compound is formed in the structure, and molding is performed. Adversely affects sex. Therefore, the Cr content is set in the range of 0.01 to 0.3%.

Zr:
Zrも熱処理時の再結晶粒微細化に効果がある。Zrが0.01%未満では、再結晶粒微細化の効果が得られず、一方Zr量が0.2%を越えれば、組織中に粗大な金属間化合物が形成され、成形性を低下させるおそれがある。そこでZr量は0.01〜0.2%の範囲内とした。
Zr:
Zr is also effective in recrystallizing grain refinement during heat treatment. If Zr is less than 0.01%, the effect of recrystallizing grains cannot be obtained. On the other hand, if the amount of Zr exceeds 0.2%, a coarse intermetallic compound is formed in the structure and the formability is lowered. There is a fear. Therefore, the amount of Zr is set in the range of 0.01 to 0.2%.

V:
Vも熱処理時の再結晶粒微細化に効果がある。V量が0.01%未満では、再結晶粒微細化の効果が得られず、一方V量が0.2%を越えれば、組織中に粗大な金属間化合物が形成され、成形性を低下させるおそれがある。そこでV量は0.01〜0.2%の範囲内とした。
V:
V is also effective in recrystallizing grain refinement during heat treatment. If the amount of V is less than 0.01%, the effect of recrystallizing grains cannot be obtained. On the other hand, if the amount of V exceeds 0.2%, coarse intermetallic compounds are formed in the structure and formability is reduced. There is a risk of causing. Therefore, the V amount is set within a range of 0.01 to 0.2%.

なお一般的なアルミニウム合金の鋳造時には、結晶粒微細化剤としてTiが添加されることが多く、またTiは強度の向上にも寄与する。そこでこの発明においても、0.15%以下のTiを添加することは許容される。また鋳塊結晶粒微細化の目的でTiを添加する場合、500ppm以下のBまたはCを、Tiと合せて添加することも差し支えない。さらに、Mgを含有する合金については、鋳造時の溶湯酸化防止のためにBeを添加することも一般的であり、この発明の場合も、500ppm以下であればBeを添加しても差し支えない。   Note that Ti is often added as a crystal grain refining agent during the casting of a general aluminum alloy, and Ti also contributes to an improvement in strength. Therefore, in this invention, addition of 0.15% or less of Ti is allowed. When Ti is added for the purpose of refining ingot crystal grains, 500 ppm or less of B or C may be added together with Ti. Furthermore, for alloys containing Mg, it is also common to add Be to prevent oxidation of the molten metal during casting. In the present invention as well, Be may be added as long as it is 500 ppm or less.

そのほか通常のアルミニウム合金には、不可避的不純物として0.3%程度のFeが混入するのが一般的であるが、Feが過剰に存在すれば延性や成形性が低下してしまうから、Feは、不純物として0.25%以下に規制することが望ましい。   In addition, it is common for ordinary aluminum alloys to contain about 0.3% of Fe as an inevitable impurity. However, if Fe is excessively present, ductility and formability are reduced. In addition, it is desirable to limit the impurity content to 0.25% or less.

本発明に係るAl−Mg−Si系合金板の集合組織の規定について説明する。本発明に規定するところの特定方位の結晶粒の面積比や方位分布関数は、EBSP法(後方散乱電子線回折像法)により測定算出することができる。ここで、方位分布関数(ODF)が高い程、その方位の集積が大きいことを示している。   The definition of the texture of the Al—Mg—Si based alloy sheet according to the present invention will be described. The area ratio and orientation distribution function of crystal grains having a specific orientation as defined in the present invention can be measured and calculated by the EBSP method (backscattered electron diffraction image method). Here, the higher the orientation distribution function (ODF), the greater the accumulation of orientations.

合金板の板厚全体の性質を測定するために、EBSP測定は板断面において板厚全体が入る視野について実施し、通常の圧延板の板面基準の方位表示に変換するものとする。   In order to measure the properties of the entire plate thickness of the alloy plate, the EBSP measurement is performed on the visual field where the entire plate thickness enters in the cross section of the plate, and is converted into an orientation display based on the plate surface of a normal rolled plate.

本発明に係るAl−Mg−Si系合金板は、溶体化処理の加熱により再結晶組織が形成されているものである。その組織中で、{432}面が板面と平行から9.0°以内のずれ角度範囲にある方位の結晶粒の面積比が0.15以上となるように組織制御されることを必要とする。好ましい面積比は、0.25以上である。面積比が0.15未満では、十分に高い平均r値が得られないため不適当である。面積比の上限は特に規定されるものではないが、0.7以上とすることは技術的に困難である。   The Al—Mg—Si alloy plate according to the present invention has a recrystallized structure formed by heating in the solution treatment. In that structure, it is necessary that the structure is controlled so that the area ratio of crystal grains having an orientation in which the {432} plane is in a shift angle range within 9.0 ° from parallel to the plate surface is 0.15 or more. To do. A preferred area ratio is 0.25 or more. If the area ratio is less than 0.15, a sufficiently high average r value cannot be obtained, which is inappropriate. The upper limit of the area ratio is not particularly specified, but it is technically difficult to set it to 0.7 or more.

これまでの本発明者らの検討において、異周速圧延したAl−Mg−Si系合金板で高r値が達成されたものでは、集合組織中の集積の最も高い方位、すなわち主方位が{432}<125>面付近となる場合が多かった。この方位には、(432)[−1−25]:Bungeの3次元方位表示でφ1=79.5°、Φ=68.2°、φ2=53.1°や、(324)[2−51]:φ1=15.8°、Φ=42.0、φ2=56.3°が含まれる。但し、これらの方位から若干ずれた方位が主方位となる場合も、同様に高r値が達成される。要するに、板面が{432}と平行か、そこから9.0°以内ずれた範囲の方位の結晶粒であれば、それら結晶粒が多く存在することで平均r値を向上させる効果が発揮される。このため、本発明ではこれらの方位範囲の結晶粒の面積率を規定するものである。   In the studies by the present inventors so far, in the case where a high r value is achieved with an Al—Mg—Si alloy plate rolled at different speeds, the highest orientation of accumulation in the texture, that is, the main orientation is { 432} <125> plane is often near. For this orientation, (432) [-1-25]: Bunge's three-dimensional orientation display, φ1 = 79.5 °, φ = 68.2 °, φ2 = 53.1 °, (324) [2- 51]: φ1 = 15.8 °, φ = 42.0, φ2 = 56.3 ° are included. However, a high r value is also achieved in the same manner when the direction slightly deviated from these directions becomes the main direction. In short, if the plate surface is parallel to {432} or is a crystal grain in a range that is shifted within 9.0 ° therefrom, the effect of improving the average r value is exhibited by the presence of many crystal grains. The For this reason, in this invention, the area ratio of the crystal grain of these orientation ranges is prescribed | regulated.

{111}<112>方位は{111}方位の代表的なものであり、{332}<113>、{221}<114>および{221}<122>は{111}方位に近い方位で、いずれも平均r値を上げる効果が著しい方位である。逆に{001}<100>および{001}<110>は、平均r値を下げる作用の著しい方位といえる。現に、冷間圧延を経て製造された通常のAl−Mg−Si系合金板では、特にT4調質状態での再結晶集合組織の主方位は、多くの場合{100}<100>であり、このことがr値を低下させる原因となっている。   The {111} <112> orientation is representative of the {111} orientation, and {332} <113>, {221} <114> and {221} <122> are orientations close to the {111} orientation, In both cases, the effect of increasing the average r value is remarkable. Conversely, {001} <100> and {001} <110> can be said to be significant orientations that lower the average r value. In fact, in a normal Al—Mg—Si based alloy sheet manufactured by cold rolling, the main orientation of the recrystallized texture in the T4 tempered state is {100} <100> in many cases. This is a cause of lowering the r value.

本発明では、{111}<112>、{332}<113>、{221}<114>および{221}<122>の各方位の方位分布関数のうち最も高いものをαとし、{001}<100>および{001}<110>の方位分布関数の高い方をβとした時に、α/βが2.0以上であることを規定するものである。これは平均r値を向上させる効果の大きい方位を、平均r値を低下させる方位に比して十分に高い集積度とすることで、高r値を実現することを可能とするものである。α/βの比が2.0未満では高いr値が実現できないため不適当である。なお、{001}<100>および{001}<110>の方位分布関数が相対的に低ければ低いほど平均r値の向上には有利となり、α/βの上限は特に限定されるものではない。
In the present invention, α is the highest one of the azimuth distribution functions of {111} <112>, {332} <113>, {221} <114>, and {221} <122>, and {001} It is defined that α / β is 2.0 or more, where β is the higher orientation distribution function of <100> and {001} <110>. This makes it possible to realize a high r value by setting an orientation that has a large effect of improving the average r value to a sufficiently high degree of integration compared to an orientation that lowers the average r value. If the ratio of α / β is less than 2.0, a high r value cannot be realized. Note that the lower the orientation distribution functions of {001} <100> and {001} <110>, the more advantageous it is to improve the average r value, and the upper limit of α / β is not particularly limited. .

本発明で規定される集合組織状態を実現するために好適なAl−Mg−Si系合金の製造方法は、所定の組成を有する鋳塊に、150℃以上でしかも非再結晶温度域内にある温度において、50%を越える圧下率で粗圧延を行ない、さらに150℃以上でしかも非再結晶温度域内にある温度において、ロール周速比が1.2〜4.0の範囲内の異周速圧延を、50%を越える圧下率で行なって最終板厚とし、その後溶体化処理を行ない、平均ランクフォード値が0.9以上のアルミニウム合金版を製造するものである。   A method for producing an Al—Mg—Si based alloy suitable for realizing the textured state defined in the present invention is a temperature at 150 ° C. or higher and in a non-recrystallization temperature range in an ingot having a predetermined composition. , Rough rolling is performed at a rolling reduction exceeding 50%, and at a temperature not lower than 150 ° C. and in the non-recrystallization temperature range, the peripheral speed rolling is performed within a roll peripheral speed ratio of 1.2 to 4.0. Is carried out at a reduction ratio exceeding 50% to obtain a final plate thickness, followed by solution treatment to produce an aluminum alloy plate having an average Rankford value of 0.9 or more.

次にこの発明の方法における各工程およびプロセス条件について説明する。   Next, each step and process conditions in the method of the present invention will be described.

先ず前述のような成分組成を有する合金の溶湯を、常法にしたがって溶製し、続いて鋳造する。この鋳造手段は特に限定されるものではないが、例えばDC鋳造法(半連続鋳造法)などの通常の鋳造法によりスラブ状鋳塊に鋳造したり、あるいは連続鋳造圧延法により帯板状の連続鋳造板に鋳造したりしても良い。   First, a molten alloy having the above-described composition is melted in accordance with a conventional method, and then cast. The casting means is not particularly limited. For example, it is cast into a slab-like ingot by a normal casting method such as a DC casting method (semi-continuous casting method), or a continuous strip-like shape by a continuous casting rolling method. It may be cast on a cast plate.

DC鋳造法などによりスラブ状鋳塊に鋳造する場合、その鋳造時においては、スラブ状鋳塊の凝固後、600℃から400℃までのスラブ状鋳塊の表面温度降下速度が30℃/min以上、600℃から400℃までのスラブ状鋳塊の厚み方向中央部(スラブ厚中央部)の温度降下速度が5℃/min以上に維持されるように鋳造することが好ましい。このような凝固後の条件を適用することにより、鋳造したスラブのままの状態でMg、Si等の元素を十分に固溶させることができ、その結果、従来の一般的な製造方法で適用されている鋳塊均質化処理を行わなくても、最終製品板の段階で十分なBH性を確保することが可能となる。   When casting into a slab-like ingot by the DC casting method or the like, the surface temperature drop rate of the slab-like ingot from 600 ° C. to 400 ° C. is 30 ° C./min or more after the slab-like ingot is solidified. Casting is preferably performed so that the temperature drop rate at the thickness direction central portion (slab thickness central portion) of the slab-shaped ingot from 600 ° C. to 400 ° C. is maintained at 5 ° C./min or more. By applying such post-solidification conditions, elements such as Mg and Si can be sufficiently dissolved in the state of the cast slab, and as a result, the conventional general manufacturing method can be applied. Even without performing the ingot homogenization process, sufficient BH properties can be ensured at the final product plate stage.

上述のような凝固時の冷却速度制御を行なわなかった場合には、鋳造により得られた鋳塊に対して均質化処理を行なうことが好ましい。この均質化処理は、鋳塊組織を均一化し、最終板の成形性を向上させるとともに、最終焼鈍時における再結晶粒の安定化を図るための工程である。この場合の均質化処理の条件は特に限定しないが、処理温度が450℃未満では十分な均質化の効果が得られず、一方570℃を越えれば共晶融解のおそれがあり、また処理時間が0.5時間未満では十分な効果が得られず、24時間を越えれば効果が飽和して経済性を損なうだけであり、したがって均質化処理は450〜570℃において0.5〜24時間の条件とすることが望ましい。均質化処理後の冷却は400℃までのスラブの表面温度降下速度が30℃/min以上、400℃までのスラブの厚み方向中央部(スラブ厚中央部)の温度降下速度が5℃/min以上に維持されるように冷却することが望ましい。これにより最終製品板の段階で十分なBH性を確保することが可能となる。   When the cooling rate control during solidification as described above is not performed, it is preferable to perform a homogenization process on the ingot obtained by casting. This homogenization process is a process for homogenizing the ingot structure, improving the formability of the final plate, and stabilizing the recrystallized grains during the final annealing. The homogenization treatment conditions in this case are not particularly limited. However, if the treatment temperature is less than 450 ° C., sufficient homogenization effect cannot be obtained. On the other hand, if the treatment temperature exceeds 570 ° C., eutectic melting may occur. If the time is less than 0.5 hours, a sufficient effect cannot be obtained, and if the time exceeds 24 hours, the effect is saturated and the economic efficiency is deteriorated. Therefore, the homogenization treatment is performed at 450 to 570 ° C. for 0.5 to 24 hours. Is desirable. Cooling after the homogenization treatment has a slab surface temperature drop rate of up to 400 ° C of 30 ° C / min or higher, and a slab thickness direction central portion (slab thickness central portion) of up to 400 ° C has a temperature drop rate of 5 ° C / min or higher. It is desirable to cool so as to be maintained. This makes it possible to ensure sufficient BH properties at the final product plate stage.

一方、前述のように連続鋳造圧延法により得られる帯板状の鋳塊(連続鋳造板)を素材とすることも可能である。この場合の連続鋳造圧延法としては、双ロール式連続鋳造、あるいはベルト式もしくはブロック式の連続鋳造などが適用可能である。双ロール式による連続鋳造板としては板厚5〜10mmのものが好適で、ベルト式もしくはブロック式による連続鋳造板としては、板厚15〜60mmのものが好適である。これらの連続鋳造板の場合も、鋳造後に450〜570℃において0.5〜24hの均質化処理を行なっても良い。この場合も、均質化処理後の冷却は、400℃までの表面温度降下速度が30℃/min以上となるように制御することが望ましい。   On the other hand, as described above, a strip-like ingot (continuous cast plate) obtained by a continuous casting and rolling method can be used as a raw material. As the continuous casting and rolling method in this case, twin roll type continuous casting or belt type or block type continuous casting can be applied. A twin-roll type continuous cast plate having a thickness of 5 to 10 mm is suitable, and a belt-type or block-type continuous cast plate having a plate thickness of 15 to 60 mm is suitable. Also in the case of these continuous cast plates, a homogenization treatment for 0.5 to 24 h may be performed at 450 to 570 ° C. after casting. Also in this case, it is desirable to control the cooling after the homogenization treatment so that the surface temperature decreasing rate up to 400 ° C. is 30 ° C./min or more.

前述のようにして得られた鋳塊(スラブ状鋳塊もしくは連続鋳造板)に対しては、150℃以上でしかも非再結晶温度域内となる温度で、50%を越える圧下率で粗圧延を行なう。ここで、非再結晶温度域とは、Al−Mg−Si系合金が再結晶しない温度域のことであり、通常は350℃以下の温度域を意味する。したがって通常は150〜350℃の範囲内の温度で粗圧延を行なうことになる。この粗圧延時の温度が150℃より低ければ、材料の変形抵抗が大きくなるため、高圧下での圧延を行なう際に割れが起こりやすくなり、生産性の上から支障を招く。一方、粗圧延時の温度が非再結晶温度域を越え、例えば350℃を越えれば、圧延中に再結晶が生じて、次工程である温間異周速圧延において、目的とする集合組織制御が不可能となる。   For the ingot (slab-like ingot or continuous cast plate) obtained as described above, rough rolling is performed at a temperature exceeding 150 ° C. and in the non-recrystallization temperature range with a reduction ratio exceeding 50%. Do. Here, the non-recrystallization temperature range is a temperature range where the Al—Mg—Si based alloy is not recrystallized, and usually means a temperature range of 350 ° C. or less. Therefore, the rough rolling is usually performed at a temperature within the range of 150 to 350 ° C. If the temperature at the time of rough rolling is lower than 150 ° C., the deformation resistance of the material is increased, so that cracking is likely to occur when rolling under high pressure, causing a problem in terms of productivity. On the other hand, if the temperature during rough rolling exceeds the non-recrystallization temperature range, for example, exceeds 350 ° C., recrystallization occurs during rolling, and the desired texture control in the next step, warm differential rolling, is performed. Is impossible.

また粗圧延における全体の圧下率は、50%以上とする。50%より低い圧下率では、半連続鋳造、または連続鋳造圧延で生じた鋳造組織が残り、次工程の異周速圧延で目的とする集合組織制御を行なうことができなくなる。そのため、粗圧延における圧下率は、50%以上とする必要がある。この粗圧延は、その後の異周速圧延とは異なり、材料を挟む一対の圧延ロールの周速比を1とする、通常の等周速圧延で行なう。   The overall rolling reduction in rough rolling is 50% or more. When the rolling reduction is lower than 50%, a cast structure generated by semi-continuous casting or continuous casting and rolling remains, and the desired texture control cannot be performed in the next step of different peripheral speed rolling. Therefore, the rolling reduction in rough rolling needs to be 50% or more. This rough rolling is performed by ordinary constant-speed rolling, in which the circumferential speed ratio of a pair of rolling rolls sandwiching the material is 1, unlike the different circumferential speed rolling.

上述のような粗圧延終了後は、150℃以上でかつ非再結晶温度域内の温度で、50%を越える圧下率で異周速圧延を行なう。ここで異周速圧延とは、材料を挟んで回転する一対の圧延ロールにおける材料に接する面(ロール外周面)の周速が異なるように圧延する方式を意味し、一対の圧延ロールの外径(ロール径)自体は同径として、一対のロールを異なる回転数で回転させる場合と、一対の圧延ロールの径を異ならしめて、これらを等しい回転数で回転させる場合とがあり、いずれを適用しても良いことはもちろんである。   After the rough rolling as described above is completed, different peripheral speed rolling is performed at a temperature of 150 ° C. or higher and in a non-recrystallization temperature range with a rolling reduction exceeding 50%. Here, the different peripheral speed rolling means a method of rolling so that the peripheral speeds of the surfaces (roll outer peripheral surface) in contact with the material in the pair of rolling rolls rotating with the material interposed therebetween are different, and the outer diameter of the pair of rolling rolls. (Roll diameter) itself is the same diameter, and there are a case where a pair of rolls are rotated at different rotational speeds and a case where the diameters of a pair of rolling rolls are made different and these are rotated at an equal rotational speed. Of course.

上述のような異周速圧延時の材料温度が150℃より低ければ、材料内に均質に剪断変形を導入することが困難となる。一方、異周速圧延時の温度が350℃を越えれば、圧延中に再結晶が生じて、剪断変形を十分に導入することができなくなり、そのため目的とする集合組織制御が不可能となる。また、異周速圧延における全体の圧下率が50%以下では、ロールと材料との間にスリップが生じてしまって、異周速圧延によっても剪断変形が与えられなくなり、目的とする集合組織制御が不可能となってしまう。異周速圧延の圧下率が50%を越えれば、ロールと材料との間のスリップが著しく生じ難くなり、目的とする集合組織制御を行ないやすくなる。なお、60%を越える圧下率で異周速圧延することが好ましい。ここで、異周速圧延における圧下率の上限については特に限定しないが、割れの無い健全な板材を得るためには、通常は90%以下とすることが望ましい。   If the material temperature at the time of different peripheral speed rolling as described above is lower than 150 ° C., it is difficult to introduce shear deformation uniformly in the material. On the other hand, if the temperature during different peripheral speed rolling exceeds 350 ° C., recrystallization occurs during rolling, and it becomes impossible to sufficiently introduce shear deformation, so that the desired texture control becomes impossible. In addition, when the total rolling reduction in different circumferential speed rolling is 50% or less, slip occurs between the roll and the material, and shear deformation is not given even by different circumferential speed rolling. Becomes impossible. If the rolling reduction of the different peripheral speed rolling exceeds 50%, slip between the roll and the material is hardly generated, and the target texture control is easily performed. It is preferable to perform different peripheral speed rolling at a rolling reduction exceeding 60%. Here, the upper limit of the rolling reduction in different peripheral speed rolling is not particularly limited. However, in order to obtain a healthy plate material without cracks, it is usually preferably 90% or less.

さらにこの発明の方法においては、異周速圧延におけるロール周速比、すなわち一対の圧延ロールの周速比(周速が小さい側のロールの周速に対する、周速が大きい側の周速の比)は、1.2〜4.0の範囲内とする。ここで、周速比が1.2未満であれば、十分な剪断変形の付与が困難となる。一方、周速比が4.0を越えれば、ロールと材料との間のスリップが生じたり、また材料の局部的な変形が生じて正常な板が得られなくなったりする。ロールと材料との間のスリップを生じさせず、確実に剪断変形を付与するためにより好ましい周速比は、1.5〜3.0の範囲内である。   Furthermore, in the method of the present invention, the peripheral speed ratio of the roll in different peripheral speed rolling, that is, the peripheral speed ratio of a pair of rolling rolls (ratio of the peripheral speed on the larger peripheral speed to the peripheral speed of the roll on the smaller peripheral speed side) ) Is in the range of 1.2 to 4.0. Here, if the peripheral speed ratio is less than 1.2, it becomes difficult to impart sufficient shear deformation. On the other hand, if the peripheral speed ratio exceeds 4.0, slip between the roll and the material occurs, or local deformation of the material occurs and a normal plate cannot be obtained. A more preferable peripheral speed ratio is in the range of 1.5 to 3.0 in order to reliably impart shear deformation without causing slip between the roll and the material.

また、最終板厚(異周速圧延上がり板厚)も特に限定しないが、成形用としては、0.3〜2mm程度が適当である。   Further, the final thickness (thickness after rolling with different peripheral speeds) is not particularly limited, but about 0.3 to 2 mm is suitable for forming.

なお異周速圧延で使用する圧延機として、一対の圧延ロールの外径(ロール径)が等しいものを用いる場合、一対の圧延ロールを異なる周速度で駆動させ得る機構を備えた圧延機を用いる必要がある。その具体的方式は特に問わないが、一対のロールが速度可変モーターにより別駆動されるもの、あるいはギアなどの機械的機構で周速の比を変化させ得るものが好適である。また異周速圧延を安定的に行なうためには、ロールの加熱機構を有する圧延機を使用することが望ましい。この場合、ロール内にヒーターを内蔵させるか、あるいはロール加熱用のヒーターをロールに近接した外部に設置するかのいずれでも差し支えない。   In addition, when using what has the same outer diameter (roll diameter) of a pair of rolling roll as a rolling mill used by different peripheral speed rolling, the rolling mill provided with the mechanism which can drive a pair of rolling roll at a different peripheral speed is used. There is a need. The specific method is not particularly limited, but a pair of rolls that are separately driven by a variable speed motor or a mechanism that can change the ratio of peripheral speeds by a mechanical mechanism such as a gear is preferable. In order to stably perform different peripheral speed rolling, it is desirable to use a rolling mill having a roll heating mechanism. In this case, either a heater may be incorporated in the roll or a heater for heating the roll may be installed outside the roll.

以上のようにして異周速圧延を行なって所定の板厚としたAl−Mg−Si系合金板に対しては、溶体化処理を施す。すなわちAl−Mg−Si系合金では、溶体化処理を施すことによって、析出硬化に寄与するMg、Siなどを十分に固溶させて、良好なBH性をもたらすことができ、そこで塗装焼付け処理を行なって使用する成形加工用のAl−Mg−Si系合金板の製造において溶体化処理は一般的に適用されているが、この溶体化処理時には、再結晶も生起させることができる。そしてこのように溶体化処理時に再結晶させることにより、高いr値と良好な深絞り性を示す集合組織状態を得ることが可能となる。   The solution treatment is performed on the Al—Mg—Si based alloy sheet having a predetermined thickness by performing the different peripheral speed rolling as described above. That is, in the Al—Mg—Si based alloy, by performing solution treatment, Mg, Si, and the like contributing to precipitation hardening can be sufficiently dissolved, and good BH properties can be obtained. The solution treatment is generally applied in the production of the Al-Mg-Si-based alloy plate for forming processing to be used, and recrystallization can also occur during the solution treatment. And by recrystallizing at the time of solution treatment in this way, it becomes possible to obtain a textured state showing a high r value and good deep drawability.

本工程では、非再結晶温度域で等速での粗圧延を行なうことにより、回復が進みながら加工されることで、圧延時に{432}に近い方位の亜結晶粒が形成されやすい。この後、非再結晶温度で異周速圧延することで剪断変改が導入され、{332}{221}を含め{111}に近い方位の亜結晶粒が更に形成される。異周速圧延後、{001}方位として{001}<110>方位の亜結晶粒は形成されているが、{001}<100>方位の方位密度は非常に小さい。最終的に溶体化処理で再結晶するが、{001}方位より優先して{432}に近い方位、あるいは{332}{221}など{111}に近い方位の亜結晶粒が成長して結晶粒となる。このようにして、本発明の集合組織状態が実現されr値向上につながる。   In this step, by performing rough rolling at a constant speed in the non-recrystallization temperature range, processing is performed while recovery proceeds, so that subcrystal grains having an orientation close to {432} are easily formed during rolling. Thereafter, shear modification is introduced by rolling at a different peripheral speed at a non-recrystallization temperature, and subcrystal grains having an orientation close to {111} including {332} {221} are further formed. Sub-grains of {001} <110> orientation are formed as the {001} orientation after different speed rolling, but the orientation density of {001} <100> orientation is very small. Finally, recrystallization is performed by solution treatment. Subcrystal grains having an orientation close to {432} or an orientation close to {111} such as {332} {221} are grown in preference to the {001} orientation. It becomes a grain. In this way, the texture state of the present invention is realized, leading to an improvement of the r value.

前述のように、Al−Mg−Si系合金を用いたこの発明の方法では、溶体化処理により、析出硬化に寄与するMg、Siなどを十分に固溶させて良好なBH性を実現できると同時に、この溶体化処理時に再結晶も生起させることができることから、この発明の方法では、異周速圧延の後に再結晶処理と兼ねて溶体化処理を行なうのである。なおこの発明の方法における溶体化処理の加熱温度は、460〜580℃が望ましく、またこの溶体化処理は、CAL(連続焼鈍装置)により実施可能である。その場合、保持時間は0min(すなわち目標とする加熱温度到達後直ちに冷却)〜5minとし、5℃/sec以上の昇温・降温速度で急速加熱および急速冷却で実施することが好ましい。また、通常のバッチ炉での溶体化処理も可能であり、その場合はJIS W1103(1985)に従った条件、すなわち516〜580℃×0.5h以上で実施することが望ましい。   As described above, in the method of the present invention using an Al—Mg—Si based alloy, it is possible to achieve good BH properties by sufficiently dissolving Mg, Si, etc. contributing to precipitation hardening by solution treatment. At the same time, since recrystallization can also occur during the solution treatment, the solution treatment is performed in combination with the recrystallization treatment after the different peripheral speed rolling in the method of the present invention. In addition, the heating temperature of the solution treatment in the method of the present invention is preferably 460 to 580 ° C., and this solution treatment can be performed by CAL (continuous annealing apparatus). In that case, the holding time is preferably 0 min (that is, cooling immediately after reaching the target heating temperature) to 5 min, and the heating and cooling are preferably performed at a heating / cooling rate of 5 ° C./sec or more. Moreover, the solution treatment in a normal batch furnace is also possible, and in that case, it is desirable to carry out under conditions according to JIS W1103 (1985), that is, 516 to 580 ° C. × 0.5 h or more.

本発明で対象とするAl−Mg−Si系合金は、溶体化処理後、プレス成形されるまでに流通や保管など室温にて保持される期間が生じるため、この間の室温時効によって成形時にはT4調質状態となっているのが通例である。この室温で保持される時間については特に定めないが、数時間〜6ヶ月となることが通常である。
なお、Al−Mg−Si系合金は、室温時効性が高く、そのため溶体化処理・急冷の後、加工までの室温保持期間が長いほど材料強度が上がって、成形性が低下してしまう問題がある。このような室温時効による特性変化を緩和するためには、予備時効処理として、溶体化処理−急冷後、150〜300℃で5min以内の連続焼鈍、あるいは60〜150℃で0.5〜24hのバッチ焼鈍を行なうことも可能である。この予備時効処理は、室温時効の要因となる空孔濃度を減少させるのが主目的であり、その加熱温度が連続焼鈍においては150℃、バッチ焼鈍においては60℃より低ければ空孔量の低減が不十分となる。一方、連続焼鈍による予備時効処理においては300℃、バッチ焼鈍による予備時効処理においては150℃より高ければ、強度に寄与しない安定相析出物が形成されてBH性が低下する。また、バッチ焼鈍による予備時効処理の保持時間が0.5hより短ければ、室温時効緩和の効果が不足し、一方連続焼鈍による予備時効処理で5min、バッチ焼鈍による予備時効処理で24hを越えても、長時間処理によるそれ以上の効果の増大はなく、不経済となるだけである。
本発明のAl−Mg−Si系合金に、溶体化処理後、室温時効後、あるいは予備時効処理後のいずれかで板の平坦度を向上させるレベリングを施すことができる。
The Al—Mg—Si based alloy that is the subject of the present invention has a period during which it is kept at room temperature, such as distribution and storage, after the solution treatment until press molding. It is customary to be in a quality state. Although it does not set in particular about the time hold | maintained at this room temperature, it is usually several hours-six months.
In addition, Al-Mg-Si-based alloys have high room temperature aging, so that after the solution treatment / quenching, the longer the room temperature holding period until processing, the higher the material strength and the lower the formability. is there. In order to alleviate such property change due to room temperature aging, as pre-aging treatment, after solution treatment-rapid cooling, continuous annealing within 150 min at 150-300 ° C, or 0.5-24h at 60-150 ° C. It is also possible to perform batch annealing. The primary purpose of this pre-aging treatment is to reduce the vacancy concentration that causes room temperature aging. If the heating temperature is lower than 150 ° C. in continuous annealing and 60 ° C. in batch annealing, the amount of vacancies is reduced. Is insufficient. On the other hand, if the pre-aging treatment by continuous annealing is 300 ° C. and the pre-aging treatment by batch annealing is higher than 150 ° C., stable phase precipitates that do not contribute to the strength are formed and the BH property is lowered. Also, if the holding time of the pre-aging treatment by batch annealing is shorter than 0.5 h, the effect of relaxing the aging at room temperature is insufficient. On the other hand, even if the pre-aging treatment by continuous annealing exceeds 5 hours and the pre-aging treatment by batch annealing exceeds 24 h. However, there is no further increase in effect due to the long-time treatment, and it is only uneconomical.
The Al—Mg—Si alloy of the present invention can be leveled to improve the flatness of the plate either after solution treatment, after room temperature aging, or after preliminary aging treatment.

以下にこの発明の実施例を比較例とともに示す。なお以下の実施例は、この発明の作用・効果を具体的に示すためのものであり、実施例の条件がこの発明の技術範囲を制限するものではないことはもちろんである。   Examples of the present invention are shown below together with comparative examples. In addition, the following examples are for specifically showing the operation and effect of the present invention, and it is a matter of course that the conditions of the examples do not limit the technical scope of the present invention.

表1の合金符号A〜Jに示す各成分組成のAl−Mg−Si系合金を常法に従って溶解し、DC鋳造法によって厚さ80mm、幅200mmの断面を有するスラブ状鋳塊とした。これらの各合金A〜Gの鋳塊について、530℃×10hの均質化処理を施した後、鋳塊を表2、3に記載の厚さ(6〜72mm)に面削加工し、元板とした。一部、元厚150mmとした鋳塊を同様に均質化処理し、130mmまで面削したものも元板として用いた。そのほか、双ロール法で連続鋳造した厚さ4.5〜15mmの連続鋳造板も元板として用いたが、これには予め460℃で10hの均質化処理を施しておいた。   Al—Mg—Si based alloys having respective component compositions shown in alloy codes A to J in Table 1 were melted according to a conventional method, and a slab-like ingot having a cross section of 80 mm in thickness and 200 mm in width was obtained by a DC casting method. The ingots of these alloys A to G were homogenized at 530 ° C. × 10 h, and then the ingots were chamfered to the thicknesses (6 to 72 mm) shown in Tables 2 and 3, It was. A part of the ingot having an original thickness of 150 mm was homogenized in the same manner and faced to 130 mm was used as the original plate. In addition, a continuous cast plate having a thickness of 4.5 to 15 mm continuously cast by a twin roll method was also used as a base plate, which had been previously homogenized at 460 ° C. for 10 hours.

以上のような各合金からなる元板について、表2および表3に示す圧延加工(粗圧延および異周速圧延)を行ない、溶体化処理を施した後、性能を評価した。なお圧延加工前には、各元材をそれぞれ所定の圧延温度で1時間保持する予備加熱を行なった。粗圧延に用いた圧延機および異周速圧延の圧延機は、ロール内にヒーターを内包したものであり、圧延時には、このヒーターによりロールを所定の圧延温度に対して−15℃〜0℃の範囲内となるように温度制御を行なった。なお異周速圧延では、一対のロールとして同径のものを用い、一方のロールの周速を20m/minに固定し、他方のロールの周速を変化させて所定の周速比とした。圧延の潤滑剤としてはシリコーン油(ジメチルシリコーンオイル)を用いた。異周速圧延後には、再結晶処理を兼ねて溶体化処理を行なった。この溶体化処理は、ソルトバスを用いて、530℃に加熱して30sec保持した後、強制空冷する条件で実施した。各種試験に供する板材は、溶体化処理後、室温で1週間保持しT4調質状態とした。   About the base plate which consists of each above alloy, the rolling process (rough rolling and different peripheral speed rolling) shown in Table 2 and Table 3 was performed, and after performing the solution treatment, the performance was evaluated. Prior to the rolling process, preliminary heating was performed in which each base material was held at a predetermined rolling temperature for 1 hour. The rolling mill used for rough rolling and the rolling mill for different speed rolling have a heater included in the roll, and at the time of rolling, the roll is -15 ° C to 0 ° C with respect to a predetermined rolling temperature by the heater. The temperature was controlled so as to be within the range. In the different peripheral speed rolling, a pair of rolls having the same diameter was used, the peripheral speed of one roll was fixed at 20 m / min, and the peripheral speed of the other roll was changed to obtain a predetermined peripheral speed ratio. Silicone oil (dimethyl silicone oil) was used as a rolling lubricant. After the different peripheral speed rolling, a solution treatment was performed also as a recrystallization treatment. This solution treatment was performed under the condition of forced air cooling after heating to 530 ° C. and holding for 30 seconds using a salt bath. The plate material used for various tests was kept at room temperature for 1 week after solution treatment, and was in a T4 tempered state.

以上のようにして粗圧延−異周速圧延−溶体化処理・急冷を施して得られた各圧延板(板厚0.9〜1.5mm)について、その健全性を調べるとともに、平均r値と深絞り性を調査し、その結果を表2、表3中に示した。これらの評価方法、試験方法は次の通りである。   About each rolling board (plate thickness 0.9-1.5mm) obtained by performing rough rolling-different peripheral speed rolling-solution treatment / quenching as mentioned above, while examining the soundness, average r value The deep drawability was investigated, and the results are shown in Tables 2 and 3. These evaluation methods and test methods are as follows.

圧延板の健全性は外観により評価した。すなわち、圧延あるいはその後の熱処理で割れや形状不良、膨れなどを生じ、その後の特性評価が不可能な場合は×とし、一方これらが認められない場合は良好と判断して○とした。平均r値は、引張試験によりJIS5号試験片を圧延方向に対して0°、45°および95°方向に引張り、15%ひずみでの各方向r値から算出した。さらに深絞り性は、限界絞り比(LDR)を測定して評価した。   The soundness of the rolled plate was evaluated by its appearance. In other words, when cracking, shape failure, swelling, etc. occurred during rolling or subsequent heat treatment, and subsequent characteristic evaluation was impossible, it was judged as x, and when these were not recognized, it was judged as good and marked as o. The average r value was calculated from each direction r value at 15% strain by pulling a JIS No. 5 test piece in the 0 °, 45 ° and 95 ° directions with respect to the rolling direction by a tensile test. Further, the deep drawability was evaluated by measuring the limit drawing ratio (LDR).

集合組織の評価は、板厚全体を含む圧延方向断面でのSEM−EBSP測定によって行なった。この測定では、観察総面積を1〜3mmとなるようにした。EBSP測定結果により、{432}方位からずれ角9.0°以内の結晶粒の面積比と、規定される方位分布関数の比α/βを算出した。これらの測定および解析は、TSL社製のEBSPシステムおよび解析ソフトにより実施した。 The texture was evaluated by SEM-EBSP measurement at a cross section in the rolling direction including the entire plate thickness. In this measurement, the total observation area was set to 1 to 3 mm 2 . From the EBSP measurement results, the area ratio of crystal grains within a deviation angle of 9.0 ° from the {432} orientation and the ratio α / β of the prescribed orientation distribution function were calculated. These measurements and analyzes were carried out using an EBSP system and analysis software manufactured by TSL.

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表2に示すように、本発明例1〜13のいずれの場合も、異周速圧延の前に等周速で粗圧延を適正な条件で施しておくことにより、問題となる割れや形状不良が生じることなく、所定の板厚まで圧延が可能であった。すなわち、仕上げ圧延である異周速圧延後の板に形状不良は認められず、圧延板の健全性(以下、単に「健全性」と記す)が良好であった。また本発明例1〜19では、{432}方位からずれ角9.0°以内の方位の結晶粒の面積比(以下、単に「面積比」と記す)、ならびに、方位分布関数の比α/β(以下、単に「α/β」と記す)を満たしており、いずれも平均r値が0.9以上となり、LDRで表わされる深絞り性も2.03以上の良好な値となることが判明した。
なお、上記規定を満たす本発明材ではいずれも、{432}面が板面と平行な結晶方位が{111}が板面に平行な方位より高い方位分布関数値を持つことが確認された。すなわち、{111}方位よりも、{432}方位が方位集積の強い、より主要な方位であることになり、この方位がr値向上に効果を持つことで本発明品の高いr値が実現されている。
As shown in Table 2, in any case of the present invention examples 1 to 13 , by subjecting rough rolling at an appropriate circumferential speed under appropriate conditions before different circumferential speed rolling, problematic cracks and shape defects It was possible to roll up to a predetermined plate thickness without the occurrence of. That is, no shape defect was observed in the plate after the different peripheral speed rolling, which is finish rolling, and the soundness of the rolled plate (hereinafter simply referred to as “soundness”) was good. Further, in Examples 1 to 19 of the present invention, the area ratio of crystal grains having an orientation within 9.0 ° from the {432} orientation (hereinafter simply referred to as “area ratio”), and the ratio α / of the orientation distribution function β (hereinafter simply referred to as “α / β”) is satisfied, and the average r value is 0.9 or more, and the deep drawability represented by LDR is also a good value of 2.03 or more. found.
In addition, it was confirmed that any of the present invention materials satisfying the above definition has a higher orientation distribution function value in which the crystal orientation of the {432} plane is parallel to the plate surface and the direction of {111} is parallel to the plate surface. That is, the {432} orientation is a more dominant orientation with a stronger orientation accumulation than the {111} orientation, and this orientation has an effect of improving the r value, thereby realizing a high r value of the product of the present invention. Has been.

一方、表2の比較例20〜32の場合は、いずれかの性能が本発明例より劣っていた。
すなわち比較例20は、粗圧延の圧延温度が低い例であり、健全性が不良であり、α/β及び平均r値も満たされていなかった。LDRも本発明材より低いレベルであった。
比較例21も、粗圧延の圧延温度が低い例であり、健全性が不良であり、面積比、α/β及び平均r値も満たされなかった。LDRも本発明材より低いレベルであった。
比較例30は、粗圧延の圧下率が低い例であり、健全性が不良であり、面積比及び平均r値も満たされなかった。LDRも本発明材より低いレベルであった。
比較例22、23は、粗圧延の圧延温度が高い例であり、面積比、α/β及び平均r値が満たされなかった。LDRも本発明材より低いレベルであった。
比較例31は、粗圧延の圧下率が低い例であり、健全性が不良であり、面積比及び平均r値も満たされなかった。LDRも本発明材より低いレベルであった。
比較例24は、粗圧延の圧下率が低い例であり、健全性が不良であり、面積比及び平均r値も満たされなかった。LDRも本発明材より低いレベルであった。
比較例25、26、29は、異周速圧延の温度が低い例であり、健全性が不良であり、面積比、α/β及び平均r値も満たされなかった。LDRも本発明材より低いレベルであった。
比較例27、28、32は、異周速圧延の温度が高い例であり、面積比、α/β及び平均r値が満たされなかった。LDRも本発明材より低いレベルであった。
On the other hand, in the case of Comparative Examples 20 to 32 in Table 2, any performance was inferior to the inventive examples.
That is, Comparative Example 20 is an example in which the rolling temperature of rough rolling is low, the soundness is poor, and α / β and the average r value are not satisfied. LDR was also a level lower than this invention material.
Comparative example 21 is also an example in which the rolling temperature of rough rolling is low, the soundness is poor, and the area ratio, α / β, and average r value were not satisfied. LDR was also a level lower than this invention material.
Comparative Example 30 is an example in which the rolling reduction of rough rolling is low, the soundness is poor, and the area ratio and the average r value are not satisfied. LDR was also a level lower than this invention material.
Comparative Examples 22 and 23 were examples in which the rolling temperature of rough rolling was high, and the area ratio, α / β, and average r value were not satisfied. LDR was also a level lower than this invention material.
Comparative example 31 is an example in which the rolling reduction of rough rolling is low, the soundness is poor, and the area ratio and the average r value are not satisfied. LDR was also a level lower than this invention material.
Comparative Example 24 is an example in which the rolling reduction of rough rolling is low, the soundness is poor, and the area ratio and average r value are not satisfied. LDR was also a level lower than this invention material.
Comparative Examples 25, 26, and 29 are examples in which the temperature of different peripheral speed rolling was low, the soundness was poor, and the area ratio, α / β, and average r value were not satisfied. LDR was also a level lower than this invention material.
Comparative examples 27, 28, and 32 are examples in which the temperature of different peripheral speed rolling was high, and the area ratio, α / β, and average r value were not satisfied. LDR was also a level lower than this invention material.

さらに表3に示すように、本発明例33〜52は、適正な条件で異周速圧延を施すことにより、問題となる割れや形状不良が生じることなく、所定の板厚まで圧延が可能であり、健全性が良好であった。また、これら本発明例33〜52では、面積比、α/β及び平均r値を満たしており、LDRで表わされる深絞り性も良好であることが判明した。なお本発明例35〜45及び48〜52に示す例は、異周速圧延における周速比が前述のように望ましい範囲内(1.5〜3.0)にあるものであり、このような周速比条件では、面積比、α/β及び平均r値の全てが総じて高く、深絞り性を表すLDRも2.08〜2.30と良好であることが確認された。   Furthermore, as shown in Table 3, Examples 33 to 52 of the present invention can be rolled to a predetermined plate thickness without causing problematic cracks and shape defects by performing different peripheral speed rolling under appropriate conditions. There was good soundness. Further, in Examples 33 to 52 of the present invention, it was found that the area ratio, α / β and average r value were satisfied, and the deep drawability represented by LDR was also good. In the examples shown in Invention Examples 35 to 45 and 48 to 52, the peripheral speed ratio in different peripheral speed rolling is within the desirable range (1.5 to 3.0) as described above. Under the peripheral speed ratio conditions, it was confirmed that the area ratio, α / β, and average r value were all high, and the LDR representing the deep drawability was also good at 2.08 to 2.30.

一方、表3の比較例53〜62の場合は、いずれかの性能が本発明例より劣っていた。
すなわち比較例53〜55は、異周速圧延の周速比が小さい例であり、α/β及び平均r値が満たされなかった。LDRも本発明材より低いレベルであった
較例60、61も、異周速圧延の圧下率が小さい例であり、健全性が不良であり、α/β及び平均r値も満たされなかった。LDRも本発明材より低いレベルであった。
比較例62では、粗圧延の温度が低い例であり、健全性が不良であり、α/β及び平均r値も満たされなかった。LDRも本発明材より低いレベルであった。
On the other hand, in the case of Comparative Examples 53 to 62 in Table 3, any performance was inferior to the inventive example.
That is, Comparative Examples 53 to 55 are examples in which the peripheral speed ratio of the different peripheral speed rolling is small, and α / β and the average r value were not satisfied. LDR was also a level lower than this invention material .
The ratio Comparative Examples 60 and 61 also, an example rolling reduction is small differential speed rolling, a soundness defects was not also satisfied alpha / beta and average r value. LDR was also a level lower than this invention material.
In Comparative Example 62, the temperature of rough rolling was low, the soundness was poor, and α / β and the average r value were not satisfied. LDR was also a level lower than this invention material.

特異な集合組織状態とすることで、平均r値および深絞り性を向上させたAl−Mg−Si系合金板を得ることができる。異周速圧延により集合組織制御を行ない、工業的な量産規模での製造により、確実かつ安定して深絞り性に優れた成形加工用Al合金板を製造することができる。   An Al—Mg—Si based alloy plate with an improved average r value and deep drawability can be obtained by using a unique texture state. Texture control is performed by different circumferential speed rolling, and an Al alloy sheet for forming with excellent deep drawability can be manufactured reliably and stably by manufacturing on an industrial mass production scale.

Claims (5)

Mg0.3〜2.0%(mass%、以下同じ)、Si0.3〜2.5%を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなる組成を有し溶体化処理されたAl−Mg−Si系合金板であって、すべての結晶方位の結晶粒総面積に対して{432}面が板面と平行から9.0°以内の範囲にある結晶粒の面積比が0.15以上であり、{111}<112>、{332}<113>、{221}<114>および{221}<122>からなる方位の方位分布関数のうち最も高いものをαとし、{001}<100>および{001}<110>の方位分布関数の高い方をβとした時にα/βが2.0以上であり、平均ランクフォード値が0.9以上であることを特徴とする、高成形性Al−Mg−Si系合金板。   Al-Mg- containing Mg 0.3 to 2.0% (mass%, the same shall apply hereinafter) and Si 0.3 to 2.5%, with the balance being composed of Al and unavoidable impurities and solution treatment An Si-based alloy plate, wherein the area ratio of crystal grains in which the {432} plane is within 9.0 ° from the parallel to the plate surface with respect to the total grain area of all crystal orientations is 0.15 or more Yes, among the azimuth distribution functions of {111} <112>, {332} <113>, {221} <114> and {221} <122>, α is the highest, and {001} <100 > And {001} <110>, where the higher orientation distribution function is β, α / β is 2.0 or more, and the average rankford value is 0.9 or more. Al-Mg-Si alloy plate. 請求項1に記載のAl−Mg−Si系合金板において、前記Al−Mg−Si系合金が、Mg0.3〜2.0%、Si0.3〜2.5%を含有し、さらにCu0.05〜1.5%、Mn0.01〜0.8%、Cr0.01〜0.3%、Zr0.01〜0.2%、V0.01〜0.2%のうちの1種または2種以上を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなることを特徴とする、高成形性Al−Mg−Si系合金板。   2. The Al—Mg—Si based alloy plate according to claim 1, wherein the Al—Mg—Si based alloy contains Mg 0.3 to 2.0%, Si 0.3 to 2.5%, and Cu 0. One or two of 05 to 1.5%, Mn 0.01 to 0.8%, Cr 0.01 to 0.3%, Zr 0.01 to 0.2%, V 0.01 to 0.2% A highly formable Al—Mg—Si based alloy plate characterized by comprising the above and the balance being made of Al and inevitable impurities. Mg0.3〜2.0%、Si0.3〜2.5%を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなるAl合金の鋳造工程で鋳造される鋳塊に、150℃以上でしかも非再結晶温度域内の温度である265℃以下において、50%を越える圧下率で粗圧延を行ない、さらに150℃以上でしかも非再結晶温度域内にある温度において、ロール周速比が1.2〜4.0の範囲内の異周速圧延を、50%を越える圧下率で行なって最終板厚とし、その後溶体化処理を行ない、平均ランクフォード値が0.9以上のアルミニウム合金板を得ることを特徴とする、高成形性Al−Mg−Si系合金板の製造方法。 An ingot that is cast in an Al alloy casting process containing 0.3 to 2.0% Mg and 0.3 to 2.5% Si, with the balance being Al and inevitable impurities, is not less than 150 ° C and is At a temperature within the crystallization temperature range of 265 ° C. or lower , rough rolling is performed at a rolling reduction exceeding 50%, and at a temperature of 150 ° C. or higher and within the non-recrystallization temperature range, the roll peripheral speed ratio is 1.2-4. The rolling of different peripheral speeds within a range of 0.0 is performed at a reduction ratio exceeding 50% to obtain a final sheet thickness, and then a solution treatment is performed to obtain an aluminum alloy sheet having an average Rankford value of 0.9 or more. A method for producing a highly formable Al—Mg—Si alloy plate, which is characterized. 請求項3に記載のAl−Mg−Si系合金板の製造方法において、前記鋳塊がMg0.3〜2.0%、Si0.3〜2.5%を含有し、さらにCu0.05〜1.5%、Mn0.01〜0.8%、Cr0.01〜0.3%、Zr0.01〜0.2%、V0.01〜0.2%のうちの1種または2種以上を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなるAl−Mg−Si系アルミニウム合金の鋳塊を用いることを特徴とする、高成形性Al−Mg−Si系合金板の製造方法。   In the manufacturing method of the Al-Mg-Si type alloy plate of Claim 3, the said ingot contains Mg0.3-2.0%, Si0.3-2.5%, and also Cu0.05-1 0.5%, Mn 0.01 to 0.8%, Cr 0.01 to 0.3%, Zr 0.01 to 0.2%, V 0.01 to 0.2%, or one or more And a method for producing a highly formable Al—Mg—Si alloy plate, characterized by using an ingot of an Al—Mg—Si based aluminum alloy consisting of Al and inevitable impurities. 請求項3又は4に記載のAl−Mg−Si系合金板の製造方法において、前記鋳造工程後で粗圧延の前に、鋳塊を均質化処理しこれを冷却することを更に含むことを特徴とする、高成形性Al−Mg−Si系合金板の製造方法 The method for producing an Al-Mg-Si based alloy sheet according to claim 3 or 4, further comprising homogenizing the ingot and cooling it after the casting step and before rough rolling. A method for producing a highly formable Al—Mg—Si alloy plate .
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